セパレーションを発生する鋼板の鋼構造物への適用に関する基礎研究

(1)

九州大学学術情報リポジトリ

Kyushu University Institutional Repository

セパレーションを発生する鋼板の鋼構造物への適用に関する基礎研究

勝田, 順一

https://doi.org/10.11501/3059405

出版情報：Kyushu University, 1991, 博士（工学）, 論文博士バージョン：

権利関係：

(2)

(3)

セバレーションを発生する鋼板の銅構造物への適用に関する

基礎研究

平成

3

年

7

月

勝目順一

(4)

第 1章

1 . 1 1 • 2 1 . 3 1 . 4

第 2章

2 . 1

2 • 2

2 . 3

白老欠

序論研究の背景研究の目的本論文の構成

本論文で使用する試験方向を表わす記号説明

唱Eムηfu‑Fhun八

U A H E4i U

セバレーシヨンを発生する鋼板に関する

従来の研究 ¹ⁱ

つ'Hndnnu

噌t A 4 1 i 4

﹄

4 4

︐i

緒 ^ョヒ^ヨヨ

セパレ } ションの発生要因と発生条件セパレ } ション発生量の定量的表示法

2 . 4

セパレーションの発生が

鋼板の諸特性におよぽす影響・・・

1 7 2 . 4 . 1

引張強度におよぽす影響・・・

1 8 2 . 4 . 2

疲労特性におよぽす影響・・・

1 9 2 . 4 . 3

破壊靭性におよぽす影響・・・

1 9

~

2 . 5

結言・・・

2 3

第

3

章セパレーションを発生する鋼板を

実用化するための検討課題と

セパレーション発生量の定量的表示法・・・ 25

3 . 1

緒言 26

3 • 2 セバレーションを発生する鋼板に関する

検討課題・・・ 27

3 . 2 . 1

セバレーション発生要因に関する考察

3 • 2 • 2 セパレーション発生量が鋼板の諸特性におよぽす影響に対する懸念、と同一化学成分でセパレーシヨン発生量が異なる鋼板での

試験の必要性・・・ 28

3 . 2 . 3

二相域圧延鋼板の特性に関する検討課題・・・

30

3.3

供試鋼板・・・

30 3 . 3 . 1

評価対象とした鋼板・・・

30

27

(5)

3 . 3 . 2

セバレーションを発生する鋼板の

ミク口組織とビッカース硬さ・・・ 32 3.4 本論文で用いたセパレーション発生量の

定量的表示のための計測基懲・・・ 34

3 . 4 . 1

セバレーション発生量の

定量的表示法の問題点 3 • 4 • 2評価対象とする破面

3 . 4 • 3 評価対象とするセパレーションの形状 3 • 4 • 4 評価対象とするセバレーションの長さ 3 . 4 . 5 セパレーション長さの計測方法

3 . 4 . 6

セバレーション発生量の定量的表示のための計測基準 3 • 4 • 7 セバレーション発生量の

3.5

第

4

章

結 ^ちヨtコ^a

定量的表示法に関する考察

鋼板各方向の引張特性，および破壊靭性に

34

36

39 41

4 2

43

44

45

およぽすセバレーシヨン発生量の影響・・・ 48

4 . 1 4.2

緒

引張特性におよぽすセバレーション発生量の影響

4 . 2 . 1

試験方法

4 • 2 • 2圧延方向，および板厚方向の引張特性に

49

50 50

およぽすセパレーション発生量の影響・・・ 52

4 . 2 . 3

種々の化学成分を有する鋼板の引張特性に

およぽす最大セパレーション指数の影響・・・

57

4 • 3 衝撃特性におよぽすセバレーシヨン発生量の

影響・・・

5 9

4 . 3 . 1

試験方法

5 9

4 • 3 • 2圧延方向，および板厚方向の靭性に

およぽすセバレーション発生量の影響・・・

5 9

4 . 3 • 3 種々の化学成分を有する鋼板の衝撃特性に

およぽす最大セバレーシヨン指数の影響・・・ 64 4 • 3 • 4 二相域圧延鋼板の面内靭性分布におよぽす

セバレーシヨン発生量の影響・・・ 65

(6)

