JPH02129318A - アレスト特性の優れた鋼材の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〈産業上の利用分野〉 本発明は脆性破壊伝播停止特性（以下アレスト特性と榊
す。）に優れ、更には溶接熱影響部（以下ＨＡＺ部と繻
す）靭性、母材靭性も優れた構造用鋼材の製造方法に関
するものである。

〈従来の技術〉 近年、海洋構造物、船舶、貯槽等の大型溶接構造用鋼の
材質特性に対する要望は厳しさを増しており、特にＬＮ
Ｇ、ＬＰＧ等を貯蔵するタンクやラインパイプは、脆性
破壊がもたらす被害の大きさとそれがもたらす社会不安
の大きさから、アレスト特性の向上が求められている。

具体的には、−４６℃の液化ガスを貯蔵するタンク用鋼
材のアレスト特性としては、温度勾配型ＥＳＳＯ試験に
おいて測定される靭性値、Ｋｃａで４００ｋｇｆ／ａｍ
’・５以上を示す事が求められている。

一方従来から綱材のアレスト特性に注目した提案はあり
、例えば特開昭６０−２９４５２号公報にはアレスト特
性に優れた高張力鋼が開示されている。

ここに開示された高張力鋼は、従来のセパレーションと
は異なり、延性に富んだフェライト組織内に適当な大き
さで分散状態の先行微小亀裂生成領域として上記延性に
富んだフェライトｍ織より脆性破壊発生特性が劣るＭ織
又は第２相を生成して、伝播する脆性亀裂に対して適当
な位置に先行微小亀裂を発生させ、再亀裂間を延性破壊
で連結させ伝播する亀裂の運動エネルギーを吸収して遂
に停止させるものである。しかしＮｉ及びＮｂを使用す
るにもかかわらずＥ記Ｋｃａが３００ｋｇｆ／ｍｍ”　
５を示す温度は一３０℃でしかなく、上記した近年の要
望を満たさないものである。

前記した近年の要望に応える提案としては、特開昭６２
−７７４１９号公報にアレスト特性の優れた高張力鋼の
製造法が開示されている。

この提案は、Ｎｉ及びＮｂを使用し、炭素を０．０５〜
０．２０％含有せしめて強度と未再結晶域温度幅を確保
した低合金鋼スラブを９００℃以上に加熱して一様にオ
ーステナイト化し、これをＡｒ３点−２０℃以上の仕上
げ温度で圧延し、微細なフェライト組繊を生成して好ま
しい集合組織を得て後、その温度からつまりＡｒ、点−
２０℃からＡｒ＝点−８０゛Ｃ迄を空冷速度で冷却して
フェライｌ−＆［１ｍを層状に変態させ、次いでその温
度から水冷して低温度とし、これによってフェライトと
層状ベーナイト又はマルテンサイトの焼入れ２相組織を
生成し、更にその鋼のＡｃ、意思下の温度に加熱する焼
戻処理をして強度と靭性の優れた高張力鋼を得るもので
ある。

二の結果ここに開示されている製造法から得られる高張
力鋼は、鋼材に細粒フェライトと層状ベーナイト又はマ
ルテンサイト組織を生成し、脆性クラックが発生し伝播
する際に、細かいセパレーションを多発させて応力を分
散し、板厚効果と相乗的に作用させる事によって、−５
０℃においてＫｃａが４４０ｋｇｆ／＋＋ｖ＋”　’　
〜７２０　ｋｇｆ／ｍｏｂ”　’を示し、アレスト特性
を大幅に向上したもので、前記した近年の要望を満たし
ている。

〈発明が解決しようとする課題〉 上記特開昭６２−７７４１９号公報の提案はその目的を
達成するに当たって、低合金スラブを９００℃以上に加
熱して後Ａｒ＝点−２０℃迄に圧延をする事、及び圧延
後の制御冷却に続く水冷後にＡｃ＋点以下の温度に加熱
して焼戻処理を行う事を必須としており、このため多大
の熱エネルギーを必要として製造費の増大が避けられな
い。

又仕上圧延温度がＡｒ、点−２０℃未満になると大きく
伸びたフェライト粒を生成して提案の目的が達成出来な
くなるとして、＾「３点−２０℃以上の温度で仕上圧延
を終了する事を特定しており、このため圧延開始温度は
バススゲジュール、仕上板厚の変化によって変動してい
る。

