JP2000345285A - 低合金鋳鋼材及びその熱処理法 - Google Patents
低合金鋳鋼材及びその熱処理法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 大型厚肉部材において、オーステナイト化処
理時の冷却速度が空冷のように遅い場合でも、高強度を
得ることが出来、かつ主組織をベイナイト組織として、
質量効果（大型部材の内外の強度差）を小さくして、内
外均質な高強度の部材を得ることができる低合金鋳鋼材
及びその熱処理法を提供すること。 【解決手段】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ
を含有する低合金鋳鋼材であって、焼入性倍数α＝750C
＋88Si＋162Mn＋81Ni＋34Cr＋301Mo＋454V＋20≧５６０
を満足する。
理時の冷却速度が空冷のように遅い場合でも、高強度を
得ることが出来、かつ主組織をベイナイト組織として、
質量効果（大型部材の内外の強度差）を小さくして、内
外均質な高強度の部材を得ることができる低合金鋳鋼材
及びその熱処理法を提供すること。 【解決手段】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ
を含有する低合金鋳鋼材であって、焼入性倍数α＝750C
＋88Si＋162Mn＋81Ni＋34Cr＋301Mo＋454V＋20≧５６０
を満足する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、舶用大型ディーゼ
ルエンジンのクランクスロー等の大型厚肉部材として用
いられる、強度、溶接性、耐引け巣性のバランスに優れ
た低合金鋳鋼材、及び、その熱処理方法に関する。
ルエンジンのクランクスロー等の大型厚肉部材として用
いられる、強度、溶接性、耐引け巣性のバランスに優れ
た低合金鋳鋼材、及び、その熱処理方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】溶接構造用鋳鋼品として、ＪＩＳ規格で
は、Ｇ５１０２において引っ張り強さが６２０ＭＰａ以
上のものとして、ＳＣＷ６２０が規定されている。この
強度を満足させるための熱処理としてのオーステナイト
化処理（焼き入れ）時の冷却には、急冷が必要であっ
た。また、特開昭５９−１３６４５１号公報に記載の強
靭鋼及びその熱処理法での実施例（重量１６０ｋｇ程
度）においては、引っ張り強さ５６０ＭＰａ以上を得る
ために、焼き入れを油冷で行う必要があった（空冷では
５３４ＭＰａの強度しか得られていない）。
は、Ｇ５１０２において引っ張り強さが６２０ＭＰａ以
上のものとして、ＳＣＷ６２０が規定されている。この
強度を満足させるための熱処理としてのオーステナイト
化処理（焼き入れ）時の冷却には、急冷が必要であっ
た。また、特開昭５９−１３６４５１号公報に記載の強
靭鋼及びその熱処理法での実施例（重量１６０ｋｇ程
度）においては、引っ張り強さ５６０ＭＰａ以上を得る
ために、焼き入れを油冷で行う必要があった（空冷では
５３４ＭＰａの強度しか得られていない）。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】前記従来の技術は、そ
の重量が数トンから数十トンにも達する超大型部材には
適用できないものであった。即ち、直径１ｍ以上もある
ような大型厚肉部材においては、所定の強度を得るため
の熱処理（焼き入れ又は焼ならし：オーステナイト化処
理）を水冷や油冷で行うことは設備的、操業的に困難、
及び、不経済であり、また仮に出来たとしても、その中
心部まで早い冷却速度を確保することは困難である。
の重量が数トンから数十トンにも達する超大型部材には
適用できないものであった。即ち、直径１ｍ以上もある
ような大型厚肉部材においては、所定の強度を得るため
の熱処理（焼き入れ又は焼ならし：オーステナイト化処
理）を水冷や油冷で行うことは設備的、操業的に困難、
及び、不経済であり、また仮に出来たとしても、その中
心部まで早い冷却速度を確保することは困難である。
【０００４】従って、この様な超大型部材においては、
空冷するのが最も適しているが、前記の従来技術では、
オーステナイト化処理時の冷却速度を空冷のような遅い