4.4

破壊靭性におよぽすセバレーション発生量の

影響・・・

6 8

4.4 . 1

試験方法・・・

68

4 • 4 • 2圧延方向，および板厚方向の破槙靭性に

およぽすセバレーシヨン発生量の影響・・・

70

4 • 4 • 3 種々の化学成分を有する鋼板の破壊靭性に

4.5

第

5

章

5 . 1

およぽす最大セパレーション指数の影結

二相域圧延鋼板の疲労き裂伝播挙動と

緒 ^ちt^=tゴ

伝擦寿命の解析法

5 . 2

丸棒試験片による疲労強度におよぽす

75

78 82 83

最大セバレーション指数の影響・・・

84 5 . 2 . 1

84

5 • 2 • 2圧延方向，および板厚方向の疲労強度に

およぽす最大セパレ } シヨン指数の影

85 5 . 3

鋼板板厚方向，および板幡方向への

疲労き裂伝播挙動

8 9

5 .3.1

8 9

5 . 3 . 2

鋼板板厚方向，および板幅方向への

疲労き裂伝掻挙動・・・

90

5 • 4 微小セバレーション発生の影響を考慮した

疲労き裂伝播解析・・・

98 5 . 4 . 1

微小セパレーションをモデル化した

スリットを通過する疲労き裂の伝播挙動・・・

98

5 • 4 • 2微小セバレーション発生の影響を考慮した

疲労き裂伝播解析・・・

102 5.5

微小セパレーションが発生する鋼板の

半楕円表面き裂の疲労き裂伝播挙動・・・

108 5 . 5 . 1

109

5 • 5 • 2半楕円表面き裂の疲労き裂伝播におよぽす

最大セパレーション指数の影響・・・

1 12 5 . 5 . 3

微小セパレーション発生を考慮した

半楕円表面き裂の伝播解析・・・

1 17

(7)

5.6 結 ^ち三kヨ^r

121

第 6章二相域圧延鋼板の脆性き裂伝播停止特性の

向上と脆性き裂伝播経路の解析法・・・

123 6 . 1

6 • 2

緒 ^三ヨ.位ゴ

124

二相域圧延鋼板の脆性き裂伝播停止特性の

向上に関する考察・・・

124 6 . 2 . 1

124 6 . 2 . 2

脆性き裂伝播挙動と脆性き裂伝播停止特性・・・

125 6 . 2 . 3

脆性き裂折れ曲がり伝播の原因に

関する考察・・・

126

6 • 2 • 4脆性き裂伝播停止特性向上の原因に

関する考察・・・

128 6.3

二相域圧延鋼板における破壊靭性の

鋼板面内異方性・・・

132

布分

LE

且T靭綴破

の面肉川

板

銅

延

法圧方域験相試二

ηdqo

nono

132 134 6 . 4

面内破壊靭性分布に異方性を有する鋼板の

腕性き裂発生方向を推定する方法の提案・・・

138 6 . 4 . 1

脆性き裂発生条件とき裂発生方向を

推定するための解析モデル・・・

138

6 • 4 • 2脆性き裂発生方向におよぽす

面内異方性の影響・・・

140

6.5 面内破壊靭性分布に異方性を有する鋼板の

脆性き裂伝播経路を推定する方法の提案・・・

143 6 . 5 . 1

脆性き裂折れ曲がり伝播経路を

推定するための解析モデル・・・

143

6 • 5 • 2腕性き裂伝播経路におよぽす

面内異方性の影響・・・

145

6.6 面内破壊靭性分布に異方性を有する鋼板の

腕性き裂伝播停止特性向上に関する考察・・・

151

6.7 種々の化学成分を有する鋼板の脆性き裂

伝播停止特性におよぽす最大セバレーション

指数の影響・・・

152

6.8

結言

154

(8)

第

7

章総 ^A仁1 評価

( 1 )

セバレーションの発生要因と ( 2 )

( 3 )

第 8章

セバレーション発生量の定量的表示法鋼板の諸特性におよぼす

セバレーション発生の影響二相域圧延鋼板に期待される特徴

結論

謝辞

参考文献

156

157

158 1 6 1

163

173

174

(9)

第雪

5 1

重量

序論

噌Eム

(10)

1 . 1

^{研究の背景}

1973

年以来，引き続いて起こった石油ショックで，エネルギーを安価に，かっ安定して得るための努力が，原子力，水力，石油，天然ガスなど，あらゆるエネルギー関連分野へ傾注きれた。なかでも，石油，天然ガスの掘削は，新しい油田やガス田の発見に伴い，深海域，寒冷地，強腐食環境域へと技術的困難を伴う方向に急速に進んだことから，これらの分野に使用する厚鋼板の特性要求が苛酷化した。このような要求には，その使用環境の苛酪化や構造物の大型化に対応すべきものと，網構造物を製造する過程で要求される予熱や後熱の省略や大入熱高能率溶接などによる溶接施工の省力化に対応すべきものがあり，使用される鋼板に対して多様で，しかも高度な性能が求められるようになった。

とくに，北海や北極海などの深海域で，かつ寒冷地における石油掘削では，掘削設備の大型化に伴い，高強度で，しかも高靭性で，なおかつ溶接施工が容易にできる厚鋼板の要求が高まった。ところが，従来圧延型高張力鋼板では，高強度を得るためにケイ素，マンガン，モリブデンなどの合金元素を増加させ，さらに，ニオブ，

パ

ナジウム，チタンなどの微量元棄を添加する必要があり，このために炭素当量が大きくなって，低入熱溶接時における熱影響部の硬化割れや大入熱溶接時における熱影響部の脆化が問題となっていた。そこで，高張力鋼板の溶接を行う場合には，次のような施工上の対策が必要であった。

* 低入熱被覆溶接の場合

・寒冷時の予熱条件の設定

・低水素系溶接棒の使用，および溶接棒の吸湿量の制限ショートピードの制限

潟大入熱溶接の場合 . 入熱量の制限

エレクトロスラグ溶接やエレクトロガス溶接などの適用範囲の制限

‑ 片面溶接の多層化

また，鋼板を加工する場合に行われる線状加熱にも次のような規制を設ける必要があった。

・最高加熱温度の厳しい制限水冷開始温度の制限

(11)