この様な通常の圧延方法で上記特開昭６２−７７４１９
号公報の提案を実施すると、必ずしも該提案が実施例に
示すＫｃａ値が得られない事がある。

本発明はこれ等の問題点を伴わずに、少なくとも一４６
℃でのＫｃａが６００ｋｇｆ／ｍｍ　’　・５以上のア
レスト特性を有する鋼材を生産性良く、経済的に効率良
く製造する方法を提供する事を課題とするものである。

く課題を解決するための手段〉 本発明は上記課題を達成するために、 （１）構造用鋼を鋳型に注入して凝固し、該凝固完了鋼
片を再結晶終了温度からＡｒ３点温度迄の範囲で圧下率
５０％以上の未再結晶域圧延を行い、続いて７００℃以
上７５０℃以下の範囲で圧下率３０％以上５０％以下の
２相域圧延を行う事を第１の手段とし、 （２）構造用鋼を鋳型に注入して凝固し、該擬固完了鋼
片を１２５０℃以上で２時間以上５時間未満保定して後
再結晶終了温度からＡｒ、点温度迄の範囲で圧下率５０
％以上の未再結晶域圧延を行い、続いて７００℃以上７
５０　’Ｃ以下の範囲で圧下率３０％以上５０％以下の
２相域圧延を行う事を第２の手段とするものである。

（３）実質的にＮｉ及び又はＮｂを含まない構造用鋼を
鋳型に注入して凝固し、該凝固完了鋼片を再結晶終了温
度からＡｒｚ点温度迄の範囲で圧下率５０％以上の未再
結晶域圧延を行い、続いて７００℃以上７５０　℃以下
の範囲で圧下率３０％以上５０％以下の２相域圧延を行
う事を第３の手段とし、（４）実質的にＮｉ及び又はＮ
ｂを含まない構造用鋼を鋳型に注入して凝固し、該凝固
完了鋼片を１２５０℃以上で２時間以上５時間未満保定
して後再結晶終了温度からＡｒ、点温度迄の範囲で圧下
率５０％以上の未再結晶域圧延を行い、続いて７００℃
以上７５０　℃以下の範囲で圧下率３０％以上５０％以
下の２相域圧延を行う事を第４の手段とするものである
。

通常の構造用鋼材（溶接構造用鋼材を含む）は所要の材
質を得るために、従来から５業分野での活用で確認され
ている作用・効果の関係を基に、例えば特開昭６１−１
１７２１３号公報に記載されている様に、鉄及び不可避
的な成分に後述する理由を基に各元素を付記した量宛添
加して構成している。

つまり一般的には基本成分として、 Ｃ：　０．０２〜０，１８％　　Ａｌ　；　０．００７
〜０．１％Ｓｉ：４０．５％　　　　Ｓ　：　０．００
１〜０．００５％Ｋｎ　：　０．４〜１．８％　　Ｂ　
：　０．０００２〜０．００３％Ｐ：≦０．０１５％　
　　Ｎ：≦０　、００４％と、 Ｔｉ　：　０．００３〜０．０２％　Ｔａ　：　０．０
０３〜０．０２％Ｚｒ　：　０．００３〜０．０２％ の１種又は２［！以上を含み、 Ｎｉ：６２．０％　　　　Ｍｏ：≦０．５％Ｃｕ：≦１
．０％　　　　Ｖ：≦０．１％Ｎｂ：≦０．０５％　　
　　Ｃｒ：≦０．５％Ｒｅｍ：≦０．００３％Ｃａ二≦
０．００３％Ｍｇ：５０．００３％ 但しＲＥＭとＣａとＭｇを２種以上添加する時は、その
合計量は０．００５％以下とする。

その他は必要に応して選択して添加する。

尚全体のＣｅｑは≦０．４５としている。

又これ等の成分の添加理由及び添加量の限定理由は、一
般には次の通りである。

Ｃは鋼の強度を向上するために使用し、用途上の必要強
度から０．０２％を下限とし、耐溶接割れ性の劣化から
０．１８％を上限としている。

又Ｓｉは母材の強度維持、溶鋼の予備脱酸のために必要
としているが、）ＨＡＺ部に高炭素マルテンサイトを生
成して靭性が低下するのを防止するために０．５％を上
限としている。

