JPH02217416A - アレスト特性に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〉 本発明は実質的にＮｉ、Ｎｂを含有せず、セパレーシッ
ン効果を利用せずに、脆性破壊伝播停止特性（以下アレ
スト特性と栴す）に優れ更には溶接熱影響部（以下ＨＡ
Ｚと榊す）靭性、母材靭性も優れた構造用鋼材（溶接構
造用鋼材を含む）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、貯蔵タンク等の大型溶接構造
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ＬＮＧＳＬＰＣ等を貯蔵するタンクやラインパイプは
、破壊がもたらす被害の大きさ及び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、−５０℃における温度勾配型
ＥＳＳＯ試験において測定される靭性値Ｋｃ　ａ（以下
Ｋｃａ−５０と榊す）が４００ｋｇｆ／ａｍ””以上で
ある事が求められている。

一方従来から鋼材のアレスト特性に注目した提案はあり
、それ等は特開昭５８−１９４３１号公報に開示される
様にＮｉやＮｂ等の合金元素を使用している。

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。

しかしここに開示された高張力鋼は、Ｎｉ及びＮｂを使
用しながら、Ｋｃａが３００ｋｇｆ／層膳！／４１を示
す温度が一３０℃で、前記した近年の要望を満たし得な
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すぐれた高張力鋼
の製造法が開示されている。

ここに開示されている製造法から得られる高張力鋼は、
Ｋｃａ　−５０が４４０〜７２０　ｋｇｆ／ａｍコ／２
を示しており、前記した近年の要望を満たしている。

しかしこの提案は、鋼中にＮｉとＮｂを添加し、炭素を
０．０５〜０．２０％含有せしめて温度幅の広い未再結
晶域と強度を確保した低合金鋼スラブを９００“Ｃ以上
に加熱し、−様にオーステナイト化し、これをＡｒ、点
−２０℃以上の仕上げ温度で圧延し、微細なフェライト
組織を生成して好ましい集合＆ｌＩｍを得て後、前記Ａ
ｒ＝点−２０℃以上の温度からＡｒｚ点−２０℃〜Ａｒ
、点−８０℃迄を空冷速度で冷却してフェライト組織を
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Ａ
ｃ＋点以下の温度に加熱して焼戻処理を行い、強度と靭
性が安定した高張力鋼を得るものである。

この提案は、空冷時に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、これにより
クラックが発生して伝播する時に該伝播部に細かいセパ
レーションを多発させて応力を分散し、且つ板厚効果と
の相乗効果で脆性特性を改善し、アレスト特性を大幅に
向上するものである。

又特開昭５９−４７３２３号公報には制ｔｎ冷却を利用
した提案がある。

この提案は圧延条件と制御冷却条件を規定する事によっ
て、フェライトと微細に分散したマルテンサイトを主た
る組繊として得る事により、アレスト特性を向上させる
ものであるが、アルスト特性はＤ　Ｗ　Ｔ　；−（Ｄｒ
ｏｐ　Ｗｅｉｇｈｔ　Ｔｅａｒ　Ｔｅｓむ）試験により
求められており、温度勾配ＥＳＳＯ試験値の記述はなく
、にｃａ−５０での比較は出来ないが、後述する様に組
織が異なり、本発明が前提としているＫｃａ　−５０が
４００ｋｇｆ／ａｍ””以上を保障スルモノテハない。

〈発明が解決しようとするＬ１！題〉 前記特開昭６２−７７４１９号公報の提案はその目的を
達成するに当たって、ＮｉとＮｂを含有した低合金スラ
ブを９００℃以上に加熱して後Ａｒ＝点−クー２０″Ｃ
迄延を終了し、該＾「１点−２０℃以上からＡｒ、点＝
２０℃〜Ａｒ２点−８０℃迄空冷した後水冷して低温と
し、しかる後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いる。

