JPS6277419A - アレスト特性のすぐれた高張力鋼の製造法 - Google Patents
アレスト特性のすぐれた高張力鋼の製造法Info
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- JPS6277419A JPS6277419A JP21634485A JP21634485A JPS6277419A JP S6277419 A JPS6277419 A JP S6277419A JP 21634485 A JP21634485 A JP 21634485A JP 21634485 A JP21634485 A JP 21634485A JP S6277419 A JPS6277419 A JP S6277419A
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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。
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
という）のすぐれた鋼板、形鋼、鋼管等高張力鋼の製造
法に関するものである。
という）のすぐれた鋼板、形鋼、鋼管等高張力鋼の製造
法に関するものである。
（従来の技術）
ｊ＋ｔ ’Ｃｖ ％Ｙ／Ｍ Ｔ Ｔｓｒ 竺
小 −ｒ → ｎ、ｊ身 ：ＡＨ＜−ｋ＝”Ｍ
ｌ 斗ト Ｚ＋型基地の建設、拡充が盛んに行なわれて
いる。これらエネルギー源を貯蔵するタンクやエネルギ
ー資源を輸送するラインパイプは、破壊が起ると広汎な
被害と社会的不安をもたらすことから、安全性を確保す
るため、アレスト特性のすぐれた高張力鋼が要求されて
いる。アレスト特性の向上は、鋼に結晶粒微細化元素を
添加し、あるいは熱間圧延法や熱処理法に工夫を凝らし
て改善されている。
小 −ｒ → ｎ、ｊ身 ：ＡＨ＜−ｋ＝”Ｍ
ｌ 斗ト Ｚ＋型基地の建設、拡充が盛んに行なわれて
いる。これらエネルギー源を貯蔵するタンクやエネルギ
ー資源を輸送するラインパイプは、破壊が起ると広汎な
被害と社会的不安をもたらすことから、安全性を確保す
るため、アレスト特性のすぐれた高張力鋼が要求されて
いる。アレスト特性の向上は、鋼に結晶粒微細化元素を
添加し、あるいは熱間圧延法や熱処理法に工夫を凝らし
て改善されている。
例えば特開昭５８−１９４３１号公報はｒＮｂ、Ｎｉな
どの結晶粒微細化元素を添加し、さらに脆性亀裂伝播停
止特性向上効果のＳ元素を添加し、熱間圧延後の熱処理
を施してアレスト特性のすぐれたラインパイプ用鋼を製
造するもの」であり、特開昭５９−４７３２３号公報は
ｒＴｌさらにはＶ 、 Ｃｒ ｒ Ｎｉ 、Ｍｏ
’などの結晶粒微細化元素や強化元素を添加し、熱間圧
延後のＡ２点以上からフェライトとヤルテンサイト組織
を呈する速い冷却速度を施して、アレスト特性のすぐれ
た高張力鋼を製造するもの」である。さらには特開昭５
８−３７１２０号公報や特開昭 １゛、５８−１９４３
２号公報など多くの特許公報で紹介されているように、
アレスト特性のすぐれた高張力鋼の製造法には、多くの
方法がある。このようにＮｉ、Ｔｉなどの元素を添加す
ることによってアレスト特性を向上させ得るものの、こ
れら元素の添加量の増加と共に、鋼の製造コストを著し
く高価にするのみでなく、焼入性を深め最高硬さを高め
て靭性を著しく損う問題があった。またＮｉ含有鋼は、
これまでの熱間制御圧延によって微細なアシキュラーフ
ェライト組織を生成せしめて鋼の強靭性とアレスト特性
を向上せしめるものの、アレスト特性の向上には多量の
Ｎｉ添加を必要とし、大巾な製造コストアップは避けら