Ｍｎは母材強度、靭性の確保と併せて粒内フェライト（
以下ＩＦＰと橘す）の生成相となる複合体の外殻を形成
するにｎＳの生成に０．４％を下限とし、ＨＡＺの耐溶
接割れ性、）ＩＡＺの靭性の劣化防止から１．８％を上
限としている。

Ｐはミクロ偏析による＋ＩＡＺの靭性と耐割れ性の劣化
を防止するため０．０１５％を上限としている。

ＡＩは脱酸、母材組織の細粒化、固溶Ｎの固定等のため
に０．００７％以上で使用されるが、鋼の清浄度の低下
防止から０．１％を上限としている。

Ｓは通常ＩＦＰ生成核となる複合体の外殻を形成するＭ
ｎＳの生成にｏ、ｏｏｔ％以上を必要とするが、粗大な
Ａ系介在物を形成して母材の靭性の悪化、異方性の増大
を防止するため０．００５％を上限としている。

Ｂは一般に大入熱溶接時のＨＡＺ靭性に有害な粒界フェ
ライト、フェライト・サイドプレートの抑制、ＢＮの析
出によるＨＡＺ固溶Ｎの固定等から少なくとも０．００
０２％を添加しているが、多量の添加はＦｅａｔ（ＣＢ
）＊の析出による靭性低下、及びフリーＢによるＨＡＺ
の硬化性の増加を招くので、これ等を防止するため０．
００３％を上限としている。

ＮもＳ、Ｂと同様に複合体の芯となるＴｉ、　Ｚｒ、Ｔ
ａ、等の窒化物の析出のため添加するが、マトリ７クス
の靭性低下、）ＩＡＺにおける高炭素マルテンサイトの
生成促進等を防止するため０．００４％を上限としてい
る。

Ｔｉ、　Ｚｒ、　Ｔａ、は１種又は２種以上を選択添加
して前記した複合体の芯となる窒化物を生成しＩＦＰの
生成核として作用せしめるため、０．００３％以上の添
加量が必要であるが、鋼の清浄度の低下を防止するため
０．０２％を上限としている。

以上が当業分野で構造用鋼の基本成分とする元素と各元
素の添加量及び添加理由である。

これに当業分野では■母材強度の上昇、及び母材、ＨＡ
Ｚの靭性向上の目的で、Ｎｉ、　Ｃｕ、、Ｎｂ、　Ｎｏ
。

■、Ｃｒの１種又は２種以上、或いは、■ＨＡＺの結晶
粒粗大化防止と母材の異方性（圧延方向のし方向と圧延
方向と直角方向のＣ方向の方向性）の軽減を目的として
、ＲＥＭ　、Ｃａ、　Ｍｇの１種又は２種以上の何れか
一方又は両方を添加している。

しかしながら０群のＮｉは母材の強度と靭性及びＨＡＺ
靭性を同時に高めるために添加するが、焼き入れ性の増
加によりＨＡＺにおけるＩＦＰの形成が抑制される事が
ある。これを防止するため２．０％の添加量を上限とし
ている。

又Ｃｕは母材の強度を高める割にＨＡＺの硬さ上昇が少
ないが、応力除去焼鈍により）ＩＡＺの硬化性が増加す
るので１．０％を上限としている。

Ｎｂ、　Ｎｏ、　Ｖ、Ｃｒは焼き入れ性の向上と析出硬
化とにより母材強度を高め、母材の低温靭性を向上する
事が知られているが、１（ＡＸ靭性及び硬化性への悪影
響を防止するためそれぞれ０．０５％、０．５％及び０
．１％、０．５％を各々の上限としている。

又■の群の成分として前記の通りＨＡＺのオーステナイ
ト結晶粒粗大化防止のため、酸化物及び硫化物生成元素
である原子番号５７〜７１のランタノイド系元素及びＹ
の１種又は２種以上から選ばれた希土類元素（ＲＥＭ）
とＣａ及びＭｇの三者の中１種又は２種以上を添加して
いる。

これ等の元素は酸化物、硫化物もしくは酸硫化物を形成
し、ＨＡＺの結晶粒粗大化、母材の異方性を軽減する事
を目的に添加されるが、ＩＦＰの生成槙となるＭｎＳの
形成が困難になるのを防止するために、これ等の元素の
２種以上の合計は０．００５％を上限としており、各々
単独添加の場合は０．００３％を上限としている。

