JPH0250909A - 高靭性鋼の製造法 - Google Patents
高靭性鋼の製造法Info
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- JPH0250909A JPH0250909A JP20198588A JP20198588A JPH0250909A JP H0250909 A JPH0250909 A JP H0250909A JP 20198588 A JP20198588 A JP 20198588A JP 20198588 A JP20198588 A JP 20198588A JP H0250909 A JPH0250909 A JP H0250909A
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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】
［産業上の利用分野コ
本発明は靭性の優れた鋼材の製造法に関するものである
。
。
［従来の技術］
靭性、溶接性等の緒特性を阻害することなく高強度の鋼
材を得るためには金属組織を微細にすることが有効であ
ることが知られている。従来の鉄鋼業においては、金属
組織を微細にすることを目的として鋳造後冷却した鋳片
を低温域に再加熱する、低温域での圧延をほどこす、圧
延終了後に冷却する等の処置がほどこされてきた。
材を得るためには金属組織を微細にすることが有効であ
ることが知られている。従来の鉄鋼業においては、金属
組織を微細にすることを目的として鋳造後冷却した鋳片
を低温域に再加熱する、低温域での圧延をほどこす、圧
延終了後に冷却する等の処置がほどこされてきた。
こういった技術に特公昭４９−７２９１号公報、特公昭
５９−１４５３５号公報、特公昭５２−８５９８０号公
報がある。これらの方法はいずれも通常の鋳造方法によ
り得られた鋳片を前提として考案されたものである。
５９−１４５３５号公報、特公昭５２−８５９８０号公
報がある。これらの方法はいずれも通常の鋳造方法によ
り得られた鋳片を前提として考案されたものである。
一般に通常の鋳造方法により得られた鋳片中には粗大な
凝固組織が形成されているため、その粗大な凝固組織を
その後の製造工程において微細化させるためには、上記
の特許公報に示された方法のように、多額の設備投資を
要する強力な圧延機を用いる製造法や加速冷却設備を必
要とする製造コストの高い方法に頼ることを余儀なくさ
れてきた。
凝固組織が形成されているため、その粗大な凝固組織を
その後の製造工程において微細化させるためには、上記
の特許公報に示された方法のように、多額の設備投資を
要する強力な圧延機を用いる製造法や加速冷却設備を必
要とする製造コストの高い方法に頼ることを余儀なくさ
れてきた。
［発明が解決しようとする課題］
本発明は鋳造段階で十分に微細な凝固組織をうる高靭性
鋼の製造方法提起するものである。
鋼の製造方法提起するものである。
［課題を解決するための手段］
本発明の要旨とする所は重量％てＣ： ０．０１〜０．
１ ％、 Ｓ ｉ ： ０．０１〜０．［ｉ ％、
Ｍｎ ： ０．２〜２．０％、Ａ、ｌ） ：
０．００５〜０，１％にさらに必要によりＮｂ≦０．０
５％、Ｔｉ ≦０．０５％、Ｃｕ≦１．０％、Ｎｉ ≦
２．５％、Ｃｒ≦１．０％、Ｍｏ≦０．５％、■≦０．
１％、Ｂ≦０．００２５％の１種または２種以上を含み
、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を鋳造す
る際に、δ−フェライト相とオーテナイト相の混合状態
になる温度以下まで温度が低下した後に、少なくとも１
回以上再び完全にδ−フェライト相一相状態となるまで
温度を上昇させ、その後に再び冷却することを特徴とす
