JPS62205230A - 脆性亀裂伝播停止特性の優れた低温用鋼板の製造方法 - Google Patents
脆性亀裂伝播停止特性の優れた低温用鋼板の製造方法Info
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- JPS62205230A JPS62205230A JP4812386A JP4812386A JPS62205230A JP S62205230 A JPS62205230 A JP S62205230A JP 4812386 A JP4812386 A JP 4812386A JP 4812386 A JP4812386 A JP 4812386A JP S62205230 A JPS62205230 A JP S62205230A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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］
本発明は脆性亀裂伝播停止特性の優れた低温用鋼板の製
造方法に関する ［従来技術］ ＬＰＧタンク、氷海域海洋構造物、砕氷船等に使用され
る鋼板には脆性破壊に対する安全性向上の見地から、−
６０℃にも達する低温環境下で優れた耐ｊぬ性破壊特性
とともに脆性亀裂伝播停止特性が要求される。特に大規
模破壊による膨大な損害を防止する観点から、脆性亀裂
伝播停止特性を重視する設計思想が定着しつつある０例
えばＬ Ｐ Ｇ ！ｌｉ７ Ｑｉタンクでは、従来のＣ
−Ｍ ｎ鋼に代わって脆性亀裂伝播停止特性の良、灯な
３．５％Ｎｉ鋼さらには９％Ｎｉ鋼が適用され始めてい
る。また、脆性亀裂伝播停止特性を鋼に持たせる他の方
法としては、鋼の組織をアンキュラーフェライトとする
方法が有る。
造方法に関する ［従来技術］ ＬＰＧタンク、氷海域海洋構造物、砕氷船等に使用され
る鋼板には脆性破壊に対する安全性向上の見地から、−
６０℃にも達する低温環境下で優れた耐ｊぬ性破壊特性
とともに脆性亀裂伝播停止特性が要求される。特に大規
模破壊による膨大な損害を防止する観点から、脆性亀裂
伝播停止特性を重視する設計思想が定着しつつある０例
えばＬ Ｐ Ｇ ！ｌｉ７ Ｑｉタンクでは、従来のＣ
−Ｍ ｎ鋼に代わって脆性亀裂伝播停止特性の良、灯な
３．５％Ｎｉ鋼さらには９％Ｎｉ鋼が適用され始めてい
る。また、脆性亀裂伝播停止特性を鋼に持たせる他の方
法としては、鋼の組織をアンキュラーフェライトとする
方法が有る。
アンキュラーフェライト組織を持った鋼の製造方法には
Ｍ ｎ、 Ｍ ｏ等の合金成分を多量に添加して制御圧
延を行う方法が有る。又制御冷却による方法により脆性
亀裂伝播停止特性を持った鋼の製造方法も既に開示され
ている。
Ｍ ｎ、 Ｍ ｏ等の合金成分を多量に添加して制御圧
延を行う方法が有る。又制御冷却による方法により脆性
亀裂伝播停止特性を持った鋼の製造方法も既に開示され
ている。
［発明が解決しようとする聞題点］
脆性亀裂伝播停止特性の優れた鋼には
３．５％Ｎｉ鋼さらには９％Ｎｉ鋼があるが、これら含
Ｎｉ鋼板はあまりに高価であるばかりか頻雑な溶接施工
管理が心安であると言う問題点がある。又、鋼の組織を
アンキュラーフェライトとする方法で、制御圧延による
方法では高価なＭ ｎ 、 Ｍ ｏ等の合金成分を多、
Ｉ；′Ｌに添加する事が必要であると言う欠点がある。
Ｎｉ鋼板はあまりに高価であるばかりか頻雑な溶接施工
管理が心安であると言う問題点がある。又、鋼の組織を
アンキュラーフェライトとする方法で、制御圧延による
方法では高価なＭ ｎ 、 Ｍ ｏ等の合金成分を多、
Ｉ；′Ｌに添加する事が必要であると言う欠点がある。
−力制御冷却による方法により脆性亀裂伝ばん停止特性
を持った鋼の製造方法では、鋼の組織がボリゴナルフェ
ライトを主体としたものであり、高価なＮｉ量が０．８
％以上も必要であると言う欠点がある。
を持った鋼の製造方法では、鋼の組織がボリゴナルフェ