又Ｃｅｑは０．４５以下とするのが一般的であり、その
理由は焼き入れ性の増大によってＩＦＰの生成を極めて
困難にし、ＨＡＺ靭性を低下せしめるとされている。

通常前記Ｃｅｑは次式で算出される値である。

Ｃｅｑ＝Ｃｚ＋Ｓｉχ／２４＋Ｍｎｚ／６　＋ＮｉＺ／
４０＋　Ｃｒｙ１５＋ＭｏＺ／４　＋　Ｖχ／１４ 本発明が対象とする構造用鋼には、上記した通常の構造
用鋼の他、上記した理由がら添加しているＮｉがアレス
ト特性を向上するが、製造費が増大する事がらＮｉを使
用しない場合、及びＮｂが未再結晶域温度幅を広げるた
めアレスト特性を向上する組織の微細化の圧延には有利
であるが、ＨＡＺ靭性に悪影響がある事がらＮｂを使用
しない場合もそれぞれの鋼を含み、この様な理由からＮ
ｉ及び又はＮｂを使用せず、残る各元素を上記した理由
の下に上記した範囲で同様に使用する構造用鋼を含む。

又特開昭５８−１９４３１号公報でラインパイプ用とし
て提示している成分、 Ｃ：　０．０４　〜０．０５０　　ｖ：ｏ、ｏｔ　　−
ｏ、ｉｏ％Ｓｉ　：　０．０１　〜０．０５０ Ｍｎ　：　０．３０　〜２．００％　　　Ｃｒ　：　０
．０５　〜１．０　％Ｎｂ　：　０．００８　〜０．０
５０　　　Ｎｏ　：　０．０５　〜０．０５０　：　０
．０１２〜０．０５０　　　Ｔｉ　：　０．００５〜０
．０５０　　％Ｎｔ　：　０．２０　〜０．０５０ 更には特開昭５９−４７３２３号公報で高張力鋼として
開示している成分、 Ｃ：　０．０２　〜０．０５０　１８５０．２％Ｓｉ　
：　０．０１　〜０．０５０ Ｍｎ　：　０．５０　〜２．００％　　Ｃｒ：≦１．０
％ＡＩ　：　０．０１　〜０．Ｉ　　　　Ｍｏ：５０．
５％Ｔｉ　：　０．００５〜０．０５０％　Ｃｕ：≦０
，５０％Ｎ　：　（０，２〜０．５）Ｘ７４％　Ｎｉ：
５１．５％の各々の成分を有する各鋼も本発明が対象と
する鋼である。

これ等から上記構造用鋼と同様にＮｉとＮｂを除いた残
りの成分を有する鋼も本発明が対象とする鋼である。

又本発明の実施において、凝固後の鋼片を再結晶終了温
度以下にするのは、連続鋳造後の冷却により行うと良く
、その間にＡｒ３点以上の温度域で寸法・形状を調整す
るサイジング又は粗等の一次圧延加工を加える事は本発
明の作用・効果に支障がないので必要に応じて実施して
良く、更に１２５０℃以上の温度で２時間以上５時間以
下の保定は、鋼種によって使い分けて良く、使用する時
は上記圧延を含んで上記冷却過程で行う方法が熱経済上
（エネルギー経済上）最良であるが、不可能な時に再加
熱方法を用いる事は差し支えはない。

く作用〉 本発明者等は前記従来技術が有する課題を解消するため
に、次記する化学成分を有する一般的な構造用鋼を供試
鋼として種々実験・検討を繰り返した。

供試鋼Ａの化学成分 Ｃ：　０．０７２％　　　　Ｔ、ＡＩ　：　０．０４４
％Ｓｉ　：　０．２６７％　　　　Ｔｉ　　：　０．０
０７％Ｋｎ　：　１．３７　　％　　　　Ｂ　　：　０
．０００９％Ｐ　：　０．００７％　　　　Ｎ　　：　
０．００３３％Ｓ　：　０．００２　％　　　　　　ｃ
ｅｑ　　：　０．３０８供試綱Ｂの化学成分 Ｃ：　０．０７２％　　　　Ｔｉ　　：　０．００７％
Ｓｉ　：　０．２６７％　　　　Ｂ　　：　０．０００
９％Ｍｎ　：　１．３７　　％　　　　Ｎ　　：　０．
００３３％ｐ：ｏ、ｏｏ７％　　　　Ｎｉ　　：　０．
０１　　％Ｓ　：　０．００２％　　　　Ｎｂ　　：　
０．００２％Ｔ、Ａｌ　：　０．０４４％　　　ｃｅｑ
　　：　０．３０Ｂその結果、本発明者等は製造費の低
減及び１（ＡＺの靭性向上を目的に、Ｎｉ及びＮｂを添
加しない構造用鋼Ａは、未再結晶域温度幅を拡大するた
めのＮｂの添加もなく、且つＣ量が低いため、再結晶回
復速度が著しく早く、そのため圧延中にも再結晶又は歪
みの回復が進行し、本来結晶粒の微細化を最も効率良〈
実施出来る未再結晶域圧延でありながら、結晶粒の微細
化を図る事が難しい。これはＮｂを用いた上記特開昭６
２−７７４１９号公報が提案する方法で製品化する時も
同様で、温度待ちを含む圧延終了温度と異なり、実質的
な圧延を支配する圧延開始温度が時として未再結晶域を
外れ、結晶粒の微細化が不充分になって安定したアレス
ト特性が得られない前記した現象が生ずる事を知見した
。

