JPS61136624A - 降伏点42Kgf/mm↑2以上90Kgf/mm↑2未満の厚手断面の高靭性鋼材の製造法 - Google Patents
降伏点42Kgf/mm↑2以上90Kgf/mm↑2未満の厚手断面の高靭性鋼材の製造法Info
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- JPS61136624A JPS61136624A JP25977184A JP25977184A JPS61136624A JP S61136624 A JPS61136624 A JP S61136624A JP 25977184 A JP25977184 A JP 25977184A JP 25977184 A JP25977184 A JP 25977184A JP S61136624 A JPS61136624 A JP S61136624A
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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−、強度と靭性にすぐれ、かつ溶接性のすぐれ
た降伏点42に#f廓2以上90 klf/、2未満の
厚手断面の高靭性鋼材の製造法に関する。
た降伏点42に#f廓2以上90 klf/、2未満の
厚手断面の高靭性鋼材の製造法に関する。
(従来の技術)
近年、鉄鋼構造物の巨大化と高靭性化が進み、それに使
用する鋼材に対する要求は厚手断面化や、降伏点の向上
要求と同時に低温靭性や予熱なしで溶接可能のようにす
ぐれた耐溶接割れ性が要求される。
用する鋼材に対する要求は厚手断面化や、降伏点の向上
要求と同時に低温靭性や予熱なしで溶接可能のようにす
ぐれた耐溶接割れ性が要求される。
又、一方では、コンクリートや他の材料との競合から、
出来るだけ経済性が要求される。
出来るだけ経済性が要求される。
これらの要求に対して、最近の各種の新しい夷造法が開
発され、品質改善が行われている。
発され、品質改善が行われている。
例えば、特公昭55−30047号公報に記載されてい
るように鋼片の加熱温度を従来より低温にすることによ
り、圧延前のオーステナイト粒度を細粒にし、その後の
圧延と水冷による靭性向上効果を助長させる方法、或い
Fi特開昭57−131320号公報に記載されている
ように連続鋳造後、鋼片の表面が1.100〜750℃
になった時点で粗圧延t−開始し、Ar、〜650℃で
圧延を終了し、その後650〜400℃の間の適温迄水
冷し、その後空冷以下の冷却速度で冷却する方法等多く
の方法が散見される。
るように鋼片の加熱温度を従来より低温にすることによ
り、圧延前のオーステナイト粒度を細粒にし、その後の
圧延と水冷による靭性向上効果を助長させる方法、或い
Fi特開昭57−131320号公報に記載されている
ように連続鋳造後、鋼片の表面が1.100〜750℃
になった時点で粗圧延t−開始し、Ar、〜650℃で
圧延を終了し、その後650〜400℃の間の適温迄水
冷し、その後空冷以下の冷却速度で冷却する方法等多く
の方法が散見される。
これらは、−ずれも高靭性の高張力鋼を製造する方法で
あるが、特に厚手の鋼板を製造する場合、板厚方向の強
度差が著るしい、水素脆性の欠陥が出易いなどの欠点が
あり、これらを解消するために全く他の技術対策をとる
必要があった。
あるが、特に厚手の鋼板を製造する場合、板厚方向の強
度差が著るしい、水素脆性の欠陥が出易いなどの欠点が
あり、これらを解消するために全く他の技術対策をとる
必要があった。
(発明が解決しようとする問題)
本発明の目的は前記した厚手断面の高靭性鋼材の製造に
際しての問題点を排除し得る魯遣方法を提供しようとす
るものである。
際しての問題点を排除し得る魯遣方法を提供しようとす
るものである。
(問題点を解決するための手段)
本発明者らは、種々検討を重ねた結果、鋼中のNbの挙
動を制御し得るような各種製造条件を採用することによ
ってかかる問題点を解消することが可能になると言う結
論に達し念。
動を制御し得るような各種製造条件を採用することによ
ってかかる問題点を解消することが可能になると言う結
論に達し念。
即ち、鋼中のNbは、常温では主としてNbの炭・窒化
物としで存在するが、鋳造後の鋼片、分塊圧延後の鋼片
は高温状態にありNbは単体として地鉄中に固溶して込
る。
物としで存在するが、鋳造後の鋼片、分塊圧延後の鋼片
は高温状態にありNbは単体として地鉄中に固溶して込
る。
この固溶Nbは圧延の際、未再結晶域の上限温度を上昇
させ、細粒組織を得るための圧延を容易ならしめると言
う効果の他に、圧延後水冷してから焼戻し処理を行った
場合、水冷忙よって適冷状態のNbが焼戻しの際に炭・
窒化物として析出することが知られておシ、この析出硬
化作用忙よる強度向上が利用されている。
させ、細粒組織を得るための圧延を容易ならしめると言
う効果の他に、圧延後水冷してから焼戻し処理を行った
場合、水冷忙よって適冷状態のNbが焼戻しの際に炭・
窒化物として析出することが知られておシ、この析出硬
化作用忙よる強度向上が利用されている。
従って、従来の如く、鋼片を一旦常温迄冷却させ几場合
、鋼中のNbは炭・窒化物として析出している之め、再
度加熱して圧延する場合、このNbの炭・窒化物を再び
地鉄中に溶解する必要があシ、このため実際には110
0℃〜1300℃と言う高温での加熱が行われる。そこ
