JPH03287741A - 強靭鋼の製造法 - Google Patents
強靭鋼の製造法Info
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- JPH03287741A JPH03287741A JP8999690A JP8999690A JPH03287741A JP H03287741 A JPH03287741 A JP H03287741A JP 8999690 A JP8999690 A JP 8999690A JP 8999690 A JP8999690 A JP 8999690A JP H03287741 A JPH03287741 A JP H03287741A
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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、微細組織よりなる強靭、鋼の製造法に関する
ものである。
ものである。
（従来の技術）
従来、各種構造物、船舶等に使用される構造用材には、
その材質特性に対する要求は厳しく、特に制動性の抜本
的な改善が望まれている。通常、連続鋳造法などによっ
て製造された鋳片は、粗大な鋳造組織が形成され、特に
鋳片厚みが大きくなる程、結晶組織は粗大化する。また
鋼のオーステナイトからフェライトへの変態において、
オーステナイト粒界から粗大なフェライトが析出し、組
織は粗大なものとなる。
その材質特性に対する要求は厳しく、特に制動性の抜本
的な改善が望まれている。通常、連続鋳造法などによっ
て製造された鋳片は、粗大な鋳造組織が形成され、特に
鋳片厚みが大きくなる程、結晶組織は粗大化する。また
鋼のオーステナイトからフェライトへの変態において、
オーステナイト粒界から粗大なフェライトが析出し、組
織は粗大なものとなる。
このような鋼組織の粗大化と靭性低下の関係はよく知ら
れているところであり、従来靭性の向上対策として組織
を微細化する方法が種々提案されている。例えば、特開
昭６１−２３８９４０号公報では、鋼中に分散させた介
在物を変態核として、オーステナイト粒内に微細な粒内
フェライト（Ｉｎｔｒａｇｒａｎｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉ
ｔｅ Ｐｌａｔｅ以下ＩＦＰと（１う。）を生成させる
ことによって、組織を微細化することが開示されている
。また特開平１−２２８８４３号公報にはＩＦＰ核とし
ての機能を有するＭｎＳについて言及し、溶鋼中にＺｒ
、Ｔｉ 、Ｃｅ、ＹおよびＨｆなどの脱酸元素を投入固
溶させ、一定速度で冷却凝固させることにより生成した
脱酸生成物（Ｚ ｒｏ２．Ｔｉｏ２．Ｃｅ２０３など）
を核として、上記機能を有するＭｎＳか均一かつ微細に
析出することを提案している。
れているところであり、従来靭性の向上対策として組織
を微細化する方法が種々提案されている。例えば、特開
昭６１−２３８９４０号公報では、鋼中に分散させた介
在物を変態核として、オーステナイト粒内に微細な粒内
フェライト（Ｉｎｔｒａｇｒａｎｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉ
ｔｅ Ｐｌａｔｅ以下ＩＦＰと（１う。）を生成させる
ことによって、組織を微細化することが開示されている
。また特開平１−２２８８４３号公報にはＩＦＰ核とし
ての機能を有するＭｎＳについて言及し、溶鋼中にＺｒ
、Ｔｉ 、Ｃｅ、ＹおよびＨｆなどの脱酸元素を投入固
溶させ、一定速度で冷却凝固させることにより生成した
脱酸生成物（Ｚ ｒｏ２．Ｔｉｏ２．Ｃｅ２０３など）
を核として、上記機能を有するＭｎＳか均一かつ微細に
析出することを提案している。
しかしながら、粒内変態前のオーステナイト粒か一層粗
大である場合には、期待する高靭化か得られない場合が
ある。
大である場合には、期待する高靭化か得られない場合が
ある。
通常鋳片は、オーステナイト化温度に再加熱され、ある
いは、オーステナイト域にある熱鋳片を直送して、熱間
圧延をし、オーステナイト粒を再結晶させ、変態後細粒
組織とするものであるが、直送圧延法においては、オー
ステナイト粒が粗大であるだけ微細化は難しいとされて
