JPH0693370A - 表面疵の少ない中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材 - Google Patents
表面疵の少ない中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材Info
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- JPH0693370A JPH0693370A JP24608992A JP24608992A JPH0693370A JP H0693370 A JPH0693370 A JP H0693370A JP 24608992 A JP24608992 A JP 24608992A JP 24608992 A JP24608992 A JP 24608992A JP H0693370 A JPH0693370 A JP H0693370A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 連続鋳造で安定生産する上で支障のあった中
炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材の鋳片割れ疵を改善することにあ
る。 【構成】 Ｃ：０．１０〜０．１７％、Ｓｉ：０．０５
〜０．６０％、Ｍｎ：０．１０〜１．６０％、Ｓｏｌ．
Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１０％を含有する鋼を内層部とし、前記組成の鋼に
おいてＣのみを０．０５〜０．１０％又は０．１７〜
０．２５％とした鋼を表層部とした事を特徴とする表面
疵の少ない中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材の製造方法。更に前
記に必要に応じてＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，
Ｃａの一種又は二種以上を含有せしめた事を特徴とする
前項記載の表面疵の少ない中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材。
炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材の鋳片割れ疵を改善することにあ
る。 【構成】 Ｃ：０．１０〜０．１７％、Ｓｉ：０．０５
〜０．６０％、Ｍｎ：０．１０〜１．６０％、Ｓｏｌ．
Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１０％を含有する鋼を内層部とし、前記組成の鋼に
おいてＣのみを０．０５〜０．１０％又は０．１７〜
０．２５％とした鋼を表層部とした事を特徴とする表面
疵の少ない中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材の製造方法。更に前
記に必要に応じてＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，
Ｃａの一種又は二種以上を含有せしめた事を特徴とする
前項記載の表面疵の少ない中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は陸上溶接構造用鋼、中常
温圧力容器用炭素鋼、圧力容器用鋼、海洋構造物用鋼、
寒冷地向けパイプライン用鋼等の中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼
材に関するものである。尚、当該鋼材としてはＪＩＳ
Ｇ３１０６／Ｇ３１１５／Ｇ３１１８、ＡＳＴＭ Ａ５
１４／Ａ６３３／Ａ５１６／Ａ５３７、ＢＳ４３６０−
５０／５５、ＡＰＩ−×７０等の鋼材が代表例に挙げら
れる。
温圧力容器用炭素鋼、圧力容器用鋼、海洋構造物用鋼、
寒冷地向けパイプライン用鋼等の中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼
材に関するものである。尚、当該鋼材としてはＪＩＳ
Ｇ３１０６／Ｇ３１１５／Ｇ３１１８、ＡＳＴＭ Ａ５
１４／Ａ６３３／Ａ５１６／Ａ５３７、ＢＳ４３６０−
５０／５５、ＡＰＩ−×７０等の鋼材が代表例に挙げら
れる。
【０００２】
【従来の技術】従来より上記した用途に使用される中炭
領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材はその鋳片を連続鋳造法で製造する
場合縦割れや横割れ等による表面疵が発生することが多
い。従って、鋳片の割れに対しては手入れ等を実施して
いるが、通常の鋳造では手入れで割れ疵が除去出来ない
ために、緩冷却鋳造して疵程度を改善したり、厳格な品
質が要求される場合には、高温変形と高温破壊（１９８
１年鉄鋼基礎共同研究会・高温変形部会編）日本鋼管技