速度にすると、所定の強度を得ることが出来ないもので
あった。そこで、本発明は、大型厚肉部材において、オ
ーステナイト化処理時の冷却速度が空冷のように遅い場
合でも、高強度を得ることが出来、かつ主組織をベイナ
イト組織として、質量効果（大型部材の内外の強度差）
を小さくして、内外均質な高強度の部材を得ることがで
きる低合金鋳鋼材及びその熱処理法を提供することを第
１の目的とする。
空冷するのが最も適しているが、前記の従来技術では、
オーステナイト化処理時の冷却速度を空冷のような遅い
速度にすると、所定の強度を得ることが出来ないもので
あった。そこで、本発明は、大型厚肉部材において、オ
ーステナイト化処理時の冷却速度が空冷のように遅い場
合でも、高強度を得ることが出来、かつ主組織をベイナ
イト組織として、質量効果（大型部材の内外の強度差）
を小さくして、内外均質な高強度の部材を得ることがで
きる低合金鋳鋼材及びその熱処理法を提供することを第
１の目的とする。
【０００５】また、本発明の他の目的は、溶接構造部材
としての使用や、溶接補修を可能とする低合金鋳鋼材を
提供することであり、更に他の目的は、鋳造時に引け巣
が発生しないようにした低合金鋳鋼材を提供することで
ある。
としての使用や、溶接補修を可能とする低合金鋳鋼材を
提供することであり、更に他の目的は、鋳造時に引け巣
が発生しないようにした低合金鋳鋼材を提供することで
ある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】前記第１の目的を達成す
るために、本発明は、次の手段を講じた。即ち、本発明
の低合金鋳鋼材の特徴とするところは、、Ｃ，Ｓｉ，Ｍ
ｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖを含有し、焼入性倍数α≧５
６０を満足する点にある。ただし、α＝750C＋88Si＋16
2Mn＋81Ni＋34Cr＋301Mo＋454V＋20 であり、各成分
は、重量％である。鋼の焼入性は合金元素量によって著
しく変化する。そこで、その焼入性を表す指標として合
金元素量をパラメータとした「焼入性倍数」が用いられ
ている。
るために、本発明は、次の手段を講じた。即ち、本発明
の低合金鋳鋼材の特徴とするところは、、Ｃ，Ｓｉ，Ｍ
ｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖを含有し、焼入性倍数α≧５
６０を満足する点にある。ただし、α＝750C＋88Si＋16
2Mn＋81Ni＋34Cr＋301Mo＋454V＋20 であり、各成分
は、重量％である。鋼の焼入性は合金元素量によって著
しく変化する。そこで、その焼入性を表す指標として合
金元素量をパラメータとした「焼入性倍数」が用いられ
ている。
【０００７】ところで、大型厚肉鋳鋼材で高強度にする
場合には、水冷及び油冷でも肉厚中心部の冷却速度が遅
くなり、高強度を得にくいと共に、焼き入れ時に割れが
生じる可能性がある。従って、空冷（遅い冷却速度）に
おいて部材内外が均一に焼きが入る成分（強度が安定す
るベイナイト組織）が必要である。そこで、本発明で
は、通常の熱処理（焼ならし焼き戻し）において、高強
度を確保できる「焼入性倍数」なるαを取り入れた。な
おこのαは、オーステナイト化時の平均冷却速度１℃／
ｍｉｎとし、６６０℃焼き戻し後の引張強さより求めた
予測式（実験的に得られた式）である。
場合には、水冷及び油冷でも肉厚中心部の冷却速度が遅
くなり、高強度を得にくいと共に、焼き入れ時に割れが
生じる可能性がある。従って、空冷（遅い冷却速度）に
おいて部材内外が均一に焼きが入る成分（強度が安定す
るベイナイト組織）が必要である。そこで、本発明で
は、通常の熱処理（焼ならし焼き戻し）において、高強
度を確保できる「焼入性倍数」なるαを取り入れた。な
おこのαは、オーステナイト化時の平均冷却速度１℃／
ｍｉｎとし、６６０℃焼き戻し後の引張強さより求めた
予測式（実験的に得られた式）である。
【０００８】前記構成の本発明のように、このαが５６
０以上であれば、通常に用いられる焼き戻し温度（６０
０℃〜７００℃）でフェライト率が約４０％以下とな
り、且つ引張強さ５６０ＭＰａ以上が部材内外で安定し
て得られる。また、本発明では、溶接性を向上させるた
