JP2000256798A - 表面性状に優れたＮｉ含有鋼およびその製造方法 - Google Patents
表面性状に優れたＮｉ含有鋼およびその製造方法Info
- Publication number
- JP2000256798A JP2000256798A JP11056798A JP5679899A JP2000256798A JP 2000256798 A JP2000256798 A JP 2000256798A JP 11056798 A JP11056798 A JP 11056798A JP 5679899 A JP5679899 A JP 5679899A JP 2000256798 A JP2000256798 A JP 2000256798A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- less
- temperature
- transformation point
- quenching
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】この発明は、連続鋳造およびその後の圧延によ
っても表面割れが少なく表面性状に優れる、Ｎｉを８．
５〜１０％含有する低温用鋼およびその製造方法を提供
する。 【解決手段】Ｎｉを８．５〜１０％含有し、Ａｌ，Ｓｉ
の含有量を低減させたことを特徴とする重量％で、Ｃ：
０．１０％以下、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：１．０
％以下、Ｐ：０．００２％以下、Ｓ：０．００２％以
下、Ｎｉ：８．５〜１０％、Ａｌ：０．００７〜０．０
１５％、Ｎ：０．００４０％以下、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物としたＮｉ含有鋼。
っても表面割れが少なく表面性状に優れる、Ｎｉを８．
５〜１０％含有する低温用鋼およびその製造方法を提供
する。 【解決手段】Ｎｉを８．５〜１０％含有し、Ａｌ，Ｓｉ
の含有量を低減させたことを特徴とする重量％で、Ｃ：
０．１０％以下、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：１．０
％以下、Ｐ：０．００２％以下、Ｓ：０．００２％以
下、Ｎｉ：８．５〜１０％、Ａｌ：０．００７〜０．０
１５％、Ｎ：０．００４０％以下、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物としたＮｉ含有鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、鋳鋼片や鋼板に
表面疵が発生しにくく、低温靭性に優れたＮｉ含有鋼お
よびその製造方法に関する。
表面疵が発生しにくく、低温靭性に優れたＮｉ含有鋼お
よびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】鋼にＮｉを添加したＮｉ含有鋼は低温靭
性が向上するため、液化天然ガス用タンク材の９％Ｎｉ
鋼など低温用鋼として広く用いられている。Ｎｉ含有鋼
の殆どは歩留まりの向上、省力化、高生産性化などの観
点から連続鋳造により製造されているが、鋳鋼の表面に
おいて割れが発生しやすく、特に９％Ｎｉ鋼は表面性状
に優れた鋳片の製造が困難なことが知られている。
性が向上するため、液化天然ガス用タンク材の９％Ｎｉ
鋼など低温用鋼として広く用いられている。Ｎｉ含有鋼
の殆どは歩留まりの向上、省力化、高生産性化などの観
点から連続鋳造により製造されているが、鋳鋼の表面に
おいて割れが発生しやすく、特に９％Ｎｉ鋼は表面性状
に優れた鋳片の製造が困難なことが知られている。
【０００３】このような割れは連続鋳造の二次冷却時に
鋳片表面温度が熱間延性の低下するオーステナイト低温
域やフェライト変態が開始する温度域である１０００〜
５５０℃になった時に熱応力、矯正応力をうけることに
より生じ、特に、Ｎｉを多く含有する鋼ではオーステナ
イト相が初相として凝固するため、Ｓ，Ｐ等の粒界偏析
が著しく、その結果６００〜８５０℃における延性の低
下が顕著になり、連続鋳造時の割れも激しくなると考え
られている。
鋳片表面温度が熱間延性の低下するオーステナイト低温
域やフェライト変態が開始する温度域である１０００〜
５５０℃になった時に熱応力、矯正応力をうけることに
より生じ、特に、Ｎｉを多く含有する鋼ではオーステナ
イト相が初相として凝固するため、Ｓ，Ｐ等の粒界偏析
が著しく、その結果６００〜８５０℃における延性の低
下が顕著になり、連続鋳造時の割れも激しくなると考え
られている。
【０００４】Ｎｉ含有鋼の表面疵低減技術として連続鋳