法Ｎｏ．１０８（１９８５）Ｐ１１の如く中炭領域を避
けた低Ｃ成分での製造等根本的な解決には至っていない
のが実状である。
領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材はその鋳片を連続鋳造法で製造する
場合縦割れや横割れ等による表面疵が発生することが多
い。従って、鋳片の割れに対しては手入れ等を実施して
いるが、通常の鋳造では手入れで割れ疵が除去出来ない
ために、緩冷却鋳造して疵程度を改善したり、厳格な品
質が要求される場合には、高温変形と高温破壊（１９８
１年鉄鋼基礎共同研究会・高温変形部会編）日本鋼管技
法Ｎｏ．１０８（１９８５）Ｐ１１の如く中炭領域を避
けた低Ｃ成分での製造等根本的な解決には至っていない
のが実状である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】上記従来技術における
中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材の鋳片の縦割れ等割れ疵防止技
術には未だ完全なものが確立されておらず、その手入れ
費用や甚だしい時には外観検査基準から不合格となった
り、厳格な品質が要求される場合には前述の如く中炭領
域を避けて低Ｃ化且つ合金添加による鋼で製造してお
り、その損失は多大なものであった。本発明者が中炭領
域の鋳片の割れ発生メカニズムについて仔細な調査をし
たところ、通常の鋳造条件下ではＦｅ−Ｃ系金属凝固時
の包晶反応（０．１３〜０．１７％Ｃ）による縦割れ及
びγ／α 変態時の析出脆化（０．１０〜０．１５％
Ｃ）による横割れと密接な関係があることを知見するに
至った。即ち、包晶反応系特有の大きな固液分配係数に
基づくモールド内不均一凝固による偏析起因の微小脆弱
組織生成と包晶反応そのものに伴う液膜脆化とによる縦
割れ発生及び９００℃近傍における炭窒化物析出脆化に
よる横割れが主要要因であることを見出した。従って、
かかる課題を解決するには従来技術では、鋳片手入れの
実施、中炭領域を避けた低Ｃでの鋳片製造を余儀なくさ
れており根本的な鋳片割れ対策の開発が必要とされてい
た。
中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材の鋳片の縦割れ等割れ疵防止技
術には未だ完全なものが確立されておらず、その手入れ
費用や甚だしい時には外観検査基準から不合格となった
り、厳格な品質が要求される場合には前述の如く中炭領
域を避けて低Ｃ化且つ合金添加による鋼で製造してお
り、その損失は多大なものであった。本発明者が中炭領
域の鋳片の割れ発生メカニズムについて仔細な調査をし
たところ、通常の鋳造条件下ではＦｅ−Ｃ系金属凝固時
の包晶反応（０．１３〜０．１７％Ｃ）による縦割れ及
びγ／α 変態時の析出脆化（０．１０〜０．１５％
Ｃ）による横割れと密接な関係があることを知見するに
至った。即ち、包晶反応系特有の大きな固液分配係数に
基づくモールド内不均一凝固による偏析起因の微小脆弱
組織生成と包晶反応そのものに伴う液膜脆化とによる縦
割れ発生及び９００℃近傍における炭窒化物析出脆化に
よる横割れが主要要因であることを見出した。従って、
かかる課題を解決するには従来技術では、鋳片手入れの
実施、中炭領域を避けた低Ｃでの鋳片製造を余儀なくさ
れており根本的な鋳片割れ対策の開発が必要とされてい
た。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明はかかる問題点を
解決すべく、表層を鋳片割れ疵の少ない成分を有する鋼
材となし、鋼材としての必要な特性は本来材質設計上望
ましい成分を有する内層で確保しうる複層鋳片を連続鋳
造で製造する事により、安定生産可能な中炭領域Ｆｅ−
Ｃ系鋼材を提供せしめるものである。即ち、連続鋳造に
より複層鋳片を製造することにより、凝固ままで母材
（内層部）と合わせ材（表層部）とのメタラジカルな結
合が得られ、面倒なスラブの精整手入れや不本意な成分
変更を必要とする事もなく、経済的にも短工期等の非価
格競争力上も極めて有利となる。なお、複層鋳片の連続
鋳造としては、例えば特開昭６３−１０８９４７号公報
によるのが好ましい。
解決すべく、表層を鋳片割れ疵の少ない成分を有する鋼
材となし、鋼材としての必要な特性は本来材質設計上望
ましい成分を有する内層で確保しうる複層鋳片を連続鋳
造で製造する事により、安定生産可能な中炭領域Ｆｅ−
Ｃ系鋼材を提供せしめるものである。即ち、連続鋳造に
より複層鋳片を製造することにより、凝固ままで母材
（内層部）と合わせ材（表層部）とのメタラジカルな結
合が得られ、面倒なスラブの精整手入れや不本意な成分
変更を必要とする事もなく、経済的にも短工期等の非価
格競争力上も極めて有利となる。なお、複層鋳片の連続
鋳造としては、例えば特開昭６３−１０８９４７号公報
によるのが好ましい。