る靭性の優れた鋼材の鋳造法である。又本発明は、凝固
後に冷片にすることなく直接、あるいは冷片を再加熱後
に圧延、鍛造等の塑性加工を加え、又は凝固終了後ある
いは塑性加工終了後に加速冷却を行い、あるいは凝固終
了後あるいは塑性加工終了後あるいは加速冷却終了後に
熱処理をすることを特徴とする靭性の優れた鋼材の製造
法である。
１ ％、 Ｓ ｉ ： ０．０１〜０．［ｉ ％、
Ｍｎ ： ０．２〜２．０％、Ａ、ｌ） ：
０．００５〜０，１％にさらに必要によりＮｂ≦０．０
５％、Ｔｉ ≦０．０５％、Ｃｕ≦１．０％、Ｎｉ ≦
２．５％、Ｃｒ≦１．０％、Ｍｏ≦０．５％、■≦０．
１％、Ｂ≦０．００２５％の１種または２種以上を含み
、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を鋳造す
る際に、δ−フェライト相とオーテナイト相の混合状態
になる温度以下まで温度が低下した後に、少なくとも１
回以上再び完全にδ−フェライト相一相状態となるまで
温度を上昇させ、その後に再び冷却することを特徴とす
る靭性の優れた鋼材の鋳造法である。又本発明は、凝固
後に冷片にすることなく直接、あるいは冷片を再加熱後
に圧延、鍛造等の塑性加工を加え、又は凝固終了後ある
いは塑性加工終了後に加速冷却を行い、あるいは凝固終
了後あるいは塑性加工終了後あるいは加速冷却終了後に
熱処理をすることを特徴とする靭性の優れた鋼材の製造
法である。
以下本発明について詳細に説明する。
一般に凝固ままの金属組織は通常の鋼材の金属組織に比
して著しく粗大である。その粗大な凝固組織を微細化す
るために、従来は低温加熱、強圧下圧延、加速冷却さら
には熱処理等の製造法かなされてきた。しかるにもし凝
固ままの金属組織を微細にすることが可能であれば、組
織の微細化に要する後工程での多大な労力を軽減するこ
とが可能となる。
して著しく粗大である。その粗大な凝固組織を微細化す
るために、従来は低温加熱、強圧下圧延、加速冷却さら
には熱処理等の製造法かなされてきた。しかるにもし凝
固ままの金属組織を微細にすることが可能であれば、組
織の微細化に要する後工程での多大な労力を軽減するこ
とが可能となる。
本発明者らはこのような凝固ままの金属組織を微細にす
ることを可能とする新しい事実を発見し、それをもとに
新たなる靭性の優れた鋼の製造法を導いた。
ることを可能とする新しい事実を発見し、それをもとに
新たなる靭性の優れた鋼の製造法を導いた。
一般の凝固法では温度が一様に低下するのみであるため
、凝固組織を微細化するチャンスは、溶融状態から固相
になる際および固相内での変態の際の２通りのみである
。
、凝固組織を微細化するチャンスは、溶融状態から固相
になる際および固相内での変態の際の２通りのみである
。
しかるにもし凝固時に特殊な熱履歴を付与することによ
り、これらの固相化または変態を２回以上生じせしめれ
ば、凝固後の金属組織はきわめて微細になる。鋼の場合
、この内のオーステナイト／フェライト変態を繰返すこ
とによる金属組織微細化の効果については広く知られて
いる。
り、これらの固相化または変態を２回以上生じせしめれ
ば、凝固後の金属組織はきわめて微細になる。鋼の場合
、この内のオーステナイト／フェライト変態を繰返すこ
とによる金属組織微細化の効果については広く知られて
いる。
また、溶融状態から固相になる際の金属組織微細化の効
果については、固相化の際の冷却速度か極めて大きい場
合に、金属組織が微細になることか知られているか、厚
鋼板の製造の場合には金属組織を微細にするほどには冷
却速度を十分に大きくとることが不可能である。
果については、固相化の際の冷却速度か極めて大きい場
合に、金属組織が微細になることか知られているか、厚
鋼板の製造の場合には金属組織を微細にするほどには冷
却速度を十分に大きくとることが不可能である。
しかるに本発明者らは、鋼を鋳造する際にδフェライト