いる。しかし、充分な圧下比をとれるホットストリップ
の圧延ては再加熱圧延と同等となりうるが、厚鋼板の圧
延では全圧下比が小さく再結晶挙動も異なることから、
ストリップの圧延と同様にはならない。再加熱圧延に比
して直送圧延は省エネルギー、省工程等に有利な製造法
であるが、すぐれた靭性を有する鋼材を得るためには、
改良すべき点が多い。
いは、オーステナイト域にある熱鋳片を直送して、熱間
圧延をし、オーステナイト粒を再結晶させ、変態後細粒
組織とするものであるが、直送圧延法においては、オー
ステナイト粒が粗大であるだけ微細化は難しいとされて
いる。しかし、充分な圧下比をとれるホットストリップ
の圧延ては再加熱圧延と同等となりうるが、厚鋼板の圧
延では全圧下比が小さく再結晶挙動も異なることから、
ストリップの圧延と同様にはならない。再加熱圧延に比
して直送圧延は省エネルギー、省工程等に有利な製造法
であるが、すぐれた靭性を有する鋼材を得るためには、
改良すべき点が多い。
（発明が解決すべき課題）
本発明は鋳造まま、あるいは直送圧延法によって鋼材を
製造する場合に、上述したような酸化物を利用すると共
に、変態域を一定速度で冷却して変態時の核生成速度を
大きくして、より一層組織を微細化した強靭性を有する
鋼の製造法を提供することにある。
製造する場合に、上述したような酸化物を利用すると共
に、変態域を一定速度で冷却して変態時の核生成速度を
大きくして、より一層組織を微細化した強靭性を有する
鋼の製造法を提供することにある。
（課題を解決するための手段）
本発明は上記目的を達成するために以下の構成を要旨と
する。すなわち、 （１）重量％として、 Ｃ：０．０２〜０．２５％、 Ｓｌ ：ｏ、ｏ５〜０
．６％、Ｍｎ ： ０．３０〜０．６％、 ＡＩｌ≦０
．０１０％、ＴＩ 、Ｚｒ、Ｈｆ 、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅの
少なくとも１種７０．００５〜１％、 Ｓ ： ０．００１〜０．０２％、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼が、溶鋼の状
態にある時の酸素量を下記範囲の含有量（％）とした後
に鋳造し、鋳造後Ａｒ３点以上の温度から５５０℃以下
の温度まで１℃／ｓ以上４０℃／ｓ以下の冷却速度で冷
却することを特徴とする強靭鋼の製造法。
する。すなわち、 （１）重量％として、 Ｃ：０．０２〜０．２５％、 Ｓｌ ：ｏ、ｏ５〜０
．６％、Ｍｎ ： ０．３０〜０．６％、 ＡＩｌ≦０
．０１０％、ＴＩ 、Ｚｒ、Ｈｆ 、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅの
少なくとも１種７０．００５〜１％、 Ｓ ： ０．００１〜０．０２％、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼が、溶鋼の状
態にある時の酸素量を下記範囲の含有量（％）とした後
に鋳造し、鋳造後Ａｒ３点以上の温度から５５０℃以下
の温度まで１℃／ｓ以上４０℃／ｓ以下の冷却速度で冷
却することを特徴とする強靭鋼の製造法。
Ｔｉ／２＋Ｚｒ／２．８＋Ｈｆ／５．６＋Ｙ／３．７＋
Ｌａ１５．８＋Ｃｅ１５．８−０．０１≦０≦Ｔｉ／２
＋Ｚｒ／２．８＋Ｈｆ１５．８＋Ｙ／３．７＋Ｌａ１５
．８＋Ｃｅ１５．８＋０．０１ （各元素は添加％）
（２） 重量％として、 Ｃ：０．０２〜０．２５％、 Ｓｌ；０．０５〜０．６
％、Ｍｎ ： ０．８０〜０．６％、 ＡＮ≦０．０１
０％、Ｔｉ 、Ｚｒ、Ｈｒ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅの少なくと
も１種： ０．００５〜１％、 Ｓ ： ０．００１〜０．０２％、 さらに、 Ｎ１≦２．０％、 Ｃｒ≦１．０％、 Ｃｕ≦１．０％、 ＭＯ≦１．０％、 Ｎｂ ６０．１０％、 ■ ≦０．１０％、ＡＩ
Ｉ≦０．１０％、 Ｂ ６０．００２５％、Ｃａ≦０
．００５０％の１種または２種以上を添加し、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、溶鋼の状
態にある時の酸素量を下記範囲の含有量（％）とした後
に鋳造し、鋳造後Ａｒ３点以上の温度から５５０℃以下