一般に良く知られている様にＮｉやＮｂは高価な合金成
分であり、その添加は鋼材のコストを著しく増大する。

加えてＮｂの添加はＩＩＡＺの靭性を著しく低下する。

又Ａｒ＝点−クー２０℃以上Ａｒ、点−２０″Ｃ−Ａｒ
３点８０℃迄を空冷するとオーステナイト粒界に大きな
初析フェライトが発生し、母材靭性が著しく劣化する場
合がある。又この様な状態から水冷を行うと、局部的に
炭素量の高いマルテンサイトが発生し、アレスト特性と
共にＣＴ　ＯＤ　（Ｃｒａｃｋ　ＴｉｐＯｐｅｎｉｎｇ
　Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）試験に代表される脆性亀
裂発生特性が著しく低下する。

これ等の事から上記特開昭６２−７７４１９号公報の提
案を実施しても、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Ｋｃａ
　−５０が４００ｋｇｆ／１ｍコ″以上の安定したアレ
スト特性を有する鋼材を経済的に、生産性良く、効率的
に製造する方法を提供する事を課題とするものである。

〈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）実質的に旧と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Ａ
ｒ＝点温度迄の範囲で圧下率５０％以上の未再結晶温度
域圧延を行う事を第１の手段とし、（２）実質的に旧と
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Ａｒ３点温度迄の範囲で圧
下率５０％以上の未再結晶温度域圧延を行う事を第２の
手段とし、（３）実質的にＮｉと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Ａｒｓ点温度迄の範囲で圧下率５０％以上の
未再結晶温度域圧延を行った後、Ａｒｚ点−２０℃以上
の温度から２００℃以下迄１０°（：／ｓｅｃ以上の冷
却速度で冷却した後５００℃〜７００℃で焼き戻し処理
を行う事を第３の手段とし、 （４）実質的にＮｉと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
、煮湯変名の範囲で圧下率５０％以上の未再結晶温度域
圧延を行った後、Ａｒｚ点−２０℃以上の温度から２０
０℃以下迄ｌＯ℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却した後
５００　’Ｃ〜７００℃で焼き戻し処理を行う事を第４
の手段とするものである。

通常の構造用鋼は所要の材質を得るために、従来から５
業分野での使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６１−１１７２１３号公報に記載され
ている様に、鉄及び不可避的な成分に、後述する理由に
基づいて定められた各成分を付記した量宛添加している
。

つまり一般的には基本成分として、 Ｃ：ｏ、ｏ２〜０．１８％　　Ａｌ　：　０．００７〜
０．１％Ｓｉ：５０．５％　　　　Ｓ　：　０．００１
〜０．００５％Ｍｎ　：　０．４〜１．８％　　Ｂ　：
　０．０００２〜０．００３％Ｐ：≦０．０１５％　　
　Ｎ：６０．００４％と、 首：　０．００３〜０．０’２％　Ｔａ　：　０．００
３〜０．０２％Ｚｒ　：　０．００３〜０．０２％ の１種又は２種以上を含み、 Ｎｉ：６２．０％　　　　Ｎｏ：≦０．５％Ｃｕ；≦１
．０％　　　　■：≦０．１％Ｎｔｚ≦０．０５％　　
　　Ｃｒ：５０．５％を選択添加し、 ＲＥＭ：５０．００３％　　　Ｃａ：≦０．００３％Ｍ
ｇ：≦０．００３％ を単独で選択添加し、２１１以上を複合添加する時は合
計量≦０．００５％とし、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一般的な限定理
由は次の通りである。

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％を下限量とし、ＨＡＺ部の靭性、耐溶
接割れ性及び耐溶接硬化性の劣化防止から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添加
しているが、ＩＩ　Ａ　Ｚ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目的から０．５％を
上限としている。

Ｍｎは母材強度、靭性の確保と併せ、粒内フェライト（
以下ＩＦＰ　と榊す）生成の核となる複合体の外殻を形
成するＭｎＳを生成するため０．４％を下限とし、ＨＡ
Ｚの靭性、ＨＡＺの耐溶接割れ性の劣化防止から１．８
％を上限としている。

Ｐはミクロ偏析によるＨＡＺの靭性と耐割れ性の劣化を
防ぐため０．０１５％を上限としている。

Ａ１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、鋼中の酸素との結
合により酸化物系の介在物を形成して鋼の清浄度を低下
させる事を防止するため０．１％を上限としている。

Ｓは通常ＩＦＰ生成の核となる複合体の外殻を形成する
ＭｎＳの生成に０．００１％を下限とし、粗大なＡ系介
在物を形成して母材の靭性、異方性（圧延方向とそれに
直角な方向の特性の差）の悪化を防止するため０．００
５％を上限としている。

Ｂは一般に大入熱溶接時の）ＩＡＺ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生成抑制、ＢＮ
の析出によるＨＡＺの固溶Ｎの固定等から少なくとも０
．０００２％を添加しているが、多量の添加はＦｅ２ｔ
（ＣＢ）ａ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。

Ｔａ等の窒化物を析出するため添加するがζマトリック
スの靭性低下、ＨＡＺ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。

Ｔｉ５Ｚｒ、　Ｔａ、は１種又は２種以上を選択添加し
て前記したＩＦＰ住成性成となる複合体の芯となる窒化
物を生成し、ＩＦＰの生成績として作用せしめるため、
ｏ、ｏｏａ％以上の添加量が必要であるが、酸化物系の
介在物による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５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５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、ＮｔＳＣｕ、　Ｎｂ５Ｎｏ、■
、Ｃｒの１種又は２種以上、■ＩＩＡＺのオーステナイ
ト結晶粒粗大化防止と、母材の異方性の軽減を目的とし
て、Ｃａ％Ｍｇ、　ＲＥＭ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よ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
大によりＨＡＺにおけるｒＦＰの形成が抑制される事が
あるので、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１（ＡＺの硬さ上界が
少ないが、応力除去焼鈍により　ＨＡＺの硬化性が増加
するので１．０％を上限としている。

Ｎｂ、　Ｍｏ、　Ｖ、　Ｃｒは焼き入れ性を向上し、析
出硬化により母材の強度と低温靭性を向上する事が知ら
れているが、ＩＩＡＺの靭性及と硬化性への悪影響を防
ぐため、それぞれ０．０５％、０．５％、０．１％、及
び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、酸硫化物を形成し、
ＨＡＺの結晶粒粗大化の防止、母材の異方性の軽減を目
的に添加するが、ＩＦＰの生成績となる複合体の外殻を
形成するＭｎＳの形成が困難になるのを防止するために
、これ等の元素を２種以上添加する時は合計の０．００
５％を上限とし、各々単独に添加する場合は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る。

その理由は０．４５を超えると焼き入れ性の増大によっ
てＩＦＰの生成を橿めて困難にし、ＨＡＺ靭性が低下す
る事によっている。

通常前記Ｃｅｑ　、は次式で算出される値を用いる。

Ｃｅｑ、＝ＣＺ＋ＳｉＺ／２４＋Ｍｎｚ／６　　＋Ｎｉ
Ｚ／４０＋Ｃｕｚ／４０＋Ｃｒχ１５　＋ＭｏＺ／４　
＋　Ｖｒ／１．４本発明が対象とする構造用鋼は、Ｎｉ
がアレスト特性を著しく向上させるが製造費を大幅に増
大させる事、及びＮｂが母材組織の微細化には有効であ
るがＨＡＺ靭性を劣化させる事から、Ｎｉ及びＮｂを添
加しない事以外は、上記の通常の構造用鋼と変わるとこ
ろがなく、残る各元素を上記した理由の基に上記した範
囲で同様に使用している。

又特開昭５８−１９４３１号公報がラインパイプ用鋼と
して開示している成分、 Ｃ：　０．０４　〜０．１８％　　Ｖ　：　０．０１　
−０．１０％Ｓｔ　：　０．０１　〜０．９０％　　Ｃ
ｕ　：　０．０５　〜０．５０％Ｍｎ　：　０．３０　
〜２．００％　　Ｃｒ：０．０５　〜１．０％Ｎｂ　：
　０．００８〜０．０６％　　Ｍｏ　：　０．０５　〜
０．５０％Ｓ　：　０．０１２〜０．０２％　　Ｔｉ　
：　０．００５〜０．０５０％Ｎｌ　：　０．２０　〜
２．００％ 更に特開昭５９−４７３２３号公報が構造用高張力鋼と
して開示している成分、 Ｃ：　０．０２　〜０．１５％　　Ａｌ　：　０．０１
　〜０．１　　％Ｓｉ　：　０．０１　〜０．３０％　
　Ｔｊ　：　０．００５〜０．０３０％Ｍｎ　：　０．
５０　〜２．００％　　Ｎ　：　（０，２〜０．５）　
ＸＴｉ％■：５０．２％　　　　　Ｍｏ：≦０．５％Ｎ
ｔｚ≦０．０８％　　　　　Ｃｕ：≦０．５０％Ｃｒ：
≦１．０％　　　　　Ｎｉ：≦１．５％Ｃ十Ｍｎ／６＋
　（Ｃｒ　　＋Ｎｏ＋Ｖ）１５＋　（Ｎｉ　　＋Ｃｕ）
／１５≦０．４の各々の成分を有する名調も前記構造用
鋼と同様に旧とＮｂを除いた残りの成分を有する鋼に本
発明を適用すると所定の効果を得る事ができるので、本
発明が対象とする鋼に含まれる。

又本発明の実施において、凝固後の鋼片を再結晶終了温
度以下にする方法は、連続鋳造後の凝固冷却過程で行う
と経済的であり、その間にＡｒ３点以上の温度域で寸法
・形状を調整する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１２
５０℃以上の温度に２時間以上５時間未満、均熱保定す
るのは、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
は再加熱方法を用いても良い。

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、次記の化学成分を有する一般的な構造用鋼を用いて
種々実験・検討を操り返した。

供試鋼の化学成分 Ｃ：　０．０７２％　　　　Ｔ、Ａ１　ｊ　０．０４４
％Ｓｉ　：　０．２７　　％　　　　Ｔｉ　　：　０．
００７％Ｍｎ　：　Ｌ、３７　　％　　　　Ｂ　　：　
０．０００９％Ｐ　＋　０．００７％　　　　Ｎ　　：
　０．００３３％Ｓ　Ｆ　０．００２％　　　　Ｃｅｑ
、　：　０．３１２その結果、本発明者等は製造費の低
減及びＨＡＺの靭性向上を目的に、旧又はＮｂ或いは両
方を添加しない構造用鋼は、未再結晶温度域を拡大する
ためのＮｂの添加もなく、且つＣ量が低いため再結晶回
復速度が著しく早い事により、圧延中にも再結晶又は歪
みの回復が進行するため、結晶粒の微細化には過去の実
績から得た未再結晶域を構成する成分と温度条件を基に
して、未再結晶温度域で圧下率５０％以上の制御圧延を
行わないと難しい事を知見し、更に制御′Ｉｊ冷却を実
施する事によりアレスト特性が向上する事を知見した。

これは、前記した特開昭６２−７７４１９号公報が提案
する方法を実施する時も同じで、上記した未再結晶温度
域で圧下率５０％以上の圧延を実施しないと結晶粒の微
細化は不充分となり、前記した如く優れたアレスト特性
が得られない事を見出した。

これ等の知見を第１図から第６図に示す。

第１図はＫｃａ　−５０と圧延開始温度の関係を調査整
理したものである。この時の圧延開始から圧延終了まで
の圧下率は６０％である。

圧延の主要部の温度域が再結晶終了温度以下、Ａｒ３点
以上の未再結晶温度域の場合に、＜ｃａ　−５０の最も
高い（ａが得られた。

第２図は第１図の知見の真因の探索を目的に、Ｋｃａ　
−５０と未再結晶温度域圧延の圧下率の関係を調査した
ものである。

圧延開始温度は再結晶終了温度以下、圧延終了温度はＡ
ｒ３点以上である。

得られたＫｃａ　−５０は未再結晶温度域の圧下率の増
加に伴って向上し、圧下率が５０％以上に達するとＫｃ
ａ　−５０は４００ｋｇｆ／ａ＠””以上が得られる事
ヲ見出した。

本発明者等は該知見と前記第１図の知見から、圧延の主
要部つまり５０％以上の圧下率を未再結晶温度域で付与
すると、効率良く組織の微細化を図る事が出来、経済的
に且つ生産住良（Ｋｃａ−５０が４ＱＯｋｇｆ／醜■コ
″以上の優れたアレスト特性を有する鋼材が得られる事
を見出した。

この時の圧延は、第１図、第２図に明らかな様に、再結
晶終了温度以下、Ａｒｚ点温度以上つまり未再結晶温度
域で圧延を開始してもしなくても良く、要は圧延の主要
部つまり５０％以上の圧下率を未再結晶温度域で付与す
る事が必要である事がわかった。

これ等によって特開昭６２−７７４１９号公報に開示さ
れている様な層状＆１ＩｔＩａによる微細なセバレーシ
ッンを利用する事なく、しかもＮｉやＮｂを使用する事
もなく、優れたアレスト特性を存する鋼材が製造可能で
ある事を見出したのである。

第３図はＫｃａ　−５０と圧延後の制御冷却の開始温度
の関係を調査したもので、この時の圧延開始温度は再結
晶終了温度以下、圧延終了温度はＡｒ３点以上、冷却速
度は空冷より速い３０℃／ｓｅｃ、・焼き戻し温度は６
００℃である。　この調査により制御冷却の開始温度が
Ａｒｓ　　２０℃以上であれば、空冷よりもアレスト特
性を向上する事が出来、Ａｒ。

２０℃以下になるとＫｃａ　−５０が空冷よりも劣化す
る場合がある事がわかった。

これは「発明が解決しようとする課題」でも述べた様に
オーステナイト粒界に大きな初析フェライトが発生する
ためである。これによりＡｒ５−２０℃以上の温度から
Ａｒ５−２０℃〜Ａｒ！８０で迄を空冷する事によって
発生する上記の現象が防止出来る事を見出したのである
。

第４図は制御冷却時の冷却速度とＫｃａ　−５０の関係
を調査したものである。この時の圧延開始温度は再結晶
終了温度以下、圧延終了温度はＡｒ２点以上、圧延後の
冷却開始温度はＡｒ、　−２０℃以上、焼き戻し温度は
６００　’Ｃである。

この調査により冷却速度が、空冷では得られない１０℃
／ｓｅｃ以上になると、得られるＫｃａ　−５０は５０
０ｋｇｆ　／　ａｍ””　’以上に安定する事がわかっ
た。

これは１０℃／ｓｅｃ以上の制御冷却を行うと、フェラ
イトの粒成長の抑制及びベイナイト変態の促進により微
細なフェライトとベイナイトの均一混合組織が得られる
結果である。

これ等によって特開昭６２−７７４１９号公報に開示さ
れている様な層状組織による微細なセパレーションを利
用する事なく、第１図、第２図の知見を超えた、更に優
れたアレスト特性を存する鋼材の製造が可能である事が
わかった。

第５図は焼き戻し処理温度とＫｃａ　−５０の関係を調
査したものである。この時の圧延開始温度は再結晶終了
温度以下、圧延終了温度はＡｒｔ点以上、圧延後の冷却
開始温度はＡｒｓ　　２０℃以上、冷却速度は３０℃／
ｓｅｃである。

図から焼き戻し温度が５００℃〜７００“Ｃの範囲でに
ｃａ　−５０は５００ｋｇｆ／ａｍ”２以上に安定する
事がわかった。

これにより、冷却の優ではミクロ偏析部に炭素量の高い
マルテンサイトが発生するためアレスト特性は低いが、
それを焼き戻し処理すると該マルテンサイトが分解して
上記した如く、アレスト特性はＫｃａ　−５０≧５００
ｋｇｆ　／　ｗｍ””に向上し、加えて本来、焼き戻し
処理から得られるものと一般に認識されている強度、靭
性の安定も上記焼き戻し処理において得られる事がわか
った。

第６図は従来の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の均熱拡散処理を施したものと、該
処理を施さなかったもののＫｃａ値を調査したものであ
る。

この調査により、前記特開昭６２−７７４１９号Ｊ公報
が開示しているＣ等のミクロ偏析帯を導入してセパレー
ションを発生させ、アレスト特性を向上させる方法から
得た鋼材は、ＦＩＡＺ靭性向上のために有効な偏析の均
熱拡散処理を実施すると、アレスト特性は著しく劣化す
るが、本発明の方法から得た鋼材は上記偏析の均熱拡散
処理を施した後もアレスト特性が殆ど低下しない事を知
見した。

これは、アレスト特性向上のメカニズムが従来の方法と
異なるためであり、この差異が単にアレスト特性の向上
のみでなく、ＨＡＺ靭性の維持向上にも寄与している事
がわかった。

本発明者等は、上記各知見を基に、偏析の均熱拡散処理
条件、圧延条件、冷却条件、焼き戻し条件を規定する事
により、マルテンサイトを発生させずに、微細なフェラ
イト又は微細なフェライト及びベイナイトの均一混合組
織を経済的に、且つ生産性良く、生成してアレスト特性
の優れた鋼材を製造する事に成功したのである。

これにより、本発明者等は不可避的に製造費が増大する
Ｎｉ、及びＨＡＺ靭性に悪影響のあるＮｂのそれぞれを
使用する事無く、更にはセパレーションを利用する事も
無く、この種産業分野に広く用いられている構造用鋼の
アレスト特性を■＾２靭性、母材靭性を劣化させる事な
く、望まれるＫｃａ　−５０が４００ｋｇｆ　７１１１
７以上の用途において、それぞれの要求に応じて所要の
鋼材の提供を可能とし得る事を見出したのである。

〈実施例〉 １皇皇上＝（Ｎｉ、　Ｎｂなし、制御冷却なしの例）（
１）　　鋼成分　　　　　　　（表１に示す、）本発明
は、前記した構造用鋼及びラインパイプ用鋼、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Ｎ
ｉとＮｂを含まない本発明が対象とする鋼を旧、Ｎｂを
含む比較例鋼と共に表１に示す。

偏析の均熱拡散条件、圧延条件、及び得られた鋼材の材
質を表２及び表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４２〜３００＋＋ｖＸ幅１８００
ｍｍ（３）１次圧延（形状制御）条件 （有無）（表２．３に示す、） （４）　　偏析の均熱 拡散条件　　（有無）（表２．３に示す、）（５）２次
圧延（未再結晶域）条件 （表２．３に示す。） （６）　　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 （７）　　母材靭性の評価試験 一鋼材のシャルピー衝撃試験を実施。

（１３）　　）ＩＡＺ靭性の評価試験 −入熱１６〜２５ＫＪ　７ｃｍ、の小大熱多Ｎ溶接又は
入熱７０〜２５０ＫＪ　７ｃｍの大入熱１層溶接後、シ
ャルピー衝撃試験を実施。

本発明例の調香Ａ−１〜Ａ−３６は表２．３に示す様に
Ｋｃａ　−５０は４００ｋｇｆ　／　ａｍ”’以上であ
った。

又Ｔ＋とＢを含む鋼種３，４を用いた調香Ａ−１３〜Ａ
−２４から得た鋼材を７０〜２５０ｋＪ／ｃｍの大入熱
溶接に供したところ、−６０℃の吸収エネルギー（以下
ｖＥ−６＠＃と稠す）は１７．９　ｋｇｆ−ｍ以上の良
好な値が得らた。この内更に偏析の均熱拡散処理を行っ
た調香Ａ−１５〜１８及び２１〜２４は、ＶＥ−ｉｏ’
ｃ＃が２０．６ｋｇｆ−鳳以上に向上した。

これはミクロ偏析の低減、粒内フェライト変態核の生成
の容易さによるものである。

これ等に対し比較例のＢ−１〜Ｂ−８は、未再結晶温度
域の圧延率が５０％に達しなかったので、Ｋｃａ　−５
０は１６０〜２５０　ｋｇｆ　／ａｍ””　と低かった
。

しかしＴｔ　とＢを含む鋼種３と４を使用した調香Ｂ−
５〜Ｂ−８のＨＡＺ靭性は良かった。

又Ｎｉ、Ｎｂ共に含んだ鋼種５を用いた比較例の調香Ｂ
−９〜Ｂ−１４はＫｃａ　−５０が４００ｋｇｆ　／　
ａｍ””　以上と高かったが、大入熱溶接におけるｖＥ
−６１”Ｃ＃は低り１．９〜６　、２ｋｇｆ−膳しかな
かった。

又Ｎｂのみを含んだ鋼種７を用いた比較例の調香Ｂ−１
５〜Ｂ−２０はＫｃａ　−５０が４００　ｋｇｆ　／ｍ
ｖｉ””　以上と高かった。しかし大入熱溶接のＶＥ−
ｂｏ”ｃ＃は低く２．７〜５．２ｋｇｆ−議でしかなか
つた。

又旧のみを含んだ鋼種９を用いた比較例の調香Ｂ−２１
は、特にＫｃａ　−５０が７１０　ｋｇｆ　ｌｙａｍ”
”　と高かったが、大入熱溶接のＷＥ−Ａｌｌ　”Ｃ＃
は１，９ｋｇｆ−ｍと最も低かった。

一宜」嵐」１」工（Ｎｌ、　Ｎｂなし、制御冷却あり）
（１１Ｉｔ酸成分　　　　　　（表４に示す、）本発明
は、前記した構造用鋼及びラインパイプ用鋼、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旧
とＮｂを含まない本発明が対象とする鋼をＮｉ、Ｎｂを
含む比較例鋼と共に表４に示す。

偏析の均熱拡散条件、圧延条件、冷却条件、焼き戻し条
件及び得られた鋼材の材質を表５及び表６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４２〜３００ｍｍｘ幅１８００＊
ｍ（３）１次圧延（成形）条件 （有無）（表５．６に示す、） （４）　　偏析の均熱拡散処理条件 （有無）（表５．６に示す、） （５）２次圧延（未再結晶域）・冷却・焼き戻し処理条
件　　　　　　　　（表５．６に示す、）（６）　　ア
レスト特性　　　　　（表５．６に示す、）アレスト特
性の評価試験 −温度勾配型ＥＳＳＯ試験 （７）　　母材靭性の評価試験 一鋼材のシャルピー衝撃試験を実施。

（８）　　１１　Ａ　Ｚ靭性の評価試験−入熱１６〜２
５ＫＪ　／ｃ−の小入熱多層溶接又は入熱７０〜２５０
ＫＪ　／ｃｌの大入熱１層溶接後、シャルピー衝撃試験
を実施。

本発明例の調香、Ｃ−１−Ｃ−３８は表２．３に示す様
にＫｃａ　−５０は４００ｋｇｆ　／ａｍ””以上であ
った。

又ＴｉとＢを含む鋼種３，４を使用した調香Ｃ−１３〜
Ｃ−２４から得た鋼材を７０〜２５０ｋＪ／ｃｍの大入
熱溶接に供したところ、ＶＥ−ｂｓ　’Ｃ＃はＬ４．２
　ｋｇｆ−ｍ以上が得られた。この内偏析の均熱拡散処
理を行った調香Ｃ−１５〜１Ｂ及び２１〜２４はＶＥ−
ｉｏ’ｃ＃が向上し１８．４ｋｇｆ−ｍ以上に達した。

これはミクロ偏析の低減、ＩＦＰの生成の容易さによる
ものである。

これ等に対し比較例の調香Ｄ−１〜Ｄ−１４は、未再結
晶温度域の圧延率が５０％に達しなかったのでにｃａ　
−５０は２０２〜２９３　ｋｇｆ　／　ｓｍ””　　と
低かった。

しかしＴＬ　とＢを含む鋼種３と４を使用した調香Ｄ−
５〜Ｄ−８のＨＡＺ靭性が良かった。

又Ｎｂのみを含んだ鋼種８を用いた比較例の調香Ｄ−１
５〜Ｄ−２０は、Ｋｃａ　−５０が高く、後記Ｄ−２１
〜Ｄ−２６と同様に４００　ｋｇｆ　／　＋＋ｖ””以
上であったが、大入熱溶接のＷＥ−ｉｏ’Ｃ＃は０．９
〜３．６ｋｇｆ−ｍと低くかった。

又Ｎｉ及びＮｂを共に含んだ鋼種９を用いた比較例の調
香Ｄ−２１−Ｄ−２６は、Ｋｃａ　−５０が高く、その
値は４００ｋｇｆ　／　ｍｍ””以上が得られた。しか
しながらＶＥ−！＠”Ｃ＃は低く　２．２〜６．３ｋｇ
ｆ−ｍであった。

Ｘ１のみを含んだ鋼種１０を用いた比較例の調香Ｄ−２
７は、特にＫｃａ　−５０は７８０ｋｇｆ　／　ａｍ”
”　と高かったが、大入熱溶接のｖ［ニーＡｌｌ　”ｃ
　＃は１．８ｋｇｆ−ｍと低かった。

〈発明の効果〉 本発明は、実質的に旧、Ｎｂを含まない凝固鋼片を用い
て、未再結晶温度域で５０％以上の圧下率を付与する制
御圧延を行う事により、従来から用途上の不安を残しつ
つ用いられていたセパレーションを使用する事なく、且
つ母材及びＦＩＡＺの各靭性の劣化を伴う事なく、良好
な生産性、経済性の下にアレスト特性の良好な鋼材を効
率良＜ａａａする事を可能とし、更にこれを制御冷却し
、その上焼き戻し処理を行う事によって、アレスト特性
が更に優れた鋼材の製造を可能としたものであり、この
種産業分野にもたらす効果は大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図はＫｃａ　−５０と圧延温度域の関係を、第２図
はにｃａ　−５０と未再結晶温度域圧延の圧下率との関
係を、第３図はＫｃａ　−５０と制御冷却開始温度の関
係を、第４図はＫｃａ　−５０と冷却時の冷却速度の関
係を、第５図はＫｃａ　−５０と焼き戻し処理温度の関
係を、第６図は各種の製造方法から得た鋼材の偏析の均
熱拡散処理の有無とＫｃａ　−５０の関係をそれぞれ示
す。 特許出願人　新日本製鐵株式会社 代　理　人　手掘　益（他２名） 第 図 第 図 第 図 第 図 第 図 第 図 Ｎｂ入り Ｎｂなし 請求項１゜ 請求項３゜ 従 来 例 本 発 明 例

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）実質的にＮｉと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
   温度域圧延を行う事を特徴とするアレスト特性に優れた
   鋼材の製造方法。
2. （２）実質的にＮｉと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％以上の未再結晶温度
   域圧延を行う事を特徴とするアレスト特性に優れた鋼材
   の製造方法。
3. （３）実質的にＮｉと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
   温度域圧延を行った後、Ａｒ＿３点−２０℃以上の温度
   から２００℃以下迄１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷
   却した後５００℃〜７００℃で焼き戻し処理を行う事を
   特徴とするアレスト特性に優れた鋼材の製造方法。
4. （４）実質的にＮｉと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％以上の未再結晶温度
   域圧延を行った後、Ａｒ＿３点−２０℃以上の温度から
   ２００℃以下迄１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し
   た後５００℃〜７００℃で焼き戻し処理を行う事を特徴
   とするアレスト特性に優れた鋼材の製造方法。