JPH08253812A - 脆性亀裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造法 - Google Patents
脆性亀裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造法Info
- Publication number
- JPH08253812A JPH08253812A JP8346895A JP8346895A JPH08253812A JP H08253812 A JPH08253812 A JP H08253812A JP 8346895 A JP8346895 A JP 8346895A JP 8346895 A JP8346895 A JP 8346895A JP H08253812 A JPH08253812 A JP H08253812A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling
- thickness
- brittle crack
- crack propagation
- thick steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 脆性亀裂伝播停止特性の優れた厚鋼板を製造
する。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．３０％、Ｓ
ｉ：０．０３〜１．５％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、
Ａｌ：０．００２〜０．１０％、Ｖ：０．００５〜１．
０％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、残部がＦｅおよび
不可避的不純物よりなる鋳片をＡｃ3 以上に加熱した
後、あるいは鋳造ままで、該鋳片の片表面または両表面
より鋳片厚中心方向に鋳片厚の１／２０〜１／２が２０
０℃〜Ａｒ3 になるまで冷却する。引き続き鋳片片表面
または両表面より鋳片厚中心方向に鋳片厚の１／２０〜
１／２がフェライト１相またはフェライト−オーステナ
イト２相状態で圧延を開始する。該圧延中または圧延終
了後鋳片厚全域にわたりＡｃ3 −１００℃〜Ａｃ3 ＋１
００℃まで復熱させ、圧延冷却後の鋼板の板厚方向の最
大硬度差をビッカース硬度で板厚（ｍｍ）の２倍以下に
する。
する。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．３０％、Ｓ
ｉ：０．０３〜１．５％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、
Ａｌ：０．００２〜０．１０％、Ｖ：０．００５〜１．
０％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、残部がＦｅおよび
不可避的不純物よりなる鋳片をＡｃ3 以上に加熱した
後、あるいは鋳造ままで、該鋳片の片表面または両表面
より鋳片厚中心方向に鋳片厚の１／２０〜１／２が２０
０℃〜Ａｒ3 になるまで冷却する。引き続き鋳片片表面
または両表面より鋳片厚中心方向に鋳片厚の１／２０〜
１／２がフェライト１相またはフェライト−オーステナ
イト２相状態で圧延を開始する。該圧延中または圧延終
了後鋳片厚全域にわたりＡｃ3 −１００℃〜Ａｃ3 ＋１
００℃まで復熱させ、圧延冷却後の鋼板の板厚方向の最
大硬度差をビッカース硬度で板厚（ｍｍ）の２倍以下に
する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、脆性破壊が生じた場合
の脆性亀裂伝播停止特性が優れた厚鋼板の製造法に関す
るものである。
の脆性亀裂伝播停止特性が優れた厚鋼板の製造法に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】脆性破壊が生じた場合に、冶金学的な要
因として結晶粒の微細化が脆性亀裂伝播停止特性を向上
させることは良く知られている。一般的な厚鋼板の製造
工程において結晶粒径を微細化する手段としては、従
来、低温加熱、低温域圧延、および圧延終了後の冷却速
度を適度に制御する方法などが行われてきた。
因として結晶粒の微細化が脆性亀裂伝播停止特性を向上
させることは良く知られている。一般的な厚鋼板の製造
工程において結晶粒径を微細化する手段としては、従
来、低温加熱、低温域圧延、および圧延終了後の冷却速
度を適度に制御する方法などが行われてきた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、加熱時に十分
オーステナイト化をはかる必要から加熱温度はＡｃ3 以
上の温度を保つ必要があり、低温加熱による微細化には
限界がある。過度の二相域圧延は材質を劣化させるた
め、圧延温度の低下にも限界がある。また、厚鋼板の圧
延では圧延反力の制限から圧下率を大きくとれず、圧延
による微粒化にも限界がある。圧延終了後の冷却速度が
速いほど変態後のフェライト結晶粒は微細となるが、さ
らに速くなるとフェライトは生成せず、ベイナイト、マ
ルテンサイト等の低温変態生成組織の占める割合が増え
る。これらの組織は冷却速度が増加しても必ずしも微細
化せず、制御冷却による微粒化にも限界がある。