の温度まで１℃／ｓ以上４０℃／ｓ以下の冷却速度で冷
却することを特徴とする強靭鋼の製造法。
Ｌａ１５．８＋Ｃｅ１５．８−０．０１≦０≦Ｔｉ／２
＋Ｚｒ／２．８＋Ｈｆ１５．８＋Ｙ／３．７＋Ｌａ１５
．８＋Ｃｅ１５．８＋０．０１ （各元素は添加％）
（２） 重量％として、 Ｃ：０．０２〜０．２５％、 Ｓｌ；０．０５〜０．６
％、Ｍｎ ： ０．８０〜０．６％、 ＡＮ≦０．０１
０％、Ｔｉ 、Ｚｒ、Ｈｒ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅの少なくと
も１種： ０．００５〜１％、 Ｓ ： ０．００１〜０．０２％、 さらに、 Ｎ１≦２．０％、 Ｃｒ≦１．０％、 Ｃｕ≦１．０％、 ＭＯ≦１．０％、 Ｎｂ ６０．１０％、 ■ ≦０．１０％、ＡＩ
Ｉ≦０．１０％、 Ｂ ６０．００２５％、Ｃａ≦０
．００５０％の１種または２種以上を添加し、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、溶鋼の状
態にある時の酸素量を下記範囲の含有量（％）とした後
に鋳造し、鋳造後Ａｒ３点以上の温度から５５０℃以下
の温度まで１℃／ｓ以上４０℃／ｓ以下の冷却速度で冷
却することを特徴とする強靭鋼の製造法。
Ｔｉ／２＋Ｚｒ／２．８＋Ｈｆ／５．６＋Ｙ／３．７＋
Ｌａ１５．８＋Ｃｅ１５．８−０．０１≦０≦Ｔｉ／２
＋Ｚｒ／２．８＋Ｈｆ１５．８＋Ｙ／３．７＋Ｌａ１５
．８＋Ｃｅ１５．８＋０．０１ （各元素は添加％）
（３）上記（１）あるいは（２〉の各成分を有する溶鋼
を鋳造した鋳片温度が、Ａｒ、点景下の温度に低下する
前に、直接該鋳片を熱間圧延し、この熱延加工終了後の
Ａｒ３点以上の温度から５５０℃以下に１℃／ｓ以上４
０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする強
靭鋼の製造法である。
Ｌａ１５．８＋Ｃｅ１５．８−０．０１≦０≦Ｔｉ／２
＋Ｚｒ／２．８＋Ｈｆ１５．８＋Ｙ／３．７＋Ｌａ１５
．８＋Ｃｅ１５．８＋０．０１ （各元素は添加％）
（３）上記（１）あるいは（２〉の各成分を有する溶鋼
を鋳造した鋳片温度が、Ａｒ、点景下の温度に低下する
前に、直接該鋳片を熱間圧延し、この熱延加工終了後の
Ａｒ３点以上の温度から５５０℃以下に１℃／ｓ以上４
０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする強
靭鋼の製造法である。
尚、本発明においては、常温まで鋳片を冷却した後、再
加熱して熱間圧延する方法も除外するものではなく、こ
れにより一層すぐれた靭性を有する鋼を得ることができ
る。
加熱して熱間圧延する方法も除外するものではなく、こ
れにより一層すぐれた靭性を有する鋼を得ることができ
る。
また、本発明においては、必要に応じて熱間圧延をした
後の鋼材を４５０℃以上Ａｃ、点景下の温度に焼戻し処
理を行ってもよく、これにより、靭性を更に向上できる
。
後の鋼材を４５０℃以上Ａｃ、点景下の温度に焼戻し処
理を行ってもよく、これにより、靭性を更に向上できる
。
以下本発明の詳細な説明する。
本発明は、通常の方法によって精練した溶鋼を鋳造する
。溶鋼中に含有する各成分は、鋼にそれぞれの特性を付
与するために添加するのであるが、Ｓｔ、Ｍｎは溶鋼中
の溶存酸素を固定するいわゆる脱酸材の役割を果たし、
脱酸生成物として鋼中に一部残留する。すなわち、５ｉ
０２．ＭｎＯを生成し、これらが複合酸化物（Ｍ ｎ
−シリケート）となってＭｎＳの析出核となる。ＭｎＳ
は前記したように、鋼の変態時、粒内フェライトを生成
する（ＩＦＰ）ための核となるため、これらが鋼中に微
細にすることが、ＩＦＰによる組織の微細化につながる
。
。溶鋼中に含有する各成分は、鋼にそれぞれの特性を付
与するために添加するのであるが、Ｓｔ、Ｍｎは溶鋼中
の溶存酸素を固定するいわゆる脱酸材の役割を果たし、
脱酸生成物として鋼中に一部残留する。すなわち、５ｉ
０２．ＭｎＯを生成し、これらが複合酸化物（Ｍ ｎ
−シリケート）となってＭｎＳの析出核となる。ＭｎＳ
は前記したように、鋼の変態時、粒内フェライトを生成
する（ＩＦＰ）ための核となるため、これらが鋼中に微
細にすることが、ＩＦＰによる組織の微細化につながる
。