造時における冷却方法を規制した技術が開示されてい
る。例えば、特開昭５７−３２８６２号公報では冷却速
度のコントロールや鋳片表面温度の均一化により表面に
発生する熱応力を低減し、表面疵を防止している。
造時における冷却方法を規制した技術が開示されてい
る。例えば、特開昭５７−３２８６２号公報では冷却速
度のコントロールや鋳片表面温度の均一化により表面に
発生する熱応力を低減し、表面疵を防止している。
【０００５】特公平５−４１６９号公報では連続鋳造時
の冷却速度を１１５０〜９５０℃の温度領域で２０℃／
ｍｉｎ以下とし、連続鋳造時の表面割れを防止すること
を提案している。また、成分組成の観点から、特公平５
−４１６９号公報ではＰ，Ｓの含有量を低減すると粒界
偏析が減少し割れが低減されること、特開平７−９０５
０４号公報ではＰ，Ｓの低減に加え、Ａｌ量およびＮ量
を低減することにより高温延性が向上することが報告さ
れ、Ｐ，Ｓ，Ａｌ，Ｎ含有量をそれぞれ０．００２０％
以下、０．００２０％以下、０．００５〜０．０２０
％、０．００２０〜０．００４０％に規定している。
の冷却速度を１１５０〜９５０℃の温度領域で２０℃／
ｍｉｎ以下とし、連続鋳造時の表面割れを防止すること
を提案している。また、成分組成の観点から、特公平５
−４１６９号公報ではＰ，Ｓの含有量を低減すると粒界
偏析が減少し割れが低減されること、特開平７−９０５
０４号公報ではＰ，Ｓの低減に加え、Ａｌ量およびＮ量
を低減することにより高温延性が向上することが報告さ
れ、Ｐ，Ｓ，Ａｌ，Ｎ含有量をそれぞれ０．００２０％
以下、０．００２０％以下、０．００５〜０．０２０
％、０．００２０〜０．００４０％に規定している。
【０００６】以上に述べた如く、現在までに多様な技術
が提案されてきたが、連続鋳造により製造されたＮｉ含
有鋼の鋳片の表面割れを十分に防止できていないのが実
情である。さらに、表面割れをすべて削除した鋳片にお
いても、圧延鋼板に表面疵が生じる場合がある。
が提案されてきたが、連続鋳造により製造されたＮｉ含
有鋼の鋳片の表面割れを十分に防止できていないのが実
情である。さらに、表面割れをすべて削除した鋳片にお
いても、圧延鋼板に表面疵が生じる場合がある。
【０００７】圧延鋼板の表面疵を防止するためには、多
くの場合、鋳片において割れ深さ以上の研削が必要であ
り、歩留まりの低下や製造コストの上昇を招くだけでな
く製造上大きな負担となっている。
くの場合、鋳片において割れ深さ以上の研削が必要であ
り、歩留まりの低下や製造コストの上昇を招くだけでな
く製造上大きな負担となっている。
【０００８】また、比較的Ｎｉ含有量の多い鋼の場合、
圧延鋼板にスケール疵が生じることが多く、歩留まりを
低下させている。スケール疵は鋳鋼片の加熱温度や加熱
時間を制御することにより低減できることが知られてい
るが、これらの制約も製造上大きな負担となっている。
圧延鋼板にスケール疵が生じることが多く、歩留まりを
低下させている。スケール疵は鋳鋼片の加熱温度や加熱
時間を制御することにより低減できることが知られてい
るが、これらの制約も製造上大きな負担となっている。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、連続鋳造
により製造される鋳鋼片および圧延鋼板において、表面
疵の発生が少ない低温靭性に優れたＮｉ含有鋼及びその
製造方法を提供することにある。
により製造される鋳鋼片および圧延鋼板において、表面
疵の発生が少ない低温靭性に優れたＮｉ含有鋼及びその
製造方法を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、低温用Ｎ
ｉ含有鋼を連続鋳造により製造した際の表面割れの検討
にあたって、鋳片表層部を詳細に検討し、鋳片表層下〜
１０ｍｍにおいて割れ部および割れ先端以降のγ粒界に
Ｆｅ，Ａｌ系の介在物が存在することを確認した。この
介在物は、鋼板表層のＦｅＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3の組
成を有するスケールが反応して生成されるものと推測さ
れ、鋳片の表面割れを削除した後も残存する。
ｉ含有鋼を連続鋳造により製造した際の表面割れの検討
にあたって、鋳片表層部を詳細に検討し、鋳片表層下〜
１０ｍｍにおいて割れ部および割れ先端以降のγ粒界に
Ｆｅ，Ａｌ系の介在物が存在することを確認した。この
介在物は、鋼板表層のＦｅＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3の組
成を有するスケールが反応して生成されるものと推測さ
れ、鋳片の表面割れを削除した後も残存する。
【００１１】図１，２に介在物と表面疵の関連性を明確