で本発明者らは、前記の固溶Nbi直接使用することに
よシ、鋼片の高温加熱工程を省略することを試み念。即
ち鋼片を冷却する際、それらの抜熱社表面から行われる
から当然鋼片の表面側から内部にかけて温度勾配が生じ
るが、表面から1/4 t (t :鋼片厚み)迄の部
位が400〜850℃の間の温度に達した時点で冷却を
中止し、加熱炉に装入して、再び900℃から1050
℃の間に加熱後均熱することによって引続き行われる圧
延、水冷、焼戻しを行った鋼材の厚み方向の強度の差を
解消させることが可能であることを見出した。
、鋼中のNbは炭・窒化物として析出している之め、再
度加熱して圧延する場合、このNbの炭・窒化物を再び
地鉄中に溶解する必要があシ、このため実際には110
0℃〜1300℃と言う高温での加熱が行われる。そこ
で本発明者らは、前記の固溶Nbi直接使用することに
よシ、鋼片の高温加熱工程を省略することを試み念。即
ち鋼片を冷却する際、それらの抜熱社表面から行われる
から当然鋼片の表面側から内部にかけて温度勾配が生じ
るが、表面から1/4 t (t :鋼片厚み)迄の部
位が400〜850℃の間の温度に達した時点で冷却を
中止し、加熱炉に装入して、再び900℃から1050
℃の間に加熱後均熱することによって引続き行われる圧
延、水冷、焼戻しを行った鋼材の厚み方向の強度の差を
解消させることが可能であることを見出した。
即ち、前述したように、水冷後のNbは、焼戻し時K
Nb炭・窒化物として析出し、析出硬化の作用を提供せ
しめる。−万、厚手断面鋼材を水冷する際、抜熱は鋼材
の表面から行われるため、断面方向の水冷冷却速度は異
なり、表面附近は冷却速度が大きく、中心付近のそれは
小さい。従って水冷後の断面硬さは大きく異なって鋼材
表面と中心では強度的に大きな差異を生ずる。焼戻し後
、この差異は或糧度解消はするものの依然として残存し
、結果的に断面方向に強度差のついた鋼材となる。
Nb炭・窒化物として析出し、析出硬化の作用を提供せ
しめる。−万、厚手断面鋼材を水冷する際、抜熱は鋼材
の表面から行われるため、断面方向の水冷冷却速度は異
なり、表面附近は冷却速度が大きく、中心付近のそれは
小さい。従って水冷後の断面硬さは大きく異なって鋼材
表面と中心では強度的に大きな差異を生ずる。焼戻し後
、この差異は或糧度解消はするものの依然として残存し
、結果的に断面方向に強度差のついた鋼材となる。
これに対し、前述したように鋼片の冷却を一旦中止した
後、再加熱するのは、この断面方向の強度差を解消させ
る次めの手段である。つまり、鋼片の表面側/fi40
0〜850℃の温度に冷却し、鋼中の冶がNbの炭・窒
化物として析出するが、その中央部は温度が高−念めに
未だ固溶状態にある。
後、再加熱するのは、この断面方向の強度差を解消させ
る次めの手段である。つまり、鋼片の表面側/fi40
0〜850℃の温度に冷却し、鋼中の冶がNbの炭・窒
化物として析出するが、その中央部は温度が高−念めに
未だ固溶状態にある。
この状態で冷却を一旦中止させ再び900〜1050℃
に加熱すると、鋼片中央部のNbは固溶状態が継続され
、その後の圧延時未再結晶域圧延を有効にならしめる効
果があり、引続く水冷時に含有合金元素量に応じて細粒
フェライト、細粒ベイナイト、細粒マルテンサイト等の
組織になるが殆んどのNb Fi固溶したまま常温に達
する。
に加熱すると、鋼片中央部のNbは固溶状態が継続され
、その後の圧延時未再結晶域圧延を有効にならしめる効
果があり、引続く水冷時に含有合金元素量に応じて細粒
フェライト、細粒ベイナイト、細粒マルテンサイト等の
組織になるが殆んどのNb Fi固溶したまま常温に達
する。
一方、鋼片表面側に析出し念Nb炭・窒化物は900〜
1050℃での再加熱でも殆んど溶解せず大部分が溶は
残ってしまう。従って引続く圧延に際して未再結晶域圧
延に対する効果41#4材中央部よυ少く、水冷後、N
b炭・窒化物は析出し之ままの状態であるため、その後
焼戻しを行った際の析出硬化現象も鋼材中央部より著る
しく小さいものとなる。
1050℃での再加熱でも殆んど溶解せず大部分が溶は
残ってしまう。従って引続く圧延に際して未再結晶域圧
延に対する効果41#4材中央部よυ少く、水冷後、N
b炭・窒化物は析出し之ままの状態であるため、その後
焼戻しを行った際の析出硬化現象も鋼材中央部より著る
しく小さいものとなる。
この鋼材断面方向の析出硬化現象の量的差異が前述した
水冷後の断面方向の焼入まま状態における強度差を相殺
する形となり、結果的に鋼材断面方向の強度差の小さい
鋼材を製造することが可能となる。
水冷後の断面方向の焼入まま状態における強度差を相殺
する形となり、結果的に鋼材断面方向の強度差の小さい
鋼材を製造することが可能となる。
(発明の構成・作用)
本発明は、以上の如き知見に基込てなされ九ものであっ
て、その要旨とする所は重Jl[でC0.04〜0.1
81 、810.351i以下、Mn 0.6〜1.8
% 。
て、その要旨とする所は重Jl[でC0.04〜0.1
81 、810.351i以下、Mn 0.6〜1.8
% 。
Nb 0.OO5〜0.04憾、 Total At0
.01〜0.081 、 N 0.0054以下を夫々
含有し、さらに必要によりB 0.0005〜0.01
5 俤、 Cu0.1〜1.5係、 N1 0.2〜1
.5 4 、 Cr 0.1 0〜0.5 96
、 MO0.0 5〜0.6% 、 V0.