相とオーステナイト相の混合状態になる温度以下まで温
度が低下した後に、少なくとも１回以上再び完全にδ−
フェライト相一相状態となるまで温度を上昇させ、その
後に再び冷却することにより、最終的に得られる金属組
織を極めて微細にすることが可能であることを見出した
。
相とオーステナイト相の混合状態になる温度以下まで温
度が低下した後に、少なくとも１回以上再び完全にδ−
フェライト相一相状態となるまで温度を上昇させ、その
後に再び冷却することにより、最終的に得られる金属組
織を極めて微細にすることが可能であることを見出した
。
これは主として、オーステナイト相からδフェライト相
へ変態する際に、通常のオーステナイト／フェライト変
態時と同等の結晶粒微細化効果が得られるためである。
へ変態する際に、通常のオーステナイト／フェライト変
態時と同等の結晶粒微細化効果が得られるためである。
通常の凝固法ではδ−フェライト相からオーステナイト
相への変態過程しか通らないため、結晶微細化効果が得
られないか、本発明のように通常と逆の変態過程を少な
くとも１回以上付与することにより、凝固完了後の金属
組織を通常の場合に比して格段に微細にすることが可能
となり、最終的な機械的性質も向上する。
相への変態過程しか通らないため、結晶微細化効果が得
られないか、本発明のように通常と逆の変態過程を少な
くとも１回以上付与することにより、凝固完了後の金属
組織を通常の場合に比して格段に微細にすることが可能
となり、最終的な機械的性質も向上する。
本発明者らは以上のような新たな知見に基づいて、高靭
性鋼材の製造法を導いた。
性鋼材の製造法を導いた。
以下に製造方法の限定理由を詳細に説明する。
まず本発明における出発材の成分の限定理由について述
べる。
べる。
Ｃは鋼を強化するのに有用な元素であり、０．０１％未
満では十分な強度か得られない。一方、その含有量か０
．１０％を超えるとδ−フェライトが生成しない。
満では十分な強度か得られない。一方、その含有量か０
．１０％を超えるとδ−フェライトが生成しない。
Ｓｔは脱酸元素として、また鋼のに強化元素として有効
であるか、０．０１％未満の含有量ではその効果はない
。一方、０．６％を超えると、鋼の表面性状を損なう。
であるか、０．０１％未満の含有量ではその効果はない
。一方、０．６％を超えると、鋼の表面性状を損なう。
Ｍｎは鋼の強化に有効な元素であり、０２０％未満では
十分な効果が得られない。一方、その含有量が２．０％
を超えると鋼の加工性を劣化させる。
十分な効果が得られない。一方、その含有量が２．０％
を超えると鋼の加工性を劣化させる。
Ａ、ｉｌ＋は脱酸元素として添加される。０．００５％
未満の含有量ではその効果が体く、０．１％を超えると
、鋼の表面性状を損なう。
未満の含有量ではその効果が体く、０．１％を超えると
、鋼の表面性状を損なう。
Ｎｂ、Ｔｉはいずれも微量の添加で、結晶粒の微細化と
析出硬化の面で有効に機能するから溶接部の靭性を劣化
させない範囲で添加しても良い。
析出硬化の面で有効に機能するから溶接部の靭性を劣化
させない範囲で添加しても良い。
この観点からＮｂ、Ｔｉ ともその添加量の上限を０．
０５％とする。
０５％とする。
Ｃｕ、Ｎｉ 、Ｃｒ、Ｍｏはいずれも鋼の焼入れ性を向
上させる元素である。本発明における場合、その添加に
より鋼の強度を高めることができるが、過度の量の添加
は鋼の溶接性を損なうため、Ｃｕ≦１，０％、Ｎｉ ５
２．５％、Ｃｒ≦１．０％、Ｍｏ≦０．５％に限定する
。
上させる元素である。本発明における場合、その添加に
より鋼の強度を高めることができるが、過度の量の添加
は鋼の溶接性を損なうため、Ｃｕ≦１，０％、Ｎｉ ５
２．５％、Ｃｒ≦１．０％、Ｍｏ≦０．５％に限定する
。
■は、析出硬化により鋼の強度を高めるのに有効である