れない問題があった。
どの結晶粒微細化元素を添加し、さらに脆性亀裂伝播停
止特性向上効果のＳ元素を添加し、熱間圧延後の熱処理
を施してアレスト特性のすぐれたラインパイプ用鋼を製
造するもの」であり、特開昭５９−４７３２３号公報は
ｒＴｌさらにはＶ 、 Ｃｒ ｒ Ｎｉ 、Ｍｏ
’などの結晶粒微細化元素や強化元素を添加し、熱間圧
延後のＡ２点以上からフェライトとヤルテンサイト組織
を呈する速い冷却速度を施して、アレスト特性のすぐれ
た高張力鋼を製造するもの」である。さらには特開昭５
８−３７１２０号公報や特開昭 １゛、５８−１９４３
２号公報など多くの特許公報で紹介されているように、
アレスト特性のすぐれた高張力鋼の製造法には、多くの
方法がある。このようにＮｉ、Ｔｉなどの元素を添加す
ることによってアレスト特性を向上させ得るものの、こ
れら元素の添加量の増加と共に、鋼の製造コストを著し
く高価にするのみでなく、焼入性を深め最高硬さを高め
て靭性を著しく損う問題があった。またＮｉ含有鋼は、
これまでの熱間制御圧延によって微細なアシキュラーフ
ェライト組織を生成せしめて鋼の強靭性とアレスト特性
を向上せしめるものの、アレスト特性の向上には多量の
Ｎｉ添加を必要とし、大巾な製造コストアップは避けら
れない問題があった。
（発明が解決しようとする問題点）
本発明は上記のようにタンクやラインパイプなどのごと
き鋼構造物に使用させる鋼材に対する破壊安全性の要求
から、亀裂発生微小範凹内で亀裂伝播を停止する可能性
を有するアレスト特性のすぐれた高張力鋼の製造法を提
供することを目的としたものである。
き鋼構造物に使用させる鋼材に対する破壊安全性の要求
から、亀裂発生微小範凹内で亀裂伝播を停止する可能性
を有するアレスト特性のすぐれた高張力鋼の製造法を提
供することを目的としたものである。
（問題点を解決するための手段）
本発明は上述の如き問題点を有効に解決したものであシ
その要旨は、ｃ ： ｏ、ｏ ｓ〜０．２０％を含有す
る低合金鋼スラブを９００℃以上の温度に加熱してその
鋼のＡｒ３点−２０℃以上の仕上温度で圧延をした後、
その仕上温度からＡｒ３点−２０℃〜Ａｒ、点−８０℃
の温度までの制御冷却区間をフェライト組織が一部生成
する空冷速度で冷却し、さらにその温度から水冷して低
温度に冷却し続いてその鋼のＡｃ１点以下の温度に加熱
する焼戻処理を行うアレスト特性のすぐれた高張力鋼の
製造法でおる。
その要旨は、ｃ ： ｏ、ｏ ｓ〜０．２０％を含有す
る低合金鋼スラブを９００℃以上の温度に加熱してその
鋼のＡｒ３点−２０℃以上の仕上温度で圧延をした後、
その仕上温度からＡｒ３点−２０℃〜Ａｒ、点−８０℃
の温度までの制御冷却区間をフェライト組織が一部生成
する空冷速度で冷却し、さらにその温度から水冷して低
温度に冷却し続いてその鋼のＡｃ１点以下の温度に加熱
する焼戻処理を行うアレスト特性のすぐれた高張力鋼の
製造法でおる。
以下本発明について詳細に説明する。
本発明は転炉、電気炉などの溶解炉で溶製した溶鋼を造
塊・分解法あるいは連続鋳造法でスラブを製造する通常
の製造工程に基づいて、Ｃ： ０．０５〜０．２０％を
含有する低合金鋼のスラブを製造する。
塊・分解法あるいは連続鋳造法でスラブを製造する通常
の製造工程に基づいて、Ｃ： ０．０５〜０．２０％を
含有する低合金鋼のスラブを製造する。
この場合のスラブの製造工程は連続鋳造法が好ましい、
Ｃ成分は鋼の強度靭性と二相域温度巾を確保するために
含有させるものであって、０．０５％未満の少ない含有
量では強度が低下し二相域温度巾も狭い。また０、 ２
％を越える過剰な含有量は、靭性を劣化し特に脆性破壊
の発生を過敏にする。その他の成分としてのＮｉ＋ Ｔ