0 1〜0.0 54 、 7i 0.005〜0
.024 、 Ca0.0054以下、RIM 0.0
24以下の1種又は2種以上を含み残部がF’sおよび
不可避的不純物から成る鋼を鋳造又は分塊圧延後、得ら
れた鋼片をその表面から鋼片厚みの1/4迄の部位が4
00〜850℃の温度になる迄冷却し、次いで900〜
1050℃に加熱、均熱し念のち800〜920℃間で
の圧下量が204以上になる迄圧延し、次いで得られ念
鋼材の表面温度T(6)がT≧Tr−20になる時点で
水冷を開始し、鋼材表面の水冷後復熱温度が350℃以
下になる時点で水冷を停止し、鋼全体が常温となっtの
ち700℃以下の温度に加熱して焼戻すことt−特徴と
する降伏点42 kpfAm以上90 kgf/m2未
満の厚手断面の高靭性鋼材の製造法にある。
.01〜0.081 、 N 0.0054以下を夫々
含有し、さらに必要によりB 0.0005〜0.01
5 俤、 Cu0.1〜1.5係、 N1 0.2〜1
.5 4 、 Cr 0.1 0〜0.5 96
、 MO0.0 5〜0.6% 、 V0.
0 1〜0.0 54 、 7i 0.005〜0
.024 、 Ca0.0054以下、RIM 0.0
24以下の1種又は2種以上を含み残部がF’sおよび
不可避的不純物から成る鋼を鋳造又は分塊圧延後、得ら
れた鋼片をその表面から鋼片厚みの1/4迄の部位が4
00〜850℃の温度になる迄冷却し、次いで900〜
1050℃に加熱、均熱し念のち800〜920℃間で
の圧下量が204以上になる迄圧延し、次いで得られ念
鋼材の表面温度T(6)がT≧Tr−20になる時点で
水冷を開始し、鋼材表面の水冷後復熱温度が350℃以
下になる時点で水冷を停止し、鋼全体が常温となっtの
ち700℃以下の温度に加熱して焼戻すことt−特徴と
する降伏点42 kpfAm以上90 kgf/m2未
満の厚手断面の高靭性鋼材の製造法にある。
但しTr=910−310XC(@−80XMn(19
−20XCu(d−15XCr(d−55xNl(99
−80xMo(←35(t−80)+30t:鋼材の厚
み(朋)である。
−20XCu(d−15XCr(d−55xNl(99
−80xMo(←35(t−80)+30t:鋼材の厚
み(朋)である。
以下に本発明の詳細な説明する。
まず最初に本発明においては降伏点42ゆfA*2Ae
90 kgt/1paa未満の*t一対象とするもので
あるが、降伏点の下限t 42 kllfAal と定
め念のは本発明ではその対象鋼種の1つとして一般に水
冷後焼戻し処理を行うて製造する高張力鋼を含むからで
ある。即ち、前述したように構造用鋼として汎用性を持
たせるには靭性と同時に溶接性を保有することが必要で
あり、その念めには水冷して硬化組織とした後、Ae、
以下の温度で焼戻す所謂焼入焼戻し処理が一般に使用さ
れる。この場合降伏点の低い鋼はそれを構成する化学成
分も一般に低いから厚手断面の鋼でも水冷後硬化組織は
あまり生成せず従って断面方向の強度差は一般的に小さ
い。
90 kgt/1paa未満の*t一対象とするもので
あるが、降伏点の下限t 42 kllfAal と定
め念のは本発明ではその対象鋼種の1つとして一般に水
冷後焼戻し処理を行うて製造する高張力鋼を含むからで
ある。即ち、前述したように構造用鋼として汎用性を持
たせるには靭性と同時に溶接性を保有することが必要で
あり、その念めには水冷して硬化組織とした後、Ae、
以下の温度で焼戻す所謂焼入焼戻し処理が一般に使用さ
れる。この場合降伏点の低い鋼はそれを構成する化学成
分も一般に低いから厚手断面の鋼でも水冷後硬化組織は
あまり生成せず従って断面方向の強度差は一般的に小さ
い。
又、焼入焼戻しを行わなくても容易に強度を得ることは
可能である。降伏点f 421C17f/g以上と設定
したのはこの之めである。
可能である。降伏点f 421C17f/g以上と設定
したのはこの之めである。
一方、降伏点の上限については、降伏点が高い場合厚手
断面の鋼材では、その強度確保上多くの合金元素の添加
量を必要とし、焼入後の硬化組織の生成は水冷冷却速度
による依存性が小さくなるような成分系を選択するため
むしろ断面方向の強度差は小さくなる。つまシ、本発明
による裏遣方法を特別に採用する必要はない。降伏点t
−90kl?f/m未満と設定したのはこのためである
。
断面の鋼材では、その強度確保上多くの合金元素の添加
量を必要とし、焼入後の硬化組織の生成は水冷冷却速度
による依存性が小さくなるような成分系を選択するため
むしろ断面方向の強度差は小さくなる。つまシ、本発明
による裏遣方法を特別に採用する必要はない。降伏点t
−90kl?f/m未満と設定したのはこのためである
。
又本発明においては厚手断面の鋼材を対象とするもので
あるが、これは前述の如く特に高靭性高張力tI4t−
製造するに際し、厚手断面の鋼材においては断面方向の
強度差が著るしく、又、水素に起因する内部欠陥が出易
いなどの欠点があることから、かかる問題点を解消する
ために特に厚手断面の鋼の改良を目的としたものである
。なお、厚みくついては特に規定するものではないが本