オーステナイト化をはかる必要から加熱温度はＡｃ3 以
上の温度を保つ必要があり、低温加熱による微細化には
限界がある。過度の二相域圧延は材質を劣化させるた
め、圧延温度の低下にも限界がある。また、厚鋼板の圧
延では圧延反力の制限から圧下率を大きくとれず、圧延
による微粒化にも限界がある。圧延終了後の冷却速度が
速いほど変態後のフェライト結晶粒は微細となるが、さ
らに速くなるとフェライトは生成せず、ベイナイト、マ
ルテンサイト等の低温変態生成組織の占める割合が増え
る。これらの組織は冷却速度が増加しても必ずしも微細
化せず、制御冷却による微粒化にも限界がある。
【０００４】以上述べたように、従来の厚鋼板の製造技
術では結晶粒の微細化に限界があるため、脆性亀裂伝播
停止特性の向上にも限界がある。また、厚鋼板の結晶粒
を微細化する特殊な方法としては、特公昭４９−７２９
３号公報記載のように冷却・加熱を繰り返すことにより
最終組織にいたるまでの変態の回数を多くする方法があ
る。しかし、単なる温度制御により変態の回数を増して
も結晶粒の微細化には限界があり、脆性亀裂伝播停止特
性の向上にも限界があるばかりでなく、このような工程
は経済的に大きな負担となる。
術では結晶粒の微細化に限界があるため、脆性亀裂伝播
停止特性の向上にも限界がある。また、厚鋼板の結晶粒
を微細化する特殊な方法としては、特公昭４９−７２９
３号公報記載のように冷却・加熱を繰り返すことにより
最終組織にいたるまでの変態の回数を多くする方法があ
る。しかし、単なる温度制御により変態の回数を増して
も結晶粒の微細化には限界があり、脆性亀裂伝播停止特
性の向上にも限界があるばかりでなく、このような工程
は経済的に大きな負担となる。
【０００５】さらに、圧延前または粗圧延終了後に鋳片
または鋳片表面を冷却し、温度差をつけたまま圧延開始
して復熱させる方法が特公平６−４９０３号公報、特開
平５−２７１８６０号公報に記載されている。これらは
Ｖを含まない成分系における脆性亀裂伝播停止特性の優
れた厚鋼板およびその製造法に関するものである。しか
し、板厚表層部の硬度が中心部より極端に高くなり、超
細粒化する割には脆性亀裂伝播停止特性が向上しないと
いう欠点があった。特に特公平６−４９０３号公報記載
の方法では、硬度差に起因する特性劣化を補うために細
粒化層を板厚の１／８以上にする必要があり、圧延負荷
の増大等製造工程における制約が大きかった。
または鋳片表面を冷却し、温度差をつけたまま圧延開始
して復熱させる方法が特公平６−４９０３号公報、特開
平５−２７１８６０号公報に記載されている。これらは
Ｖを含まない成分系における脆性亀裂伝播停止特性の優
れた厚鋼板およびその製造法に関するものである。しか
し、板厚表層部の硬度が中心部より極端に高くなり、超
細粒化する割には脆性亀裂伝播停止特性が向上しないと
いう欠点があった。特に特公平６−４９０３号公報記載
の方法では、硬度差に起因する特性劣化を補うために細
粒化層を板厚の１／８以上にする必要があり、圧延負荷
の増大等製造工程における制約が大きかった。
【０００６】また、特開平４−１４１５１７号公報記載
の方法は選択的に添加する元素としてＶを含んでいる
が、析出強化による板厚方向の硬度分布の均一化を意図
したものではない。
の方法は選択的に添加する元素としてＶを含んでいる
が、析出強化による板厚方向の硬度分布の均一化を意図
したものではない。
【０００７】さらに、板厚方向の硬さ分布が均一な高強
度高靱性鋼板の製造法として特開平５−１４８５４４号
公報記載の方法がある。これは復熱過程で圧延を施し、
加工フェライトの生成と回復により硬さ低減および靱性
向上効果を得る方法であるが、板厚中心部におけるＶの
析出強化を意図していないことに加え、オーステナイト
生成の抑制を目的として復熱最高温度を８００℃に規定
しているためフェライトからオーステナイトへの逆変態
による結晶粒微細化効果を有効に活用できず、十分な脆
性亀裂伝播停止特性が得られない可能性がある。
度高靱性鋼板の製造法として特開平５−１４８５４４号
公報記載の方法がある。これは復熱過程で圧延を施し、
加工フェライトの生成と回復により硬さ低減および靱性
向上効果を得る方法であるが、板厚中心部におけるＶの
析出強化を意図していないことに加え、オーステナイト
生成の抑制を目的として復熱最高温度を８００℃に規定
しているためフェライトからオーステナイトへの逆変態
による結晶粒微細化効果を有効に活用できず、十分な脆
性亀裂伝播停止特性が得られない可能性がある。
【０００８】本発明は、板厚表層部と中心部の硬度差が
小さな脆性亀裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造法を
提供することを目的とする。
小さな脆性亀裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造法を
提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明の脆性亀裂伝播停
止特性の優れた厚鋼板の製造法は以下の〜の通りで
ある。
止特性の優れた厚鋼板の製造法は以下の〜の通りで
ある。
【００１０】 重量％で、Ｃ ：０．０１〜０．３０
％、Ｓｉ：０．０３〜１．５％、Ｍｎ：０．３０〜２．
０％、Ａｌ：０．００２〜０．１０％、Ｖ ：０．００