【０００５】本発明の要旨とするところは （１）重量％でＣ：０．１０〜０．１７％、Ｓｉ：０．
０５〜０．６０％、Ｍｎ：０．１０〜１．６０％、Ｐ：
０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．
１０％を含み残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼を内
層部として有し、前記組成の鋼においてＣのみを０．０
５〜０．１０％とした鋼を表層部として有する事を特徴
とする表面疵の少ない中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材。 （２）重量％でＣ：０．１０〜０．１７％、Ｓｉ：０．
０５〜０．６０％、Ｍｎ：０．１０〜１．６０％、Ｐ：
０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．
１０％を含み残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼を内
層部として有し、前記組成の鋼においてＣのみを０．１
７〜０．２５％とした鋼を表層部として有する事を特徴
とする表面疵の少ない中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材。 （３）重量％でＣｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．
０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：
０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｃａ：０．０００５〜
０．００８０％を１種又は２種以上を内層部及び／又は
表層部に含有せしめた事を特徴とする請求項１、請求項
２記載の表面疵の少ない中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材。であ
る。
０５〜０．６０％、Ｍｎ：０．１０〜１．６０％、Ｐ：
０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．
１０％を含み残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼を内
層部として有し、前記組成の鋼においてＣのみを０．０
５〜０．１０％とした鋼を表層部として有する事を特徴
とする表面疵の少ない中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材。 （２）重量％でＣ：０．１０〜０．１７％、Ｓｉ：０．
０５〜０．６０％、Ｍｎ：０．１０〜１．６０％、Ｐ：
０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．
１０％を含み残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼を内
層部として有し、前記組成の鋼においてＣのみを０．１
７〜０．２５％とした鋼を表層部として有する事を特徴
とする表面疵の少ない中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材。 （３）重量％でＣｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．
０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：
０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｃａ：０．０００５〜
０．００８０％を１種又は２種以上を内層部及び／又は
表層部に含有せしめた事を特徴とする請求項１、請求項
２記載の表面疵の少ない中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材。であ
る。
【０００６】
【作用】以下に本発明を詳細に説明する。 （１）Ｆｅ−Ｃ系母材（内層部） Ｃは０．１７％を越えると主としてγ凝固となり、０．
１０％以下ではδ凝固ままで包晶反応が起こらず、また
析出脆化が緩和されて本発明の解決すべき課題が発生し
ないために、０．１０〜０．１７％に限定した。Ｓｉは
脱酸上、強度上から０．０５％以上必要で０．６０％以
上の添加は低温靱性、溶接性に対しともに阻害するため
に０．０５〜０．６０％に限定した。Ｍｎは強度上０．
１０％は必要で１．６０％以上の添加は低温靱性、溶接
性に対しともに劣化するので０．１０〜１．６０％に制
約した。Ｐは溶接性、低温靱性から０．０２５％以下に
限定したが低いほど好ましい。Ｓは低温靱性から０．０
１５％以下に限定したが低いほど好ましく、必要に応じ
てＭｎＳの形態制御のためにＣａ，ＲＥＭを添加すれば
更に有利になる。