め、溶接性指数β≦０．８を満足するものとしている。 ただし、β＝C＋Mn/6＋Ni/15＋(Cr＋Mo＋V)/5 金属材料の溶接の難易度（溶接割れが生じるか否か等）
を表すのに「溶接性」という言葉が用いられる。溶接性
の指標として炭素等量を用い、溶接割れ等を評価してい
る。炭素等量が大きくなると、熱影響部の硬さが高くな
り、割れ発生を助長するものとなる。そのため炭素等量
が高い場合には、溶接時の予熱温度を高くする必要があ
る。大型鋳鋼品の場合には、高温での予熱が困難である
ため、予熱温度５０℃以下で溶接を可能とする必要があ
る。
０以上であれば、通常に用いられる焼き戻し温度（６０
０℃〜７００℃）でフェライト率が約４０％以下とな
り、且つ引張強さ５６０ＭＰａ以上が部材内外で安定し
て得られる。また、本発明では、溶接性を向上させるた
め、溶接性指数β≦０．８を満足するものとしている。 ただし、β＝C＋Mn/6＋Ni/15＋(Cr＋Mo＋V)/5 金属材料の溶接の難易度（溶接割れが生じるか否か等）
を表すのに「溶接性」という言葉が用いられる。溶接性
の指標として炭素等量を用い、溶接割れ等を評価してい
る。炭素等量が大きくなると、熱影響部の硬さが高くな
り、割れ発生を助長するものとなる。そのため炭素等量
が高い場合には、溶接時の予熱温度を高くする必要があ
る。大型鋳鋼品の場合には、高温での予熱が困難である
ため、予熱温度５０℃以下で溶接を可能とする必要があ
る。
【０００９】そこで、本発明では、種々の検討の結果、
予熱温度と炭素等量との関係を見いだし、予熱温度５０
℃以下となる溶接性指数β≦０．８を見いだしたのであ
る。即ち、前記構成の本発明によれば、予熱温度が５０
℃以下でも良好な溶接が可能となる。また、本発明で
は、鋳造性指数γ≧１６を満足するものとしている。 ただし、γ＝39.9C＋10.0Si−0.8Mn−1.5Ni＋0.2Cr＋0.
6Mo−6.2V＋14.3 大型厚肉鋳鋼品の場合には、指向性凝固を達成し難く、
固相率が０．７となる温度と液相線温度の差、即ち凝固
温度範囲が狭い場合には、肉厚中心に大きな引け巣が発
生し易い傾向となり、ある凝固温度範囲以上が必要とな
ることが判明した。
予熱温度と炭素等量との関係を見いだし、予熱温度５０
℃以下となる溶接性指数β≦０．８を見いだしたのであ
る。即ち、前記構成の本発明によれば、予熱温度が５０
℃以下でも良好な溶接が可能となる。また、本発明で
は、鋳造性指数γ≧１６を満足するものとしている。 ただし、γ＝39.9C＋10.0Si−0.8Mn−1.5Ni＋0.2Cr＋0.
6Mo−6.2V＋14.3 大型厚肉鋳鋼品の場合には、指向性凝固を達成し難く、
固相率が０．７となる温度と液相線温度の差、即ち凝固
温度範囲が狭い場合には、肉厚中心に大きな引け巣が発
生し易い傾向となり、ある凝固温度範囲以上が必要とな
ることが判明した。
【００１０】そこで、種々の多元系成分の固相率が０．
７となる温度と液相線温度の差から求めた引け巣性を表
す予測式γを見いだした。即ち、鋳造性指標γが、１６
以上であれば、欠陥長さが５ｍｍ以下となり、ＢＳ（英
国規格）のレベル２を満足することが見いだされた。従
って、前記構成の本発明によれば、引け巣による欠陥長
さを５ｍｍ以下とすることができる。また、前記低合金
鋳鋼材は、重量％で、0.15≦C≦0.22、Si≦0.4、0.7≦M
n≦1.4、1.2≦Ni≦2.5、0.1≦Cr≦1.1、0.1≦Mo≦0.7、
V≦0.3 を満足するものである。
７となる温度と液相線温度の差から求めた引け巣性を表
す予測式γを見いだした。即ち、鋳造性指標γが、１６
以上であれば、欠陥長さが５ｍｍ以下となり、ＢＳ（英
国規格）のレベル２を満足することが見いだされた。従
って、前記構成の本発明によれば、引け巣による欠陥長
さを５ｍｍ以下とすることができる。また、前記低合金
鋳鋼材は、重量％で、0.15≦C≦0.22、Si≦0.4、0.7≦M
n≦1.4、1.2≦Ni≦2.5、0.1≦Cr≦1.1、0.1≦Mo≦0.7、
V≦0.3 を満足するものである。
【００１１】前記数値限定の理由を以下説明する。Ｃ
は、強度及び焼き入れ性を向上させる元素であり、含有
量が０．１５％より少ないと所定の強度が得難くなる。
また、０．２２％より多くては溶接割れの感受性が高く