この狭い未再結晶域温度幅で所要の圧延を完了する事が
圧延工程の工程能力不足等で不可能な場合は、未再結晶
域温度幅を拡大するため供試鋼Ｂの如＜Ｎｂを添加する
とアレスト特性は向上するがＨＡＺ靭性が低下する事を
知得した。

そこで、母材の優れたアレスト特性と共に優れた）ＩＡ
Ｚ靭性を有する鋼材を必要とする時の製造方法を検討し
た結果、Ｎｂの添加に頼らず実質的な圧延を支配する未
再結晶域圧延開始温度を厳守し、そこから得られた鋼材
を２相域圧延すれば良い事を見出した。

この時の未再結晶域圧延は、Ｎｂを添加する時も又添加
しない時も、過去の実績から得た未再結晶域を構成する
成分と温度条件に基づき、所要の圧延を実質的に行う圧
延開始温度を未再結晶域に定め、且つ該実質的な圧延を
終了する厳格な制御圧延を行わねばならない事を知見し
た。

これ等の知見を第１図乃至第７図に示す。

第１図はＫｃａ≧４５０ｋｇｆ／ｍｍ”　’となる温度
、っまりＴ　Ｋｃａ４５０値と、未再結晶域圧延の開始
温度及び仕上げ温度の関係を整理したものである。

これによって、本発明者等は、圧延終了温度を従来から
効果があると知見されているＡｒｚ点に設定しても、圧
延開始温度が高くなって実質的な圧延が未再結晶域を外
れると、Ｔ　Ｋｃａ４５０４１１は一り０℃〜−３０゛
Ｃ程度となり、一方圧延の開始温度が未再結晶域内にあ
り、歪みの回復が進行しない間に所要の圧延が実質的に
完了していると、Ｔ　Ｋｃａ４５０（ｆｉが−４０〜−
５０に達する事を知見した。

又このＴ　Ｋｃａ４５０値が−４０〜−５０に達した鋼
材に２層域圧延を加えると、図示の如＜　ＴＫｃａ４５
０値は更に向上して−６０〜−７０に達する事を知見し
た。

同様にＴ　Ｋｃａ４５０値が一１０℃〜−３０℃程度の
再結晶域圧延材に２層域圧延を加えてもＴ　Ｋｃａ４５
０値は−３０〜−４０程度にしか達しない事を知見した
。

第２図は未再結晶域圧延の圧下率と、ＴＫｃａ４５０に
、ｇｆ／ａｍ’・ｉ値の関係を整理したもので、これに
よりＴＫｃａ４５０ｋｇｆ／ｌｌ１１”　’値は圧下率
カ５０％以上ニナると−４０℃以下と好転する事を見出
した。

第３図は２相域圧延の開始温度及び圧下率とアレスト特
性ＴＫｃａ４５０ｋｇｆ／ｍ＋＋＋”　’の関係を整理
したもので、これによりＴＫｃａ４５０ｋｇｆ／ａ＋ｍ
”　’は２相域圧延の開始温度が低温になる程、又圧下
率が３０％以上となると向上する事を見出した。