１０％以下ではδ凝固ままで包晶反応が起こらず、また
析出脆化が緩和されて本発明の解決すべき課題が発生し
ないために、０．１０〜０．１７％に限定した。Ｓｉは
脱酸上、強度上から０．０５％以上必要で０．６０％以
上の添加は低温靱性、溶接性に対しともに阻害するため
に０．０５〜０．６０％に限定した。Ｍｎは強度上０．
１０％は必要で１．６０％以上の添加は低温靱性、溶接
性に対しともに劣化するので０．１０〜１．６０％に制
約した。Ｐは溶接性、低温靱性から０．０２５％以下に
限定したが低いほど好ましい。Ｓは低温靱性から０．０
１５％以下に限定したが低いほど好ましく、必要に応じ
てＭｎＳの形態制御のためにＣａ，ＲＥＭを添加すれば
更に有利になる。
【０００７】Ｓｏｌ．Ａｌは脱酸上、粒度調整上０．０
１０％以上必要で溶接性の観点から０．１０％以下にす
る必要があり、０．０１０〜０．１０％に制約した。
又、Ｂを添加する場合にはＳｏｌ．Ａｌを０．０３％以
上添加することが好ましい。ＴｉはＮを固定して割れを
防止したり、大入熱対策としてＴｉＮを生成するために
Ｎと等量（Ｎ×３．４）となるように０．００５％以上
添加し、０．１０％以上の添加は低温靱性を阻害するた
めに０．００５〜０．１０％に制約する。尚、Ｃ、Ｓ
ｉ、Ｍｎの含有量は強度及び低温靱性等の必要特性から
適宜成分設計される事は言うまでもない。上記基本成分
の鋼に他の合金元素（Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，
Ｖ，Ｃａ）を必要特性（強度、低温靱性等）の更なる向
上のために一種または二種以上複合して含有させても本
発明の効果はいささかも損なわれない。
１０％以上必要で溶接性の観点から０．１０％以下にす
る必要があり、０．０１０〜０．１０％に制約した。
又、Ｂを添加する場合にはＳｏｌ．Ａｌを０．０３％以
上添加することが好ましい。ＴｉはＮを固定して割れを
防止したり、大入熱対策としてＴｉＮを生成するために
Ｎと等量（Ｎ×３．４）となるように０．００５％以上
添加し、０．１０％以上の添加は低温靱性を阻害するた
めに０．００５〜０．１０％に制約する。尚、Ｃ、Ｓ
ｉ、Ｍｎの含有量は強度及び低温靱性等の必要特性から
適宜成分設計される事は言うまでもない。上記基本成分
の鋼に他の合金元素（Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，
Ｖ，Ｃａ）を必要特性（強度、低温靱性等）の更なる向
上のために一種または二種以上複合して含有させても本
発明の効果はいささかも損なわれない。
【０００８】従って、基本元素のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ等を溶
接性、低温靱性、強度等の観点から減少して、それぞれ
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．５
％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．
０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％以下、Ｖ：０．０
０５〜０．１０％、低温靱性、耐ラメラーテア性の観点
からＣａ：０．０００５〜０．００８０％に制約してそ
れらの一種または二種以上を所定の品質特性（強度、低
温靱性等）を達成するよう選定し組合せて添加する事が
出来る。尚、Ｂは焼き入れ性（強度）を向上する元素で
あり、容易に低Ｃ化出来るために多くの場合Ｃが中炭領
域の範囲外となり本発明の対象外となるが、マルテンサ
イト硬度を上昇させる必要がある時には本発明の効果を
適用できる。又、ＲＥＭについてもＣａと同様な効果が
期待出来る。
接性、低温靱性、強度等の観点から減少して、それぞれ
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．５
％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．
０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％以下、Ｖ：０．０
０５〜０．１０％、低温靱性、耐ラメラーテア性の観点
からＣａ：０．０００５〜０．００８０％に制約してそ
れらの一種または二種以上を所定の品質特性（強度、低
温靱性等）を達成するよう選定し組合せて添加する事が
出来る。尚、Ｂは焼き入れ性（強度）を向上する元素で
あり、容易に低Ｃ化出来るために多くの場合Ｃが中炭領
域の範囲外となり本発明の対象外となるが、マルテンサ
イト硬度を上昇させる必要がある時には本発明の効果を
適用できる。又、ＲＥＭについてもＣａと同様な効果が
期待出来る。
【０００９】（２）合わせ材（表層部） ＣはＦｅ−Ｃ系鋼の割れ疵発生を消滅させるためには、
請求項１ではδ凝固後に確実なδ／γ変態をさせる為に