にするため、鋳片表層下５ｍｍおよび１５ｍｍ位置より
引張り試験片を採取し、９００〜１３００℃の温度で高
温引張り試験を行った結果を示す。試験における歪速度
は鋳片の矯正時の歪速度１．０×１０-3／ｓｅｃ，圧延
時の歪速度１０／ｓｅｃとした。
にするため、鋳片表層下５ｍｍおよび１５ｍｍ位置より
引張り試験片を採取し、９００〜１３００℃の温度で高
温引張り試験を行った結果を示す。試験における歪速度
は鋳片の矯正時の歪速度１．０×１０-3／ｓｅｃ，圧延
時の歪速度１０／ｓｅｃとした。
【００１２】伸びおよび絞り値は歪速度が大きい場合に
１１００℃以下の低温域において１０〜２０％程度低下
する傾向が認められ、その傾向は表層下５ｍｍより採取
した試験片において顕著であった。
１１００℃以下の低温域において１０〜２０％程度低下
する傾向が認められ、その傾向は表層下５ｍｍより採取
した試験片において顕著であった。
【００１３】試験後の試験片表面は表層下５ｍｍより採
取したものの表面に亀裂が発生し、亀裂部には介在物が
認められ、鋳鋼片、特に圧延鋼板の表面疵における介在
物の影響が示唆された。
取したものの表面に亀裂が発生し、亀裂部には介在物が
認められ、鋳鋼片、特に圧延鋼板の表面疵における介在
物の影響が示唆された。
【００１４】そこで、鋳鋼片の表面疵と介在物との関係
について成分組成の観点から、特にＡｌ，Ｓｉの影響に
ついて詳細な検討を行った。
について成分組成の観点から、特にＡｌ，Ｓｉの影響に
ついて詳細な検討を行った。
【００１５】表１に供試鋼の化学成分を示す。表面疵観
察用の試験片は真空溶解後の鋳片表層近傍より採取し、
引張り、シャルピー衝撃試験片は熱間圧延後の鋼板より
採取した。
察用の試験片は真空溶解後の鋳片表層近傍より採取し、
引張り、シャルピー衝撃試験片は熱間圧延後の鋼板より
採取した。
【００１６】表2に試験結果を示す。従来鋼であるＡ鋼
では表面割れが顕著で、介在物の生成量も多かった。一
方、Ｓｉ含有量を低減したＢ鋼、Ａｌ含有量を低減した
Ｃ鋼では表面割れ、介在物の生成量ともに低減される
が、大幅な改善には至っていない。
では表面割れが顕著で、介在物の生成量も多かった。一
方、Ｓｉ含有量を低減したＢ鋼、Ａｌ含有量を低減した
Ｃ鋼では表面割れ、介在物の生成量ともに低減される
が、大幅な改善には至っていない。
【００１７】Ｓｉ含有量を低減させた場合、粒内酸化が
促進され、微小な割れがスケールオフされ、表面割れが
低減すると推測される。Ａｌ含有量の低減は介在物の生
成量を低減させるが、同時にＡｌＮの粒界析出量も減少
するため、表面割れが減少するものと思われる。
促進され、微小な割れがスケールオフされ、表面割れが
低減すると推測される。Ａｌ含有量の低減は介在物の生
成量を低減させるが、同時にＡｌＮの粒界析出量も減少
するため、表面割れが減少するものと思われる。
【００１８】Ｃ鋼は、特開平７−９０５０４号公報に記
載の成分組成を満足し、従来鋼より、Ａｌ含有量が低減
しているが、表面割れ抑制には不十分である。Ｄ鋼はＳ
ｉ含有量、Ａｌ含有量ともに低減させたもので表面割
れ、介在物生成量ともに極めて低減されていた。
載の成分組成を満足し、従来鋼より、Ａｌ含有量が低減
しているが、表面割れ抑制には不十分である。Ｄ鋼はＳ
ｉ含有量、Ａｌ含有量ともに低減させたもので表面割
れ、介在物生成量ともに極めて低減されていた。
【００１９】Ａｌ，Ｓｉの低減により介在物の生成に深
く関与していると推測されるＡｌ2Ｏ3とＳｉＯ2が低減
し、大きく改善したと考えられる。但し、母材の機械的
性質として、Ｓｉの低減により強度が低下し、Ａ，Ｃ鋼
に比して低強度となっている。
く関与していると推測されるＡｌ2Ｏ3とＳｉＯ2が低減
し、大きく改善したと考えられる。但し、母材の機械的
性質として、Ｓｉの低減により強度が低下し、Ａ，Ｃ鋼
に比して低強度となっている。
【００２０】Ｅ鋼はＡｌ含有量、Ｓｉ含有量を共に低減
させ、さらにＮｂを添加したもので、表面割れ、介在物
生成量が極めて低減されかつ強度、靭性に優れていた。
させ、さらにＮｂを添加したもので、表面割れ、介在物
生成量が極めて低減されかつ強度、靭性に優れていた。
【００２１】従来、Ｎｂは鋼の強靭化に有効であり、未
固溶Ｎｂは再加熱時にピンニングとして作用しオーステ
ナイトを細粒化させ、固溶Ｎｂは熱処理時に微細なＮｂ
（Ｃ，Ｎ）として析出し、強度を向上させる効果が知ら
れている。
固溶Ｎｂは再加熱時にピンニングとして作用しオーステ
ナイトを細粒化させ、固溶Ｎｂは熱処理時に微細なＮｂ
（Ｃ，Ｎ）として析出し、強度を向上させる効果が知ら
れている。
【００２２】Ｎｂのこのような効果により、Ｅ鋼におい
て、高靭化に不可欠であった従来の製造方法である2回