本発明は上記の外、脱酸元素としてＺｒ、ＨＥ。
Ｙ、Ｌａ、Ｃｅの少なくとも１種を溶鋼中に添加する。
この際、溶鋼中には上記脱酸元素と反応し、微細な脱酸
生成物（以下酸化物という。）を生成するに十分な溶存
酸素を含有していることが必要であり、このために酸素
量がＴｉ／２＋Ｚｒ／２Ｊ ＋Ｈｆ １５．６ ＋Ｙ／
３．７ ＋Ｌａ １５，８ ＋Ｃｅ １５．８−０．０
１％以上であってＴｉ ／２十Ｚｒ ／２．８ 十Ｈｆ
１５．８ ＋Ｙ／３．７ ＋Ｌａ １５．８＋ Ｃｅ
／ ５．８＋ ０．０１％以下（各元素は添加％）の範
囲になるように調整することが、本発明の特徴の一つで
ある。
生成物（以下酸化物という。）を生成するに十分な溶存
酸素を含有していることが必要であり、このために酸素
量がＴｉ／２＋Ｚｒ／２Ｊ ＋Ｈｆ １５．６ ＋Ｙ／
３．７ ＋Ｌａ １５，８ ＋Ｃｅ １５．８−０．０
１％以上であってＴｉ ／２十Ｚｒ ／２．８ 十Ｈｆ
１５．８ ＋Ｙ／３．７ ＋Ｌａ １５．８＋ Ｃｅ
／ ５．８＋ ０．０１％以下（各元素は添加％）の範
囲になるように調整することが、本発明の特徴の一つで
ある。
すなわち、上記脱酸元素は、調整された量の溶存酸素と
反応し、酸化物となるのであるが、該元素の一部は、前
記Ｍｎ −シリケートを還元して微細複合体を形成して
溶鋼中に分散する。溶鋼の凝固時、固液界面近傍にある
これらの酸化物は、凝固相が形成されるに従い、その結
晶粒界に析出すると共に界面エネルギーを小さくして凝
固デンドライト組織の粗大化を防止する方向に働く。ま
たた、δ−γ変態時、オーステナイト（γ）結晶粒界に
析出した酸化物は、オーステナイト結晶粒の成長を抑止
すると共に、均一分散した酸化物はオーステナイト粒内
において、粒内初析フェライトの晶出核となり、γ−α
変態時に微細なフェライトを形成するに重要な役割を果
たしている。粒内変態を起こすためには、上記酸化物の
上に変態核となるＭｎＳが付着する必要があるが、溶鋼
中酸素量とＳ量がある範囲にあるとオキシサルファイド
が生成しＭｎＳが十分に生成しない。
反応し、酸化物となるのであるが、該元素の一部は、前
記Ｍｎ −シリケートを還元して微細複合体を形成して
溶鋼中に分散する。溶鋼の凝固時、固液界面近傍にある
これらの酸化物は、凝固相が形成されるに従い、その結
晶粒界に析出すると共に界面エネルギーを小さくして凝
固デンドライト組織の粗大化を防止する方向に働く。ま
たた、δ−γ変態時、オーステナイト（γ）結晶粒界に
析出した酸化物は、オーステナイト結晶粒の成長を抑止
すると共に、均一分散した酸化物はオーステナイト粒内
において、粒内初析フェライトの晶出核となり、γ−α
変態時に微細なフェライトを形成するに重要な役割を果
たしている。粒内変態を起こすためには、上記酸化物の
上に変態核となるＭｎＳが付着する必要があるが、溶鋼
中酸素量とＳ量がある範囲にあるとオキシサルファイド
が生成しＭｎＳが十分に生成しない。
本発明は前述した脱酸元素の添加により、鋳片組織を微
細化するのであるが、鋳片の製造過程で、従来のような
冷却速度が遅いと脱酸元素による微細効果が減殺される
。すなわち鋼組織は高温に保持される時間が長い程、そ
の結晶粒を粗大化する。
細化するのであるが、鋳片の製造過程で、従来のような
冷却速度が遅いと脱酸元素による微細効果が減殺される
。すなわち鋼組織は高温に保持される時間が長い程、そ
の結晶粒を粗大化する。
本発明は鋳片の製造過程、特にオーステナイト化温度か
らフェライト変態が完了する以下の温度すなわちＡｒ３
変態点以上の温度から５５０℃以下の温度までを急速に
冷却することにも特徴点を有するものであって、これに
より前述の脱酸元素に基づく微細効果と相俟って、変態
域の急冷によって核生成速度を増加し、微細粒内変態フ
ェライトを生成せしめる結果、−層微細な組織を得るこ
とができる。そのための冷却速度として、１．０℃／ｓ
以上が必要である。しかし、あまり急速に冷却すると鋼
組織はマルテンサイトとなり、本発明の微細フェライト
組織品出による強靭性鋼とならない。そのために４０℃
／ｓを超えないようにする。
らフェライト変態が完了する以下の温度すなわちＡｒ３
変態点以上の温度から５５０℃以下の温度までを急速に
冷却することにも特徴点を有するものであって、これに