ライトを主体としたものであり、高価なＮｉ量が０．８
％以上も必要であると言う欠点がある。
［発明の目的］
本発明は脆性亀裂伝播停止特性の優れた低温用鋼板で、
引張強さ：５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上、シャルピー破面遷
移温度（ｖＴｒｓ） ニー１００℃以下であり、−６
０℃での破壊靭性値ＫＣａ値が６００ ｋｇ ｆ ｅ
ｍｍ１７２以上である鋼板の製造方法を提供すことを目
的とする。
引張強さ：５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上、シャルピー破面遷
移温度（ｖＴｒｓ） ニー１００℃以下であり、−６
０℃での破壊靭性値ＫＣａ値が６００ ｋｇ ｆ ｅ
ｍｍ１７２以上である鋼板の製造方法を提供すことを目
的とする。
［発明の概要］
本出願に係る第１発明は、
重量％で
ｃ ：０．００５〜０．０５％
Ｓｉ：０．０５〜０．７０％
Ｍ ｎ ： ０ 、８０〜１ 、８０％Ａｌ：０．０１
〜０．０８％ Ｎｂ ： ０．０２〜０．０８％ Ｎｉ：０．２０〜０．８０％ を含有し、残部がＦｅ及び不ＯＴａ的不純物よりなる鋼
スラブを、添加したＮｂが０．０２％以上固溶する温度
に加熱後、組織をアンキュラーフェライトにするために
、仕上温度が（Ａｒｚ＋４０） 〜（Ａｒ３−２０）
℃となる温度条件で、且つオーステナイト未再結晶域圧
下量が５０％以上の圧延を行い、該圧延終了後直ちに５
°Ｃ／ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする脆
性亀裂伝播停止特性の優れた低温用鋼板の製造方法であ
る。
〜０．０８％ Ｎｂ ： ０．０２〜０．０８％ Ｎｉ：０．２０〜０．８０％ を含有し、残部がＦｅ及び不ＯＴａ的不純物よりなる鋼
スラブを、添加したＮｂが０．０２％以上固溶する温度
に加熱後、組織をアンキュラーフェライトにするために
、仕上温度が（Ａｒｚ＋４０） 〜（Ａｒ３−２０）
℃となる温度条件で、且つオーステナイト未再結晶域圧
下量が５０％以上の圧延を行い、該圧延終了後直ちに５
°Ｃ／ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする脆
性亀裂伝播停止特性の優れた低温用鋼板の製造方法であ
る。
本出願に係る第２発明は、
重量％で
Ｃ：０．００５〜０．０５％
Ｓｉ：０．０５〜０．７０％
Ｍ ｎ、 ： ０ 、８０〜１ 、８ ＯＬ３６Ａｌ：
０．０１〜０．０８％ Ｎｂ：０．０２〜０．０８％ Ｎｉ：０．２０〜Ｏ，ａＯ％ を含有し、かつ、 Ｃｕ ：０．０５〜、００％Ｃ ｒ ：０．０５〜０．５０％Ｍ ｏ ：０．０５〜０．５０％Ｖ ：０．０１〜０．１０％Ｔ ｉ ：０．００５〜０ ．０２０％Ｂ ：
Ｏ，０Ｏ０３〜０ ．００３０％Ｃａ ：０．００
０５〜０．００３０％ＲＥＭ：０．００５〜０．０３０
％よ りなる群から１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ
及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを、添加したＮｂ
が０．０２％以上固溶する温度に加熱後、組織を７ンギ
ユラーフエライトにするために、仕上温度が（Ａｒａ＋
４０）〜（Ａｒ３２０）’（３となる温度条件で、且つ
オーステナイト未再結晶域圧下量が５０％以上の圧延を
行い、該圧延終了後直ちに５°Ｃ／Ｓ以上の冷却速度で
冷却することを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性の優れ
た低温用鋼板の製造方法である。
０．０１〜０．０８％ Ｎｂ：０．０２〜０．０８％ Ｎｉ：０．２０〜Ｏ，ａＯ％ を含有し、かつ、 Ｃｕ ：０．０５〜、００％Ｃ ｒ ：０．０５〜０．５０％Ｍ ｏ ：０．０５〜０．５０％Ｖ ：０．０１〜０．１０％Ｔ ｉ ：０．００５〜０ ．０２０％Ｂ ：
Ｏ，０Ｏ０３〜０ ．００３０％Ｃａ ：０．００