５〜１．０％、Ｎ ：０．００１〜０．０１％、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋳片をＡｃ3 以上に
加熱した後、あるいは鋳造ままで、該鋳片の片表面また
は両表面より鋳片厚中心方向に鋳片厚の１／２０〜１／
２が２００℃〜Ａｒ3 になるまで冷却し、引き続き鋳片
片表面または両表面より鋳片厚中心方向に鋳片厚の１／
２０〜１／２がフェライト１相またはフェライト−オー
ステナイト２相状態で圧延を開始し、かつ該圧延中また
は圧延終了後鋳片厚全域にわたりＡｃ3 −１００℃〜Ａ
ｃ3 ＋１００℃まで復熱させ、圧延冷却後の鋼板の板厚
方向の最大硬度差をビッカース硬度で板厚（ｍｍ）の２
倍以下にすることを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性の
優れた厚鋼板の製造法。
％、Ｓｉ：０．０３〜１．５％、Ｍｎ：０．３０〜２．
０％、Ａｌ：０．００２〜０．１０％、Ｖ ：０．００
５〜１．０％、Ｎ ：０．００１〜０．０１％、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋳片をＡｃ3 以上に
加熱した後、あるいは鋳造ままで、該鋳片の片表面また
は両表面より鋳片厚中心方向に鋳片厚の１／２０〜１／
２が２００℃〜Ａｒ3 になるまで冷却し、引き続き鋳片
片表面または両表面より鋳片厚中心方向に鋳片厚の１／
２０〜１／２がフェライト１相またはフェライト−オー
ステナイト２相状態で圧延を開始し、かつ該圧延中また
は圧延終了後鋳片厚全域にわたりＡｃ3 −１００℃〜Ａ
ｃ3 ＋１００℃まで復熱させ、圧延冷却後の鋼板の板厚
方向の最大硬度差をビッカース硬度で板厚（ｍｍ）の２
倍以下にすることを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性の
優れた厚鋼板の製造法。
【００１１】 重量％で、Ｂ：０．０００２〜０．０
０２５％を含有することを特徴とする前記の脆性亀裂
伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造法。
０２５％を含有することを特徴とする前記の脆性亀裂
伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造法。
【００１２】 重量％で、Ｃｕ：０．０５〜３．０
％、Ｎｉ：０．０５〜１０．０％、Ｃｒ：０．０５〜１
０．０％、Ｍｏ：０．０５〜３．５％、Ｃｏ：０．０５
〜１０．０％、Ｗ ：０．０５〜２．０％の１種または
２種以上を含有することを特徴とする前記またはの
脆性亀裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造法。
％、Ｎｉ：０．０５〜１０．０％、Ｃｒ：０．０５〜１
０．０％、Ｍｏ：０．０５〜３．５％、Ｃｏ：０．０５
〜１０．０％、Ｗ ：０．０５〜２．０％の１種または
２種以上を含有することを特徴とする前記またはの
脆性亀裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造法。
【００１３】 重量％で、Ｒｅｍ：０．００２〜０．
１０％、Ｃａ ：０．０００３〜０．００３０％の１種
または２種を含有することを特徴とする前記〜のい
ずれかの脆性亀裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造
法。
１０％、Ｃａ ：０．０００３〜０．００３０％の１種
または２種を含有することを特徴とする前記〜のい
ずれかの脆性亀裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造
法。
【００１４】 重量％で、Ｎｂ：０．００２〜０．０
５％、Ｔｉ：０．００２〜０．１％の１種または２種を
含有することを特徴とする前記〜のいずれかの脆性
亀裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造法。
５％、Ｔｉ：０．００２〜０．１％の１種または２種を
含有することを特徴とする前記〜のいずれかの脆性
亀裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造法。
【００１５】 鋳片を圧延開始前に冷却する代わりに
粗圧延を行い、該粗圧延を終了した鋼片の片表面または
両表面より板厚中心方向に板厚の１／２０〜１／２が２
００℃〜Ａｃ3 になるまで冷却することを特徴とする前
記〜のいずれかの脆性亀裂伝播停止特性の優れた厚
鋼板の製造法。
粗圧延を行い、該粗圧延を終了した鋼片の片表面または
両表面より板厚中心方向に板厚の１／２０〜１／２が２
００℃〜Ａｃ3 になるまで冷却することを特徴とする前
記〜のいずれかの脆性亀裂伝播停止特性の優れた厚
鋼板の製造法。
【００１６】 最終圧延終了後引き続き板厚平均で７
５℃／ｓ以下の冷却速度で制御冷却を行うことを特徴と
する前記〜のいずれかの脆性亀裂伝播停止特性の優
れた厚鋼板の製造法。
５℃／ｓ以下の冷却速度で制御冷却を行うことを特徴と
する前記〜のいずれかの脆性亀裂伝播停止特性の優
れた厚鋼板の製造法。
【００１７】
【作用】まず、本発明の成分限定理由について説明す
る。
る。
【００１８】Ｃは鋼板を強化するために不可欠な元素で
あって、０．０１％未満の含有量では十分な強度が得ら