上述のように，鋼構造物を製造する場合には，溶接割れや溶接熱影響部の脆化を実用上問題がなく，かつ最小限にとどめるために溶接条件の厳しい管理が必要である。さらに，昭和

4 4

年頃，船体用高張力鋼板の上向き隅肉継手，および水平突合せ継手に割れが発見され，それ以降造船各社では炭素当量を

0.41

% 以下に抑えた高張力鋼板を用いており，上述のような厳しい溶接施工管理をする場合においても，使用する鋼板の炭素当量が制限されていた。強度が高い鋼板を用いるほど設計応力を大きくすることができ，鋼構造物の軽量化を図ることが可能となるが，施工上ある程度の高能率溶接を採用する必要があるために鋼板の炭素当量が制限されて，降伏応力は

3 2

kgf/mm²級の鋼板を使用するに留まらざるを得なかった。

しかし近年，鋼板中の不純物元素であるリン，イオウ，酸素などを大幅に低減するための製鋼技術，微量合金元素の的確な添加技術，および，温度を正確に検知して鋼板の圧延時期を制御するための圧延技術が確立された。その結果，従来の制御圧延よりも低い温度域である

A

r 3変態点付近や，

A

r 3変態点から

A

r 1変態点までの二相域で制御圧延しても，均一な材質を有する鋼板を製造することが可能となった。このような圧延方法を用いることにより，従来の圧延方法で製造された高張カ鋼板よりも低い炭素当量でも，従来圧延型高張力鋼板と同程度の強度を有し，しかも，破壊靭性が向上する鋼板が開発された。この高張力鋼板は， T M C P (Thermo^・Mechanical Control Process) 鋼板と呼ばれている。

この T M C P技術により，種々の特性を有する高張力鋼板が出現し，現在では炭素当量が 0.36% 以下で，降伏応力が 40kgf/mm²^{級の} 低温用鋼板が製造されるまでになった。現在では，石油掘削設備だけでなく，船舶，海洋構造物，橋梁，低温タンク，建築用鉄骨などに使用され，鋼構造物の全重量に対する高張力鋼板の使用重量比は大きくなりつつある。さらに，構造部材の剛性，振動特性，および座屈強度などを十分考慮した上で，より高強度の高張力鋼板を使用

して銅構造物の軽量化を図る傾向にある。

F i g • 1 . 1 1 . 1 )に，従来の圧延法と T M C P法との圧延温度域の模式図を示す。従来の圧延法においても制御圧延が行われていたが，従来の制御圧延法で製造された鋼板は，材質が不均ーであることや破壊靭性が不均ーであることから，焼ならしに換わる圧延法として各方面の規格で認められるまでには至らなかった。しかし，

T M C

‑ 3

^・

(12)

P法により製造された鋼板は，材質が均一で，かつ優れた破壊靭性が均一に得られることから，従来の圧延法に換わって使用される分野が広まっている。

T M C P

法は，

A

r 3変態点付近で制御圧延される Non‑AcC type T M C P (Non‑Accelerate Cooling type T M C

P

)法と，

A

^r³変態点直前まで制御圧延し，その直後に制御冷却を行う Acc type T M C P (Accelerate Cooling type T M C P ) 法がある。

T M C P

法の冶金的な特徴は，スラブの低温加熱を行うことによるオーステナイト粒の微細化，それに伴う再結晶温度の低温域への拡大，圧延温度が必然的に低くなることに伴う再結晶粒の成長抑制，およびオーステナイト未再結晶温度域の低温部における圧延を強化することによる結晶粒の偏平化に伴う粒界面積の増加，さ

らに，制御冷却を行うことによるパーライトのベイナイト化，およびブエライト粒の細粒化を図ることで，破填靭性を損なうことなく，高強度を確保していることにある。

Structure Temperature Conventional Process I Thermo‑Mechanical Control Process

Recrystallized ( Equi‑Axid )

Normal Slab Heating Temperature

R.:Rolling C.R.:Control Rolling W.C.:Water Cooling

Austenite ^{フコ}e

η‑

r

・工

u

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・ 1 a l r m

m小

町h

MNqi

Non‑Recrystallized ( Elongated )

Austenite

Ar3 Austenite ， Ferrite

Ar1 Ferrite ， Pearlite

(Ferrite ， Bainite) Nolmalized Non‑AcC Non‑AcC AcC

Fig. 1.1 Schematic rolling and cooling diagrams of Conventional Process and Thermo‑Mechanical Control Process for producing 50kgf/mm²‑class high tensile steel plates 1.1)

なお， AcC type T M C P法においては，制御圧延による強度上昇とともに，制御冷却することによる強度の上昇も併せて期待でき

るため，最近使用されている厚板の

T M C P

鋼板は， AcC type

T M C P

法によって製造された鋼板が大部分を占めるようになってい

る。ただし，約 15mm以下の厚鋼板製造時においては，従来の圧延条件でも冷却速度が速いために制御冷却する必要がなく，通常は Non‑

AcC type T M C P法により製造ぎれている。

(13)