が、過度の添加は鋼の靭性を損なうため、その上限を０
，１０％とする。
が、過度の添加は鋼の靭性を損なうため、その上限を０
，１０％とする。
Ｂは鋼の焼入れ性を向上させる元素である。本発明にお
ける場合、その添加により鋼の強度を高めることかでき
るが、過度の添加はＢの析出物を増加させて鋼の靭性を
損なうため、その含有量の上限を０．００２５％とする
。
ける場合、その添加により鋼の強度を高めることかでき
るが、過度の添加はＢの析出物を増加させて鋼の靭性を
損なうため、その含有量の上限を０．００２５％とする
。
次に本発明におけるプロセス条件について述べる。
本発明においては、上記の成分の鋼を鋳造する際に、δ
−フェライト相とオーステナイト相の混合状態になる温
度以下まで温度が低下した後に、少なくとも１回以上再
び完全にδ−フェライト相一相状態となるまで温度を上
昇させる。
−フェライト相とオーステナイト相の混合状態になる温
度以下まで温度が低下した後に、少なくとも１回以上再
び完全にδ−フェライト相一相状態となるまで温度を上
昇させる。
まずδ−フェライト相とオーステナイト相の混合状態に
なる温度以下まで温度を低下させるのは、それより高い
温度域で再び温度を上昇させても、オーステナイト相か
らδ−フェライト相への変態を経ないため、凝固組織の
微細化には同等寄与しないためである。
なる温度以下まで温度を低下させるのは、それより高い
温度域で再び温度を上昇させても、オーステナイト相か
らδ−フェライト相への変態を経ないため、凝固組織の
微細化には同等寄与しないためである。
またδ−フェライト相とオーステナイト相の混合状態に
なる温度以下まで温度が低下した後に、少なくとも１回
以上再び完全にδ−フェライト相一相状態になるまで温
度を上昇させるのは、もしδ−フェライト相とオーステ
ナイト相の混合状態となる温度までしか温度を上昇させ
なければ、δ−フェライト相とオーステナイト相の分率
が変化するのみで、凝固組織の微細化には何等寄与しな
いためである。
なる温度以下まで温度が低下した後に、少なくとも１回
以上再び完全にδ−フェライト相一相状態になるまで温
度を上昇させるのは、もしδ−フェライト相とオーステ
ナイト相の混合状態となる温度までしか温度を上昇させ
なければ、δ−フェライト相とオーステナイト相の分率
が変化するのみで、凝固組織の微細化には何等寄与しな
いためである。
また、もし完全に溶融状態になるまで温度を上昇させれ
ば、全くの初期状態と同様になり、凝固組織の微細化に
は何等寄与しないためである。
ば、全くの初期状態と同様になり、凝固組織の微細化に
は何等寄与しないためである。
δ−フェライト相一相状態となるまで温度を上昇させる
ことにより、初めてオーステナイト相からδ−フェライ
ト相への変態の効果が顕著に現れ、凝固組織を微細化さ
せることか可能となる。
ことにより、初めてオーステナイト相からδ−フェライ
ト相への変態の効果が顕著に現れ、凝固組織を微細化さ
せることか可能となる。
またこのような熱サイクルは１回で十分に凝固組織の微
細化を達成できるか、１回以上繰返すことにより、凝固
組織をより微細化することか可能である。またこのよう
な熱サイクルを付与した後の冷却については特に条件を
定める必要は無く、通常の凝固方法に準じて行えば良い
。
細化を達成できるか、１回以上繰返すことにより、凝固
組織をより微細化することか可能である。またこのよう
な熱サイクルを付与した後の冷却については特に条件を
定める必要は無く、通常の凝固方法に準じて行えば良い
。
またこのようにして得られた鋳片に、凝固後冷片にする
ことなく直接あるいは、冷片を再加熱に任意の手段で塑
性加工を加えることにより、鍛造の効果を付与し、機械
的性質を改善することが可能である。
ことなく直接あるいは、冷片を再加熱に任意の手段で塑
性加工を加えることにより、鍛造の効果を付与し、機械