なるので、０．１５〜０．２２％が望ましい。Ｓｉは、
脱酸剤としての使用及び焼き入れ性を向上させる元素で
あるが、含有量が高いと偏析が大きくなるので、０．４
％以下が好ましい。Ｍｎは、強度及び焼き入れ性を向上
させる元素であり、含有量が０．７％より少ないと所定
の強度が得難くなる。また、１．４％より大きいと焼き
戻し脆化が著しくなるので、０．７〜１．４％が好まし
い。
は、強度及び焼き入れ性を向上させる元素であり、含有
量が０．１５％より少ないと所定の強度が得難くなる。
また、０．２２％より多くては溶接割れの感受性が高く
なるので、０．１５〜０．２２％が望ましい。Ｓｉは、
脱酸剤としての使用及び焼き入れ性を向上させる元素で
あるが、含有量が高いと偏析が大きくなるので、０．４
％以下が好ましい。Ｍｎは、強度及び焼き入れ性を向上
させる元素であり、含有量が０．７％より少ないと所定
の強度が得難くなる。また、１．４％より大きいと焼き
戻し脆化が著しくなるので、０．７〜１．４％が好まし
い。
【００１２】Ｎｉは、強度及び焼き入れ性を向上させる
元素であり、溶接性の低下が比較的少ない元素であるの
で、できるだけ添加することが好ましいが、含有量が
１．２％より少ないと所定の強度が得難くなる。また、
高価な元素であるため、１．２〜２．５％が好ましい。
Ｃｒ、Ｍｏは、強度及び焼き入れ性の向上、及び、焼き
戻し軟化抵抗を高める元素であるため、０．１％より少
ないと所定の強度が得難くなる。また、溶接性の低下を
引き起こす元素であるため、Ｃｒは０．１〜１．１％、
Ｍｏは０．１〜０．７％が好ましい。
元素であり、溶接性の低下が比較的少ない元素であるの
で、できるだけ添加することが好ましいが、含有量が
１．２％より少ないと所定の強度が得難くなる。また、
高価な元素であるため、１．２〜２．５％が好ましい。
Ｃｒ、Ｍｏは、強度及び焼き入れ性の向上、及び、焼き
戻し軟化抵抗を高める元素であるため、０．１％より少
ないと所定の強度が得難くなる。また、溶接性の低下を
引き起こす元素であるため、Ｃｒは０．１〜１．１％、
Ｍｏは０．１〜０．７％が好ましい。
【００１３】Ｖは、焼き戻し軟化抵抗を高める元素であ
るが、溶接性を阻害する元素であると共に、一定量以上
添加しても軟化抵抗の大きな効果が望めないため、０．
３％以下が望ましい。本発明の熱処理方法の特徴とする
ところは、前記の低合金鋳鋼材を、焼入れ乃至焼きなら
しする時、その冷却を空冷とし、その後、６００℃〜７
００℃で焼き戻す点にある。なお前記空冷とは、９００
℃から４００℃の平均冷却速度が遅い（１０００ｍｍ直
径相当材の中心で約１℃／min）処理を言う。
るが、溶接性を阻害する元素であると共に、一定量以上
添加しても軟化抵抗の大きな効果が望めないため、０．
３％以下が望ましい。本発明の熱処理方法の特徴とする
ところは、前記の低合金鋳鋼材を、焼入れ乃至焼きなら
しする時、その冷却を空冷とし、その後、６００℃〜７
００℃で焼き戻す点にある。なお前記空冷とは、９００
℃から４００℃の平均冷却速度が遅い（１０００ｍｍ直
径相当材の中心で約１℃／min）処理を言う。
【００１４】前記熱処理を行うことにより、従来の公知
の高強度鋳鋼品に比較してより大きな鋳鋼品に対して、
引っ張り強さ５６０ＭＰａ以上を有し、質量効果を低減
させることができる。
の高強度鋳鋼品に比較してより大きな鋳鋼品に対して、
引っ張り強さ５６０ＭＰａ以上を有し、質量効果を低減
させることができる。
【００１５】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態につき
説明する。鋳鋼部材においては、高強度のみならず溶接
性が必要事項となる。強度を向上させるためには、合金
添加を増加させれば達成できるが、添加元素の増加に伴
い溶接性が劣化する。従って、本発明は、高強度と溶接
性の両者のバランスをとるものである。更に、鋳鋼材の
場合には、強度劣化させる要因となる引け巣防止が必要
であり、本発明は、成分的に引け巣特性を改善しようと
するものである。
説明する。鋳鋼部材においては、高強度のみならず溶接
性が必要事項となる。強度を向上させるためには、合金
添加を増加させれば達成できるが、添加元素の増加に伴
い溶接性が劣化する。従って、本発明は、高強度と溶接