焼入れー焼戻しプロセス（ＱＱＴ）から、1回焼入れー
焼戻し（ＱＴ）あるいは直接焼入れー焼入れー焼戻しプ
ロセズ（ＤＱＱＴ）への簡略化が可能であることが確認
された。
て、高靭化に不可欠であった従来の製造方法である2回
焼入れー焼戻しプロセス（ＱＱＴ）から、1回焼入れー
焼戻し（ＱＴ）あるいは直接焼入れー焼入れー焼戻しプ
ロセズ（ＤＱＱＴ）への簡略化が可能であることが確認
された。
【００２３】本発明者らは、以上の検討の結果、鋳片お
よび圧延後の鋼片の表面疵は介在物が原因で、対策とし
てＡｌ，Ｓｉ含有量の低減が有効であり、低Ｓｉ化によ
る強度、靭性の低下はＮｂ添加により改善されることを
知見した。本発明はこれらの知見をふまえてなされたも
ので、すなわち本発明は １． 重量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．１０
％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．００２％以下、
Ｓ：０．００２％以下、Ｎｉ：８．５〜１０％、Ａｌ：
０．００７〜０．０１５％、Ｎ：０．００４０％以下を
含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを
特徴とする表面性状に優れたＮｉ含有鋼。
よび圧延後の鋼片の表面疵は介在物が原因で、対策とし
てＡｌ，Ｓｉ含有量の低減が有効であり、低Ｓｉ化によ
る強度、靭性の低下はＮｂ添加により改善されることを
知見した。本発明はこれらの知見をふまえてなされたも
ので、すなわち本発明は １． 重量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．１０
％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．００２％以下、
Ｓ：０．００２％以下、Ｎｉ：８．５〜１０％、Ａｌ：
０．００７〜０．０１５％、Ｎ：０．００４０％以下を
含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを
特徴とする表面性状に優れたＮｉ含有鋼。
【００２４】２． 重量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓ
ｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０
０２％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｉ：８．５〜１
０％、Ａｌ：０．００７〜０．０１５％、Ｎ：０．００
４０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０２０％を添加
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴
とする表面性状に優れたＮｉ含有鋼。
ｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０
０２％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｉ：８．５〜１
０％、Ａｌ：０．００７〜０．０１５％、Ｎ：０．００
４０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０２０％を添加
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴
とする表面性状に優れたＮｉ含有鋼。
【００２５】３． １または２記載の成分を有する鋼
を、１０５０〜１２５０℃に加熱後、熱間圧延を行な
い、その後、Ａｃ3変態点〜８５０℃に再加熱して冷却
する焼入れ処理を施し、次いで、Ａｃ１変態点以下に焼
戻すことを特徴とする表面性状に優れたＮｉ含有鋼の製
造方法。
を、１０５０〜１２５０℃に加熱後、熱間圧延を行な
い、その後、Ａｃ3変態点〜８５０℃に再加熱して冷却
する焼入れ処理を施し、次いで、Ａｃ１変態点以下に焼
戻すことを特徴とする表面性状に優れたＮｉ含有鋼の製
造方法。
【００２６】４． １または２記載の成分を有する鋼
を、１０５０〜１２５０℃に加熱後、仕上げ温度：Ａｃ
3変態点〜８５０℃の熱間圧延を行ない、その後、直ち
に焼入れを施し、次いで、Ａｃ3変態点〜８５０℃に再
加熱後焼入れ処理し、Ａｃ１変態点以下に焼戻すことを
特徴とする表面性状に優れたＮｉ含有鋼の製造方法。
を、１０５０〜１２５０℃に加熱後、仕上げ温度：Ａｃ
3変態点〜８５０℃の熱間圧延を行ない、その後、直ち
に焼入れを施し、次いで、Ａｃ3変態点〜８５０℃に再
加熱後焼入れ処理し、Ａｃ１変態点以下に焼戻すことを