れない。一方、０．３０％を超えると溶接部の靱性が損
なわれる。
あって、０．０１％未満の含有量では十分な強度が得ら
れない。一方、０．３０％を超えると溶接部の靱性が損
なわれる。
【００１９】Ｓｉは脱酸を促進しかつ強度をあげるため
に効果的な元素であるので０．０３％以上添加するが、
１．５％を超えると溶接性を劣化させ鋼の表面性状を損
なう。
に効果的な元素であるので０．０３％以上添加するが、
１．５％を超えると溶接性を劣化させ鋼の表面性状を損
なう。
【００２０】Ｍｎは低温靱性を向上させる元素として有
効であるが、０．３０％未満の含有量では十分な効果が
得られない。一方、２．０％超添加すると溶接割れ性を
促進させるおそれがある。
効であるが、０．３０％未満の含有量では十分な効果が
得られない。一方、２．０％超添加すると溶接割れ性を
促進させるおそれがある。
【００２１】Ａｌは脱酸剤として有効であり、結晶粒の
微細化にも有効であるため添加する。０．００２％未満
では効果がなく、０．１％を超えると材質にとって有害
な介在物を生成する。
微細化にも有効であるため添加する。０．００２％未満
では効果がなく、０．１％を超えると材質にとって有害
な介在物を生成する。
【００２２】Ｖは析出硬化による強化に有効な元素であ
るため０．００５％以上添加する。表層部では圧延前あ
るいは圧延中の冷却により析出した析出物が復熱過程に
おいて粗大化し、強度上昇には寄与しない。一方、中心
部では復熱過程は存在しないため仕上圧延以前には析出
せず、圧延終了後の冷却過程で初めて析出物が微細に析
出し強度上昇効果が顕著に現れる。しかし１．０％超添
加すると溶接部の靱性が損なわれるので、上限を１．０
％とする。
るため０．００５％以上添加する。表層部では圧延前あ
るいは圧延中の冷却により析出した析出物が復熱過程に
おいて粗大化し、強度上昇には寄与しない。一方、中心
部では復熱過程は存在しないため仕上圧延以前には析出
せず、圧延終了後の冷却過程で初めて析出物が微細に析
出し強度上昇効果が顕著に現れる。しかし１．０％超添
加すると溶接部の靱性が損なわれるので、上限を１．０
％とする。
【００２３】ＮはＡｌと共に窒化物を生成し、結晶粒の
微細化に有効であるが、過量に添加すると溶接部靱性が
損なわれるので０．００１〜０．０１％に限定する。
微細化に有効であるが、過量に添加すると溶接部靱性が
損なわれるので０．００１〜０．０１％に限定する。
【００２４】選択的に添加するＢ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、
Ｍｏ、Ｃｏ、Ｗ、Ｒｅｍ、Ｃａ、Ｎｂ、Ｔｉは下記の理
由により添加する。
Ｍｏ、Ｃｏ、Ｗ、Ｒｅｍ、Ｃａ、Ｎｂ、Ｔｉは下記の理
由により添加する。
【００２５】Ｂは焼入れ性を向上させる元素であり、そ
の添加により鋼の強度を高めるのに有効であるが、過度
の添加はＢの析出物を増加させ、鋼の靱性を損ねるので
上限を０．００２５％とする。また添加量が少なすぎる
と効果がないため、下限を０．０００２％とする。
の添加により鋼の強度を高めるのに有効であるが、過度
の添加はＢの析出物を増加させ、鋼の靱性を損ねるので
上限を０．００２５％とする。また添加量が少なすぎる
と効果がないため、下限を０．０００２％とする。
【００２６】Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｗはいず
れも焼入れ性を向上させる元素として知られており、鋼
の強度を上昇させることができるが、過度の添加は溶接
性を損なうため、Ｃｕは３．０％以下、Ｎｉは１０．０
％以下、Ｃｒは１０．０％以下、Ｍｏは３．５％以下、
Ｃｏは１０．０％以下、Ｗは２．０％以下に限定する。
また添加量が少なすぎると効果がないため、添加量の下
限をいずれの元素についても０．０５％とする。
れも焼入れ性を向上させる元素として知られており、鋼
の強度を上昇させることができるが、過度の添加は溶接
性を損なうため、Ｃｕは３．０％以下、Ｎｉは１０．０
％以下、Ｃｒは１０．０％以下、Ｍｏは３．５％以下、
Ｃｏは１０．０％以下、Ｗは２．０％以下に限定する。
また添加量が少なすぎると効果がないため、添加量の下
限をいずれの元素についても０．０５％とする。
【００２７】ＲｅｍとＣａはＳの無害化に有効である
が、添加量が少ないとＳが有害のまま残り、過度の添加
は靱性を損なうため、Ｒｅｍ：０．００２〜０．１０
％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％の範囲で添加
する。
が、添加量が少ないとＳが有害のまま残り、過度の添加
は靱性を損なうため、Ｒｅｍ：０．００２〜０．１０
％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％の範囲で添加
する。
【００２８】Ｎｂ、Ｔｉはいずれも微量の添加により結
晶粒の細粒化と析出硬化の面で有効に機能するが、過量
に添加すると溶接部靱性が劣化するので、Ｎｂは０．０
５％以下、Ｔｉは０．１％以下とする。また両者とも添
加量が少なすぎると効果がないため、下限を０．００２
％とする。
晶粒の細粒化と析出硬化の面で有効に機能するが、過量
に添加すると溶接部靱性が劣化するので、Ｎｂは０．０
５％以下、Ｔｉは０．１％以下とする。また両者とも添
加量が少なすぎると効果がないため、下限を０．００２
％とする。