より前述の脱酸元素に基づく微細効果と相俟って、変態
域の急冷によって核生成速度を増加し、微細粒内変態フ
ェライトを生成せしめる結果、−層微細な組織を得るこ
とができる。そのための冷却速度として、１．０℃／ｓ
以上が必要である。しかし、あまり急速に冷却すると鋼
組織はマルテンサイトとなり、本発明の微細フェライト
組織品出による強靭性鋼とならない。そのために４０℃
／ｓを超えないようにする。
本発明の前記鋳片の製造方法は特に限定しない。
通常の連続製造法や薄鋳片連続製造法、例えば、双ロー
ル法、ベルトキャスト法、キャタピラ−キャスト法等の
何れでも製造可能であるが、薄鋳片連続製造法について
はこれを採用することが凝固冷却速度を急速にでき、ま
た、省エネルギー省工程の点から有利である。
ル法、ベルトキャスト法、キャタピラ−キャスト法等の
何れでも製造可能であるが、薄鋳片連続製造法について
はこれを採用することが凝固冷却速度を急速にでき、ま
た、省エネルギー省工程の点から有利である。
本発明鋳片は上記したように、脱酸元素により生成した
脱酸生成物が凝固デンドライト粒界に析出してオーステ
ナイト変態後の結晶粗大化を抑止し、また変態時の冷却
を一定速度以上とすることで粒内変態時の核生成速度を
増加させ、鋼組織を微細化することができるため、鋳造
−冷却ままでもすぐれた靭性を有する鋼を得ることがで
きる。
脱酸生成物が凝固デンドライト粒界に析出してオーステ
ナイト変態後の結晶粗大化を抑止し、また変態時の冷却
を一定速度以上とすることで粒内変態時の核生成速度を
増加させ、鋼組織を微細化することができるため、鋳造
−冷却ままでもすぐれた靭性を有する鋼を得ることがで
きる。
厚い鋳片においては、更に熱間圧延を行って製品厚とす
るが、本発明の熱間圧延は、従来通常に行われている方
法も採用できる。すなわちオーステナイト化温度に再加
熱後熱間圧延する際に、オーステナイト結晶粒に析出し
た酸化物が粒成長を抑制するために細粒オーステナイト
となり、さらにオーステナイト粒内の変態核は再加熱後
も有効である。
るが、本発明の熱間圧延は、従来通常に行われている方
法も採用できる。すなわちオーステナイト化温度に再加
熱後熱間圧延する際に、オーステナイト結晶粒に析出し
た酸化物が粒成長を抑制するために細粒オーステナイト
となり、さらにオーステナイト粒内の変態核は再加熱後
も有効である。
しかし、本発明においては、鋳片の直送圧延において、
大きな効果を発揮する。すなわち、鋳片のオーステナイ
ト粒は粒界に析出した粒成長抑制剤である酸化物により
、細粒となっており、これを熱間加工終了後Ａｒ３点以
上から５５０℃以下への一定速度での冷却で、ＩＦＰ核
生成速度が加速され、オーステナイト粒からの粒内変態
を促進する。その結果従来の直送圧延にみられない微細
フェライト組織が得られる。
大きな効果を発揮する。すなわち、鋳片のオーステナイ
ト粒は粒界に析出した粒成長抑制剤である酸化物により
、細粒となっており、これを熱間加工終了後Ａｒ３点以
上から５５０℃以下への一定速度での冷却で、ＩＦＰ核
生成速度が加速され、オーステナイト粒からの粒内変態
を促進する。その結果従来の直送圧延にみられない微細
フェライト組織が得られる。
以下に本発明の成分を限定した理由を説明する。
Ｃは、鋼を強化するのに有効な元素であり、０．０２％
未満では十分な強度が得られない。一方、その含有量が
０．２５％を超えると、溶接性を劣化させる。
未満では十分な強度が得られない。一方、その含有量が
０．２５％を超えると、溶接性を劣化させる。
Ｓｔは脱酸元素として、また鋼の強化元素として有効で
あるが０．０５％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。
あるが０．０５％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、０．３％未満で
は十分な強度が得られない。一方、その含有量が０．６
％を超えると鋼の加工性を劣化させる。
は十分な強度が得られない。一方、その含有量が０．６
％を超えると鋼の加工性を劣化させる。
ＡＩｌは、強脱酸元素であり、添加量が多いと他の脱酸
元素の効果を減殺するのでできるだけ少ない方がよく、
そのため０．０１％以下とする。一方、ＡＮはＡＩＩＮ