特徴とする表面性状に優れたＮｉ含有鋼の製造方法。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】
【発明の実施の形態】本発明における成分組成、製造条
件の限定理由について説明する。
件の限定理由について説明する。
【００３０】１．成分組成 Ｃ：０．１０％以下 Ｃは必要な強度を確保するため添加するが、溶接性およ
び溶接割れ感受性を劣化させないようにその上限を０．
１０％とする。
び溶接割れ感受性を劣化させないようにその上限を０．
１０％とする。
【００３１】Ｓｉ：０．１０％以下 Ｓｉは脱酸作用及び固溶強化作用を有するため添加する
が、スケール生成挙動、特にスケール剥離性に影響が大
きい。０．１０％を超える添加は粒界酸化が顕著に進行
し、スケール剥離性が劣化し、その結果粒界にＦｅ，Ａ
ｌ系の介在物が残存して表面割れを生じるため、０．１
０％以下とする。
が、スケール生成挙動、特にスケール剥離性に影響が大
きい。０．１０％を超える添加は粒界酸化が顕著に進行
し、スケール剥離性が劣化し、その結果粒界にＦｅ，Ａ
ｌ系の介在物が残存して表面割れを生じるため、０．１
０％以下とする。
【００３２】Ｍｎ：１．０％以下 Ｍｎは母材の焼入れ性を確保するため添加するが、過剰
に添加すると溶接部が著しく硬化し、溶接性が劣化する
ため、１．０％を上限とする。
に添加すると溶接部が著しく硬化し、溶接性が劣化する
ため、１．０％を上限とする。
【００３３】Ｐ，Ｓ：０．００２％以下 Ｐ，Ｓは本発明では有害な不純物として扱い、低温靭性
を安定に確保するため０．００２％以下に管理する。
を安定に確保するため０．００２％以下に管理する。
【００３４】Ｎｉ：８．５〜１０％ Ｎｉは溶接性を劣化することなく鋼の強度、靭性を向上
させる。低温用鋼の場合、低温靭性を安定的に確保する
ため少なくとも８．５％必要とするが、多量の添加はコ
ストの上昇を招くため、１０％以下とする。
させる。低温用鋼の場合、低温靭性を安定的に確保する
ため少なくとも８．５％必要とするが、多量の添加はコ
ストの上昇を招くため、１０％以下とする。
【００３５】Ａｌ：０．００７〜０．０１５％ Ａｌは鋼の脱酸に必要で、０．００７％以上添加する
が、前述のようにＡｌＮの析出により熱間延性が低下す
るだけでなく、スケール中のＦｅＯと反応して介在物を
生成し、鋳片および鋼片の表面割れの原因となるため、
０．０１５％以下とする。
が、前述のようにＡｌＮの析出により熱間延性が低下す
るだけでなく、スケール中のＦｅＯと反応して介在物を
生成し、鋳片および鋼片の表面割れの原因となるため、
０．０１５％以下とする。
【００３６】Ｎ：０．００４０％以下 Ｎは過剰に含有されるとＡｌＮの析出により熱間延性が
低下するだけでなく、転位を固着して靭性を著しく劣化
させるため、０．００４０％を上限とする。
低下するだけでなく、転位を固着して靭性を著しく劣化
させるため、０．００４０％を上限とする。
【００３７】Ｎｂ：０．００５〜０．０２０％ Ｎｂは圧延時にＮｂ（Ｃ，Ｎ）として析出し、ピンニン
グ効果により再結晶粒の粗大化を防止するだけでなく、
析出強化により母材の強度を高める。その効果を得るた
め０．００５％以上添加するが、過剰に添加するとＨＡ
Ｚ靭性が劣化するため、０．０２０％以下とする。
グ効果により再結晶粒の粗大化を防止するだけでなく、
析出強化により母材の強度を高める。その効果を得るた
め０．００５％以上添加するが、過剰に添加するとＨＡ
Ｚ靭性が劣化するため、０．０２０％以下とする。
【００３８】２．製造条件 本発明では効率的な生産が可能な連続鋳造により鋼片の
製造を行う。
製造を行う。
【００３９】スラブ加熱温度：１０５０〜１２５０℃ 連続鋳造鋼片は板厚中央部に偏析を生じ、圧延終了後に
硬くて脆い異常組織となり、靭性を著しく劣化させる。
硬くて脆い異常組織となり、靭性を著しく劣化させる。
【００４０】鋼中の成分を均一化し、この異常組織の発
生を防止するため、１０５０〜１２５０℃に加熱する。
加熱温度が１０５０℃以下の場合、鋼片表面に安定なス
ケールが生成されず、スケール剥離性が劣化し、圧延鋼
板に表面疵が発生しやすく、また、鋼片表層に低融点介
在物が存在する場合、十分に除くことができない。
生を防止するため、１０５０〜１２５０℃に加熱する。
加熱温度が１０５０℃以下の場合、鋼片表面に安定なス
ケールが生成されず、スケール剥離性が劣化し、圧延鋼
板に表面疵が発生しやすく、また、鋼片表層に低融点介
在物が存在する場合、十分に除くことができない。
【００４１】一方、加熱温度が１２５０℃を超えるとオ
ーステナイト粒が粗大化し、圧延による微細化が不十分
となり、靭性が劣化する。Ｎｂを添加する場合でも１２