性の両者のバランスをとるものである。更に、鋳鋼材の
場合には、強度劣化させる要因となる引け巣防止が必要
であり、本発明は、成分的に引け巣特性を改善しようと
するものである。
【００１６】本発明の低合金鋳鋼材は、超大型クランク
スロー等に使用されるものである。この鋳鋼材は、少な
くと下記の成分を含有するものである（重量％）。 Ｃ：０．１５〜０．２２、Ｓｉ：０．４以下、Ｍｎ：
０．７〜１．４、Ｎｉ：１．２〜２．５、Ｃｒ：０．１
〜１．１、Ｍｏ：０．１〜０．７、Ｖ：０．３以下 また、焼入性倍数α、溶接性指数β、鋳造性指数γは、
次式で表され、 α＝750C＋88Si＋162Mn＋81Ni＋34Cr＋301Mo＋454V＋20 β＝C＋Mn/6＋Ni/15＋(Cr＋Mo＋V)/5 γ＝39.9C＋10.0Si−0.8Mn−1.5Ni＋0.2Cr＋0.6Mo−6.2
V＋14.3 そして、α≧５６０、β≦０．８、γ≧１６を満足する
ものとされている。
スロー等に使用されるものである。この鋳鋼材は、少な
くと下記の成分を含有するものである（重量％）。 Ｃ：０．１５〜０．２２、Ｓｉ：０．４以下、Ｍｎ：
０．７〜１．４、Ｎｉ：１．２〜２．５、Ｃｒ：０．１
〜１．１、Ｍｏ：０．１〜０．７、Ｖ：０．３以下 また、焼入性倍数α、溶接性指数β、鋳造性指数γは、
次式で表され、 α＝750C＋88Si＋162Mn＋81Ni＋34Cr＋301Mo＋454V＋20 β＝C＋Mn/6＋Ni/15＋(Cr＋Mo＋V)/5 γ＝39.9C＋10.0Si−0.8Mn−1.5Ni＋0.2Cr＋0.6Mo−6.2
V＋14.3 そして、α≧５６０、β≦０．８、γ≧１６を満足する
ものとされている。
【００１７】前記低合金鋳鋼材の熱処理方法は、焼き入
れ乃至焼きならしを、空冷で行う。そのときの、１００
０ｍｍ直径相当材中心部での平均冷却速度は、９００℃
から４００℃のオーステナイト化処理において、約１℃
／minとなっている。その後、６００℃〜７００℃で焼
き戻しする。前期実施の形態によれば、大型厚肉部材に
おいて、オーステナイト化処理の冷却速度が遅い場合に
おいても、強度を満足し、かつ主組織をベイナイト組織
として、質量効果（大型部材の中心部と外周部の強度
差）を非常に小さくして、安定した高強度の部材を得る
ことができると共に、溶接構造部材としての使用や溶接
補修を可能とする。また、鋳造時の引け巣の欠陥が防止
される。
れ乃至焼きならしを、空冷で行う。そのときの、１００
０ｍｍ直径相当材中心部での平均冷却速度は、９００℃
から４００℃のオーステナイト化処理において、約１℃
／minとなっている。その後、６００℃〜７００℃で焼
き戻しする。前期実施の形態によれば、大型厚肉部材に
おいて、オーステナイト化処理の冷却速度が遅い場合に
おいても、強度を満足し、かつ主組織をベイナイト組織
として、質量効果（大型部材の中心部と外周部の強度
差）を非常に小さくして、安定した高強度の部材を得る
ことができると共に、溶接構造部材としての使用や溶接
補修を可能とする。また、鋳造時の引け巣の欠陥が防止
される。
【００１８】
【実施例】「実施例１」：強度評価 表１に示す成分（比較鋼１０を除く）および他成分を電
気炉にて溶解した。そして、砂型にて、２００ｍｍ×５
５０ｍｍ×６００ｍｍの大きさに鋳造した。その鋳塊を
所定のサイズに切断してテストピースを作成した。この
テストピースを、９２０℃に保持後、１℃／ｍｉｎの冷
却速度にコントロール冷却した。この冷却速度は、厚肉
鋳物の遅い冷却速度に相当し、空冷を模擬したものであ
る。その後、６６０℃で焼き戻しを行った。そして、前
記テストピースから、引張試験片を切り出し、引張試験
を行った。
気炉にて溶解した。そして、砂型にて、２００ｍｍ×５
５０ｍｍ×６００ｍｍの大きさに鋳造した。その鋳塊を
所定のサイズに切断してテストピースを作成した。この
テストピースを、９２０℃に保持後、１℃／ｍｉｎの冷
却速度にコントロール冷却した。この冷却速度は、厚肉
鋳物の遅い冷却速度に相当し、空冷を模擬したものであ
る。その後、６６０℃で焼き戻しを行った。そして、前
記テストピースから、引張試験片を切り出し、引張試験
を行った。
【００１９】
【表１】
【００２０】前記表１に於ける焼入れ性倍数α、溶接性
指数β、鋳造性指数γは、次のとおりである。尚、各成