を形成し、鋼の再粒化に役立ち、このために添加する場
合は０．１％まで添加できるが、この場合は、他の脱酸
元素添加後に添加する必要がある。
元素の効果を減殺するのでできるだけ少ない方がよく、
そのため０．０１％以下とする。一方、ＡＮはＡＩＩＮ
を形成し、鋼の再粒化に役立ち、このために添加する場
合は０．１％まで添加できるが、この場合は、他の脱酸
元素添加後に添加する必要がある。
Ｚｒ、Ｈｆ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅは、凝固組織の微細化に必
要な元素群であり、それぞれの総和が０．００５％以上
でその効果を発揮するが、１％を超えると介在物が増加
して鋼の靭性を劣化させる。
要な元素群であり、それぞれの総和が０．００５％以上
でその効果を発揮するが、１％を超えると介在物が増加
して鋼の靭性を劣化させる。
Ｓは不純物元素であるが、ＭｎＳを生成するために０．
００１〜０．０２％の含有が必要であり、０．０２％を
超えると靭性を劣化させるのでこの範囲とした。
００１〜０．０２％の含有が必要であり、０．０２％を
超えると靭性を劣化させるのでこの範囲とした。
０は、上記元素の酸化物生成のために必要であるため、
その下限をＴｉ ／２＋Ｚｒ ／２．８ ＋Ｈｆ １５
．６ ＋Ｙ／８．７ ＋Ｌａ １５．８ ＋ Ｃｅ １
５．８−０．０１％とする。また粒内変態を起こすため
にはＭｎＳをある程度の量生成させる必要があるが、溶
鋼中Ｏ量が多すぎると、上記酸化物生成元素がオキシサ
ルファイドを生成してしまい、ＭｎＳが十分に生成でき
な（なる。よって上限をＴｉ／２＋Ｚｒ／２．８＋Ｈｆ
１５．６＋Ｙ／３．７＋Ｌ ａ／ ５．８＋ Ｃｅ／
５．８＋ ０．０１％とする。
その下限をＴｉ ／２＋Ｚｒ ／２．８ ＋Ｈｆ １５
．６ ＋Ｙ／８．７ ＋Ｌａ １５．８ ＋ Ｃｅ １
５．８−０．０１％とする。また粒内変態を起こすため
にはＭｎＳをある程度の量生成させる必要があるが、溶
鋼中Ｏ量が多すぎると、上記酸化物生成元素がオキシサ
ルファイドを生成してしまい、ＭｎＳが十分に生成でき
な（なる。よって上限をＴｉ／２＋Ｚｒ／２．８＋Ｈｆ
１５．６＋Ｙ／３．７＋Ｌ ａ／ ５．８＋ Ｃｅ／
５．８＋ ０．０１％とする。
Ｔ１およびＮｂ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。
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。
この観点から、Ｎｂ、Ｔｉともその添加量の上限を０．
１０％とする。
１０％とする。
Ｃｕ、Ｎｉ 、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｗ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≦３．０
％、Ｎ１≦１０．０％、Ｃｒ６１０１０％、Ｍｏ≦０．
６％、ＣｏＳｉ２．０％、ＷＳ２．０％に限定する。
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≦３．０
％、Ｎ１≦１０．０％、Ｃｒ６１０１０％、Ｍｏ≦０．
６％、ＣｏＳｉ２．０％、ＷＳ２．０％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
ことができるが、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、その上限を０．００２５％とす
る。
ことができるが、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、その上限を０．００２５％とす
る。
（実・施 例）
第１表に示す本発明成分鋼（調香号Ａ−Ｆ）と比較鋼（
調香号Ｇ−Ｊ）を通常の連続鋳造法で鋳片を製造し、一
部の試料に熱間圧延焼戻し処理を行った。第２表に、冷
却条件、熱間圧延条件をそれぞれの試料について記載し
た、同表中、圧延なしの試料は鋳片製造時の冷却条件で
あり、熱延を行ったものは熱延加工終了後の冷却条件で
ある。
調香号Ｇ−Ｊ）を通常の連続鋳造法で鋳片を製造し、一
部の試料に熱間圧延焼戻し処理を行った。第２表に、冷
却条件、熱間圧延条件をそれぞれの試料について記載し