５０℃以上の加熱はＮｂ（Ｃ，Ｎ）によるピンニング効
果が失われ、微細化は不十分である。従って、加熱温度
は１０５０〜１２５０℃とする。
ーステナイト粒が粗大化し、圧延による微細化が不十分
となり、靭性が劣化する。Ｎｂを添加する場合でも１２
５０℃以上の加熱はＮｂ（Ｃ，Ｎ）によるピンニング効
果が失われ、微細化は不十分である。従って、加熱温度
は１０５０〜１２５０℃とする。
【００４２】熱処理：Ｑ−Ｔ，ＤＱ−Ｑ−Ｔ処理 鋼の強靭化を図るため、１０５０〜１２５０℃に加熱
後、熱間圧延を行い、その後、Ａｃ3変態点〜８５０℃
の間に再加熱し、焼入れ後、Ａｃ1変態点以下の温度で
焼戻すＱ−Ｔ処理を行う。
後、熱間圧延を行い、その後、Ａｃ3変態点〜８５０℃
の間に再加熱し、焼入れ後、Ａｃ1変態点以下の温度で
焼戻すＱ−Ｔ処理を行う。
【００４３】さらに強靭化を必要とする場合は、Ａｃ3
変態点〜８５０℃で圧延完了後、ただちに焼入れを実施
し、その後、Ａｃ3変態点〜８５０℃に再加熱後、焼入
れし、Ａｃ1変態点以下の温度で焼戻すＤＱ−Ｑ−Ｔ処
理を行う。ＤＱ時の冷却速度は２℃／ｓｅｃ以上とする
ことが望ましい。
変態点〜８５０℃で圧延完了後、ただちに焼入れを実施
し、その後、Ａｃ3変態点〜８５０℃に再加熱後、焼入
れし、Ａｃ1変態点以下の温度で焼戻すＤＱ−Ｑ−Ｔ処
理を行う。ＤＱ時の冷却速度は２℃／ｓｅｃ以上とする
ことが望ましい。
【００４４】
【実施例】表３に供試鋼の化学成分を示す。供試鋼の溶
製は溶銑予備処理、転炉、2次精錬を行ない、次いで連
続鋳造を行なった。連続鋳造には湾曲型連続鋳造機を使
用した。鋳造は矯正点における鋳片表面温度が確保でき
るように弱冷却とし、表面が均一に冷却されるようにミ
スト冷却とした。
製は溶銑予備処理、転炉、2次精錬を行ない、次いで連
続鋳造を行なった。連続鋳造には湾曲型連続鋳造機を使
用した。鋳造は矯正点における鋳片表面温度が確保でき
るように弱冷却とし、表面が均一に冷却されるようにミ
スト冷却とした。
【００４５】表４に供試鋼の表面割れの状況および母材
の性能を示す。発明鋼に比較してＡｌ，Ｓｉ量が多く添
加されている比較鋼３は鋳片表裏面の端部より１／４Ｗ
にかけて深い割れが多数存在し、表裏面３ｍｍ程度の手
入が必要であった。
の性能を示す。発明鋼に比較してＡｌ，Ｓｉ量が多く添
加されている比較鋼３は鋳片表裏面の端部より１／４Ｗ
にかけて深い割れが多数存在し、表裏面３ｍｍ程度の手
入が必要であった。
【００４６】一方、Ａｌ，Ｓｉ量が低い発明鋼１、更に
Ｎｂが添加されている発明鋼２では割れが顕著に低減さ
れた。さらに発明鋼２はＮｂ添加により母材強度が改善
され、一回焼入れー焼戻し、直接焼入れ-焼入れ-焼戻し
による製造が可能であることが確認された。直接焼入れ
-焼入れ-焼戻しでは従来の二回焼入れー焼戻しと同等の
靭性が得られた。
Ｎｂが添加されている発明鋼２では割れが顕著に低減さ
れた。さらに発明鋼２はＮｂ添加により母材強度が改善
され、一回焼入れー焼戻し、直接焼入れ-焼入れ-焼戻し
による製造が可能であることが確認された。直接焼入れ
-焼入れ-焼戻しでは従来の二回焼入れー焼戻しと同等の
靭性が得られた。
【００４７】
【表３】
【００４８】
【表４】
【００４９】
【発明の効果】以上説明したように、この発明は、上記
のような構成を有しているので、連続鋳造における鋳
片、および圧延後の鋼板において、表面割れなどの発生
が少なく表面性状に優れ、かつ従来より簡略化された熱
処理を用いた場合でも、従来と同等の低温靭性を得るこ
とのできる８．５〜１０％のＮｉを含有する低温用鋼を
提供することが可能である。
のような構成を有しているので、連続鋳造における鋳
片、および圧延後の鋼板において、表面割れなどの発生
が少なく表面性状に優れ、かつ従来より簡略化された熱
処理を用いた場合でも、従来と同等の低温靭性を得るこ
とのできる８．５〜１０％のＮｉを含有する低温用鋼を
提供することが可能である。
【図１】高温引張り試験における加熱温度と伸び（％）
の関係を示す図
の関係を示す図
【図２】高温引張り試験における加熱温度と絞り（％）
の関係を示す図
の関係を示す図
フロントページの続き (72)発明者 加藤 彰 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA04 AA16 AA21 AA22 AA24 AA27 AA29 AA31 BA01 CA02 CA03 CC03 CD06 CF01 CF02 CF03
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：
０．１０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．００２