分は重量％である。 α＝750C＋88Si＋162Mn＋81Ni＋34Cr＋301Mo＋454V＋20 β＝C＋Mn/6＋Ni/15＋(Cr＋Mo＋V)/5 γ＝39.9C＋10.0Si−0.8Mn−1.5Ni＋0.2Cr＋0.6Mo−6.2
V＋14.3 前記表１によれば、比較鋼７〜１０は、αが５６０未満
であるため、充分な強度が得られていない。比較鋼７
は、ＪＩＳのＳＣＷ６２０相当材である。比較鋼１０
は、前記従来の記述で示した特開昭５９−１３６４５１
号公報に記載のデータである。
指数β、鋳造性指数γは、次のとおりである。尚、各成
分は重量％である。 α＝750C＋88Si＋162Mn＋81Ni＋34Cr＋301Mo＋454V＋20 β＝C＋Mn/6＋Ni/15＋(Cr＋Mo＋V)/5 γ＝39.9C＋10.0Si−0.8Mn−1.5Ni＋0.2Cr＋0.6Mo−6.2
V＋14.3 前記表１によれば、比較鋼７〜１０は、αが５６０未満
であるため、充分な強度が得られていない。比較鋼７
は、ＪＩＳのＳＣＷ６２０相当材である。比較鋼１０
は、前記従来の記述で示した特開昭５９−１３６４５１
号公報に記載のデータである。
【００２１】図１は、前記引張試験の結果を示すグラフ
であり、焼入性倍数αと引張強度の実測値の関係を示し
ている。前記図から、αが５６０以上で、高温の６６０
℃の焼き戻しにおいても、平均で５６０ＭＰａ以上の強
度が得られることが確認された。図２に、熱処理後のテ
ストピースのフェライト率を測定した結果を示す。図２
に示すように、引張強さが５６０ＭＰａまではフェライ
ト率が約４０％までで、質量効果が小さく、大型厚肉鋳
鋼品に適する。一方、フェライト率が４０％を越えて多
くなると、引張強さが急激に低下すると共に、質量効果
により内外強度さが非常に大きくなる。
であり、焼入性倍数αと引張強度の実測値の関係を示し
ている。前記図から、αが５６０以上で、高温の６６０
℃の焼き戻しにおいても、平均で５６０ＭＰａ以上の強
度が得られることが確認された。図２に、熱処理後のテ
ストピースのフェライト率を測定した結果を示す。図２
に示すように、引張強さが５６０ＭＰａまではフェライ
ト率が約４０％までで、質量効果が小さく、大型厚肉鋳
鋼品に適する。一方、フェライト率が４０％を越えて多
くなると、引張強さが急激に低下すると共に、質量効果
により内外強度さが非常に大きくなる。
【００２２】「実施例２」：溶接性評価 材料製作方法は、前記実施例１と同じである。熱処理
は、９２０℃で焼きなましのみを実施した。使用材料
は、発明鋼１、比較鋼１，２，３，８，９で、溶接性指
数βが０．５９〜０．８８の範囲に含まれている材料を
用いた。溶接割れ試験については、ＪＩＳＺ３１５８の
ｙ型溶接割れ試験方法（溶接はＴｉｇ溶接を行い、溶接
棒には共金を使用した）に基づき、予熱温度と割れの有
無の関係を調べ、断面割れ率が０となる限界予熱温度と
溶接性指数βの関係を求めた。
は、９２０℃で焼きなましのみを実施した。使用材料
は、発明鋼１、比較鋼１，２，３，８，９で、溶接性指
数βが０．５９〜０．８８の範囲に含まれている材料を
用いた。溶接割れ試験については、ＪＩＳＺ３１５８の
ｙ型溶接割れ試験方法（溶接はＴｉｇ溶接を行い、溶接
棒には共金を使用した）に基づき、予熱温度と割れの有
無の関係を調べ、断面割れ率が０となる限界予熱温度と
溶接性指数βの関係を求めた。
【００２３】図３に、前記テスト結果を示す。同図によ
れば、βが、０．８以上で急激に予熱温度は上昇し、５
０℃以上の温度を要することが判る。 「実施例３」：溶接性評価 前記表１に示す実施例２で使用した材料以外の材料（発
明鋼２〜７、比較鋼４〜７）については、予熱温度２５
℃で試験を実施し、割れの有無のみを確認した。溶接性
指数βの大きな比較鋼４〜６については、割れが発生
し、発明鋼及び他の比較鋼においては、割れが発生しな
かった。
れば、βが、０．８以上で急激に予熱温度は上昇し、５
０℃以上の温度を要することが判る。 「実施例３」：溶接性評価 前記表１に示す実施例２で使用した材料以外の材料（発
明鋼２〜７、比較鋼４〜７）については、予熱温度２５
℃で試験を実施し、割れの有無のみを確認した。溶接性
指数βの大きな比較鋼４〜６については、割れが発生
し、発明鋼及び他の比較鋼においては、割れが発生しな
かった。