た、同表中、圧延なしの試料は鋳片製造時の冷却条件で
あり、熱延を行ったものは熱延加工終了後の冷却条件で
ある。
また、本発明鋼成分範囲の試料についても熱延及び冷却
の条件を外れたものを比較して併記した。
の条件を外れたものを比較して併記した。
各条件で処理した結果、すなわち各試料についての機械
的性質（引張り強さ、衝撃試験破面遷移温度）を第２表
に示した。
的性質（引張り強さ、衝撃試験破面遷移温度）を第２表
に示した。
第２表の結果から鋳片ままの試料（Ｎｏ、１〜９）では
、本発明成分対象外（鋼Ｇ−Ｊ）の何れも破面遷移温度
が高く、また本発明範囲を外れた冷却条件のもの（比較
例）は、本発明範囲のものに比して何れも同様に破面遷
移温度が高く、靭性が劣っていることが明らかである。
、本発明成分対象外（鋼Ｇ−Ｊ）の何れも破面遷移温度
が高く、また本発明範囲を外れた冷却条件のもの（比較
例）は、本発明範囲のものに比して何れも同様に破面遷
移温度が高く、靭性が劣っていることが明らかである。
同様のことは、試料（Ｎｏ、ＩＯ〜３０）についても言
えるもので、熱延条件が本発明範囲を外れたものに何れ
も衝撃試験における破面遷移温度が高く、靭性が悪いこ
とを示している。
えるもので、熱延条件が本発明範囲を外れたものに何れ
も衝撃試験における破面遷移温度が高く、靭性が悪いこ
とを示している。
すなわち、
本発明の方法により得た鋼は、
極め
て靭性が優れていることがわかる。
（発明の効果）
以上説明したように、本発明によって製造した鋳造まま
、あるいは、直送圧延をして製造した鋼材は極めて微細
な組織からなり、強度、靭性共に優れている。
、あるいは、直送圧延をして製造した鋼材は極めて微細
な組織からなり、強度、靭性共に優れている。
また、薄鋳片法を採用すれば、高靭性の鋼材が安価に製
造できる。
造できる。
Claims (4)
- （１）重量％として、 Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％
、Ｍｎ：０．３０〜３．５％、Ａｌ≦０．０１０％、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅの少なくとも１種：０
．００５〜１％、 Ｓ：０．００１〜０．０２％、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼が、溶鋼の状
態にある時の酸素量を下記式で求めた当量値の±０．０
１の範囲の含有量（％）とした後に鋳造し、鋳造後Ａｒ
＿３点以上の温度から５５０℃以下の温度まで１℃／ｓ
以上４０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することを特徴と
する強靭鋼の製造法。 Ｔｉ／２＋Ｚｒ／２．８＋Ｈｆ／５．６＋Ｙ／３．７＋
Ｌａ／５．８＋Ｃｅ／５．８（各元素は添加％） - （２）重量％として、 Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％
、Ｍｎ：０．３０〜３．５％、Ａｌ≦０．０１０％、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅの少なくとも１種：０
．００５〜１％、 Ｓ：０．００１〜０．０２％、 さらに、 Ｎｉ≦２．０％、Ｃｒ≦１．０％、 Ｃｕ≦１．０％、Ｍｏ≦１．０％、 Ｎｂ≦０．１０％、Ｖ≦０．１０％、 Ａｌ≦０．１０％、Ｂ≦０．００２５％、 Ｃａ≦０．００５０％の１種または２種以上を添加し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼が、溶鋼の状
態にある時の酸素量を下記式で求めた当量値の±０．０
１の範囲の含有量（％）とした後に鋳造し、鋳造後Ａｒ
＿３点以上の温度から５５０℃以下の温度まで１℃／ｓ
以上４０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却することを特徴と
する強靭鋼の製造法。 Ｔｉ／２＋Ｚｒ／２．８＋Ｈｆ／５．６＋Ｙ／３．７＋
Ｌａ／５．８＋Ｃｅ／５．８（各元素は添加％） - （３）重量％として、 Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％