ｉｎ Ｖｓ Ｃｒなどの強靭化成分、アレスト特性向上
成分は、先に示した特開昭５８−１９４３１号公報など
のように、各成分あるい、社成分間で得られる作用効果
を配慮した量で選択的に添加される。その量はＳｉ：０
．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：０．
０２％以下、Ｓ：０．０１％以下でＮｌ：５％以下、
Ｔｌ ： ０．２％以下、Ｃｒ：３％以下、 Ｍｏ ：
１％以下、■およびＮｂ ： ０．１％以下＋ Ｂ
： ３〜３０１）ｐｍｌＣａ：０．００５％以下、 Ｒ
ＥＭ ： ０．２％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｎ：２０〜
１１００ｐｐ の１種または２棟以上を選択して含有す
る。こうして製造された低合金鋼スラブを９００〜１２
００℃に加熱する。この温度は、鋳片または鋼片のスラ
ブを一様にオーステナイト化し、圧延後目的の鋼を製造
する不可欠なもので、低温が好ましい。高温度に加熱さ
れた低合金鋼スラブは、製品の形状寸法に熱間圧延をし
、その鋼がもつＡｒ、点−２０℃以上の仕上温度で圧延
を終了する。この場合の仕上温度は微細なフェライト組
織が得られる温度で、この温度より低い仕上温度では大
きく伸びたフェライト粒に生成し好ましい集合組織が得
られなくなる。
Ｃ成分は鋼の強度靭性と二相域温度巾を確保するために
含有させるものであって、０．０５％未満の少ない含有
量では強度が低下し二相域温度巾も狭い。また０、 ２
％を越える過剰な含有量は、靭性を劣化し特に脆性破壊
の発生を過敏にする。その他の成分としてのＮｉ＋ Ｔ
ｉｎ Ｖｓ Ｃｒなどの強靭化成分、アレスト特性向上
成分は、先に示した特開昭５８−１９４３１号公報など
のように、各成分あるい、社成分間で得られる作用効果
を配慮した量で選択的に添加される。その量はＳｉ：０
．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：０．
０２％以下、Ｓ：０．０１％以下でＮｌ：５％以下、
Ｔｌ ： ０．２％以下、Ｃｒ：３％以下、 Ｍｏ ：
１％以下、■およびＮｂ ： ０．１％以下＋ Ｂ
： ３〜３０１）ｐｍｌＣａ：０．００５％以下、 Ｒ
ＥＭ ： ０．２％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｎ：２０〜
１１００ｐｐ の１種または２棟以上を選択して含有す
る。こうして製造された低合金鋼スラブを９００〜１２
００℃に加熱する。この温度は、鋳片または鋼片のスラ
ブを一様にオーステナイト化し、圧延後目的の鋼を製造
する不可欠なもので、低温が好ましい。高温度に加熱さ
れた低合金鋼スラブは、製品の形状寸法に熱間圧延をし
、その鋼がもつＡｒ、点−２０℃以上の仕上温度で圧延
を終了する。この場合の仕上温度は微細なフェライト組
織が得られる温度で、この温度より低い仕上温度では大
きく伸びたフェライト粒に生成し好ましい集合組織が得
られなくなる。
なお、Ａｒ３点の温度は、次のような式（成分は％ ＋
ｔは板厚鰭）で定められる。
ｔは板厚鰭）で定められる。
Ａｒ５（Ｃ）＝ ９００−３１０［：Ｃ）−８０［：Ｍ
ｎ） ５５［Ｎ１）−２０（Ｃｕ）−１５ＣＣｒ）−８
０（：Ｍｏ）＋０．３５ Ｃｔ−８）このようセして圧
延を終了した鋼は、仕上温度からＡｒ４点−２０℃〜Ａ
ｒ５点−８０℃の温度までの任意の温度間すなわち制御
冷却区間をフェライト組織が一部生成する空冷速度で冷
却する。この制御冷却区間は２相域温度で、この間を空
冷速区で冷却することによりフェライト組織を層状に変
態させ、製品のアレスト特性を向上させる。さらにＡｒ