発明の対象となる降伏点を有する鋼材では通常断面方向
の強度差に現れ易いほぼ25fi以上の厚みのものが対
象となる。
あるが、これは前述の如く特に高靭性高張力tI4t−
製造するに際し、厚手断面の鋼材においては断面方向の
強度差が著るしく、又、水素に起因する内部欠陥が出易
いなどの欠点があることから、かかる問題点を解消する
ために特に厚手断面の鋼の改良を目的としたものである
。なお、厚みくついては特に規定するものではないが本
発明の対象となる降伏点を有する鋼材では通常断面方向
の強度差に現れ易いほぼ25fi以上の厚みのものが対
象となる。
さらに、本発明の製造法においては、後述するように特
定の成分範囲に規定された鋼を溶製後、鋳造又は分塊圧
延全行なった後、後述する特定条件の製造手段により鋼
材とするものであるが、この場合の鋳造又は分塊圧延と
は、連続鋳造成いは目的とする鋼材の形状に応じて作ら
れたスラブ状又はプルーム状等の鋳型による単独鋳造、
又は普通造塊により得られた鋼塊を分塊圧延により鋼片
上製造する手段を意味し、これら連続鋳造により得られ
た鋳込みままの鋼片或いは必要に応じて減厚圧延した後
の鋼片、上記単独鋳造によシ得られた鋳込みままの鋳片
、或いは必要に応じて成る程度減厚圧延した後の鋼片又
は普通造塊によシ得られた鋼塊の分塊後の鋼片を高温ま
まで冷却することなく後述の製造手段により冷却の途中
で圧延を実施するものである。
定の成分範囲に規定された鋼を溶製後、鋳造又は分塊圧
延全行なった後、後述する特定条件の製造手段により鋼
材とするものであるが、この場合の鋳造又は分塊圧延と
は、連続鋳造成いは目的とする鋼材の形状に応じて作ら
れたスラブ状又はプルーム状等の鋳型による単独鋳造、
又は普通造塊により得られた鋼塊を分塊圧延により鋼片
上製造する手段を意味し、これら連続鋳造により得られ
た鋳込みままの鋼片或いは必要に応じて減厚圧延した後
の鋼片、上記単独鋳造によシ得られた鋳込みままの鋳片
、或いは必要に応じて成る程度減厚圧延した後の鋼片又
は普通造塊によシ得られた鋼塊の分塊後の鋼片を高温ま
まで冷却することなく後述の製造手段により冷却の途中
で圧延を実施するものである。
次に本発明の対象とする鋼の成分範囲の限定理由につい
て述べる。
て述べる。
最初にCは焼入性および強度を確保するために必要な元
素であるが・0.041未満では含有量が低過ぎ、断面
厚みが比較的小さいものでも所期の強度を確保すること
が出来ない。一方、C含有量が0.is*’e超えると
耐溶接割れ性の劣化、溶接熱影響部の硬化が著るしくな
プ、靭性゛および耐応力腐食割れ性等の用途上必要とな
る特性の劣化を招く。し念がってCの含有量は0.04
〜0.181とする。
素であるが・0.041未満では含有量が低過ぎ、断面
厚みが比較的小さいものでも所期の強度を確保すること
が出来ない。一方、C含有量が0.is*’e超えると
耐溶接割れ性の劣化、溶接熱影響部の硬化が著るしくな
プ、靭性゛および耐応力腐食割れ性等の用途上必要とな
る特性の劣化を招く。し念がってCの含有量は0.04
〜0.181とする。
次にSiは高強度化に効果があるが、Slが多いと高張
力鋼の場合焼戻脆化感受性が大きくなり、切欠靭性が損
われる。したがって成程度の強度を確保し切欠靭性を低
下させないtめには上限全0.35俤とする・ またMnは焼入性の確保、および熱間加工時の割れ防止
、等のために必要であるが、1.8憾を超えると変態点
を下げ溶接時低温割れを生じ易くする。
力鋼の場合焼戻脆化感受性が大きくなり、切欠靭性が損
われる。したがって成程度の強度を確保し切欠靭性を低
下させないtめには上限全0.35俤とする・ またMnは焼入性の確保、および熱間加工時の割れ防止
、等のために必要であるが、1.8憾を超えると変態点
を下げ溶接時低温割れを生じ易くする。
又0.64未満では焼入性の確保が困難であり、S含有
量との関係から熱間割れ防止上効果が少くなる。従って
0.6〜1.8係とする。
量との関係から熱間割れ防止上効果が少くなる。従って
0.6〜1.8係とする。
さらにNbは前述の如く圧延に際しての細粒化効果と焼
戻し中の析出硬化のための主要元素 であるが、0.0
0!15’j未満の少量であると所期の効果が得られず
本発明の主旨にそわ毫い。一方、0.04鴫金超えても
上記効果は飽和的になり反面、溶接熱影響部や溶着鋼の
切欠靭性を低下させる要因になる。したがって適正Nb
量は0.005〜0.04係である。
戻し中の析出硬化のための主要元素 であるが、0.0
0!15’j未満の少量であると所期の効果が得られず
本発明の主旨にそわ毫い。一方、0.04鴫金超えても
上記効果は飽和的になり反面、溶接熱影響部や溶着鋼の
切欠靭性を低下させる要因になる。したがって適正Nb
量は0.005〜0.04係である。
次にktは鋼中の酸素と結びついて精錬脱酸時At20
3として酸素の除去の他鋼中のNと結びついてAtNと
なシ組織の微細化に寄与するのでTotal 0.01
幅以上必要であるが、添加量がTotal 0.084
を超えると却って粒の粗大化とAt203等の介在物の
量の増大を招き、特に高張力鋼では靭性を阻害する。し