％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｉ：８．５〜１０
％、Ａｌ：０．００７〜０．０１５％、Ｎ：０．００４
０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なることを特徴とする表面性状に優れたＮｉ含有鋼。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：
０．１０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．００２
％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｉ：８．５〜１０
％、Ａｌ：０．００７〜０．０１５％、Ｎ：０．００４
０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０２０％を添加し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とす
る表面性状に優れたＮｉ含有鋼。 - 【請求項３】 請求項１または２の成分を有する鋼を、
１０５０〜１２５０℃に加熱後、熱間圧延を行ない、そ
の後、Ａｃ3変態点〜８５０℃に再加熱して冷却する焼
入れ処理を施し、次いで、Ａｃ１変態点以下に焼戻すこ
とを特徴とする表面性状に優れたＮｉ含有鋼の製造方
法。 - 【請求項４】 請求項１または２の成分を有する鋼を、
１０５０〜１２５０℃に加熱後、仕上げ温度：Ａｃ3変
態点〜８５０℃の熱間圧延を行ない、その後、直ちに焼
入れを施し、次いで、Ａｃ3変態点〜８５０℃に再加熱
後焼入れ処理し、Ａｃ１変態点以下に焼戻すことを特徴
とする表面性状に優れたＮｉ含有鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11056798A JP2000256798A (ja) | 1999-03-04 | 1999-03-04 | 表面性状に優れたＮｉ含有鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11056798A JP2000256798A (ja) | 1999-03-04 | 1999-03-04 | 表面性状に優れたＮｉ含有鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000256798A true JP2000256798A (ja) | 2000-09-19 |
Family
ID=13037435
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11056798A Pending JP2000256798A (ja) | 1999-03-04 | 1999-03-04 | 表面性状に優れたＮｉ含有鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000256798A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011021243A (ja) * | 2009-07-16 | 2011-02-03 | Sumitomo Metal Ind Ltd | アレスト性に優れた厚肉低温用鋼板およびその製造方法 |
| JP5126780B2 (ja) * | 2006-01-13 | 2013-01-23 | 新日鐵住金株式会社 | 溶接熱影響部のｃｔｏｄ特性に優れた極低温用鋼 |
| CN114438393A (zh) * | 2022-01-14 | 2022-05-06 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种防止高镍钢沿晶氧化裂纹的方法 |
| CN115505710A (zh) * | 2022-09-24 | 2022-12-23 | 中国航空工业标准件制造有限责任公司 | 一种应力持久型gh4169螺栓的热处理方法 |
-
1999
- 1999-03-04 JP JP11056798A patent/JP2000256798A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5126780B2 (ja) * | 2006-01-13 | 2013-01-23 | 新日鐵住金株式会社 | 溶接熱影響部のｃｔｏｄ特性に優れた極低温用鋼 |
| JP2011021243A (ja) * | 2009-07-16 | 2011-02-03 | Sumitomo Metal Ind Ltd | アレスト性に優れた厚肉低温用鋼板およびその製造方法 |