、Ｍｎ：０．３０〜３．５％、Ａｌ≦０．０１０％、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅの少なくとも１種：０
．００５〜１％、 Ｓ：０．００１〜０．０２％、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼が、溶鋼の状
態にある時の酸素量を下記式で求めた当量値の±０．０
１の範囲の含有量（％）とした後に鋳造し、鋳造した鋳
片がＡｒ＿３点以下の温度に低下する前に、直接該鋳片
を熱間圧延し、この熱延加工終了後のＡｒ＿３点以上の
温度から５５０℃以下に１℃／ｓ以上４０℃／ｓ以下の
冷却速度で冷却することを特徴とする請求項１あるいは
２記載の強靭鋼の製造法。 Ｔｉ／２＋Ｚｒ／２．８＋Ｈｆ／５．６＋Ｖ／３．７＋
Ｌａ／５．８＋Ｃｅ／５．８（各元素は添加％） - （４）重量％として、 Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％
、Ｍｎ：０．３０〜３．５％、Ａｌ≦０．０１０％、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅの少なくとも１種：０
．００５〜１％、 Ｓ：０．００１〜０．０２％、 さらに、 Ｎｉ≦２．０％、Ｃｒ≦１．０％、 Ｃｕ≦１．０％、Ｍｏ≦１．０％、 Ｎｂ≦０．１０％、Ｖ≦０．１０％、 Ａｌ≦０．１０％、Ｂ≦０．００２５％、 Ｃａ≦０．００５０％の１種または２種以上を添加し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼が、溶鋼の状
態にある時の酸素量を下記式で求めた当量値の±０．０
１の範囲の含有量（％）とした後に鋳造し、鋳造した鋳
片がＡｒ＿３点以下の温度に低下する前に、直接鋳片を
熱間圧延し、この熱延加工終了後のＡｒ＿３点以上の温
度から５５０℃以下に１℃／ｓ以上４０℃／ｓ以下の冷
却速度で冷却することを特徴とする請求項１あるいは２
記載の強靭鋼の製造法。 Ｔｉ／２＋Ｚｒ／２．８＋Ｈｆ／５．６＋Ｙ／３．７＋
Ｌａ／５．８＋Ｃｅ／５．８（各元素は添加％）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8999690A JPH03287741A (ja) | 1990-04-04 | 1990-04-04 | 強靭鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8999690A JPH03287741A (ja) | 1990-04-04 | 1990-04-04 | 強靭鋼の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03287741A true JPH03287741A (ja) | 1991-12-18 |
Family
ID=13986216
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8999690A Pending JPH03287741A (ja) | 1990-04-04 | 1990-04-04 | 強靭鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH03287741A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009511749A (ja) * | 2005-10-20 | 2009-03-19 | ニューコア・コーポレーション | オーステナイト粒粗化温度が高い鋼材及びその製造方法 |
-
1990
- 1990-04-04 JP JP8999690A patent/JPH03287741A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009511749A (ja) * | 2005-10-20 | 2009-03-19 | ニューコア・コーポレーション | オーステナイト粒粗化温度が高い鋼材及びその製造方法 |
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