たがってkA含有11 f Total Atとして0
,01〜0.08壬とした。
3として酸素の除去の他鋼中のNと結びついてAtNと
なシ組織の微細化に寄与するのでTotal 0.01
幅以上必要であるが、添加量がTotal 0.084
を超えると却って粒の粗大化とAt203等の介在物の
量の増大を招き、特に高張力鋼では靭性を阻害する。し
たがってkA含有11 f Total Atとして0
,01〜0.08壬とした。
また、Nは本発明による輿造法の場合、高温状態での鋼
片では、それぞれ単独に固溶しているBとNが鋼片の冷
却、冷却途中停止、再加熱、圧延と言う過程を通る間に
RNとなりBの焼入性を損わしめ、又一般的に溶接熱影
響部の靭性を劣化せしめるために0.005係以下とし
た。
片では、それぞれ単独に固溶しているBとNが鋼片の冷
却、冷却途中停止、再加熱、圧延と言う過程を通る間に
RNとなりBの焼入性を損わしめ、又一般的に溶接熱影
響部の靭性を劣化せしめるために0.005係以下とし
た。
以上が基本的な元素であるが、さらに本発明の対象とす
る鋼には前記以外の元素としてB r Cu INi
l Cr l lil[o l V I Tl # C
a l REMt−添加させることによシ、さらに鋼材
の断面厚みに応じ焼入性全確保して強度、靭性を向上せ
しめることが出来る。
る鋼には前記以外の元素としてB r Cu INi
l Cr l lil[o l V I Tl # C
a l REMt−添加させることによシ、さらに鋼材
の断面厚みに応じ焼入性全確保して強度、靭性を向上せ
しめることが出来る。
先ずBは焼入性向上効果があるが0.0005 ’1未
満ではその効果が少(0,OO15%超では溶接熱影響
部等にB化合物が生じ靭性を著るしく劣化させる。しか
しB量が0.0005〜0.0015憾の範囲内であれ
ばNbとの相乗効果を発揮し、靭性劣化を伴わない焼入
性向上効果がある。
満ではその効果が少(0,OO15%超では溶接熱影響
部等にB化合物が生じ靭性を著るしく劣化させる。しか
しB量が0.0005〜0.0015憾の範囲内であれ
ばNbとの相乗効果を発揮し、靭性劣化を伴わない焼入
性向上効果がある。
Cuは靭性を劣化させずに強度を上昇させ、0.1憾以
上特に1憾以上の添加により焼戻し時にCuの析出硬化
も加わり【強度上昇に著るしく効果的である。しかし1
.51 t−超える添加量になれば溶接する際溶接部に
熱間割れを出易くする。
上特に1憾以上の添加により焼戻し時にCuの析出硬化
も加わり【強度上昇に著るしく効果的である。しかし1
.51 t−超える添加量になれば溶接する際溶接部に
熱間割れを出易くする。
Nlは圧延後の焼入処理により下部ベイナイトやマルテ
ンサイト組織を得やすくし又靭性向上に効果があり、特
に断面厚みの大きい鋼材の場合断面中央部の焼入後の強
度全確保する上で重要なので0.21以上含有せしめ石
ことか有効である。しかしながらNlヲ多量に添加して
もその効果が飽和するので上限k 1.5 %にとどめ
た。
ンサイト組織を得やすくし又靭性向上に効果があり、特
に断面厚みの大きい鋼材の場合断面中央部の焼入後の強
度全確保する上で重要なので0.21以上含有せしめ石
ことか有効である。しかしながらNlヲ多量に添加して
もその効果が飽和するので上限k 1.5 %にとどめ
た。
Crは焼入性および強度を確保する上で0.11以上含
有せしめることが有効である。一方0.54を超えると
炭化物が増加し靭性を劣化させる。したがって0.1〜
0.51とする。
有せしめることが有効である。一方0.54を超えると
炭化物が増加し靭性を劣化させる。したがって0.1〜
0.51とする。
Mo1l−i降伏点全確保し、また焼戻脆化を防止する
ために添加することが有効で、あるが0.051未満で
はその効果が少(,0,6俤’i超えると熱影響部の低
温靭性を劣化させる。
ために添加することが有効で、あるが0.051未満で
はその効果が少(,0,6俤’i超えると熱影響部の低
温靭性を劣化させる。
■はその析出硬化作用のため焼戻軟化を抑制し強度上昇
に有効であるが0.014未満ではその効果が少(0,
054’i超えると靭性を劣化させ、さらに溶接割れの
発生を助長する。
に有効であるが0.014未満ではその効果が少(0,
054’i超えると靭性を劣化させ、さらに溶接割れの
発生を助長する。
T1はNt−固定しBft有効化させる性質を持つため
0. o o s s以上添加することが有効である。
0. o o s s以上添加することが有効である。
しかしながらTIが0.01%を超えると地鉄中に固溶
することがらυ著るしく靭性を劣化させる。
することがらυ著るしく靭性を劣化させる。
C&又はREVは硫化物の形態制御を行い、圧延方向に
直角な方向の切欠靭性を向上させるため添加されること
が有効であるがそれぞれQ、 005 %、および0.
021を超えると表面および内部欠陥が多発する。なお
、本発明においてREMとは原子番号57〜71の希土
類元素およびYt指す。
直角な方向の切欠靭性を向上させるため添加されること
が有効であるがそれぞれQ、 005 %、および0.
021を超えると表面および内部欠陥が多発する。なお
、本発明においてREMとは原子番号57〜71の希土
類元素およびYt指す。
次に本発明における製造条件の限定についてその理由全
説明する。
説明する。
先ず発明明和おいては鋼片を常温迄冷却することなく、
その表面から鋼片厚みの174迄の部位が400〜85
0℃の温°度となる迄冷却するものであるが冷却部位金
鋼片表面から鋼片厚みの1/4迄とし念のは、通常渠造
後の鋼材断面で表面か゛ら1/4迄の強度分布が異常に
大きいからである。この場合の冷却は自然放冷のままか
或いは鋼片の周辺から均等く水冷を行ってもよいが鋼片
厚みが大きい場合は鋼片表面側と中央部の温度差をつけ
るため水冷による強制冷却が好ましす。
その表面から鋼片厚みの174迄の部位が400〜85
0℃の温°度となる迄冷却するものであるが冷却部位金
鋼片表面から鋼片厚みの1/4迄とし念のは、通常渠造
後の鋼材断面で表面か゛ら1/4迄の強度分布が異常に
大きいからである。この場合の冷却は自然放冷のままか
或いは鋼片の周辺から均等く水冷を行ってもよいが鋼片
厚みが大きい場合は鋼片表面側と中央部の温度差をつけ
るため水冷による強制冷却が好ましす。
また温度範囲1400〜850℃の間としたのは、この
温度範囲において、鋼中に溶解していたNbがNb炭・
窒化物として析出するからで6りて850℃超ではその
析出度合が小さく適正な水冷前の断面方向のNb炭・窒
化物の温度分布にならず目的とする断面方向の強度の均
等な鋼材が製造出来ない。また400℃未満に冷却され
れば一片全体の温度が低下して鋼片中央部にもNb炭・
窒化物の過度の析出が起シ目的とする高強度が得られな
いためである。
温度範囲において、鋼中に溶解していたNbがNb炭・
窒化物として析出するからで6りて850℃超ではその
析出度合が小さく適正な水冷前の断面方向のNb炭・窒
化物の温度分布にならず目的とする断面方向の強度の均
等な鋼材が製造出来ない。また400℃未満に冷却され
れば一片全体の温度が低下して鋼片中央部にもNb炭・
窒化物の過度の析出が起シ目的とする高強度が得られな
いためである。
なお、前述の部位がかかる温度範囲に達しているか否か
については鋼片表面および鋼片厚みの174の位置迄穿
孔した鋼片の熱電対による測温或いは熱伝達係数による
計算結果により判定される。
については鋼片表面および鋼片厚みの174の位置迄穿
孔した鋼片の熱電対による測温或いは熱伝達係数による
計算結果により判定される。
次に鋼片の再加熱均熱温度を900〜1050℃にした
のu、900℃未満では未析出Nbの析出が引続いて起
り、後の焼戻時の析出硬化が減少し強度向上効果が失わ
れるからであり、1050℃超では一旦析出したNb炭
・窒化物が再び溶解して目的とする鋼材が得られないた
めである。
のu、900℃未満では未析出Nbの析出が引続いて起
り、後の焼戻時の析出硬化が減少し強度向上効果が失わ
れるからであり、1050℃超では一旦析出したNb炭
・窒化物が再び溶解して目的とする鋼材が得られないた
めである。
次に本発明におい【は800〜920℃間の温度におけ
る圧下量が20俤以上になる迄圧延を行うものでおるが
、これはNbを含有する鋼の未再結晶域での圧下全充分
に行うためで920℃超の温度又は201未満の圧下量
では制御圧延としての効果が少く靭性の良好な鋼材が得
られないからである。
る圧下量が20俤以上になる迄圧延を行うものでおるが
、これはNbを含有する鋼の未再結晶域での圧下全充分
に行うためで920℃超の温度又は201未満の圧下量
では制御圧延としての効果が少く靭性の良好な鋼材が得
られないからである。
一方800℃未満では成分によって4一部Ar5点を下
根ることがあシ引続いて水冷する水冷開始温度の下限界
を切る可能性を生ずるからである。
根ることがあシ引続いて水冷する水冷開始温度の下限界
を切る可能性を生ずるからである。
なお圧下量の上限は特に定めないが本発明の目的とする
鋼材の所期の靭性を得るためにはほぼ70憾程度迄が適
当である。
鋼材の所期の靭性を得るためにはほぼ70憾程度迄が適
当である。
さらに水冷開始温度を鋼材表面温度T (GがT≧Tr
−211 但しTr =910−310 XC(’#−80XMn
(’1−20 XCu(la−15XCr(41−55
XNI(@80XMo(4)+35(t−8)+30t
:鋼材厚み(m幻 になる時点と定めたのは、この温度未満の温度からの水
冷では、鋼材内部迄オーステナイト→フェライト変態開
始温度、つまり真のA r 3点よりも低い温度になる
可能性があシ、水冷による硬化組織を有効に得ることが
出来なくなるからである。
−211 但しTr =910−310 XC(’#−80XMn
(’1−20 XCu(la−15XCr(41−55
XNI(@80XMo(4)+35(t−8)+30t
:鋼材厚み(m幻 になる時点と定めたのは、この温度未満の温度からの水
冷では、鋼材内部迄オーステナイト→フェライト変態開
始温度、つまり真のA r 3点よりも低い温度になる
可能性があシ、水冷による硬化組織を有効に得ることが
出来なくなるからである。
なお、ここでTrとはオーステナイト→7エライト変態
開始温度をやや上根る温度を表わすものであって鋼材の
化学組成、板厚の大きさによって変化する冷却速度など
により異なる値をとるものである。即ち、前記のTrt
−表わす式に見られる如く、Tr値はCe Mn +
Cu t Cr + Nl bよびM(Iの重量係含有
量および鋼材厚みt(am)に関する各項をMするもの
であって、大内氏らが先に鉄と領Vot。
開始温度をやや上根る温度を表わすものであって鋼材の
化学組成、板厚の大きさによって変化する冷却速度など
により異なる値をとるものである。即ち、前記のTrt
−表わす式に見られる如く、Tr値はCe Mn +
Cu t Cr + Nl bよびM(Iの重量係含有
量および鋼材厚みt(am)に関する各項をMするもの
であって、大内氏らが先に鉄と領Vot。
67(1981) A 1の143頁において提示した
Ar sの計算式に30℃を和したものである。この3
0’Cの意味するところは計算式に含まれてhない制御
圧延時のB等の影響によるA r s点の上昇や工場に
おける生産時の余裕代を含めたもので水冷開始温度が鋼
材の中心で充分真のAr、点上上の温度を確保するため
のものである。
Ar sの計算式に30℃を和したものである。この3
0’Cの意味するところは計算式に含まれてhない制御
圧延時のB等の影響によるA r s点の上昇や工場に
おける生産時の余裕代を含めたもので水冷開始温度が鋼
材の中心で充分真のAr、点上上の温度を確保するため
のものである。
また、水冷後復熱した後の鋼材表面温度が350℃以下
になる時点で水冷を停止するのは本発明のように鋳造後
常温に冷却することなく再加熱、圧延後水冷を行う場合
は水素による内部欠陥が生じることがあるために比較的
高い温度で水冷を止める必要があるからである。この場
合の水冷停止温度は350℃を超えると焼入変態に影s
rおよぼし強度低下につながる。かかる理由によ113
50℃以下に設定した。なお、復熱温度が350℃以下
であるか否か忙ついては鋼材の厚みと水冷する場合の水
冷開始温度、水量密度、等の画数として水冷時間の設定
が可能であり、測温は水冷後の表(2)の時間経過によ
る変化をとればよい口最後和発明明くおいては、前述の
如く冷却を行う念後700℃以下の温度に焼戻すことで
あるが、これは硬化組織の軟化とそれに付随する高靭化
および特に鋼中央部のNb炭・窒化物の析出による強化
を目的とするものであシ、工場における生産時の管理限
界上焼戻し温度がA e 4点を部分的にでも超えない
ようにするためく余裕をみて700℃以下とした。
になる時点で水冷を停止するのは本発明のように鋳造後
常温に冷却することなく再加熱、圧延後水冷を行う場合
は水素による内部欠陥が生じることがあるために比較的
高い温度で水冷を止める必要があるからである。この場
合の水冷停止温度は350℃を超えると焼入変態に影s
rおよぼし強度低下につながる。かかる理由によ113
50℃以下に設定した。なお、復熱温度が350℃以下
であるか否か忙ついては鋼材の厚みと水冷する場合の水
冷開始温度、水量密度、等の画数として水冷時間の設定
が可能であり、測温は水冷後の表(2)の時間経過によ
る変化をとればよい口最後和発明明くおいては、前述の
如く冷却を行う念後700℃以下の温度に焼戻すことで
あるが、これは硬化組織の軟化とそれに付随する高靭化
および特に鋼中央部のNb炭・窒化物の析出による強化
を目的とするものであシ、工場における生産時の管理限
界上焼戻し温度がA e 4点を部分的にでも超えない
ようにするためく余裕をみて700℃以下とした。
次に本発明の効果を実施例につきさらに具体的に説明す
る。
る。
実施例
第1表に示す化学成分を有する鋼を溶製し、同表に示す
鋳造条件で連続鋳造、単独鋼片鋳造、又は普通造塊−分
塊圧延を行い、連続鋳造の場合は鋳造11又は減厚圧延
徒歩くとも1100℃に加熱されたままの状態から又鋼
塊−分塊法の場合は分塊圧延後の状態からそれぞれ冷却
し、第2表に示す製造条件に沿った製造を行い、各稽の
厚手断面の鋼材からその断面中心と表層部から引張試験
片と20Vノ、チ衝撃試験片を採取し試験を行った。こ
れらの試験結果をlK2表く示す。又第3表は水冷開始
温度設定の74ラメータTrt参考に示す。
鋳造条件で連続鋳造、単独鋼片鋳造、又は普通造塊−分
塊圧延を行い、連続鋳造の場合は鋳造11又は減厚圧延
徒歩くとも1100℃に加熱されたままの状態から又鋼
塊−分塊法の場合は分塊圧延後の状態からそれぞれ冷却
し、第2表に示す製造条件に沿った製造を行い、各稽の
厚手断面の鋼材からその断面中心と表層部から引張試験
片と20Vノ、チ衝撃試験片を採取し試験を行った。こ
れらの試験結果をlK2表く示す。又第3表は水冷開始
温度設定の74ラメータTrt参考に示す。
これらによると、本発明による鋼材Al〜24はいずれ
も断面方向の強度差が小さく、強度、靭性も満足すべき
ものとなっていることがわかる。
も断面方向の強度差が小さく、強度、靭性も満足すべき
ものとなっていることがわかる。
これに対し、化学成分或いは鋳造条件の外れた鋼種扁3
0〜43は断面方向の強度差が大であシ、また本発明に
規定する化学成分を外れたもののうち鋼種l625〜2
7及び厘29は強度不足、鋼種A28は靭性が劣ってお
シ、さらに本発明に規定する製造条件を外れたもののう
ち鋼種墓42゜44は強度不足、屋45は靭性が劣るも
のとなっており鋼片の冷却途中で冷却を一旦停止する効
果や、Nbの炭・窒化物の析出硬化を充gK利用し念効
来が発揮された本発明との差が明瞭に現れている。
0〜43は断面方向の強度差が大であシ、また本発明に
規定する化学成分を外れたもののうち鋼種l625〜2
7及び厘29は強度不足、鋼種A28は靭性が劣ってお
シ、さらに本発明に規定する製造条件を外れたもののう
ち鋼種墓42゜44は強度不足、屋45は靭性が劣るも
のとなっており鋼片の冷却途中で冷却を一旦停止する効
果や、Nbの炭・窒化物の析出硬化を充gK利用し念効
来が発揮された本発明との差が明瞭に現れている。
又、本発明の限定条件を一部逸脱した条件を採用した場
合、同一の成分の鋼片を限定条件内で鋳造した場合に比
していずれも所期の目的を達成した鋼材になっていない
。又、本発明に規定する化学成分を逸脱する化学成分を
有する鋼について限定条件で製造した場合も同様である
。
合、同一の成分の鋼片を限定条件内で鋳造した場合に比
していずれも所期の目的を達成した鋼材になっていない
。又、本発明に規定する化学成分を逸脱する化学成分を
有する鋼について限定条件で製造した場合も同様である
。
即ち本発明において対象としている鋼は、本発明で規定
する条件に適合する場合にのみ鋳造し得ることが明らか
である。
する条件に適合する場合にのみ鋳造し得ることが明らか
である。
(発明の効果)
以上の実施例からも明らかな如く、本発明によれば従来
法により得られた鋼と比べて靭性および溶接性忙すぐれ
しかも断面方向を含む強度の差が小さい厚手断面の鋼材
を従来法よシも省略した工程によシ得ることが可能とな
るものであり、産業上の効果は極めて顕著なものがある
。
法により得られた鋼と比べて靭性および溶接性忙すぐれ
しかも断面方向を含む強度の差が小さい厚手断面の鋼材
を従来法よシも省略した工程によシ得ることが可能とな
るものであり、産業上の効果は極めて顕著なものがある
。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 重量%でC0.04〜0.18%、Si0.35%以下
、Mn0.6〜1.8%、Nb0.005〜0.04%
、Total Al0.01〜0.08%、N0.00
5%以下を夫夫含有し、さらに必要によりB0.000
5〜0.0015%、Cu0.1〜1.5%、Ni0.
2〜1.5%、Cr0.10〜0.5%、Mo0.05
〜0.6%、V0.01〜0.05%、Ti0.005
〜0.02%、Ca0.005%以下、REM0.02
%以下の1種又は2種以上を含み、残部がFeおよび不
可避的不純物から成る鋼を鋳造又は分塊圧延後、得られ
た鋼片をその表面から鋼片厚の1/4迄の部位が400
〜850℃の温度になる迄冷却し、次いで900〜10
50℃に加熱、均熱したのち、800〜920℃間での
圧下量が20%以上になる迄圧延し、次いで得られた鋼
材の表面温度T(℃)がT≧Tr−20になる時点で水
冷を開始し鋼材表面の水冷後復熱温度が350℃以下に
なる時点で水冷を停止し、その後700℃以下の温度に
加熱して焼戻すことを特徴とする降伏点42kgf/m
m^2以上90kgf/mm^2未満の厚手断面の高靭
性鋼材の製造法。 但しTr=910−310×C(%)−80×Mn(%
)−20×Cu(%)−15×Cr(%)−55×Ni
(%)−80×Mo(%)+35(t−8)+30t;
鋼材厚み(mm)
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP25977184A JPS61136624A (ja) | 1984-12-08 | 1984-12-08 | 降伏点42Kgf/mm↑2以上90Kgf/mm↑2未満の厚手断面の高靭性鋼材の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP25977184A JPS61136624A (ja) | 1984-12-08 | 1984-12-08 | 降伏点42Kgf/mm↑2以上90Kgf/mm↑2未満の厚手断面の高靭性鋼材の製造法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS61136624A true JPS61136624A (ja) | 1986-06-24 |
Family
ID=17338738
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP25977184A Pending JPS61136624A (ja) | 1984-12-08 | 1984-12-08 | 降伏点42Kgf/mm↑2以上90Kgf/mm↑2未満の厚手断面の高靭性鋼材の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS61136624A (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH04297522A (ja) * | 1990-10-01 | 1992-10-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 建築用超高張力鋼の製造方法 |
US5458704A (en) * | 1992-07-21 | 1995-10-17 | Thyssen Stahl Ag | Process for the production of thick armour plates |
CN103602891A (zh) * | 2013-10-22 | 2014-02-26 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 屈服强度460MPa级的高韧性钢板及其生产方法 |
CN104018089A (zh) * | 2014-05-23 | 2014-09-03 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 屈服强度890MPa级高强度高韧性钢板及其生产方法 |
CN111926234A (zh) * | 2020-08-12 | 2020-11-13 | 宝武集团鄂城钢铁有限公司 | 一种基于连铸坯单机架生产具有优良厚度方向性能的超厚高强建筑用钢板的生产方法 |
-
1984
- 1984-12-08 JP JP25977184A patent/JPS61136624A/ja active Pending
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH04297522A (ja) * | 1990-10-01 | 1992-10-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 建築用超高張力鋼の製造方法 |
US5458704A (en) * | 1992-07-21 | 1995-10-17 | Thyssen Stahl Ag | Process for the production of thick armour plates |
CN103602891A (zh) * | 2013-10-22 | 2014-02-26 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 屈服强度460MPa级的高韧性钢板及其生产方法 |
CN104018089A (zh) * | 2014-05-23 | 2014-09-03 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 屈服强度890MPa级高强度高韧性钢板及其生产方法 |
CN111926234A (zh) * | 2020-08-12 | 2020-11-13 | 宝武集团鄂城钢铁有限公司 | 一种基于连铸坯单机架生产具有优良厚度方向性能的超厚高强建筑用钢板的生产方法 |
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