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14

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C

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T M CP鋼板は，合金成分を増加きせずに結品粒の微細化によって高強度を得ているために，

F

ⁱ^g•

1 . 2

1 . 1 )に示すように，同程度の強度を有する従来圧延型鋼板に比ベて，炭素当量がかなり低くなっている。したがって，従来圧延型高張力鋼板の加工時に行われていた複雑な溶接施工上の制限や，線状加熱加工条件の制約を， T M C P鋼板では緩和することが可能であると報告 1. 2 )されている。

ところが，

Non‑AcC

type

T M

0.50

0.45

ぷ 0.35

J 2 0お

二相域での強い制御圧延を行った鋼板の鋼構造物への使用は避けられている。

しかし，二相域で強圧延を行った鋼板は破壊靭性が向上し，脆性き裂伝播停止特性が非常に向上することが明らかにされており 1.3)，セパレ } ションの発生が鋼徳造物の安全性におよぽす堅手筈が実用上問題ない程度ならば，二相域での強い制御圧延による効果を有効利用して鋼板の高性能化を図ることができるものと期待される。

1 . 2

研究の目的

T M C P法は，スラプの低温加熱，オーステナイトの再結晶域および来再結晶域での制御圧延，制御冷却を行うが，初期の T M C P 法では，オーステナイトの一部がブエライトに変態した後の二相域

まで制御圧延が行われることもあった。二相域において制御圧延を

‑ 5

^・

(14)

行うと，最終変節組織が加工されるために，フェライトが加工硬化し，集合組織が発達するという現象が生じる。

二相域における仕上げ圧延温度を低下させて制御圧延するほど，圧延方向，圧延直角方向，および圧延方向から面内

45

⁰ 方向それぞれの降伏応力や引張り強きが著しく向上するという報告 ¹^.⁴)がある。

さらに，シャルピー衝撃試験において，圧延方向や圧延直角方向の脆性破面率遷移温度が低温側に移行するという報告 1. 4 )がある。また，温度勾配型

E S S 0

試験，および温度勾配付標猶型二重引張試験によって求められた，圧延方向の脆性き裂伝矯停止特性が非常に向上するという報告 1. 3 ) • 1 .いもある。

ところが，二相域において制御圧延された鋼板では，シヤルピー衝撃試験において，圧延直角方向と面内

45

⁰ 方向の吸収エネルギー値が減少し，面内

45

⁰ 方向の脆性破面率遷移温度が高温側に移行するという報告 1. 5 )がある。さらに，鋼板を破壊した場合，その破面にセバレーシヨンと呼ばれる，圧延面に平行で，かつ破面に垂直な割れが発生する。これらのことから，吸収エネルギーの減少やセバレーシヨンの発生が鋼構造物にとって実用上危険であるか否かの検討を行うことなく，定性的に圧延直角方向，面内

45

⁰ 方向，および板厚方向の靭性が低下しているものと判断して，二相域で制御圧延した T M C P鋼板は実用化されていない。したがって，現在使用されている T M C P鋼板は， A r 3変態点直上で制御圧延を終了し，その直後に制御冷却を行うことによりセパレーシヨンの発生を抑えて，強度や破域靭性を磯保したものである。

セパレ } シヨンについては，セパレ } ションが発生する冶金的要因やセパレーシヨンの発生が鋼板の破域靭性におよぽす影響について調査した研究があり，いくつかの成果が報告されている。現在，

あえて二相域で制御圧延した鋼板は製渇きれなくなったため，セバレーシヨンが発生する冶金的要因，およびセパレーションの発生が鋼板の諮特性におよぽす影響が十分に把損されないまま，セバレー

ションに関する研究が中断されたように見受けられる。

現在，セパレーションが発生することが報告されている

Non‑AcC

type

T M

C

P

鋼板だけでなく，

AcC

type

T M

C

P

鋼板でも A r 3変態点以下の二相域で制御圧延した場合にはセバレーシヨンが発生することが考えられる。また，二相域で制御圧延することによって，両 type の T M C P鋼板は従来の研究で報告されているような優れ

(15)

た特性を有することが推察され，このような鋼板を鋼構造物に有効利用することは意義があると考えられる。二相域で制御圧延を行った鋼板が鋼構造物へ使用可能となれば，鋼板を使用する側には，よ

り低い炭素当量でも高強度で，かつ高靭性で，優れた脆性き裂伝矯停止特性を有した鋼板が利用でき，さらに，溶接性が非常にょいという利点があるために，経済的で高性能な鋼構造物を製作することができる。また，鋼板を製造する側には，圧延条件の選択範囲が広

くなるという利点がある。

二相域で制御圧延した鋼板の長所を有効に利用するためには，圧延直角方向，および圧延面内 45。方向の吸収エネルギ } 低下やセバレーションが発生することによる板厚方向の破壊靭性が，銅梅造物に適用する場合にどの程度問題となるのかを明らかにする必要がある白さらに，セバレーションの発生量による鋼板の諸特性への影響度を定量的に抱撮する必要がある。また，セバレーシヨンの発生量を定量的に評価する場合に，セパレーション発生霊を正確に計測できていないという問題もある。