これについて本発明者等がその要因を調査した結果、７
００℃〜７５０℃で圧延した２相域圧延鋼は通常の圧延
で得られるγ１相域圧延鋼と異なり、Ｒ方向の異方性が
一段と増大され、この鋼材の存する表面エネルギー（亀
裂の伝播を抑制する抵抗エネルギー）γＦ、、２は、第
４図中に実線で示す如く、Ｌ方向（圧延方向）及びＣ方
向（圧延と直角方向）が増大されＲ方向（Ｌ及びＣの中
間方向の４５°方向）が通常のγ１相域圧延鋼のレベル
に維持されて最も小さく、従って脆性亀裂が発生し伝播
が始まっても、亀裂は相対的に表面エネルギーＴＰ−２
の最も小さいＲ方向を選んで伝播し、その結果該亀裂の
進行は第５図に示す様に亀裂１が母材２内をジクザク状
に伝播し、これによって伝播エネルギーが吸収され停止
する事が判明した。

これに対し、Ｔ１相域圧延鋼の表面エネルギーγＦ−１
は第４図中に点線で示す如く、異方性がないので脆性亀
裂は主応力と直角方向に真っ直ぐに伝播する。

そのため、前記した各従来技術は第４図中にａで示すγ
Ｆ−１の低いベーナイト又はｂで示すセメンタイトを生
成させ、そこに脆性亀裂伝播時に先行するセパレーショ
ンを多発させて亀裂伝播エネルギーを吸収して脆性亀裂
を停止させている。

従って表面エネルギーγＦ−１は図に明らかな様に表面
エネルギーｒ　ｐ−ｚの５０％程度で、換言すると２相
域圧延鋼の表面エネルギーｒ　ｐ−ｚはγｌｌ境域圧延
鋼表面エネルギーγＦ−１の約２倍で、アレスト特性が
格段に向上する要因を形成している事を見出した。

これは従来技術が使用した各セパレーションとは全く異
なる機構による亀裂停止機能で、その亀裂停止能は高位
に安定している事を知見した。

第６図は２相域圧延の開始温度及び圧下率と母材靭性の
関係を整理したもので、これにより圧延開始温度が低下
して７００℃未満となり、圧下率が５０％を超えると加
工硬化により母材靭性が低下する事を見出した。

第７図は実施例及び比較例に示す各種の製造方法から得
た鋼材に対し、靭性向上のために偏析拡散処理を行った
ものと、無処理のもののＫｃａ値を整理したもので、セ
メンタイト（Ｃ等のミクロ偏析帯）の導入によるセパレ
ーションを利用してアレスト特性を向上させる方法では
、ＨＡＺ靭性を向上するために有効な偏析拡散処理を実
施するとアレスト特性は著しく劣化する。

しかしながら本発明の製造方法は前記した従来の知見と
はアレスト特性向上のメカニズムが異なるため偏析拡散
処理によるＫｃａ値の低下は殆ど見られない事を知見し
た。

以上の知見から、本発明者等は上述した本発明の製造方
法によって、構造用鋼を始めとして広くこの種産業分野
に用いられる前記各鋼材のアレスト特性を母材及びＨＡ
Ｚの靭性を劣化させる事なく格段に向上し得る事を見出
した。

本発明は上記知見を基になされたものである。

〈実施例〉 （１）供試鋼の化学成分　　（表１に示す、）本発明は
、前記した構造用鋼（溶接構造用鋼を含む）及びライン
パイプ用鋼、溶接構造用高張力鋼等の元素と各元素量で
あれば何れの組み合わせでも良いが、それぞれの代表的
な化学成分を有する鋼で、ＮｉとＮｂを含まない鋼とそ
れ等を含む鋼を共に表１に示す如く準備した。

圧延条件、偏析均熱拡散処理の有無、及び得られた材質
を表２．３に示す。

（２）鋳造条件 ■鋳造方法　連続鋳造方法 ■凝固鋼片寸法 厚み４２／２５０　ｗａｘ幅１８０ｈｍ（３）１次圧延
条件（有無）（表２．３に示す。）（４）保定条件　　
（有無）（表２．３に示す、）（５）未再結晶域圧延の
条件（表２．３に示す、）（６）２相域圧延の条件　　
（表２．３に示す、）（７）アレスト特性　　　　　（
表２．３に示す。）アレスト特性の評価試験 一温度勾配型ＥＳＳＯ試験法 （３）　　ＨＡＺ靭性　　　　　　　（表２，３に示す
。）（９）母材靭性　　　　　　（表２．３に示す。）
本発明例の調香ａ１〜ａ４９は表２，３に示す様に５０
℃のＫｃａ値は≧６８０であった。