【００２４】「実施例４」：鋳造性評価 前記表１に示す、発明鋼６、比較鋼２，５，８につい
て、電気炉にて溶解し、砂型にて、重量約１０ｔ（肉厚
約４００ｍｍ）の鋳鋼品を鋳造した。ただし、強制的に
凝固させる冷やし金は使用していない。前記鋳鋼品の中
心部を超音波探傷試験して、欠陥サイズを確認し、鋳造
性指数γとの関係を求めた。図４に、前記γと欠陥長さ
の関係を示す。
て、電気炉にて溶解し、砂型にて、重量約１０ｔ（肉厚
約４００ｍｍ）の鋳鋼品を鋳造した。ただし、強制的に
凝固させる冷やし金は使用していない。前記鋳鋼品の中
心部を超音波探傷試験して、欠陥サイズを確認し、鋳造
性指数γとの関係を求めた。図４に、前記γと欠陥長さ
の関係を示す。
【００２５】同図によれば、γが大きくなるほど欠陥が
小さくなることが判る。通常の鋳造方案にて、成分的に
欠陥長さを小さくする（ＢＳ規格で５ｍｍ以下）ための
γは、１６以上にすることが望ましい。
小さくなることが判る。通常の鋳造方案にて、成分的に
欠陥長さを小さくする（ＢＳ規格で５ｍｍ以下）ための
γは、１６以上にすることが望ましい。
【００２６】
【発明の効果】本発明によれば、大型厚肉部材におい
て、強度を満足することができる。また、溶接構造部材
としての使用が可能となる。さらに、引け巣の欠陥を防
止することができる。
て、強度を満足することができる。また、溶接構造部材
としての使用が可能となる。さらに、引け巣の欠陥を防
止することができる。
【図１】図１は、焼入れ性倍数αと実測強度の関係を示
すグラフである。
すグラフである。
【図２】図２は、フェライト率と強度の関係を示すグラ
フである。
フである。
【図３】図３は、溶接性指数βと予熱温度の関係を示す
グラフである。
グラフである。
【図４】図４は、鋳造性指数γと欠陥長さの関係を示す
グラフである。
グラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 土山 友博 兵庫県高砂市荒井町新浜２丁目３番１号 株式会社神戸製鋼所高砂製作所内 (72)発明者 坂本 浩一 兵庫県神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内 (72)発明者 石田 斉 兵庫県神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ
を含有し、残部実質的にＦｅである低合金鋳鋼材であっ
て、焼入性倍数αが、α≧５６０ を満足することを特
徴とする低合金鋳鋼材。 ただし、α＝750C＋88Si＋162Mn＋81Ni＋34Cr＋301Mo＋
454V＋20 各成分は重量％である。 - 【請求項２】 溶接性指数βが、β≦０．８ を満足す
る請求項１記載の低合金鋳鋼材。 ただし、β＝C＋Mn/6＋Ni/15＋(Cr＋Mo＋V)/5 - 【請求項３】 鋳造性指数γが、γ≧１６ を満足する
請求項１又は２記載の低合金鋳鋼材。 ただし、γ＝39.9C＋10.0Si−0.8Mn−1.5Ni＋0.2Cr＋0.
6Mo−6.2V＋14.3 - 【請求項４】 重量％で、0.15≦C≦0.22、Si≦0.4、0.
7≦Mn≦1.4、1.2≦Ni≦2.5、0.1≦Cr≦1.1、0.1≦Mo≦
0.7、V≦0.3 である請求項１〜３の何れか一つに記載の
低合金鋳鋼材。 - 【請求項５】 請求項１〜４の何れか一つに記載の低合
金鋳鋼材を、焼入れ又は焼きならしする時、その冷却を
空冷とし、その後、６００℃〜７００℃で焼き戻しする
ことを特徴とする低合金鋳鋼材の熱処理方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15840699A JP3509634B2 (ja) | 1999-06-04 | 1999-06-04 | 低合金鋳鋼材及びその熱処理法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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| JP15840699A JP3509634B2 (ja) | 1999-06-04 | 1999-06-04 | 低合金鋳鋼材及びその熱処理法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000345285A true JP2000345285A (ja) | 2000-12-12 |