そこで，本論文では，まず，セパレーシヨンに関する従来の研究内容を整理する。これらの結果から，二相域圧延鋼板を鋼梅造物に実用化する場合に懸念されている特性に関する検討課題，および未検討の特性に関する課題について整理する。セバレーシヨン発生の影響度を定量的に評価する上で重要となるセバレーシヨン発生量を定量的に表わすための計測基猶について検討するとともに，定量的表示法について考察する。懸念されている特性に関する検討課題については，同じ化学成分を有し，セパレ } ションの発生量が異なる T M C P鋼板の圧延方向や板厚方向の引張特性，衝撃特性，および破壊靭性を調査することにより，セパレ } ション発生量が鋼板の諸特性におよぽす影響について考察する。さらに，種々の化学成分を有する鋼板の試験結果により，上述したそれぞれの特性におよぽすセバレーシヨン発生量の影響について調査し，それぞれの特性の観点からセパレーション発生量の許容備を設けるべきか，否かを考察する。

さらに，二相域圧延鋼板に関する未検討の特性に関する課題について調査し，二相域圧延の影響を明らかにして，その挙動をモデル化した解析法を提案する。まず，二相域圧延鋼板の圧延方向や板厚方向の疲労強度を調査して，二相域圧延の影響について考察する。

ー

7

・

(16)

また，疲労破面に現われる微小セバレーシヨンが疲労き裂伝播におよぽす影響について検討する。セバレーションが発生する鋼板の板厚貫通き裂，および表面き裂の疲労き裂伝機挙動について調査して，微小セバレーション発生の影響を考慮、した疲労き裂の伝播解析法を提案する。この解析法を利用して半楕円表面き裂の伝播挙動におよぽす最大セバレーション指数 ( セパレーション長さの総和を破断面積で除したセパレーション指数の温度に対する分布の最大値 ) の影響について考察する。つぎに，二相域圧延鋼板の脆性き裂伝播停止特性を調査して，その向上の原因について検討する。二相域圧延鋼板の商内破填靭性分布を調査し，脆性き裂の折れ曲がり現象について考察する。また，脆性き裂発生方向や脆性き裂の伝播経路を推定する解析法を提案して，解析結果から，脆性き裂伝矯停止特性向上の原因について考察する。

これらの検討により，数々の利点、を有しているこ相域で制御圧延した T M C P鋼板を鯛構造物に適用する上で，有害性が不明のまま危険性を懸念されている，セバレーシヨンの発生が鋼板の諸特性におよぽす影響を明らかにして，二相域で制御圧延した T M C P鋼板の実用化の可能性を探ることを目的とする。

1 . 3

本論文の構成

本論文は，

8

章より構成されている。

第

1

章は，序論で，本論文における研究の背景と目的について述べた。

第

2

章では，従来の制御圧延法による 50キロ級高張力鋼板に発生するセパレーションと T M C P型の 50キロ級高張力鋼板に発生するセバレーシヨンにおいて，現在までに行われたセバレーションに関する研究について調査した結果を整理した。

第 3章では，第 2章で調査した従来の研究で述べられているセバレーションを発生する鋼板の問題点や未検討課題を整理して，鯛構造物に二相域圧延鋼板を実用化するための検討課題を明らかにした。また，セバレーションを発生する鋼板のミクロ組織やピッカース硬さを調査した。きらに，セパレーション発生量を定量的に表わすための手法，およびセパレーションの計測方法について検討したロ

第 4章では，従来の研究によって問題視されているものの，セパ

(17)

レーション発生量の影響が明確にされていない点について検討するために，同一化学成分でセバレーションの発生霊を変えた

3

種類の

Non‑AcC

type

T M C P

鋼板を用いて，圧延方向や板厚方向の引張特性，衝撃特性，および破壊靭性におよぽすセバレーシヨン発生量の影響について考察した。また，現在までに試験したセバレーシヨンを発生する，種々の化学成分を有する鋼板の引張特性，衝撃特性，および破壊靭性におよぽすセバレーション発生量の影響について調査し，それぞれの特性の観点からセパレーション発生量の許容値を設けるか，否かの検討を行った。

第 5 章では，従来の研究でほとんど検討されていない二相域圧延鋼板の疲労強度，および疲労き裂伝播挙動について調査し，疲労破面に発生した微小セバレーションが疲労き裂伝播挙動におよぽす影響について考察した。また，微小セパレーション発生の影響を考慮した疲労き裂の伝播解析法を提案し，この解析法を半楕円表面き裂の伝播に適用して最大セバレーション指数の影響について考察した。

第

6

章では，従来の研究によって報告されているこ相域圧延鋼板の脆性き裂伝播停止特性の向上の原因について考察した。また，脆性き裂伝播停止特性が向上する鋼板において，脆性き裂が折れ曲がる現象の原因について考察して脆性き裂の折れ曲がる方向とその伝播経路を解析する方法を提案した。さらに，種々の化学成分を有する鋼板の試験結果から，脆性き裂伝播停止特性におよぽす最大セパレ } シヨン指数の影響について考察した。