０５〜０．００３０％ＲＥＭ：０．００５〜０．０３０
％よ りなる群から１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ
及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを、添加したＮｂ
が０．０２％以上固溶する温度に加熱後、組織を７ンギ
ユラーフエライトにするために、仕上温度が（Ａｒａ＋
４０）〜（Ａｒ３２０）’（３となる温度条件で、且つ
オーステナイト未再結晶域圧下量が５０％以上の圧延を
行い、該圧延終了後直ちに５°Ｃ／Ｓ以上の冷却速度で
冷却することを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性の優れ
た低温用鋼板の製造方法である。
成分限定の理由を以下に述べる。
Ｃ、、ｒｉ′Ｌの］二限値を０−０５％としたのは、鋼
の組織を７シキユラ一フエライト組織とするためである
。又下限値を０．００５％としたのはＣ星が０．００５
％以下になると鋼の機械的強度が５０ ｋｇｆ／ｍｍ２
以上の強度を満足しなくなる為である。
の組織を７シキユラ一フエライト組織とするためである
。又下限値を０．００５％としたのはＣ星が０．００５
％以下になると鋼の機械的強度が５０ ｋｇｆ／ｍｍ２
以上の強度を満足しなくなる為である。
Ｎｂはオーステナイトの再結晶を抑制し、圧延でのオー
ステナイト粒の廁粒化および変形ｆｉｔ’の導入を促進
させ、これらフェライト変態核の生成サイトをいちじる
しく増大させる。その結果α−γ変態時に生成する多数
のフェライト粒が７シギユラーフエライトの生成を助長
する。
ステナイト粒の廁粒化および変形ｆｉｔ’の導入を促進
させ、これらフェライト変態核の生成サイトをいちじる
しく増大させる。その結果α−γ変態時に生成する多数
のフェライト粒が７シギユラーフエライトの生成を助長
する。
このＮｂの効果を発揮させるには０．０２％以上の添加
を必要とする。なお、０．０８％以上の添加は溶接性を
阻害するため上限を０．０８％とする。
を必要とする。なお、０．０８％以上の添加は溶接性を
阻害するため上限を０．０８％とする。
Ｓｉは脱酸および強度上昇のために添加される。この効
果を有効に得るためには少なくとも０．０５％を添加す
る必要があるが、しかし添加ｈ℃が０．７０％を越える
ときには溶接性が劣化するので、Ｓｆの添加量は０．０
５〜０．７０％の範囲とする。
果を有効に得るためには少なくとも０．０５％を添加す
る必要があるが、しかし添加ｈ℃が０．７０％を越える
ときには溶接性が劣化するので、Ｓｆの添加量は０．０
５〜０．７０％の範囲とする。
Ｍｎは強度上昇の効果を有するが、添加量が０．８％よ
りも少ないときは強度の上昇効果が十分でなく、一方、
、８％を越えて添加するときは溶接性を阻害するので添
加量は０．８〜、８％の範囲とする。
りも少ないときは強度の上昇効果が十分でなく、一方、
、８％を越えて添加するときは溶接性を阻害するので添
加量は０．８〜、８％の範囲とする。
Ａｌは脱酸及びＡｌＮとして結晶粒の微細化に効果を有
する。この効果を有効に得るためには、ｏ、ｏｉ％以上
添加することが必要である。しかし、過多に添加すると
きは靭性を阻害するので、添加量の上限を０．０８％と
する。
する。この効果を有効に得るためには、ｏ、ｏｉ％以上
添加することが必要である。しかし、過多に添加すると
きは靭性を阻害するので、添加量の上限を０．０８％と
する。
Ｎｉはオーステナイト安定化元素であり、フェライト変
態温度を低下させ、アシキュラーフェライトの生成を助
けるために０．２０％以上の添加が必要である。また０
、８％以上添加してもＮｉを添加した効果が飽和するた
め、添加量の上限は０．８％とする。
態温度を低下させ、アシキュラーフェライトの生成を助
けるために０．２０％以上の添加が必要である。また０
、８％以上添加してもＮｉを添加した効果が飽和するた
め、添加量の上限は０．８％とする。