０．１０％以下に制約され０．０５％以下では品質上と
ともにコスト上不利になる為０．０５％〜０．１０％に
制約し、請求項２では主としてγ凝固とする為に０．１
７％以上必要で０．２５％以上では表層の加工性が劣化
する為０．１７％〜０．２５％に限定した。強度、低温
靱性等の必要特性から合わせ材（表層部）のその他基本
成分は原則的に母材（内層部）と同一成分にすることが
好ましいが、Ｃの違い分の強度補償を成分設計時に行
う。
請求項１ではδ凝固後に確実なδ／γ変態をさせる為に
０．１０％以下に制約され０．０５％以下では品質上と
ともにコスト上不利になる為０．０５％〜０．１０％に
制約し、請求項２では主としてγ凝固とする為に０．１
７％以上必要で０．２５％以上では表層の加工性が劣化
する為０．１７％〜０．２５％に限定した。強度、低温
靱性等の必要特性から合わせ材（表層部）のその他基本
成分は原則的に母材（内層部）と同一成分にすることが
好ましいが、Ｃの違い分の強度補償を成分設計時に行
う。
【００１０】一方、上記以外の微量元素（Ｃａ）は鋳造
時のモールド近傍における凝固域でのＰ，Ｓの偏析を防
止するという観点からは有用な元素であり、添加する場
合には内層部と独立にＣａ：０．００４０％以下でＳと
等量（Ｓ×１．３）を目標として添加することが望まし
い。又はＣａに換えてＲＥＭ：０．００５０％以下でＳ
と等量（Ｓ×１．８）を目標として添加しても同等の効
果が得られる。尚、表層部の鋳片厚さは下限はモールド
内で割れ発生の起点となる脆弱組織厚さ及びモールド直
下での熱歪による割れ深さ以上、即ち１０ｍｍ以上が好
ましく、上限は（製品のマイナス厚さ公差×圧下率＋ス
ケールロス厚さ）以下に限定され圧下比２５の場合には
概ね５０ｍｍ以下が好ましい。
時のモールド近傍における凝固域でのＰ，Ｓの偏析を防
止するという観点からは有用な元素であり、添加する場
合には内層部と独立にＣａ：０．００４０％以下でＳと
等量（Ｓ×１．３）を目標として添加することが望まし
い。又はＣａに換えてＲＥＭ：０．００５０％以下でＳ
と等量（Ｓ×１．８）を目標として添加しても同等の効
果が得られる。尚、表層部の鋳片厚さは下限はモールド
内で割れ発生の起点となる脆弱組織厚さ及びモールド直
下での熱歪による割れ深さ以上、即ち１０ｍｍ以上が好
ましく、上限は（製品のマイナス厚さ公差×圧下率＋ス
ケールロス厚さ）以下に限定され圧下比２５の場合には
概ね５０ｍｍ以下が好ましい。
【００１１】
【実施例】本発明の実施例を従来材と比較して表１から
表２に示す。表１は中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材の成分であ
り、鋼Ａｌ，Ａ２，Ｂ１，Ｂ２，Ｃ２が本発明鋼で鋼
Ａ，Ｂ，Ｃが比較例である。本発明鋼のうち、鋼Ａｌ，
Ｂ１，Ｃ１が低Ｃ側外層材を有し、鋼Ａ２，Ｂ２は高Ｃ
側外層材を有する。本発明鋼Ａｌ，Ａ２の内層材及び比
較例Ａは大入熱ＦＡＢ溶接（ＨＩ：１７０ｋｊ／ｃｍ）
でのディープノッチ試験におけるＫｃ値を向上するため
に熱影響部（ＨＡＺ）でフェライトサイドプレート（Ｆ
ＳＰ）の出易い低Ｃ−高Ｍｎ系成分を避けてＨＡＺで粒
界フェライトの出易い中Ｃ−中Ｍｎ系成分を選択した。
表２に本発明鋼と比較例の製造結果を示す。製法は加工
熱処理（ＴＭＣＰ），制御圧延（ＣＲ）、焼き入れ焼き
戻し（ＱＴ）である。材質はいずれも造船用ＹＰ３９
０，ラインパイプ用×８０，建築用ＨＴ５９０（低ＹＲ
鋼）相当を満足している。
表２に示す。表１は中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材の成分であ
り、鋼Ａｌ，Ａ２，Ｂ１，Ｂ２，Ｃ２が本発明鋼で鋼
Ａ，Ｂ，Ｃが比較例である。本発明鋼のうち、鋼Ａｌ，
Ｂ１，Ｃ１が低Ｃ側外層材を有し、鋼Ａ２，Ｂ２は高Ｃ
側外層材を有する。本発明鋼Ａｌ，Ａ２の内層材及び比
較例Ａは大入熱ＦＡＢ溶接（ＨＩ：１７０ｋｊ／ｃｍ）
でのディープノッチ試験におけるＫｃ値を向上するため
に熱影響部（ＨＡＺ）でフェライトサイドプレート（Ｆ
ＳＰ）の出易い低Ｃ−高Ｍｎ系成分を避けてＨＡＺで粒
界フェライトの出易い中Ｃ−中Ｍｎ系成分を選択した。
表２に本発明鋼と比較例の製造結果を示す。製法は加工
熱処理（ＴＭＣＰ），制御圧延（ＣＲ）、焼き入れ焼き
戻し（ＱＴ）である。材質はいずれも造船用ＹＰ３９
０，ラインパイプ用×８０，建築用ＨＴ５９０（低ＹＲ
鋼）相当を満足している。
【００１２】表２で本願の特徴である鋳片の手入れ率及
び不合格率について述べれば、表面割れ起因の手入れ率
及び不合格率はＫｃ値向上の為に中炭領域成分を有する
比較例Ａに比べて本発明鋼Ａｌ，Ａ２は極めて良好な結
果を得ている。又、材質上の制約がなく中炭領域を低Ｃ
側に外した比較例Ｂ，Ｃと本発明鋼Ｂ１，Ｃ１は同等の
鋳片手入れ率、不合格率を有し且つ本来品質設計上の成
分となるために高価な合金の削減が可能となっている。