| JP3509634B2 JP3509634B2 (ja) | 2004-03-22 |
Family
ID=15671067
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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| JP15840699A Expired - Lifetime JP3509634B2 (ja) | 1999-06-04 | 1999-06-04 | 低合金鋳鋼材及びその熱処理法 |
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|---|---|
| JP (1) | JP3509634B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| EP1386978A2 (de) * | 2002-08-01 | 2004-02-04 | K.B.P. Kettenwerk Becker-Prünte GmbH | Stahl mit hoher Festigkeit und gleichzeitig guter Zähigkeit |
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| WO2011037210A1 (ja) * | 2009-09-25 | 2011-03-31 | 株式会社日本製鋼所 | 高強度高靭性鋳鋼材及びその製造方法 |
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| KR20170053128A (ko) * | 2015-11-05 | 2017-05-15 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 용접 구조용 주강품 및 그 제조 방법 |
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-
1999
- 1999-06-04 JP JP15840699A patent/JP3509634B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| JP4523875B2 (ja) * | 2005-06-06 | 2010-08-11 | 三菱重工業株式会社 | 溶接構造用部材およびその製造方法、溶接構造体およびその製造方法、歯車用リムならびに歯車およびその製造方法 |
| CN106086661A (zh) * | 2009-09-25 | 2016-11-09 | 株式会社日本制钢所 | 高强度高韧性铸钢材及其制造方法 |
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| US9797034B2 (en) * | 2009-09-25 | 2017-10-24 | The Japan Steel Works, Ltd. | High strength and high toughness cast steel material and method for producing the same |
| EP2481826A4 (en) * | 2009-09-25 | 2016-11-23 | Japan Steel Works Ltd | HIGH-TEN AND HIGH-TIMING CAST-STEEL MATERIAL AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
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| CN103243195B (zh) * | 2013-04-25 | 2015-02-11 | 浙江大江合金钢钢管有限公司 | 一种高性能风力发电电机轴用钢锭冶炼工艺 |
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