第２発すＩにおいては第１発明の元素に加えて、
Ｃｕ ：０．０５〜、００％Ｃ
ｒ ：０．０５〜０．５０％Ｍ
ｏ ：０．０５〜０．５０％ｖ
：Ｏ，０Ｌ−０，１０％Ｔ
ｉ ：０．００５〜０．０２０％Ｂ ：
０．０００３〜０．００３０％Ｃａ ：０．０００
５〜０．００３０％ＲＥＭ：０．００５〜０ ．０３０
％よ りなる群から１種または２種以上を含有化させることに
より、第１発明の呈する効果に加え強度の上昇という効
果をも呈することができる。
０．０００３〜０．００３０％Ｃａ ：０．０００
５〜０．００３０％ＲＥＭ：０．００５〜０ ．０３０
％よ りなる群から１種または２種以上を含有化させることに
より、第１発明の呈する効果に加え強度の上昇という効
果をも呈することができる。
Ｃｕは、ＨＡＺ靭性を劣化させることなく強度を上昇さ
せることができるが、添加量が０．０５％未満では効果
がない、一方、Ｏ％を越えて添加するときは、熱間割れ
が生じやすくなるので、０．０５〜、０％の範囲とする
。
せることができるが、添加量が０．０５％未満では効果
がない、一方、Ｏ％を越えて添加するときは、熱間割れ
が生じやすくなるので、０．０５〜、０％の範囲とする
。
Ｃｒ及びＭｏは鋼の強度を上Ｒ−させるが、過多に添加
すると溶接性を劣化させるので、添加だの上限を夫々の
元素について０．５％とする。また、添加量が０．０５
％より少ないと効果がないので下限を０．０５％とする
。
すると溶接性を劣化させるので、添加だの上限を夫々の
元素について０．５％とする。また、添加量が０．０５
％より少ないと効果がないので下限を０．０５％とする
。
■は強度上昇に有効な元素であるが、添加量が０．０１
％よりも少ないときは強度の上昇が乏しく、添加量が０
．１％を越えると溶接性を阻害するので、添加量は０．
０１〜０．１％の範囲とする。
％よりも少ないときは強度の上昇が乏しく、添加量が０
．１％を越えると溶接性を阻害するので、添加量は０．
０１〜０．１％の範囲とする。
Ｔｉは、鋼中に微細分散したＴＥＮ粒子がオーステナイ
ト粒の粗大化防止かつフェライト変態の核として有効に
作用し、フェライト結晶粒を微Ｍ■化するため母材靭性
及びＨＡＺ靭性を改善するのに有効な元素で有り、その
最適添加量は０．００５〜０，０２％である。
ト粒の粗大化防止かつフェライト変態の核として有効に
作用し、フェライト結晶粒を微Ｍ■化するため母材靭性
及びＨＡＺ靭性を改善するのに有効な元素で有り、その
最適添加量は０．００５〜０，０２％である。
Ｂはｍ （Ｍの添加により加速冷却による強度上′；、
効果を有する。しかし、添加量がｏ、ｏｏ。
効果を有する。しかし、添加量がｏ、ｏｏ。
３％よりも少ないときは、この効果は十分でなく、他方
０．００３０％を越えて過多に添加するとぎは、溶接性
を阻害するので、添加量は０．０００３〜０．００３％
）範囲とする。
０．００３０％を越えて過多に添加するとぎは、溶接性
を阻害するので、添加量は０．０００３〜０．００３％
）範囲とする。
Ｃａは材料の機械的強度等の異方性の改停、１爾ラメラ
テイア特性の向Ｊ二及び母材靭性の向−Ｌに有効で有る
。然し、添加量が０．０００５％よりも少ないときは９
」−記効果に乏しく、一方０．００３％を越えて添加し
ても効果が飽和するノテ、添加量は０．０００５〜０．
００３％の範囲とする。
テイア特性の向Ｊ二及び母材靭性の向−Ｌに有効で有る
。然し、添加量が０．０００５％よりも少ないときは９
」−記効果に乏しく、一方０．００３％を越えて添加し
ても効果が飽和するノテ、添加量は０．０００５〜０．
００３％の範囲とする。
ＲＥＭもＣａと同様に材質の向上に効果を右する。しか
し、０．００５％よりも少ない添加によっては、上記効
果が十分でなく、他方、０．０３％を越えて添加すると
きは、大型の非金属介在物が生成し、鋼の内部清浄度を
劣化させるノテ、添加量は０．００５〜０．０３０％の
範囲とする。
し、０．００５％よりも少ない添加によっては、上記効