第

7

章では，前章までの結果に基っき，二相域圧延鋼板の総合評価を行った。

第 8章では，前章までに得られた主要な結論を述べた。

‑ 9 ‑

(18)

1 . 4

本論文で使用する試験方向を表わす記号説明

本論文において調査する試験方向は，

Fig.l.3

に示すように鋼板の圧延方向に対する試験片の方向によって表わし，図中に示した記号を用いることにする。

T ( R90 ) Direction : 90⁰to Rolling Direction

﹁ ︐ li l‑

‑t '1 11 11 11 11 21 11

﹂1

Tt II EE I﹄

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‑‑ 11 11 1i ri s‑

﹄1

1l 'l '1 21 ai ES

‑‑ t﹄' EE L

R60 Direction : 60⁰ to Rolling Direction

R45 Direction : 45⁰ to Rolling Direction

R30 Direction

30⁰ to Rolling Direction

Rolling Direction

L ( RO ) Direction :

ミ ‑‑‑‑‑‑‑‑0⁰ to Rolling Direction

Z Direction : Thickness Direction

ロO J

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Fig. 1.3 Indication method of testing directions

(19)

負き 2 重量

セバレーションを発生する鋼板に関する従来の研究

‑ 1 1

^・

(20)

2. 1

緒言

以前，インゴットで製造されていたセミキルド銅において，しばしばラミネーシヨンと呼ばれる層状の内部欠陥が存在し，ガス切断が不可能になったり，試験片の主破面において圧延面に平行な割れが観察されることがあった。しかし，連続鋳遣されるようになってイオウ含有量やリン含有量の低減技術が進歩したために，従来のラ

ミネーションはほとんど認められなくなった。

ところが，制御圧延技術の噂入に伴って，鋼板を破壊させた場合にセパレ } ションと呼ばれる圧延面に平行な割れが主破面に観察されるようになり，セパレーションの発生機構やセパレーシヨンを発生する鋼板の使用性能に関して研究が進められるようになった。このセバレーシヨンは，シヤルピー試験片の破面に観察される形態がラミネーシヨンと類似しているため，しばしばラミネーシヨンと混同されたり，ラミネーシヨンと同様に鋼板の諸特性が劣化しているのではないかとの推察のみで，鋼構造物の安全上問題があるとされている。

従来のセパレーションに関する研究は，

1970

年代初め頃から従来型の制御圧延をしたラインパイプ周鋼板を対象にして，また，

1970

年代後半からは

T M C P

鋼板を対象にして，製鉄所の研究によりその成果が報告されている。これらの報告では，セバレーション発生の冶金的要因，セバレーシヨン発生量におよぽす各種合金元素含有量の影響，およびセバレーションの発生が鋼板の強度や靭性におよぽす影響について，主に冶金学的な見地より検討されている。また，

セパレーションが発生する鋼板のシヤルピー衝撃試験における吸収エネルギー量の変化や脆性破面率遷移温度の変化について定性的に明らかにされている。

しかし，

Non‑AcC type T M C P

法において

A

r 3変態点以下の温度域での制御圧延が避けられたり，

A

r 3変態点付近での制御圧延終了直後に制御冷却する

AcC type T M

C

P

法により鋼板が製造されるようになってセパレ } ションの発生がほとんど認められなくなり，

1980

年代中頃からは，著者らの報告以外に，セパレーションに関する研究はまったく公表されていない。

本章では，本論文において取り扱う研究項目を明確にするために，現在までに報告されているセパレーションに関する研究成果につい

て調査し，その結果を整理する。

(21)

調査結果は，冶金学的観点からのセバレーション発生要因やセパレーション形成機構に関するもの，セバレーシヨン発生量の定量的表示法に関するもの，およびセパレーション発生量が鋼板の諸特性におよぽす影響に関するものに分けて，その内容を整理した。

2 . 2

セバレーシヨンの発生要因と発生条件

1970

年代前半に発表された報告の大部分は，従来型の制御圧延を行ったラインパイプ用鋼板を，また，

1970

年代後半からの報告のほとんどは

T M C P

鋼板を対象としている白主なセバレーションの発生要因としては，非金属介在物の影響，集合組織の影響，バンド組織の影響，および焼き戻し脆性の影響に分けられる。これらの発生要因をまとめると以下のようになる。

1

) 非金属介在物の影響

飯野 2 . 1 )は，セバレーシヨン ( 著者はラミネーシヨンと似ているためにデラミネーションと名付けている。 ) の発生点は，圧延で延びた非金属介在物 (

M

n

S

) であることを明らかに

している。その他，

N

含有量 2.2)，および，

P

含有量や

M o

含有量 2 . 3 ) がセバレーション発生量におよぽす影響について

も調査されている。

ところが， Kozasuら2. 4 )は，伸長された大型介在物がセバレーシヨン発生の原因となるが，介在物だけでは大きく伝播しないことを示しているロまた，稲垣ら 2. 5 )は，極低