的性質を改善することが可能である。
さらに凝固終了後あるいは塑性加工終了後に加速冷却を
することにより金属組織をより微細にし、機械的性質を
改善することも可能である。
することにより金属組織をより微細にし、機械的性質を
改善することも可能である。
さらに凝固終了後あるいは塑性加工終了後あるいは加速
冷却終了後に熱処理をすることにより金属組織を制御し
、機械的性質を改善することも可能である。
冷却終了後に熱処理をすることにより金属組織を制御し
、機械的性質を改善することも可能である。
［実 施 例コ
第１表に示す成分の鋼について、第２表に示す本発明方
法および比較方法を適用した場合、第２表に示したよう
な靭性値となり、明らかに本発明により靭性の向上かも
たらされており、本発明は有効である。
法および比較方法を適用した場合、第２表に示したよう
な靭性値となり、明らかに本発明により靭性の向上かも
たらされており、本発明は有効である。
ここでＴＡｔ’ ＴＡ２等の温度は第１図および第２
図に示したように、凝固時の昇温開始温度および降温開
始温度である。
図に示したように、凝固時の昇温開始温度および降温開
始温度である。
また第２表中の鋳造後の製造条件の番号は、第３表に示
した製造条件と対応するものである。
した製造条件と対応するものである。
鋳造後の製造条件
１．再加熱−圧延−加速冷却
再加熱温度、１．０５０℃
圧延板厚； ２３０ ＋＋＋ｕ→８０ｍ市圧延温度１９
６０℃〜８り０℃ 加速冷却；圧延終了後７℃／Ｓで５ｏｏ℃まで水冷 ２、直接圧延−加速冷却 圧延板厚； ２３０ ｍｍ→６０ｍｍ 圧延温度、 １１５０°Ｃ〜８００℃ 加速冷却；圧延終了後７°Ｃ／ｓで５００ ’Ｃまで水
冷 ３、再加熱−圧延 再加熱温度、１１．０００Ｃ 圧延板厚； １２０ ＋ｎｒａ→２５ｍｍ圧延温度、
１０５０℃〜７８０℃ ４、直接圧延−鍛造 鍛造板厚；３０＋ｎ＋ｎ→１．２ｍｍ 鍛造温度：８００℃ ５、再加熱−圧延−焼入れ一焼戻し 再加熱温度、 １０００℃ 圧延板厚； １９０ ＋ｎｍ→２５ｍｍ圧延温度；９３
０℃→８５０°Ｃ 焼入れ前温度、 ９００℃ 焼戻し温度；６２０°Ｃ ６、鍛造まま ７、鍛造−圧延なし一直接焼入れ一焼戻し焼入れ開始温
度；９５０℃ 焼戻し温度；６４５℃ ［発明の効果］ 本発明によるときは、強力な圧延機を用いる製造法や、
加速冷却設備を必要とする方法に頼ることなく鋳造段階
で十分に微細な凝固組織をうろことができるので、その
工業的効果は大である。
６０℃〜８り０℃ 加速冷却；圧延終了後７℃／Ｓで５ｏｏ℃まで水冷 ２、直接圧延−加速冷却 圧延板厚； ２３０ ｍｍ→６０ｍｍ 圧延温度、 １１５０°Ｃ〜８００℃ 加速冷却；圧延終了後７°Ｃ／ｓで５００ ’Ｃまで水
冷 ３、再加熱−圧延 再加熱温度、１１．０００Ｃ 圧延板厚； １２０ ＋ｎｒａ→２５ｍｍ圧延温度、
１０５０℃〜７８０℃ ４、直接圧延−鍛造 鍛造板厚；３０＋ｎ＋ｎ→１．２ｍｍ 鍛造温度：８００℃ ５、再加熱−圧延−焼入れ一焼戻し 再加熱温度、 １０００℃ 圧延板厚； １９０ ＋ｎｍ→２５ｍｍ圧延温度；９３
０℃→８５０°Ｃ 焼入れ前温度、 ９００℃ 焼戻し温度；６２０°Ｃ ６、鍛造まま ７、鍛造−圧延なし一直接焼入れ一焼戻し焼入れ開始温
度；９５０℃ 焼戻し温度；６４５℃ ［発明の効果］ 本発明によるときは、強力な圧延機を用いる製造法や、
加速冷却設備を必要とする方法に頼ることなく鋳造段階
で十分に微細な凝固組織をうろことができるので、その
工業的効果は大である。
第１図及び第２図は昇温開始温度、降温開始温度と時間
の図表である。 代 理 人 弁理士 茶野木 立 夫第 図 乃〜 −糾ｒ
の図表である。 代 理 人 弁理士 茶野木 立 夫第 図 乃〜 −糾ｒ