特に本発明例でＴｉ、　Ｂを添加した鋼種３．４を用い
た調香ａ　１３〜ａ　２４は、−５０℃のＫｃａ値が、
７４０〜８６５、母材靭性が−７５〜−９５℃１大入熱
溶接におけるＨＡＺ靭性（継手靭性）　ＶＥ−６ｏ＃が
１７．１〜２４．３　ｋｇｆ　−ｔｓと共に高く、アレ
スト特性と靭性が共に優れている事を示した。

これに対し比較例の調香ｂｌ−ｂ８は一５０’Ｃ０Ｋｃ
ａ値は１８５〜３３０で、且つ母材の靭性ｖＴｒｓは４
２〜−６２℃と低く、母材靭性が低いためＨＡＺ靭性も
表３に示す様に低かった。

〈発明の効果〉 本発明は、構造用鋼の凝固鋼片を未再結晶域で５０％以
上の圧下率で圧延を行い、更に２相域における７００　
Ｃ〜・７５０℃で圧下率３０％以上５０％以下の圧延を
行ってＲ方向の異方性を形成し、これにより、脆性亀裂
が発生すると、脆性亀裂は形成されたＲ方向の低表面エ
ネルギ一部を選択的に伝播して脆性亀裂の伝播エネルギ
ーを此処で吸収されて消滅するので、母材及びＨＡＺの
各靭性の低下を伴う事なく、アレスト特性の優れた鋼材
を良好な生産性、経済性の下に効率良く製造する事を可
能としたもので、この種産業分野に多大の効果をもたら
すものである。

【図面の簡単な説明】

第１図はＫ　ｃ　ａ　＝４５０ｋｇｆ／ｍｍ”　’とな
る温度、つまりＴ　Ｋｃａ４５０値と２次圧延の開始温
度との関係を示す。 第２図はＴ　Ｋｃａ４５０値と未再結晶域圧延の圧下率
との関係を示す。 第３図はＴＫｃａ４５０ｋｇｆ／＋ａｍ”　’（’Ｃ）
と２相域圧延の開始温度及び圧下率との関係を示す。 第４図は本発明方法で製造した鋼材の異方性の作用を示
す。 第５図は第４図に示す鋼材に発生した脆性亀裂の伝播状
況を示す。 第６図は２相域圧延の開始温度及び圧下率と母材靭性の
関係を示す。 第７図は偏析拡散熱処理の有無とＫｃａ値の関係を示す
ものである。 特許出願人　新日本製鐵株式会社

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）構造用鋼を鋳型に注入して凝固し、該凝固完了鋼
   片を再結晶終了温度からＡｒ＿３点温度迄の範囲で圧下
   率５０％以上の未再結晶域圧延を行い、続いて７００℃
   以上７５０℃以下の範囲で圧下率３０％以上５０％以下
   の２相域圧延を行う事を特徴とするアレスト特性の優れ
   た鋼材の製造方法。
2. （２）構造用鋼を鋳型に注入して凝固し、該凝固完了鋼
   片を１２５０℃以上で２時間以上５時間未満保定して後
   再結晶終了温度からＡｒ＿３点温度迄の範囲で圧下率５
   ０％以上の未再結晶域圧延を行い、続いて７００℃以上
   ７５０℃以下の範囲で圧下率３０％以上５０％以下の２
   相域圧延を行う事を特徴とするアレスト特性の優れた鋼
   材の製造方法。
3. （３）実質的にＮｉ及び又はＮｂを含まない構造用鋼を
   鋳型に注入して凝固し、該凝固完了鋼片を再結晶終了温
   度からＡｒ＿３点温度迄の範囲で圧下率５０％以上の未
   再結晶域圧延を行い、続いて７００℃以上７５０℃以下
   の範囲で圧下率３０％以上５０％以下の２相域圧延を行
   う事を特徴とするアレスト特性の優れた鋼材の製造方法
   。
4. （４）実質的にＮｉ及び又はＮｂを含まない構造用鋼を
   鋳型に注入して凝固し、該凝固完了鋼片を１２５０℃以
   上で２時間以上５時間未満保定して後再結晶終了温度か
   らＡｒ＿３点温度迄の範囲で圧下率５０％以上の未再結
   晶域圧延を行い、続いて７００℃以上７５０℃以下の範
   囲で圧下率３０％以上５０％以下の２相域圧延を行う事
   を特徴とするアレスト特性の優れた鋼材の製造方法。