【００２９】特公平６−４９０３号公報に示されている
ように、脆性亀裂が伝播するためには伝播を続ける主亀
裂の前面に先行亀裂が形成され、その先行亀裂が主亀裂
に連結することが必要である。この連結は結晶粒界にお
けるテアリングによって生ずるが、テアリングは本質的
に延性破壊であるので相当量のエネルギーを吸収し、主
亀裂の減速に寄与する。結晶粒を微細化することは、こ
のテアリングによる主亀裂の減速効果の向上に結びつく
ものである。
ように、脆性亀裂が伝播するためには伝播を続ける主亀
裂の前面に先行亀裂が形成され、その先行亀裂が主亀裂
に連結することが必要である。この連結は結晶粒界にお
けるテアリングによって生ずるが、テアリングは本質的
に延性破壊であるので相当量のエネルギーを吸収し、主
亀裂の減速に寄与する。結晶粒を微細化することは、こ
のテアリングによる主亀裂の減速効果の向上に結びつく
ものである。
【００３０】圧延前の制御冷却時にＡｒ3 以下まで冷却
し、引き続きフェライト１相またはフェライト−オース
テナイト２相状態で圧延する方法によれば、表層部分の
結晶粒がきわめて微細化されるので脆性亀裂伝播停止特
性の向上に大きく寄与するが、この方法で得られた厚鋼
板の表層部は超細粒のために強度が中心部より顕著に高
くなる。一般に、表層細粒部が延性破壊を起こして板全
体の脆性破壊の進展を抑制するためには強度が低い方が
望ましいため、表層部のみの強度上昇は望ましくない。
本発明はこれを解決するため、板表層部と中心部の温度
履歴の違いによるＶ析出強化挙動の差を活用することに
した。
し、引き続きフェライト１相またはフェライト−オース
テナイト２相状態で圧延する方法によれば、表層部分の
結晶粒がきわめて微細化されるので脆性亀裂伝播停止特
性の向上に大きく寄与するが、この方法で得られた厚鋼
板の表層部は超細粒のために強度が中心部より顕著に高
くなる。一般に、表層細粒部が延性破壊を起こして板全
体の脆性破壊の進展を抑制するためには強度が低い方が
望ましいため、表層部のみの強度上昇は望ましくない。
本発明はこれを解決するため、板表層部と中心部の温度
履歴の違いによるＶ析出強化挙動の差を活用することに
した。
【００３１】板厚表層部のＶは水冷により温度が低下し
たフェライト相に析出するが、その後の加工を通じて非
整合化し、最終的には強度上昇に寄与しない。一方、中
心部では圧延−水冷−圧延工程中でも温度が低下しない
ため中心部のＶは析出せず、最終的に圧延終了後の冷却
（放冷）過程でフェライト中に整合析出し、強度上昇を
もたらす。これにより析出強化量は板中心部で高く表層
部で低くなり、この析出強化と表層細粒化効果が足し合
わされることにより板厚方向の強度分布は均一となる。
その結果、図１に示すように、板厚平均強度が同等であ
るＶ非添加鋼と比較した場合、Ｖ添加鋼では板表層部の
強度が相対的に低下するため延性破壊の進展が助長さ
れ、板全体の脆性亀裂伝播停止特性は向上する。したが
って、水冷後の加熱工程を含むような特殊な処理を施さ
なくても、板厚表層部の結晶粒を微細化し、板厚方向の
強度分布を均一化できればエネルギー面での大きな負担
なく、脆性亀裂伝播停止特性の優れた厚鋼板を得ること
ができる。
たフェライト相に析出するが、その後の加工を通じて非
整合化し、最終的には強度上昇に寄与しない。一方、中
心部では圧延−水冷−圧延工程中でも温度が低下しない
ため中心部のＶは析出せず、最終的に圧延終了後の冷却
（放冷）過程でフェライト中に整合析出し、強度上昇を
もたらす。これにより析出強化量は板中心部で高く表層
部で低くなり、この析出強化と表層細粒化効果が足し合
わされることにより板厚方向の強度分布は均一となる。
その結果、図１に示すように、板厚平均強度が同等であ
るＶ非添加鋼と比較した場合、Ｖ添加鋼では板表層部の
強度が相対的に低下するため延性破壊の進展が助長さ
れ、板全体の脆性亀裂伝播停止特性は向上する。したが
って、水冷後の加熱工程を含むような特殊な処理を施さ
なくても、板厚表層部の結晶粒を微細化し、板厚方向の
強度分布を均一化できればエネルギー面での大きな負担
なく、脆性亀裂伝播停止特性の優れた厚鋼板を得ること
ができる。
【００３２】そこで本発明では、鋳造ままの鋳片または
該鋳片を所定の厚みまで粗圧延した粗圧延材を、あるい
は鋳造後の鋳片または鋼片をＡｃ3 以上に加熱した鋳片
または該鋳片を所定の厚みまで粗圧延した粗圧延材を表
層部の１／２０〜１／２が２００℃〜Ａｒ3 になるまで
冷却する。これは表層部にフェライトを生成させるため
である。冷却する表層厚さが１／２０未満では最終的に
十分な脆性亀裂伝播停止特性が得られない。一方、１／
２超では両面から冷却する場合は全厚にわたって冷却す
ることになり復熱はあり得ず、片面の場合でも中心部ま
で冷却することになり製造上非効率的である。また冷却
温度が２００℃未満になると冷却形状の悪化、仕上圧延
時の表面割れの問題が生じ、Ａｒ3 超であるとオーステ
ナイト域の圧延となり、結晶粒微細化効果は得られな
い。
該鋳片を所定の厚みまで粗圧延した粗圧延材を、あるい
は鋳造後の鋳片または鋼片をＡｃ3 以上に加熱した鋳片
または該鋳片を所定の厚みまで粗圧延した粗圧延材を表
層部の１／２０〜１／２が２００℃〜Ａｒ3 になるまで
冷却する。これは表層部にフェライトを生成させるため
である。冷却する表層厚さが１／２０未満では最終的に