S

化により介在物を減少させ，

C

a添加により介在物を球状化してもセパレーションは発生すると述べている。

2

) 集合組織の影響

セバレーションが発生する要因として集合組織の影響を指摘する報告には若干の異論があり，二つの機構が提案されている。

最も一般的に知られたセバレーシヨン発生機構は，圧延面に平行な {

1 0 0 }

集合組織が発達して，

z

方向の靭性が低下するためであるという説である。この説による三好ら 2. 6 )は，セパ

レーシヨンは圧延面に平行に存在する腕化層に起因し，その脆化層の成因は，低温領域での圧延により形成される圧延面に平行な {

1 0 0 }

集合組織と密接な関係があることを明らかにしており，柚烏ら 2 . 7 ) • 2 . 8 )は，仕上げ圧延温度が低いほど強い集

‑ 1 3

・

(22)

合組織が発達し，セバレーションの発生はブエライト + オーステナイト域で圧延された鋼板で著しいことを明らかにしている。

しかし，ブエライト相での圧延集合組織は，

{100}

よりも

{ 111}

のほうが強く発達すること，セパレーシヨン面には努関破壊以外に粒界割れが存在すること，塑性変形を生ずるようなシヤルピー衝撃試験における破面遷移温度領域で多く発生することなどの理由により，集合組織による参考関税のみではセバ

レーシヨン発生機構を統一的に説明することが困難となった。そこで，

Chao

2 .9 )による

{100}

，および {

111

} 集合組織の塑性異方性に着目して，松田ら ²• 1 o )は，これらの集合組織の塑性異方性により二相域で制御圧延された鋼板のセバレーショ

ン発生機構を提案した。この説は，二相域における制御圧延により {

100}

と {

111}

集合組織が発達して集合組織の増加につれて

{100}

，

{111}

コロニーサイズは大きくなり圧延面に平行な層状に分布すること，および，主き裂の発生に先立って局所的な塑性変形が生じていることを考慮して，

z

方向の収縮が極めて容易な {

100}

コロニーと収縮が困難な {

111}

コロニーとの境界において，三軸拘束場のために発生する

Z

方向応力により塑性変形が増加してその連続性を維持することが困難になると，両コロニーの境界に沿った割れの起点が形成されてセバ

レーシヨンの発生に到るというものである。

3

) セメンタイト層状組織の影響

稲垣ら 2 . 1 1 ) によって提案されたセパレーション発生機構は，切欠先端近傍の弾塑性境界上で

(100)

，，̲

(311) (011)

方位の粗大コロニー内のパーライトに割れが生じた後，この割れが脆性き裂となって隣接した粗大コロニーへ伝播して，臨界サイ

ズを越えるとセバレーションは力学的効果により種々の異方位のコロニーを突破して成長するというものである。なお，セバレーション発生の温度依存性は，

z

方向の脆性破綴応力と L，

T方向の破嬢応力との温度依存性の差により説明され，

z

方向が延性破壊するようになるとセパレ } ションは発生しないようになるとしている。

丁子ら 2. 1 2 )は，高強度制御圧延鋼板を製造する場合に， C r を添加することによりセパレーション発生量が減少することを明らかにし，この C rのセパレ } シヨン抑制効果は層状組織の

(23)

軽減によるものと思われると述べている。

森ら 2. 1 3 )は，集合組織のみでなく，従来の制御圧延鋼板の圧延面に平行な広がりをもっパーライト，またはベーナイトか

らなる層状組織によっても，セパレーションの発生量，および発生過程は変化し， (200) 相対強度，および層状組織密度が大きくなるほど，セパレーシヨン発生量は多く，これらいずれが大きくてもセバレーションはより早期に形成されることを明らかにしている。また，セパレーションの発生時期は，主破面形成より先行して発生する場合，主破面形成と同時期に発生する場合，および主破面形成より遅れて発生する場合があることを示している。

岡部ら 2. 1 4 )は， T M C P 鋼において層状組織の存在がセパレ } シヨンの発生を容易にすると同時にその伝播経路となることによって，層状組織密度が高いほどセバレーシヨン発生量は増加すること，また， (100) 集合組織はセバレーションの発生や伝播に対して層状組織と同様の影響を与えるが，硫化物系非金属介在物はセバレーション発生に必要なエネルギーを低下させるだけで，伝播には大きな影響を与えないことを明らかにしている。

. 4

) 偏析層の影響

福田ら 2. 1 5 )は，ホット・コイルに発生するセパレーシヨンは，焼き戻し脆性促進元素である P， M nの増量で顕著となり，焼き戻し脆性抑制元素である M 。の増量とともに著しく減少す

ること，セバレーションは Pの偏析層と対応がよく，セパレーションには優先的にブエライトの粒界割れが認められることなどを明らかにしている。それらの結果から，ホット・コイルに発生するセバレーションは， pの偏析層内に含まれるフェライト粒の粒界への巻き取り後の除冷中に生じた Pの微視的な移動に基づく焼き戻し脆性に起因すると推察しているD

三好ら 2. 1 6 )は，セバレーシヨンの生成を促進する要因としては，低温圧延条件の強化 ( 加工度の増大，仕上げ圧延温度の低下 ) や，スラプ加熱温度の低下が影響することを，また，低温圧延後の焼き戻しは，セバレーションの生成を抑制して防止することを明らかにしている。さらに，圧延後の冷却速度，圧延後の焼きならし，

s

^含

有量，および硫化物の形態制御などは，セパレーションの生成に無

‑ 1 5

・

(24)