果が十分でなく、他方、０．０３％を越えて添加すると
きは、大型の非金属介在物が生成し、鋼の内部清浄度を
劣化させるノテ、添加量は０．００５〜０．０３０％の
範囲とする。
次に、添加したＮｂが０．０２％以上固溶するまで鋼ス
ラブを加熱する理由は、：５１図に示す母材靭性に及ぼ
す圧送加熱時のＮｂの固溶、′Ｌとシャルピー破面遷移
温度（す”ｒｒｓ）の関係から、シャルピー破面遷移温
度（νＴ ｒ ｓ ）は添加したＮｂの固溶量が増加す
るに従い減少していき一１００℃以下となるのは固溶し
たＮｂの量が０．０２％以上と成る時であることから求
めた。固溶したＮｂの量が０．０２％以上となる為には
、例えばｃｚ：ｏ、ｏ４％では加熱温度を１０５０℃以
上とする必要がある。
ラブを加熱する理由は、：５１図に示す母材靭性に及ぼ
す圧送加熱時のＮｂの固溶、′Ｌとシャルピー破面遷移
温度（す”ｒｒｓ）の関係から、シャルピー破面遷移温
度（νＴ ｒ ｓ ）は添加したＮｂの固溶量が増加す
るに従い減少していき一１００℃以下となるのは固溶し
たＮｂの量が０．０２％以上と成る時であることから求
めた。固溶したＮｂの量が０．０２％以上となる為には
、例えばｃｚ：ｏ、ｏ４％では加熱温度を１０５０℃以
上とする必要がある。
圧延の圧下量を５０％以上とした理由は第２図に示す圧
延時におけるオーステナイト未再結晶域圧下量とシャル
ピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）との関係に於て、シャル
ピー破面遷移温度（−Ｔｒｓ）はオーステナイト未再結
晶域圧下量の増加とともに減少していき、オーステナイ
ト未再結晶填圧下縫が５０％以上となると、シャルピー
破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−ｉｏｏ℃以下と成るから
である。
延時におけるオーステナイト未再結晶域圧下量とシャル
ピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）との関係に於て、シャル
ピー破面遷移温度（−Ｔｒｓ）はオーステナイト未再結
晶域圧下量の増加とともに減少していき、オーステナイ
ト未再結晶填圧下縫が５０％以上となると、シャルピー
破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−ｉｏｏ℃以下と成るから
である。
圧延仕上温度を（Ａｒ３＋４０） 〜（Ａｒ３−２０）
”０とした理由は圧延仕上温度が（Ａｒ３＋４０）℃以
上では靭性が保てず、（Ａｒｘ−ｚｏ）’ｃ以下ではセ
パレーションが発生し板厚方向の機械的特性が悪くなる
為である。
”０とした理由は圧延仕上温度が（Ａｒ３＋４０）℃以
上では靭性が保てず、（Ａｒｘ−ｚｏ）’ｃ以下ではセ
パレーションが発生し板厚方向の機械的特性が悪くなる
為である。
また圧延後の鋼スラブの冷却速度を５℃／ｓｅｃ以」二
とした理由は第３図に示す鋼スラブの冷却速度とシャル
ピー破面遷移温度 （ｖＴｒＳ）との関係からシャルピー破面遷移温度（ｖ
Ｔｒｓ）が冷却速度の増加とともに改善され５°Ｃ／ｓ
ｅｃを超えた冷却速度とするとシャルピー破面遷移温度
（ｖＴ−ｓ）が−１００℃以下と成るからである。
とした理由は第３図に示す鋼スラブの冷却速度とシャル
ピー破面遷移温度 （ｖＴｒＳ）との関係からシャルピー破面遷移温度（ｖ
Ｔｒｓ）が冷却速度の増加とともに改善され５°Ｃ／ｓ
ｅｃを超えた冷却速度とするとシャルピー破面遷移温度
（ｖＴ−ｓ）が−１００℃以下と成るからである。
なお、圧下は、８５０℃以下（未再結晶域）で５０％以
上の圧下を加える。
上の圧下を加える。
［発明の実施例］
第１表、第２表に実施例と比較例の化学成分と圧延条件
を変えたときの機械的性質、二重引張試験での一６０℃
に於るＫ（ａ値を示す、実施例は試験Ｎｏ、、３，７，
８．９である。このうり、Ｎｏ、ｌが第１発明の実施例
であり他は：ｆＳ２発明の実施例である。比較例のＮｏ
２゜６は冷却速度が５℃／ ｓ ｅ ｃよりも遅く、Ｎ