十分な脆性亀裂伝播停止特性が得られない。一方、１／
２超では両面から冷却する場合は全厚にわたって冷却す
ることになり復熱はあり得ず、片面の場合でも中心部ま
で冷却することになり製造上非効率的である。また冷却
温度が２００℃未満になると冷却形状の悪化、仕上圧延
時の表面割れの問題が生じ、Ａｒ3 超であるとオーステ
ナイト域の圧延となり、結晶粒微細化効果は得られな
い。
【００３３】冷却後は引き続き温度差のついた状態で、
フェライト１相あるいはフェライト−オーステナイト２
相域で圧延を開始して、圧延途中または圧延終了後に再
度Ａｃ3 −１００℃〜Ａｃ3 ＋１００℃の温度に自然に
復熱させる。このような加工熱処理により圧延終了後の
オーステナイト結晶粒はきわめて微細になる。すなわ
ち、フェライト１相あるいはフェライト−オーステナイ
ト２相域で圧延加工を加えて結晶粒を延伸させることに
より、フェライトからオーステナイトへの逆変態時にき
わめて微細なオーステナイト結晶粒を得ることができ
る。しかし、圧延途中または圧延終了後に板表面の温度
が再びＡｃ3 −１００℃以上に復熱しない場合は、最終
組織まで残留する加工フェライトの組織分率が高く靱性
を劣化させる。またＡｃ3 ＋１００℃超に復熱させる
と、オーステナイト粒の粗大化により脆性亀裂伝播停止
特性が劣化する。
フェライト１相あるいはフェライト−オーステナイト２
相域で圧延を開始して、圧延途中または圧延終了後に再
度Ａｃ3 −１００℃〜Ａｃ3 ＋１００℃の温度に自然に
復熱させる。このような加工熱処理により圧延終了後の
オーステナイト結晶粒はきわめて微細になる。すなわ
ち、フェライト１相あるいはフェライト−オーステナイ
ト２相域で圧延加工を加えて結晶粒を延伸させることに
より、フェライトからオーステナイトへの逆変態時にき
わめて微細なオーステナイト結晶粒を得ることができ
る。しかし、圧延途中または圧延終了後に板表面の温度
が再びＡｃ3 −１００℃以上に復熱しない場合は、最終
組織まで残留する加工フェライトの組織分率が高く靱性
を劣化させる。またＡｃ3 ＋１００℃超に復熱させる
と、オーステナイト粒の粗大化により脆性亀裂伝播停止
特性が劣化する。
【００３４】仕上圧延が終了し、かつ板表面温度がＡｃ
3 −１００℃〜Ａｃ3 ＋１００℃に復熱した後は放冷し
てもよいが、母材の強度靱性を高めるため引き続き７５
℃／ｓ以下の冷速で制御冷却することが望ましい。冷速
を７５℃／ｓ超に高めても結晶粒の微細化には限界があ
る。また水冷後Ａｃ1 ＋１００℃以下の温度まで焼戻し
てもよい。
3 −１００℃〜Ａｃ3 ＋１００℃に復熱した後は放冷し
てもよいが、母材の強度靱性を高めるため引き続き７５
℃／ｓ以下の冷速で制御冷却することが望ましい。冷速
を７５℃／ｓ超に高めても結晶粒の微細化には限界があ
る。また水冷後Ａｃ1 ＋１００℃以下の温度まで焼戻し
てもよい。
【００３５】本方法で製造された鋼板は、板厚表面より
板厚中心方向に板厚の１／２０〜１／２の範囲にわたっ
て微細結晶粒が存在し、板厚方向の強度分布が均一でき
わめて良好な脆性亀裂伝播停止特性を示す。
板厚中心方向に板厚の１／２０〜１／２の範囲にわたっ
て微細結晶粒が存在し、板厚方向の強度分布が均一でき
わめて良好な脆性亀裂伝播停止特性を示す。
【００３６】
【実施例】実施例の供試鋼の成分を表１に、製造条件を
表２、表３に、得られた材質を表４に比較例と共に示
す。なお、脆性亀裂伝播停止特性はＥＳＳＯ試験でＫｃ
ａ＝６００ｋｇｆ．ｍｍ-3/2を示す温度で評価した。
表２、表３に、得られた材質を表４に比較例と共に示
す。なお、脆性亀裂伝播停止特性はＥＳＳＯ試験でＫｃ
ａ＝６００ｋｇｆ．ｍｍ-3/2を示す温度で評価した。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【表３】
【００４０】
【表４】
【００４１】本発明例１〜１５および比較例１７〜２
１、２４、２７〜３０は、仕上圧延前に冷却したもので
ある。しかし、比較例１９は仕上圧延前冷却停止温度が
高く、比較例２８は復熱温度が高かったため所要の圧延
条件を満たすことができなかった。比較例２０、２４は
仕上圧延前冷却速度が遅かったため、比較例１７、３０
は仕上圧延開始温度が低すぎたため所定の温度まで復熱
せず、やはり条件を満たしていない。また比較例１６、
２２、２３、２５、２６は仕上圧延前の冷却を実施せ
ず、あるいは仕上圧延も実施せず室温まで空冷したため
所定の条件を満たすことができなかった。そして比較例
１８、２１、２４、２７、２９、３０はＶを含有しない
ため、板厚中心部と表面部の硬度差が板厚の２倍以上に
なってしまい、脆性亀裂伝播停止特性が劣化した。
１、２４、２７〜３０は、仕上圧延前に冷却したもので
ある。しかし、比較例１９は仕上圧延前冷却停止温度が
高く、比較例２８は復熱温度が高かったため所要の圧延
条件を満たすことができなかった。比較例２０、２４は
仕上圧延前冷却速度が遅かったため、比較例１７、３０
は仕上圧延開始温度が低すぎたため所定の温度まで復熱
せず、やはり条件を満たしていない。また比較例１６、
２２、２３、２５、２６は仕上圧延前の冷却を実施せ
ず、あるいは仕上圧延も実施せず室温まで空冷したため
所定の条件を満たすことができなかった。そして比較例
１８、２１、２４、２７、２９、３０はＶを含有しない
ため、板厚中心部と表面部の硬度差が板厚の２倍以上に