就中、表層に低Ｃ側成分を選択した本発明鋼Ａｌ，Ｂ
１，Ｃ１は高Ｃ側の本発明鋼Ａ２，Ｂ２より手入れ成績
がやや優れていることが分かる。尚、本発明鋼Ｃ１及び
比較例Ｃは低Ｃ側成分を選択しても合金元素が高い分だ
け若干手入れ成績が悪い。
び不合格率について述べれば、表面割れ起因の手入れ率
及び不合格率はＫｃ値向上の為に中炭領域成分を有する
比較例Ａに比べて本発明鋼Ａｌ，Ａ２は極めて良好な結
果を得ている。又、材質上の制約がなく中炭領域を低Ｃ
側に外した比較例Ｂ，Ｃと本発明鋼Ｂ１，Ｃ１は同等の
鋳片手入れ率、不合格率を有し且つ本来品質設計上の成
分となるために高価な合金の削減が可能となっている。
就中、表層に低Ｃ側成分を選択した本発明鋼Ａｌ，Ｂ
１，Ｃ１は高Ｃ側の本発明鋼Ａ２，Ｂ２より手入れ成績
がやや優れていることが分かる。尚、本発明鋼Ｃ１及び
比較例Ｃは低Ｃ側成分を選択しても合金元素が高い分だ
け若干手入れ成績が悪い。
【００１３】
【表１】
【００１４】
【表２】
【００１５】
【発明の効果】以上のごとく本発明鋼は、通常の鋳造条
件では割れ等表面品質に劣る中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材を
内層にして、鋳片の耐割れ性に優れた鋼材を表層にした
複層鋳片を連続鋳造で製造して、該鋳片を連続鋳造で安
定して製造しうる中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材を提供可能な
らしめた。これにより品質上必要な成分設計を安定して
可能とすると共に、中炭領域Ｆｅ−Ｃ系の鋼材の鋳片縦
割れ等表面疵起因による手入れ率及び不合格率を大幅に
減少したり、低Ｃ側に避ける合金添加を不要としてコス
ト競争力や工期短縮による非価格競争力の改善をはか
り、産業上多大な効果を提供するものである。
件では割れ等表面品質に劣る中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材を
内層にして、鋳片の耐割れ性に優れた鋼材を表層にした
複層鋳片を連続鋳造で製造して、該鋳片を連続鋳造で安
定して製造しうる中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材を提供可能な
らしめた。これにより品質上必要な成分設計を安定して
可能とすると共に、中炭領域Ｆｅ−Ｃ系の鋼材の鋳片縦
割れ等表面疵起因による手入れ率及び不合格率を大幅に
減少したり、低Ｃ側に避ける合金添加を不要としてコス
ト競争力や工期短縮による非価格競争力の改善をはか
り、産業上多大な効果を提供するものである。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．１０〜０．１７％、 Ｓｉ：０．０５〜０．６０％、 Ｍｎ：０．１０〜１．６０％、 Ｐ ：０．０２５％以下、 Ｓ ：０．０１５％以下、 Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１０％ を含み残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼を内層部と
して有し、前記組成の鋼においてＣのみを０．０５〜
０．１０％とした鋼を表層部として有する事を特徴とす
る表面疵の少ない中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ ：０．１０〜０．１７％、 Ｓｉ：０．０５〜０．６０％、 Ｍｎ：０．１０〜１．６０％、 Ｐ ：０．０２５％以下、 Ｓ ：０．０１５％以下、 Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１０％ を含み残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼を内層部と
して有し、前記組成の鋼においてＣのみを０．１７〜
０．２５％とした鋼を表層部として有する事を特徴とす
る表面疵の少ない中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材。 - 【請求項３】 重量％で Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜１．５％、 Ｃｒ：０．０５〜１．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、 Ｖ ：０．００５〜０．１０％、 Ｃａ：０．０００５〜０．００８０％ を１種又は２種以上を内層部及び／又は表層部に含有せ
しめた事を特徴とする請求項１、請求項２記載の表面疵
の少ない中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24608992A JPH0693370A (ja) | 1992-09-16 | 1992-09-16 | 表面疵の少ない中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24608992A JPH0693370A (ja) | 1992-09-16 | 1992-09-16 | 表面疵の少ない中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0693370A true JPH0693370A (ja) | 1994-04-05 |
Family
ID=17143330
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24608992A Withdrawn JPH0693370A (ja) | 1992-09-16 | 1992-09-16 | 表面疵の少ない中炭領域Ｆｅ−Ｃ系鋼材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0693370A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009228020A (ja) * | 2008-03-19 | 2009-10-08 | Kobe Steel Ltd | 歪時効特性に優れた高強度厚肉鋼板およびその製造方法 |
| EP2123447A1 (de) * | 2008-05-07 | 2009-11-25 | ThyssenKrupp Steel Europe AG | Verbundwerkstoff mit ballistischer Schutzwirkung |
| JP2011001620A (ja) * | 2009-06-22 | 2011-01-06 | Jfe Steel Corp | 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、ｐｗｈｔ後の落重特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2011026671A (ja) * | 2009-07-27 | 2011-02-10 | Kobe Steel Ltd | 多層盛溶接継手の低温靭性に優れた高強度格納容器用厚鋼板 |
| US10710132B2 (en) | 2015-09-30 | 2020-07-14 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Manufacture of semi-finished products and structural components with locally different material thicknesses |
-
1992
- 1992-09-16 JP JP24608992A patent/JPH0693370A/ja not_active Withdrawn
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009228020A (ja) * | 2008-03-19 | 2009-10-08 | Kobe Steel Ltd | 歪時効特性に優れた高強度厚肉鋼板およびその製造方法 |
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| US8545993B2 (en) | 2008-05-07 | 2013-10-01 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Composite material with a ballistic protective effect |
| JP2011001620A (ja) * | 2009-06-22 | 2011-01-06 | Jfe Steel Corp | 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、ｐｗｈｔ後の落重特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2011026671A (ja) * | 2009-07-27 | 2011-02-10 | Kobe Steel Ltd | 多層盛溶接継手の低温靭性に優れた高強度格納容器用厚鋼板 |
| US10710132B2 (en) | 2015-09-30 | 2020-07-14 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Manufacture of semi-finished products and structural components with locally different material thicknesses |
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