。
を変えたときの機械的性質、二重引張試験での一６０℃
に於るＫ（ａ値を示す、実施例は試験Ｎｏ、、３，７，
８．９である。このうり、Ｎｏ、ｌが第１発明の実施例
であり他は：ｆＳ２発明の実施例である。比較例のＮｏ
２゜６は冷却速度が５℃／ ｓ ｅ ｃよりも遅く、Ｎ
。
４は加熱温度が低いためＮｂの固溶量が０．０２％より
も少なく、Ｎｏ５は圧延什に温度が（Ａｒ３＋４０）’
０よりも高＜、Ｎｏ１ＯはＣ量が０．０５％よりも多く
、ＭａｉｌはＮｂ量が０．０２％よりも少なく、Ｎｏ１
２はＮｉが無添加である。
も少なく、Ｎｏ５は圧延什に温度が（Ａｒ３＋４０）’
０よりも高＜、Ｎｏ１ＯはＣ量が０．０５％よりも多く
、ＭａｉｌはＮｂ量が０．０２％よりも少なく、Ｎｏ１
２はＮｉが無添加である。
実施例に於ては引張強さ： ５０ ｋ、 ｇ ｆ ／ｍ
ｍ ２以上、シャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）
： −１００℃以下であり、−６０℃での破壊靭性値
Ｋｃａ値が６００ｋｇｆ・ｍｍ−３’２以上であるが、
一方、比較例に於ては引張強さ、シャルピー破面遷移温
度 （ｖＴｒｓ）、−６０℃での破壊靭性値Ｋｃａ値のうち
１項目又は２項目以上が本発明の目的を満たしていない
。
ｍ ２以上、シャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）
： −１００℃以下であり、−６０℃での破壊靭性値
Ｋｃａ値が６００ｋｇｆ・ｍｍ−３’２以上であるが、
一方、比較例に於ては引張強さ、シャルピー破面遷移温
度 （ｖＴｒｓ）、−６０℃での破壊靭性値Ｋｃａ値のうち
１項目又は２項目以上が本発明の目的を満たしていない
。
組織がアシキュラーフェライトである実施例と、組織が
ポリゴナルフェライトである比較例とにおいて鋼材のア
レスト特性を二重引張試験（ＷＥＳ３００３）により、
破壊靭性値ｘｅａにより求めると、Ｋｃａは第４図に示
すようにアシキュラーフェライト組織の方がポリゴナル
フェライト組織より高く一６０℃での破壊靭性値Ｋｃａ
値が６００ ｋｇ ｆ ＊ ｍｍ−３７２以上となるの
はアシキュラーフェライト組織を持った実施例の鋼であ
る。
ポリゴナルフェライトである比較例とにおいて鋼材のア
レスト特性を二重引張試験（ＷＥＳ３００３）により、
破壊靭性値ｘｅａにより求めると、Ｋｃａは第４図に示
すようにアシキュラーフェライト組織の方がポリゴナル
フェライト組織より高く一６０℃での破壊靭性値Ｋｃａ
値が６００ ｋｇ ｆ ＊ ｍｍ−３７２以上となるの
はアシキュラーフェライト組織を持った実施例の鋼であ
る。
［発明の効果］
極低Ｃ−Ｎ ｂ系の成分組成の鋼を“高温加熱し、制御
圧延、加速冷却する２１Ｇにより、０．２〜０．８％の
Ｎｉの添加でアシキュラーフェライト組織を生成させる
事が可能となり、その結果、引張強さが５０ｋｇｆ／ｍ
ｍ２以上で、シャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｔ）が−
１００℃以下であり、−６０℃での破壊靭性値Ｋｃａ値
が６００ｋｇｆ−ｍｍ−３１２以上で有る脆性亀裂伝播
停止特性の優れた低温用鋼板を製造することが可能と成
った。
圧延、加速冷却する２１Ｇにより、０．２〜０．８％の
Ｎｉの添加でアシキュラーフェライト組織を生成させる
事が可能となり、その結果、引張強さが５０ｋｇｆ／ｍ
ｍ２以上で、シャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｔ）が−
１００℃以下であり、−６０℃での破壊靭性値Ｋｃａ値
が６００ｋｇｆ−ｍｍ−３１２以上で有る脆性亀裂伝播
停止特性の優れた低温用鋼板を製造することが可能と成
った。
第１図はＣＬ材靭性に及ぼす圧延加熱時のＮｂ固溶呈の
影響を示すグラフ、第２図は母材靭性に及ぼすオーステ
ナイト未再結晶域での圧下礒の影響を示すグラフ、第３
図は母材靭性に及ぼす冷却速度の影響を示すグラフ、第