なってしまい、脆性亀裂伝播停止特性が劣化した。
【００４２】これに対し、本発明例１〜１５は表４に示
す通り脆性亀裂伝播停止特性が十分であった。
す通り脆性亀裂伝播停止特性が十分であった。
【００４３】
【発明の効果】本発明によれば、従来法に比べてきわめ
て優れた脆性亀裂伝播停止特性を有する厚鋼板を製造す
ることができる。
て優れた脆性亀裂伝播停止特性を有する厚鋼板を製造す
ることができる。
【図１】Ｖ添加鋼およびＶ非添加鋼における板厚方向の
硬度分布を模式的に示す図である。
硬度分布を模式的に示す図である。
Claims (7)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．３０％、 Ｓｉ：０．０３〜１．５％、 Ｍｎ：０．３０〜２．０％、 Ａｌ：０．００２〜０．１０％、 Ｖ ：０．００５〜１．０％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１％、残部がＦｅおよび不可
避的不純物よりなる鋳片をＡｃ3 以上に加熱した後、あ
るいは鋳造ままで、該鋳片の片表面または両表面より鋳
片厚中心方向に鋳片厚の１／２０〜１／２が２００℃〜
Ａｒ3 になるまで冷却し、引き続き鋳片片表面または両
表面より鋳片厚中心方向に鋳片厚の１／２０〜１／２が
フェライト１相またはフェライト−オーステナイト２相
状態で圧延を開始し、かつ該圧延中または圧延終了後鋳
片厚全域にわたりＡｃ3 −１００℃〜Ａｃ3 ＋１００℃
まで復熱させ、圧延冷却後の鋼板の板厚方向の最大硬度
差をビッカース硬度で板厚（ｍｍ）の２倍以下にするこ
とを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の
製造法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｂ：０．０００２〜０．００２５％を含有することを特
徴とする請求項１記載の脆性亀裂伝播停止特性の優れた
厚鋼板の製造法。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｃｕ：０．０５〜３．０％、 Ｎｉ：０．０５〜１０．０％、 Ｃｒ：０．０５〜１０．０％、 Ｍｏ：０．０５〜３．５％、 Ｃｏ：０．０５〜１０．０％、 Ｗ ：０．０５〜２．０％の１種または２種以上を含有
することを特徴とする請求項１または２記載の脆性亀裂
伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造法。 - 【請求項４】 重量％で、 Ｒｅｍ：０．００２〜０．１０％、 Ｃａ ：０．０００３〜０．００３０％の１種または２
種を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか
１項に記載の脆性亀裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製
造法。 - 【請求項５】 重量％で、 Ｎｂ：０．００２〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００２〜０．１％の１種または２種を含有す
ることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載
の脆性亀裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造法。 - 【請求項６】 鋳片を圧延開始前に冷却する代わりに粗
圧延を行い、該粗圧延を終了した鋼片の片表面または両
表面より板厚中心方向に板厚の１／２０〜１／２が２０
０℃〜Ａｃ3 になるまで冷却することを特徴とする請求
項１〜５のいずれか１項に記載の脆性亀裂伝播停止特性
の優れた厚鋼板の製造法。 - 【請求項７】 最終圧延終了後引き続き板厚平均で７５
℃／ｓ以下の冷却速度で制御冷却を行うことを特徴とす
る請求項１〜６のいずれか１項に記載の脆性亀裂伝播停
止特性の優れた厚鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8346895A JPH08253812A (ja) | 1995-03-16 | 1995-03-16 | 脆性亀裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8346895A JPH08253812A (ja) | 1995-03-16 | 1995-03-16 | 脆性亀裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08253812A true JPH08253812A (ja) | 1996-10-01 |
Family
ID=13803309
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8346895A Pending JPH08253812A (ja) | 1995-03-16 | 1995-03-16 | 脆性亀裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08253812A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008169467A (ja) * | 2006-12-14 | 2008-07-24 | Nippon Steel Corp | 脆性き裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板及びその製造方法 |