関係であると述べている。

以上のようなセバレーション発生要因に関する研究と共に，セバレーションの発生条件や発生機構についての研究も行われている。

引張試験においては，セパレーシヨンは破断寸前の伸びが 25% となる時点で発生すること，また，セバレーシヨンが発生する鋼板では，最高荷重を過ぎた

15

% 伸び以上でポイドが生成し始め，歪の増加とともにポイドは成長して，破断寸前で急激にポイドの合体が進みセバレーシヨンが発生した後に破断するが，セバレーションを発生しない鯛では，

2 0

% 伸び以上でポイドが生成し始め，歪の増加とともにボイドは成長するが，セパレ } ションを発生することなく破断することを，山口ら ²^.¹⁷) が明らかにしている。

柚鳥ら 2 . 8 )は，シヤルピー衝撃試験結果から仕上げ圧延温度を低下させるとセパレ } ション発生開始温度が上昇し，再結晶オーステナイト域圧延率を増大させるとセパレーション発生開始温度やセパレ } ション最大発生温度が低温側に移行することを明らかにしている。さらに，セバレーション発生開始温度は uTrs

(Z)

に，セバ

レーション最大発生温度は υ Tr S (L) に，セバレーション最大発生数は υTrS (L) とuTrs (Z) の差の大きさに依存することを明

らかにしている白また， υTrS (L) とuTrs (Z) がほぼ等しい場合にはセバレーションの発生は認められなくなると述べている。

稲垣ら ²^.^1 8)は，セパレーシヨン発生条件を破壊靭性によって検討し，

L

，

R 4 5

，および

T

方向における破壊時の応力拡大係数 (

K

値 ) が

Z

方向より高くなって延性破壊を生じ始める温度でセパレー

ションが発生し始め，

L

，

R 4 5

，および

T

方向における全面隊伏時の K値と Z方向の破壊時の K値が等しくなり始める温度でセバレーシヨンが発生しなくなる傾向があることを明らかにしている。

2 . 3

セパレーション発生量の定量的表示法

セバレーションは，二相域において制御圧延された Non‑AcC type T M C P鋼板のみに発生するものではなく，従来の制御圧延をしたパイプライン用鋼板が破壊した場合にも認められる現象である。そこで，パイプライン用鋼板，および T M C P鋼板が破壊した場合に発生するセパレーションを対象にして調査した結果，現在までに報告されているセバレーションの定量的表示方法には，次のようなも

(25)

のがあった。

1 )

シヤルピー衝撃試験片破面上におけるセパレーシヨン長さの合計 2. t )

2 )

シヤルピー衝撃試験片破面上の

lmm

以上のセバレーション長さの総和を破面の面積で除した値 2. t )

3) シヤルピー衝撃試験片の破面に，板厚方向に

O.5mm

間隔の平行線を引き，これらとセパレーシヨンとの交点の総数 2. 2 )

4) 引張試験片において，破断部近傍の試験片表面に現れたセパレーシヨンの長さ 2. 3 )

5 ) T

方向のシヤルピー衝撃試験片破面を

5

倍の投影機で測定したセバレーションの長さの総和 2. t 4 )

6) シヤルピー衝撃試験片の破面を貫通する約

8mm

の長さのものを 1本とした本数 2 . t 5 )

7 )

シヤルピー衝撃試験片の破面をほぼ貫通する長さを有するものを

1

本とした本数 2. t 6 )

8)

シヤルピー衝撃試験片の破面上に現れたセパレーションの数 2 . t 9 )

9) シヤルピー衝撃試験片破面上のセパレーション長さを破断長さ (8 m m) で除した値の総和 2. 2 " )

10)

シヤルピー衝撃試験，

D W T T

，プレクラック

D W T T

，および実管試験の試験片破面上において，主破面がセバレー

ションを断ち切って破壊した場合と，主破面がセバレーシヨンの間で明断破緩した場合のセバレーションのうち長さ

lmm

以上のものの総和を破断面積で除した値 2. 2 t )

1 1 )

破壊靭性試験した

C T

型試験片や三点曲げ試験片の破面上のセバレーション深さの総和を試験片板厚で除した値 2. 2 2 )

以上の結果から，安藤ら 2 . 22)の Separation Depth lndex ( 評価法

11 )

) を除く報告のほとんどが破面上に発生したセパレ } ション長ぎを計測することによって，セパレ } ション発生量を定量的に表わしており，

1983

年以降はすべての報告が，セバレーシヨン長さの総和を破断面積で除したセバレーション指数 (S e p a r a t i 0 n 1 n d ex :

S 1

) によって，セパレ } ション発生量を定量的に表わしている。

2. 4

セパレーションの発生が鋼板の諸特性におよぽす影響

‑ 1 7

・

セパレーションを発生する鋼板の鋼構造物への適用 に関する基礎研究

九州大学学術情報リポジトリ

Kyushu University Institutional Repository