３点−８０℃またはそれ以上の温度に冷却された鋼は、
直ちに水冷を開始して低温度に冷却し、フェライトと層
状ベーナイトまたはマルテンサイトの焼入れ２相組織を
生成させる。第１図は低合金鋼スラブ（Ｃ：０．１２％
、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ ： １．１％、Ｐ：０．０
０５％、Ｓ：０．００１５％、Ｃｕ：０．３％、Ｎｉ
： ０．３％、Ｃｒ：０．２’％、Ｍｏ ： ０．０８
％、ｖ：０．０３％、 Ｎｂ ：０．０２％、Ｔｉ
：０．０１％、Ａｔ：０．０３％、Ｃａ：０．００３％
、残部Ｆｓ ）を温度９７０℃に加熱して８００℃以下
で圧下率６０チでかつ仕上温度７６０℃で熱間圧延し、
空冷した後裔温度から水冷（Ｉｍ” ７ｍ”ｍｉｎ ）
ｌ、、温度５００℃で焼戻処理した時の水冷開始温度
（０とアレスト特性に相関関係の延性破面率（イ）の関
係を示す。すなわちＡｒ５点近傍の温度あるいは一層に
低い温度からの水冷は、延性破面率が低く、低いアレス
ト特性となる。この時の鋼の顕微鏡組織（Ｘ４００）を
第２図で比較して示すように、Ａ、５点近傍温度から水
冷（第２図（＆））するとやや粗粒のフェライトと分散
ベーナイトまたはマルテンサイトの組織を呈し、またＡ
、５点−５０℃の温度から水冷（第２図（ｂ））すると
フェライト十層状ベーナイトまたはマルテンサイトの組
織を呈する。このように鋼組織の差が７レスト特性に大
きく影響を及ぼすものである。本発明において上記のよ
うにＡｒｓ点−２０℃〜Ａｒ５点−８０℃の水冷開始温
度は細粒フェライト十層状ベーナイトまたはマルテンサ
イトを呈して高いアレスト特性が得られる範囲であり、
この範囲から逸脱する高い温度では粗粒のフェライトと
分散ベーナイトまたはマルテンサイトまた低い温度では
フェライトとパーライトの２相組織を呈して低いアレス
ト特性となる。なお本発明において圧延終了後水冷開始
までの空冷は時間的には２〜７分間の放置時間が好まし
い。さらに本発明では、鋼の靭性を改善するために、Ａ
ｃ１点以下の温度に加熱する焼戻処理を施し、強度と靭
性のすぐれた高張力鋼を製造する。
ｎ） ５５［Ｎ１）−２０（Ｃｕ）−１５ＣＣｒ）−８
０（：Ｍｏ）＋０．３５ Ｃｔ−８）このようセして圧
延を終了した鋼は、仕上温度からＡｒ４点−２０℃〜Ａ
ｒ５点−８０℃の温度までの任意の温度間すなわち制御
冷却区間をフェライト組織が一部生成する空冷速度で冷
却する。この制御冷却区間は２相域温度で、この間を空
冷速区で冷却することによりフェライト組織を層状に変
態させ、製品のアレスト特性を向上させる。さらにＡｒ
３点−８０℃またはそれ以上の温度に冷却された鋼は、
直ちに水冷を開始して低温度に冷却し、フェライトと層
状ベーナイトまたはマルテンサイトの焼入れ２相組織を
生成させる。第１図は低合金鋼スラブ（Ｃ：０．１２％
、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ ： １．１％、Ｐ：０．０
０５％、Ｓ：０．００１５％、Ｃｕ：０．３％、Ｎｉ
： ０．３％、Ｃｒ：０．２’％、Ｍｏ ： ０．０８
％、ｖ：０．０３％、 Ｎｂ ：０．０２％、Ｔｉ
：０．０１％、Ａｔ：０．０３％、Ｃａ：０．００３％
、残部Ｆｓ ）を温度９７０℃に加熱して８００℃以下
で圧下率６０チでかつ仕上温度７６０℃で熱間圧延し、
空冷した後裔温度から水冷（Ｉｍ” ７ｍ”ｍｉｎ ）
ｌ、、温度５００℃で焼戻処理した時の水冷開始温度
（０とアレスト特性に相関関係の延性破面率（イ）の関
係を示す。すなわちＡｒ５点近傍の温度あるいは一層に
低い温度からの水冷は、延性破面率が低く、低いアレス