| KR20210066884A (ko) | 2018-12-07 | 2021-06-07 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 강판 및 그 제조 방법 |
-
1995
- 1995-03-16 JP JP8346895A patent/JPH08253812A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008169467A (ja) * | 2006-12-14 | 2008-07-24 | Nippon Steel Corp | 脆性き裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板及びその製造方法 |
| KR20210066884A (ko) | 2018-12-07 | 2021-06-07 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 강판 및 그 제조 방법 |
| KR20230159634A (ko) | 2018-12-07 | 2023-11-21 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 강판 및 그 제조 방법 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH064903B2 (ja) | 脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板およびその製造法 | |
| JPH0366075B2 (ja) | ||
| JPH093609A (ja) | 高い強度と優れた延伸性を有するニオブ含有圧延鋼板とその製造方法 | |
| JPH04285119A (ja) | 低温靱性の優れた厚肉高張力鋼板の製造法 | |
| JP3246993B2 (ja) | 低温靭性に優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JP3264956B2 (ja) | 厚肉鋼板の加速冷却型製造方法 | |
| JPS6167717A (ja) | 溶接熱影響部の強度及び靭性にすぐれた高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH08253812A (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造法 | |
| JP2621744B2 (ja) | 超高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2706159B2 (ja) | 溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法 | |
| JP2671732B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JP3298718B2 (ja) | 極厚調質型高強度鋼板の製造方法 | |
| JPH05148544A (ja) | 板厚方向の硬さ分布が均一な高強度高靭性鋼板の製造法 | |
| JP3107695B2 (ja) | 強度・靱性および溶接性の優れたフランジを有する形鋼の製造方法 | |
| JP3107698B2 (ja) | 強度・靱性および耐火性の優れたフランジを有する形鋼の製造方法 | |
| JPH05271770A (ja) | 細粒厚鋼板の製造法 | |
| JPH02133521A (ja) | 靭性に優れた調質型高張力鋼板の製造方法 | |
| JP3264721B2 (ja) | 材質異方性のない厚鋼板の製造法 | |
| JPH0368715A (ja) | 強度・靭性に優れた構造用鋼板の製造方法 | |
| JP4044862B2 (ja) | 耐震性と溶接性に優れた複合組織型高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JPH0670250B2 (ja) | 靭性の優れた調質型高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2708540B2 (ja) | フェライト組織を主体とする高強度鋼板の製造方法 | |
| JPH06179908A (ja) | 溶接性と脆性亀裂伝播停止性能に優れた厚肉高張力鋼の製造方法 | |
| JPH075967B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性の優れた鋼板の製造方法 | |
| JPH0215122A (ja) | 溶接性の優れた高強度高靭性厚肉鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20040601 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20041026 |