４図は破壊悟性（＋／ｊ Ｋ ｔ ａ ６ｔｉに対する
アシキュラーフェライト組織とポリゴナルフェライト組
織による比較を示すグラフ。 第１図 ５ｏｉＮｂ ωの 第２図 未再結晶域圧下量０の 製瑚渡（℃／ｓ） 第４図 試験温度１／Ｔに （Ｋ−１）
影響を示すグラフ、第２図は母材靭性に及ぼすオーステ
ナイト未再結晶域での圧下礒の影響を示すグラフ、第３
図は母材靭性に及ぼす冷却速度の影響を示すグラフ、第
４図は破壊悟性（＋／ｊ Ｋ ｔ ａ ６ｔｉに対する
アシキュラーフェライト組織とポリゴナルフェライト組
織による比較を示すグラフ。 第１図 ５ｏｉＮｂ ωの 第２図 未再結晶域圧下量０の 製瑚渡（℃／ｓ） 第４図 試験温度１／Ｔに （Ｋ−１）
Claims (2)
- （１）重量％で Ｃ：０．００５〜０．０５％ Ｓｉ：０．０５〜０．７０％ Ｍｎ：０．８０〜１．８０％ Ａｌ：０．０１〜０．０８％ Ｎｂ：０．０２〜０．０８％ Ｎｉ：０．２０〜０．８０％ を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼ス
ラブを、添加したＮｂが０．０２％以上固溶する温度に
加熱後、組織をアンキュ ラーフェライトにするために、仕上温度が （Ａ＿ｒ＿３＋４０）〜（Ａ＿ｒ＿３−２０）℃となる
温度条件で、且つオーステナイト未再結晶域圧下量が５
０％以上の圧延を行い、該圧延終了後直ちに５℃／ｓ以
上の冷却速度で冷却することを特徴とする脆性亀裂伝播
停止特性の優れた低温用鋼板の製造方法。 - （２）重量％で Ｃ：０．００５〜０．０５％ Ｓｉ：０．０５〜０．７０％ Ｍｎ：０．８０〜１．８０％ Ａｌ：０．０１〜０．０８％ Ｎｂ：０．０２〜０．０８％ Ｎｉ：０．２０〜０．８０％ を含有し、かつ、 Ｃｕ：０．０５〜１．００％ Ｃｒ：０．０５〜０．５０％ Ｍｏ：０．０５〜０．５０％ Ｖ：０．０１〜０．１０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％ Ｂ：０．０００３〜０．００３０％ Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％ ＲＥＭ：０．００５〜０．０３０％ よりなる群から１種または２種以上を含有し、残部がＦ
ｅ及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを、添加したＮ
ｂが０．０２％以上固溶する温度に加熱後、組織をアン
キュラーフェライトにするために、仕上温度が（Ａ＿ｒ
＿３＋４０）〜（Ａ＿ｒ＿３−２０）℃となる温度条件
で、且つオーステナイト未再結晶域圧下量が５０％以上
の圧延を行い、該圧延終了後直ちに５℃／ｓ以上の冷却
速度で冷却することを特徴とする脆性亀裂伝播停止特性
の優れた低温用鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4812386A JPS62205230A (ja) | 1986-03-04 | 1986-03-04 | 脆性亀裂伝播停止特性の優れた低温用鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4812386A JPS62205230A (ja) | 1986-03-04 | 1986-03-04 | 脆性亀裂伝播停止特性の優れた低温用鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62205230A true JPS62205230A (ja) | 1987-09-09 |
Family
ID=12794550