ト特性となる。この時の鋼の顕微鏡組織（Ｘ４００）を
第２図で比較して示すように、Ａ、５点近傍温度から水
冷（第２図（＆））するとやや粗粒のフェライトと分散
ベーナイトまたはマルテンサイトの組織を呈し、またＡ
、５点−５０℃の温度から水冷（第２図（ｂ））すると
フェライト十層状ベーナイトまたはマルテンサイトの組
織を呈する。このように鋼組織の差が７レスト特性に大
きく影響を及ぼすものである。本発明において上記のよ
うにＡｒｓ点−２０℃〜Ａｒ５点−８０℃の水冷開始温
度は細粒フェライト十層状ベーナイトまたはマルテンサ
イトを呈して高いアレスト特性が得られる範囲であり、
この範囲から逸脱する高い温度では粗粒のフェライトと
分散ベーナイトまたはマルテンサイトまた低い温度では
フェライトとパーライトの２相組織を呈して低いアレス
ト特性となる。なお本発明において圧延終了後水冷開始
までの空冷は時間的には２〜７分間の放置時間が好まし
い。さらに本発明では、鋼の靭性を改善するために、Ａ
ｃ１点以下の温度に加熱する焼戻処理を施し、強度と靭
性のすぐれた高張力鋼を製造する。
上記のような本発明によって製造された鋼は、水冷開始
前のフェライト組織の一部層状変態によって焼戻処理後
第２図（ｂ）で示したように細粒フェライトと層状ベー
ナイトまたはマルテンサイト組織が生成され、脆性クラ
ックが発生伝播するに際し細いセパレーシッンを多発し
て応力を分散しかつそれが鋼の板厚効果と相俟って脆性
特性を改善し、アレスト特性を大巾に向上する。
前のフェライト組織の一部層状変態によって焼戻処理後
第２図（ｂ）で示したように細粒フェライトと層状ベー
ナイトまたはマルテンサイト組織が生成され、脆性クラ
ックが発生伝播するに際し細いセパレーシッンを多発し
て応力を分散しかつそれが鋼の板厚効果と相俟って脆性
特性を改善し、アレスト特性を大巾に向上する。
（実施例）
次に本発明の実施例について説明する。
転炉と連続鋳造法で製造した笛１表に示す成分組成の低
合金スラブを、第２表に示す製造条件で板厚２０〜５０
１１１の鋼板全製造した。その時の特性を第３表に示す
。尚、比較材は本発明から逸脱した熱間圧延法で製造し
た鋼の特性を示す。
合金スラブを、第２表に示す製造条件で板厚２０〜５０
１１１の鋼板全製造した。その時の特性を第３表に示す
。尚、比較材は本発明から逸脱した熱間圧延法で製造し
た鋼の特性を示す。
第３表
ＩＫｃＩＬ・・・温度勾配型ＥＳＳＯ試験での一５０℃
のＫｅａの値秦２延性破面率・・ラッチ長さ５０ｍを一
５０℃で白けた時の破面率を測定 上記の実験結果から明らかなように本発明法で製造され
た鋼＜ｍ、番号４を除く）は冷却開始温度の高い（鋼４
）比較法の鋼に較べ、ＥＳＳＯ試験結果のＫｅａ値が高
く、延性破面率も高く高いアレスト特性を示す。
のＫｅａの値秦２延性破面率・・ラッチ長さ５０ｍを一
５０℃で白けた時の破面率を測定 上記の実験結果から明らかなように本発明法で製造され
た鋼＜ｍ、番号４を除く）は冷却開始温度の高い（鋼４
）比較法の鋼に較べ、ＥＳＳＯ試験結果のＫｅａ値が高
く、延性破面率も高く高いアレスト特性を示す。
第１図はＭｏ ＋ Ｖなどの金属を少量含有する高張力
鋼を、温度９７０℃に加熱して仕上温度７６０℃で熱間
圧延し空冷した各温度から水冷し、さらに温度５００℃
で焼戻処理した時の水冷開始温度と延性破面率の関係を
示す図、第２図（、）はそのＡｒ３点直上の温度から水
冷、さらに第２図（ｂ）はＡｒ３点−５０℃の温度から
水冷した時の夫々の鋼の組織を示す顕微鏡写真（ｘ４０
０）である。
鋼を、温度９７０℃に加熱して仕上温度７６０℃で熱間
圧延し空冷した各温度から水冷し、さらに温度５００℃
で焼戻処理した時の水冷開始温度と延性破面率の関係を