| CN114438393A (zh) * | 2022-01-14 | 2022-05-06 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种防止高镍钢沿晶氧化裂纹的方法 |
| CN115505710A (zh) * | 2022-09-24 | 2022-12-23 | 中国航空工业标准件制造有限责任公司 | 一种应力持久型gh4169螺栓的热处理方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2000063940A (ja) | 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼の製造方法 | |
| JPH10298645A (ja) | 熱延高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2000104117A (ja) | 強度の均一性と靱性に優れたラインパイプ用継目無鋼管の製造方法 | |
| JP2001115233A (ja) | 溶接性と耐応力腐食割れ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2000178645A (ja) | 強度と靱性に優れた鋼材の製造方法 | |
| JP2000256795A (ja) | 表面割れのない連続鋳造鋳片およびこの鋳片を用いた非調質高張力鋼材の製造方法 | |
| JP2000008123A (ja) | 低温靭性に優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| JP2003183733A (ja) | 線材の製造方法 | |
| JP2000256798A (ja) | 表面性状に優れたＮｉ含有鋼およびその製造方法 | |
| JP2000319730A (ja) | 表面性状及び成形性に優れた熱延鋼板の製造方法 | |
| JP2002275576A (ja) | 低温用低降伏比鋼材およびその製造方法 | |
| JP2000104116A (ja) | 強度と靱性に優れた鋼材の製造法 | |
| JP3598771B2 (ja) | 熱間加工性及び耐硫化物応力割れ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼及びその分塊圧延方法並びにこれらを用いた継目無鋼管及びその製造方法 | |
| JP2001342520A (ja) | 材質変動の少ない靱性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 | |
| JP2002339037A (ja) | 低温継手靱性と耐ｓｓｃ性に優れた高張力鋼とその製造方法 | |
| JP5000467B2 (ja) | 高強度かつエキスパンド成形性に優れた３ピース缶用鋼板および製造方法 | |
| JP3243987B2 (ja) | 高強度高耐食性マルテンサイト系ステンレス鋼材の製造方法 | |
| JP3543200B2 (ja) | メタルソー基板用鋼板の製造方法 | |
| JP3260056B2 (ja) | 耐サワー性、熱間加工性に優れた鋼材の製造方法 | |
| JP2006118018A (ja) | 伸びフランジ性に優れたＣｒ含有高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2001107135A (ja) | 高靭性制振合金の製造方法 | |
| JP3709794B2 (ja) | 高強度高靭性鋼板の製造方法 | |
| JP3217943B2 (ja) | 被削性、冷間鍛造性および焼き入れ・焼き戻し後の疲労特性に優れる機械構造用鋼の製造方法 | |
| JPH10324923A (ja) | 鋼線用線材 | |
| JP2001107149A (ja) | 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20050218 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20061207 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20061226 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20070108 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |