JPH0344444A - アレスト特性の優れた鋼材 - 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〉 本発明は実質的にセパレーション効果を利用せず、且つ
Ｎｂを使用せずに優れた脆性破壊伝播停止〈従来の技術
〉 近年、海洋構造物、船舶、貯蔵タンク等の大型構造用鋼
の材質特性に対する要望は厳しさを増しており、特にＬ
ＮＧ、、ＬＰＧ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°Ｃの液化ガスを貯蔵するタンク用
鋼材の場合は、−５０°Ｃにおける温度勾配型Ｅｓ５ｏ
Ｈ験において測定される靭性値Ｋｃａ（以下Ｋｃａ−５
０と梼す。）が６００ｋｇｆ／ｍａ＋”　’以上である
事が求められている。

その理由は、鋼材のＫｃａ　−５０が６００ｋｇｆ／ｍ
ｍ１・’以上あると、鋼材に発生した数ｍの長大伝播亀
裂をも停止し得る事によっている。

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Ｎ１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、特開昭５９−４７３２３
号公報には該高張力鋼を制御冷却を利用して製造する方
法が提案されている。

しかしここに開示された高張力鋼及びその製造方法は、
Ｎｉ及びＮｂを使用しながら、析出物含有量の少ないフ
ェライトと微細に分散したマルテンサイトからなる組織
を基本にしているので、マイクロクラックになってもマ
ルテンサイトの寸法では小さ過ぎ、エネルギー（応力）
の吸収緩和効果は小さく、マトリックスであるフェライ
トとマルテンサイトの剥離又はマルテンサイトを取り巻
く変形能の大きいフェライトがエネルギー吸収の主体と
なることから、Ｋｃａは３００ｋｇｆ／ｉ１１”　’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／ｉｎ”　’
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、制御冷却により介在物等に起因する
ラミネーションと酷似しているセパレーションを生成利
用するため、構造物の種類によっては安全性の点から好
ましくなく、その様な事から、ユーザーからはセパレー
ションを生成させない鋼板の提供が望まれている。

〈発明が解決しようとする課題〉 前記した従来技術の問題点を悉く解消し、且つユーザー
の要望を満たすアレスト特性の優れた構造用鋼材を提供
するのが本発明の課題である。

〈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）意図的ニＮｂヲ添加せず、Ｐを０．ＯＩＸ（ｗｔ
り以下とし、Ａ！＝　０．９％Ｃｒ　−１０，５！Ｍｏ
　＋７．４ＺＮｉ＋７．５％Ｍｎ１２．７ＺＳｉ　＞　
Ｏとした構造用鋼のフェライト組織の中に長さ１０μｍ
〜２００μｍで相互距離が５μｍ〜５０μｍのセメンタ
イトを層状に分散しているアレスト特性の優れた鋼材を
基本的手段とし、（２）意図的ニＮｂヲｌｌ廿ず、Ｐを
０．ＯＩＺ（ｗＬり以下トシ、Ａｔ＝　０．９％Ｃｒ　
−１０，５％Ｍｏ　＋７．４ｚＮｉ＋７．５％Ｍｎ１２
．７ｚＳｉ　＞　０とした構造用鋼片をＡｒ３点以上の
未再結晶温度域で圧下率６０％以上の圧延後、該圧延終
了温度からＡ　ｒ　３点温度−５０°Ｃ迄を５°Ｃ／ｓ
ｅｃ以下の速度で冷却する事を第２の手段とするもので
ある。

本発明において、帯状組織の問題点を解消するＰ量を除
くその他の成分は、広く現存する構造用鋼の成分を用い
て良い。

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の範囲で添加し
ている。

つまり一般的には Ｃ：　０．０２〜０．１８％　　ＡＩ　；　０．００７
〜０．１％Ｓｉ：２０．５％　　　　Ｓ　：　０．００
１〜０．００５％Ｍｎ　：　０．４　〜１．８　　％　
　　Ｂ　：　０．０００２〜０．００３　　％Ｐ：≦０
．０１５　％　　　　Ｎ：≦０．００４　　％を基本成
分とし、これに、 Ｔｉ　：　０．００３〜０．０２％　Ｔａ　：　０．０
０３〜０．０２％Ｚｒ　：　０．００３〜０．０２％ の１種又は２種以上を添加し、更に、 Ｎｉ：２２．０％　　　　Ｍｏ：≦０．５％Ｃｕ：≦１
．０％　　　　■：≦０．１％Ｎｂ：≦０．０５％　　
　　Ｃｒ：２０．５％を選択添加し、 ＲＥＭ：≦０．００３　％　　　　Ｃａ：≦０．００３
　％Ｍｇ＝≦０．００３　　％ を単独選択添加するか、２種以上を複合添加し、複合添
加時は合計量を０．００５％以下とし、全体のＣｅｑは
０．４５以下としている。

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は鋼の用途上の必要強度から０．０２％を下限量とし
、溶接熱影響部（以下ＨＡＺと榊す。）の耐溶接割れ性
、耐溶接硬化性及び靭性の劣化防止から０．１８％を上
限としている。

Ｓｔ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、）ＨＡＺ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ぐ目的から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と繕す、）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。

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、鋼中の酸素との結
合により酸化物系の介在物を形威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生戊の核となる複合体の外殻を形威する
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生成抑制、ＢＮの
析出によるＨＡＺの固７６　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Ｆｅｚ
３（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、Ｔ
ａ等の窒化物を析出するため添加するが、マトリックス
の靭性低下、１（ＡＺ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、　Ｚ（Ｔａ、は１種又は２種以上を選択添加して
前記したｒＦＰ生成の核となる複合体の芯となる窒化物
を生威し、ＩＦＰＯ生威核生成て作用せしめるため、０
．００３％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、■ＨＡＺ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■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
大によりＨＡＺにおける［ＦＰの形威が抑制される事が
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ＨＡＺの硬さ上昇が少
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、）ＩＡＺの靭性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２ｆ１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、酸硫化物を形威し、
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の生成核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の生成を極めて困難にし、ＨＡＺｉｊｌ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＋ＭｎＸ／６　＋ＮｉＺ
／４０＋Ｃｕｚ／４０＋Ｃｒ！１５　　＋ＭｏＺ／４　
　＋Ｖｚ／１４本発明が対象とする構造用鋼はＰの外は
上記した各元素をＮを満たす範囲で、上記した理由の基
に上記した範囲で同様に使用する事が出来る。

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％ Ｓｉ　：　０．０１　〜０．９０％ Ｍｎ　：　０．３０　〜２．００％ Ｎｂ　：　０．００８〜０．０６％ Ｓ　７０．０１２〜０．０２％ Ｎｉ　：　０．２０　〜０．０３０ 更に特開昭５９−４７３２３号公報が構造用高張力銅と
して開示している成分、 Ｃ：　０．０２　〜０．０５％ Ｓｔ　：　０．０１　〜０．３０％ Ｏｎ　：　０．５０　〜２．００％ Ｖ：≦０．２％ Ｎｂ：２０．０８％ Ｃｒ：２１．０％ Ｖ：０．０１　〜０．０３ ０ｕ　：　０．０５　〜０．５０％ Ｃｒ　：　０．０５　〜１．０　　％ Ｎｏ　：　０．０５　〜０．５０％ Ｔｉ　：　０．００５〜０．０５０　％Ａｔ　７０．０
１　〜０．１　　　％ Ｔｔ　：　０．００５〜０．０３０　　％Ｎ　：　（０
，２〜０．５）ＸＴｉ％ Ｍｏ：≦０．５　％ Ｃｕ：　２０．５０％ Ｎｉ：　≦１．５　％ Ｃ＋Ｈｎ／６＋（Ｃｒ　　＋Ｍｏ＋Ｖ）１５＋（Ｎｉ　
　＋Ｃｕ）／１５≦０．４の各々の成分を有する各間も
前記構造用鋼と同様に、本発明の重要成分である、Ｐの
量の限定及びＡＩの限定を維持すれば使用する事が出来
る。これ等は本発明が開示している構成・作用・効果に
よるものではないが、本発明の重要成分であるＰとＮの
みを限定範囲に維持すると、その他の成分を各々に記載
の範囲から生ずる効果を利用しつつ本発明の所定の効果
が得られるので、Ｐの量及びＡＴを本発明の範囲に限定
したこれ等の各間も本発明が言う構造用鋼に含まれる。

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、−船釣な構造用鋼を用いて種々の実験・検討を繰り
返した。

その過程で、成る構造用鋼板のアレスト性能が試験片の
採取方向により大きな差がある事に着眼し、調査の結果
セメンタイト層状組織により導入された先行亀裂による
マイクロ・クランク・タフニング・メカニズムが働いて
いる可能性のある事を見出した。

本発明者等は更に該マイクロ・クラック・タフニング・
メカニズムの存在の確認、その再現条件の確立、更に活
用を目的に次に示すＡ鋼とＣ１１４を準備し、且つセメ
ンタイト層状組織の生成を制御するＡｔを種々設定して
実験・検討を継続した。

Ａ鋼の化学成分 Ｃ：　０．０７　　％　　　　　　Ｔ、Ａｌ　：　０．
０４４　　％Ｓｉ　：　０．２７　　％ Ｍｎ　：　１．３７　　％ Ｐ　：　０．００７　　％ Ｓ　　：　０．００４　　％ Ｃ＠の化学成分 Ｃ：　０．０７　　％ Ｓｉ　：　０．２７　　％ Ｍｎ　：　１．３７　　％ Ｐ　：　０．０１５％ Ｓ　：　０．００５％ Ｍの条件 Ａ鋼・Ｃ鋼：Ａｉ〉０ Ｔｉ　　　：　０．００７　％ Ｂ　　　：　０．０００９％ Ｎ　　　：　０．００３３％ Ｃｅｑ、：　０．３１２ Ｔ、ＡＩ　：　０．０４４　　％ Ｔｉ　　　：　０．００７　　％ Ｂ　　　：　０．０００９％ Ｎ　　　：　０．００３３％ Ｃｅｑ、：　０．３１２ 但し膓よ、 Ａ？＝　　０．９％Ｃｒ−１０，５：Ｎｏ　＋７．４Ｚ
Ｎｉ＋　７．５７：Ｍｎ　　１２．７：Ｓｉ　ニヨル。

此処でＡＴは、ごクロ偏析に関する５ｃｈｅｉ　Ｉの式
を用いて、デンドライトの樹間部と幹部の溶質成分濃度
を推定し、その各々をＡｎｄｒｅｗｓが求めた成分濃度
とＡ３変態点との関係式に代入して、樹間部のＡ３変態
点＝Ａｉと幹部のＡ３変態点＝Ｎの差、Ａｉ　　Ａｔで
得た指標で、鋳造組織内に発生する帯状組織の発達程度
に関する指標である。

本来この指標は、靭性に有害と考えられていた帯状組織
が、鋳造組織内に発生する可能性の有無を予測し、これ
を防止するために確立された指標で、Ｎ≦−２の値を維
持すると鋳造組織内に帯状組織の発生が見られなくなる
とされている。

本発明者等は、従来の帯状＆ｌｌ織の問題を鋼の低Ｐ化
と未再結晶圧延で解消し、そこにこの指標を積極的に用
いて鋳造組織内に所要の帯状組織を生成せしめ、従来技
術による構造用鋼のアレスト特性向上限界を打破する事
に成功したのである。

結果を第１図に示す。

図は、圧下率６０％の未再結晶温度域圧延を行った低燐
グループ（Ｐが０．０１％以下）と、高燐グループ（Ｐ
が０．Ｏ１％超）の各構造用鋼のＡｊとアレスト特性Ｋ
ｃａ　−５０の関係を示したものである。

図に明らかな通り、低燐鋼といえどもＡｔｆ）＜０以上
でなければＫｃａ　−５０が６００ｋｇｆ　７ｍｍ　’
　・’以上は得られず、Ａｉが０以上であっても高燐側
はＫｃａ　−５０が６００ｋｇｆ　／ａ＋ｍ　’・５に
達しない事を知得した。

Ｋｃａ　−５０が６００ｋｇｆ／＋ｕ＋”　’以上に達
した低燐鋼の中、Ｍが０以上の鋼の＆１ｌｔＩｓは、マ
トリックスであるフェライト組織の中に該フェライト組
織より脆性破壊発生特性が劣るセメンタイト層状＆ｌｌ
織が、亀裂伝播方向に長さ１０μｍ〜２００μ瓢、相互
距離５μ會〜５０μ讃で層状に分散していた。

低燐鋼であってもＮが０未満であったものは、セメンタ
イトの層状組織の長さが、亀裂伝播方向に沿う長さが１
０μ−に達しなかったり、或いは長くなって２００μ重
を超えるもの及び相互距離も５μｍに達しなかったり、
或いはは５０μｍを超えるものが発生しており、長さが
１０μｍに達しないものは先行亀裂誘発能が小さくなり
、又２００μｍを超えるものは有効破面単位が大きくな
って共にアレスト特性が低く、相互距離が５μｍに達し
ないものはテアリッジのエネルギー吸収能が小さく、５
０μｍを超えるものは先行亀裂が誘発出来なくなり、共
にアレスト特性を低下している要因を知見した。

一方高燐鋼はＡτが０以上でも、本発明の所要のセメン
タイト組織が全く認められず、アレスト特性が全く低い
要因を知見した。

第２図はＡ鋼を用いて圧延開始温度とフェライト粒径及
びＫｃａ　−５０の関係を示したものである。

これによりセメンタイトによるアレスト性の向上におい
てもフェライト粒径の細粒化が関係している事を見出し
た。

第３図は更に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
ｒ１点温度以上である。

得られる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６０％以上に達するとフェ
ライト粒径が所要の大きさとなり、これによって所要サ
イズのセメンタイトが得られる結果、Ｋｃａ　−５０は
６００ｋｇｆ／ｍ＋ｎ”　’以上に達する事を見出した
。

第４図はＡ鋼における圧延後の冷却速度がＫｃａに及ぼ
す影響を示したものである。

Ａｒ３〜Ａｒ３−５０の温度領域は、ミクロ偏析（Ｃ濃
度差）によりフェライト間にセメンタイトが層状に生成
する。この時冷却速度が遅い程該層状セメンタイトの生
成は顕著になる。

冷却が５°（／ｓｅｅを超えると、もはやセメンタイト
が層状に生成出来る時間的余裕はなく、ベーナイト主体
の組織となり、第５図に示す如く、マイクロ・クランク
・タフニングによるアレスト性向上効果は得られない事
が分かった。

このことから冷却はＡ　ｒ　３点以上の温度から継続し
て行い、速度は５°Ｃ／ｓｅｃ以下が良い事を見出した
。

本発明者等は以上の知見から、所要のセメンタイト層状
組織を的確に生成させるために、悪影響の大きい偏析元
素のＰを規制し、Ａｉを０以上に規制し、Ａｒ３温度以
上の未再結晶温度域で圧下率６０％以上の圧延を行い、
続けて５°Ｃ／ｓｅｃ以下の速度で冷却すると、効率良
く組織の微細化を図る事が出来るばかりでなく、経済的
に且つ生産住良（Ｋｃａ−５０が６００ｋｇｆ／ｍ＋＊
’°５以上の優れたアレスト特性を有する鋼材が製造出
来る事を知見したのである。この時の圧延は、第２図、
第３図に明らかな様に、再結晶終了温度以下、Ａｒ３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
（でも良く、要は圧延の主要部つまり６０％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。

第５図は上記の様にしてＡ鋼から本発明方法により得た
構造用鋼板ａとＡ鋼から従来方法で製造した構造用鋼板
すの各々について、その異方性を調べた結果を示す。

図に明らかな如く、本発明の構造用調板ａのＬ方向アレ
スト特性ａ−Ｌは、従来の構造用鋼板すのアレスト特性
ｂ−Ｌ及びｂ−ｃよりもＫｃａ　−５０６００ｋｇｆ／
ａｍ１’で２０℃優れ、更に構造用鋼板ａのＣ方向の特
性ａ−Ｃはａ−Ｌより工５°Ｃ優れている。

これは、本発明方法により製造した構造用鋼材のセメン
タイトの配列が、亀裂伝播方向と同方向にあるＣ方向材
と、直角方向にあるＬ方向材の差であり、前者はセメン
タイトがマイクロクラックを形成して亀裂先端の応力分
布の緩和を助長し、後者にはその作用がない事によって
いる。

しかしａ−Ｌ、ａ−Ｃの何れもが従来方法により製造さ
れた構造用鋼材よりも優れたアレスト特性を示すのは、
本発明のマイクロ・クランク・タフニング・メカニズム
が、例えば特開昭６２−７７４１９号公報に記載がある
セパレーションを利用した従来方法による構造用鋼材の
Ｋｃａ　−５０の向上対策のメカニズムと基本的に異な
り、又特開昭５９−４７３２３号公報、特開昭６０−２
９４５２号公報等に記載がある析出介在物の少ないフェ
ライトと微細に分散したマルテンサイトからなる組織を
生威し、マイクロクラックによるエネルギーの吸収を利
用した従来方法による構造用鋼材のＫｃａ　−５０の向
上対策のメカニズムとも基本的に異なり、優れている事
を示しているものと思われる。

〈実施例〉 （１）　　鋼成分とＡ言　　　　　（表１に示す。）（
２）鋳造方法 ■鋳造方法　連続鋳造方法 ■凝固鋼片寸法　厚み４２〜３００　ｍｍＸ幅１８００
ｍｍ（３）圧延条件　　　　　　　（表２に示す、）（
４）アレスト特性　　　　　（表２に示す。）アレスト
特性の評価試験 ＝温度勾配型ＥＳＳＯ試験 （６）母材靭性　　　　　　（表２に示す、）母材靭性
評価試験 ＝鋼材のシャルピー衝撃試験を実施。

（７）　　）ＩＡＺ靭性　　　　　　（表２に示す。）
１１ＡＺ靭性の評価試験 入熱７０〜２５０ＫＪ　／ｃｒａの大入熱片面１層溶接
後、シャルピー衝撃試験を実施。

本発明例の調香１．２．３．４は表２に示す様にＫｃａ
　−５０は６００ｋｇｆ　／　ｍｍ”　’以上であった
。

一方比較例の調香５．６．７は、Ａｉが満たされず、圧
延開始温度が高い８及び９は未再結晶温度域の圧延率が
６０％に達しなかったものであり、１０は冷却速度が５
°（：／ｓｅｃを超えたもので、共に母材及びＨＡＺ靭
性は良好であったが、アレスト特性Ｋｃａ　−５０は格
段に低く、２２０〜３５０　ｋｇｆ　／ａ１ｍ”であっ
た。

〈発明の効果〉 本発明は意図的にＮｂを使用せず、Ｐを０．０１％以下
に規制し、更にＮを０以上に規制し、未再結晶温度域で
６０％以上の圧下率で制御圧延を行い、該圧延温度から
Ａｒ３点温度−５０°Ｃ迄の範囲を速度５°Ｃ／ｓｅｃ
以下で冷却するので、従来技術の問題点を悉く解消する
と共に、アレスト特性に優れ、且つ母材及びＨＡＺの各
靭性の劣化を伴わない鋼材を、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Ａｆｆの関係を示す図。第２
図はＫｃａ　−５０と圧延温度域の関係を示す図。第３
図はＫｃａ　−５０と未再結晶温度域圧延の圧下率との
関係を示す図。第４図はＫｃａ　−５０と冷却時の冷却
速度の関係を示す図。第５図は本発明鋼板のアレスト特
性の異方性を示す図である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）意図的にＮｂを添加せず、Ｐを０．０１％（ｗｔ
   ％）以下とし、Ａｉ＝０．９％Ｃｒ−１０．５％Ｍｏ＋
   ７．４％Ｎｉ＋７．５％Ｍｎ−１２．７％Ｓｉ＞０とし
   た構造用鋼のフェライト組織の中に長さ１０μｍ〜２０
   ０μｍで相互距離が５μｍ〜５０μｍのセメンタイトを
   層状に分散した事を特徴とするアレスト特性の優れた鋼
   材。
2. （２）意図的にＮｂを添加せず、Ｐを０．０１％（ｗｔ
   ％）以下とし、Ａｉ＝０．９％Ｃｒ−１０．５％Ｍｏ＋
   ７．４％Ｎｉ＋７．５％Ｍｎ−１２．７％Ｓｉ＞０とし
   た構造用鋼片をＡｒ＿３点以上の未再結晶温度域で圧下
   率６０％以上の圧延後、該圧延終了温度からＡｒ＿３点
   温度−５０℃迄を冷却速度５℃／ｓｅｃ以下で冷却する
   事を特徴とするアレスト特性の優れた鋼材の製造方法。