示す図、第２図（、）はそのＡｒ３点直上の温度から水
冷、さらに第２図（ｂ）はＡｒ３点−５０℃の温度から
水冷した時の夫々の鋼の組織を示す顕微鏡写真（ｘ４０
０）である。
Claims (1)
- Ｃ：０．０５〜０．２０％を含有する低合金鋼スラブを
９００℃以上の温度に加熱してその鋼のＡｒ＿３点−２
０℃以上の仕上温度で圧延をした後、その仕上温度から
Ａｒ＿３点−２０℃〜Ａｒ＿３点−８０℃の温度までの
制御冷却区間をフェライト組織が一部生成する空冷速度
で冷却し、さらにその温度から水冷して低温度に冷却し
、続いてその鋼のＡｃ＿１点以下の温度に加熱する焼戻
処理を行うことを特徴とするアレスト特性のすぐれた高
張力鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21634485A JPS6277419A (ja) | 1985-09-30 | 1985-09-30 | アレスト特性のすぐれた高張力鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21634485A JPS6277419A (ja) | 1985-09-30 | 1985-09-30 | アレスト特性のすぐれた高張力鋼の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6277419A true JPS6277419A (ja) | 1987-04-09 |
Family
ID=16687076
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21634485A Pending JPS6277419A (ja) | 1985-09-30 | 1985-09-30 | アレスト特性のすぐれた高張力鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6277419A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63286517A (ja) * | 1987-05-19 | 1988-11-24 | Nippon Steel Corp | 低降状比高張力鋼の製造方法 |
| JPH02175814A (ja) * | 1988-12-28 | 1990-07-09 | Kawasaki Steel Corp | Ｕｏｅ鋼管用厚肉鋼板の製造方法 |
| JPH02217416A (ja) * | 1988-11-08 | 1990-08-30 | Nippon Steel Corp | アレスト特性に優れた鋼材の製造方法 |
-
1985
- 1985-09-30 JP JP21634485A patent/JPS6277419A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63286517A (ja) * | 1987-05-19 | 1988-11-24 | Nippon Steel Corp | 低降状比高張力鋼の製造方法 |
| JPH02217416A (ja) * | 1988-11-08 | 1990-08-30 | Nippon Steel Corp | アレスト特性に優れた鋼材の製造方法 |
| JPH02175814A (ja) * | 1988-12-28 | 1990-07-09 | Kawasaki Steel Corp | Ｕｏｅ鋼管用厚肉鋼板の製造方法 |
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