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、重量％で Ｃ：０．０１〜０．１％ Ｓｉ：０．０１〜０．６％ Ｍｎ：０．２〜２．０％ Ａｌ：０．００５〜０．１％ 残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を鋳造する
際に、δ−フェライト相とオーステナイト相の混合状態
になる温度以下まで温度が低下した後に、少なくとも１
回以上再び完全にδ−フェライト相一相状態となるまで
温度を上昇させ、その後に再び冷却することを特徴とす
る靭性の優れた鋼材の鋳造法。 ２、重量％で Ｃ：０．０１〜０．１％ Ｓｉ：０．０１〜０．６％ Ｍｎ：０．２〜２．０％ Ａｌ：０．００５〜０．１％ さらに、 Ｎｂ≦０．０５％ Ｔｉ≦０．０５％ Ｃｕ≦１．０％ Ｎｉ≦２．５％ Ｃｒ≦１．０％ Ｍｏ≦０．５％ Ｖ≦０．１％ Ｂ≦０．００２５％ の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなる鋼を鋳造する際に、δ−フェライト
相とオーステナイト相の混合状態になる温度以下まで温
度が低下した後に、少なくとも１回以上再び完全にδ−
フェライト相一相状態となるまで温度を上昇させ、その
後に再び冷却することを特徴とする靭性の優れた鋼材の
鋳造法。 ３、特許請求の範囲第１項又は第２項において、凝固後
冷片にすることなく直接あるいは冷片を再加熱後に圧延
、鍛造等の塑性加工を加えることを特徴とする靭性の優
れた鋼材の製造法。 ４、特許請求の範囲第１項、第２項又は第３項において
、凝固終了後あるいは塑性加工終了後に加速冷却をする
ことを特徴とする靭性の優れた鋼材の製造法。 ５、特許請求の範囲第１項、第２項、第３項又は第４項
において、凝固終了後あるいは塑性加工終了後あるいは
に加速冷却終了後に熱処理をすることを特徴とする靭性
の優れた鋼材の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20198588A JPH0250909A (ja) | 1988-08-15 | 1988-08-15 | 高靭性鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20198588A JPH0250909A (ja) | 1988-08-15 | 1988-08-15 | 高靭性鋼の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0250909A true JPH0250909A (ja) | 1990-02-20 |
Family
ID=16450028
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20198588A Pending JPH0250909A (ja) | 1988-08-15 | 1988-08-15 | 高靭性鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0250909A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN112226701A (zh) * | 2020-09-11 | 2021-01-15 | 北京科技大学 | 一种高铝含量细晶粒低密度全高温铁素体钢及制备方法 |
-
1988
- 1988-08-15 JP JP20198588A patent/JPH0250909A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN112226701A (zh) * | 2020-09-11 | 2021-01-15 | 北京科技大学 | 一种高铝含量细晶粒低密度全高温铁素体钢及制备方法 |
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