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4812386A Pending JPS62205230A (ja) | 1986-03-04 | 1986-03-04 | 脆性亀裂伝播停止特性の優れた低温用鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62205230A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02125843A (ja) * | 1988-11-02 | 1990-05-14 | Kawasaki Steel Corp | Ｕｏｅ綱管用厚肉鋼板 |
| US4980752A (en) * | 1986-12-29 | 1990-12-25 | Inmos Corporation | Transition metal clad interconnect for integrated circuits |
| JPH0344444A (ja) * | 1989-07-08 | 1991-02-26 | Nippon Steel Corp | アレスト特性の優れた鋼材 |
| WO2001066813A1 (en) * | 2000-03-03 | 2001-09-13 | Corus Uk Limited | Steel composition and microstructure |
| JP2008174809A (ja) * | 2007-01-19 | 2008-07-31 | Jfe Steel Kk | 靭性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた薄肉高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP2008280600A (ja) * | 2007-05-14 | 2008-11-20 | Kobe Steel Ltd | 脆性亀裂伝播停止特性および板厚中央部の靭性に優れた鋼板並びにその製造方法 |
| JP2009127065A (ja) * | 2007-11-20 | 2009-06-11 | Nippon Steel Corp | 母材低温靭性およびｈａｚ低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板とその製造方法 |
| JP2013245360A (ja) * | 2012-05-23 | 2013-12-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Ｌｐｇタンク用鋼板 |
| JP2019501281A (ja) * | 2015-12-04 | 2019-01-17 | ポスコＰｏｓｃｏ | 脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59113120A (ja) * | 1982-12-17 | 1984-06-29 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性と低温靭性の優れた低炭素当量高張力鋼の製造方法 |
| JPS6123714A (ja) * | 1984-07-12 | 1986-02-01 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部における低温靭性の優れた鋼の製造法 |
| JPS6134116A (ja) * | 1984-07-24 | 1986-02-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 強靭性熱間圧延コイルの製造法 |
| JPS61165207A (ja) * | 1985-01-14 | 1986-07-25 | Nippon Steel Corp | 耐サワ−特性の優れた非調質鋼板の製造方法 |
-
1986
- 1986-03-04 JP JP4812386A patent/JPS62205230A/ja active Pending
Patent Citations (4)
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