JP3432713B2 - 強度と靭性に優れた構造用厚鋼板 - Google Patents
強度と靭性に優れた構造用厚鋼板Info
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Description
た構造用厚鋼板に関するものである。
として強度と靭性が要求される。近年、構造物の大型化
に伴い構造用厚鋼板の高強度化が進んでいるが、高強度
化は靭性を低下させる場合が多い。一方で、構造物の安
全性に対する要求も厳格化しており、従来以上に高強度
と高靭性を兼ね備えた構造用厚鋼板への要求が高まりつ
つある。強度と靭性を両立し得る冶金的因子として従来
から知られている手段が、ミクロ組織の細粒化とNiの
多量添加である。Niの多量添加は経済性を著しく損な
うため、ミクロ組織を細粒化するべく、これまでに制御
圧延・制御冷却技術あるいは多段熱処理技術に関する多
くの研究開発が行われてきた。
熱処理の技術思想と異なる細粒化の思想として、粒内変
態を利用するものがあり、特開平4−279248号公
報には粒子径が0.1〜3.0μmの範囲内にあるTi
を含む酸化物と該酸化物とTiN、MnSの複合析出物
粒子の合計が40〜300個/mm2 を含有する鋳片に
鋳造し、MnS、TiN、VNの複合析出によるオース
テナイト粒内からの粒内フェライトの生成によりミクロ
組織を細粒化せしめる技術が開示されている。
るが、溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制
する技術として、特開平9−157787号公報には、
粒子径が0.01〜0.20μmのMg含有酸化物を1
平方mmあたり4.0×10 4 〜1.0×105 個含
み、かつ、粒子径が0.20〜5.0μmのTi含有酸
化物とMnSとからなる複合体を1平方mmあたり20
0〜400個含むことで、超大入熱溶接時の溶接熱影響
部のオーステナイト粒の成長を抑制する技術が開示され
ている。
ば板厚25mm程度であればフェライト粒径にて15μ
m程度までの細粒化が可能であり広く実用化されてきた
が、更なる細粒化が求められるのみならず、従来から圧
延温度が制限されることによる生産性低下の問題が未解
決となっている。さらには厚手材(特にその板厚中心
部)においては十分な加工歪および冷却速度の確保が困
難であることから、例えば板厚50mm程度の板厚中心
部においてはフェライト粒径にて30μm程度までしか
細粒化できないため制御圧延・制御冷却の適用板厚には
限界があった。
粒化の効果が得られるが、生産性を大幅に損なうため現
実的な手段とはなり得ない。特開平4−279248号
公報に開示されている技術の適用は、粒内変態に先立つ
オーステナイト粒の細粒化効果が小さいため、本課題で
ある高強度と高靭性を兼ね備えた厚鋼板は得られない。
テナイト粒が270μm以上と極度に粗大化する超大入
熱溶接時の溶接熱影響部に限ったオーステナイト粒粗大
化抑制に関する技術であり、母材のミクロ組織の細粒化
に関する記述はない。
と高靭性化を同時に実現した厚鋼板を、安価に安定して
供給し得る従来技術はなく、厚鋼板のミクロ組織を安価
に安定して細粒化し得る技術を開発する必要がある。
する課題は、構造用鋼として使用される高強度と高靭性
を兼ね備えた厚鋼板を安価に安定して提供することにあ
る。本発明において目標とする高強度と高靭性のレベル
は、例えば、従来鋼に比較し、降伏強さあるいは0.2
%耐力で50MPa以上の強度上昇と同時に、延性脆性
遷移温度が20℃以上低下するような靭性を有するもの
である。
解決するためになされたものであって、その要旨は、 (1) 、粒子径が0.005〜0.1μmのMgOを1平
方mmあたり1.0×105 〜1.0×107 個含み、
粒径が3〜15μmのフェライト組織からなることを特
徴とする強度と靭性に優れた構造用厚鋼板。
MgOを1平方mmあたり1.0×105 〜1.0×1
07 個含み、旧オーステナイト粒径が15〜75μmの
ベイナイトあるいはマルテンサイト組織からなることを
特徴とする強度と靭性に優れた構造用厚鋼板。
MgOを核として、その周辺にTiNを有する、大きさ
が0.05〜0.5μmのMgO−TiN複合析出物
を、1平方mmあたり1.0×105 〜1.0×107
個含み、粒径が2〜10μmのフェライト組織からなる
ことを特徴とする強度と靭性に優れた構造用厚鋼板。
MgOを核として、その周辺にTiNを有する、大きさ
が0.05〜0.5μmのMgO−TiN複合析出物
を、1平方mmあたり1.0×105 〜1.0×107
個含み、旧オーステナイト粒径が10〜50μmのベイ
ナイトあるいはマルテンサイト組織からなることを特徴
とする強度と靭性に優れた構造用厚鋼板。
であることを特徴とする(1) または(2) に記載の強度と
靭性に優れた構造用厚鋼板。
であることを特徴とする(3) または(4) に記載の強度と
靭性に優れた構造用厚鋼板。
に母材強度靭性向上元素として、重量%にて、 Cu:0.05〜1.50% Ni:0.05〜2.00% Cr:0.02〜1.00% Mo:0.02〜1.00% Nb:0.005〜0.05% V :0.005〜0.10% B :0.0004〜0.0040% よりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を含有
し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼である
ことを特徴とする(1) または(2) または(3) または(4)
に記載の強度と靭性に優れた構造用厚鋼板に関するもの
である。
出物のサイズおよび個数は、例えば鋼板から抽出レプリ
カを採取し、透過型電子顕微鏡で測定すればよい。ま
た、本発明でいうところの「構造用厚鋼板」とは、例え
ば、JISG3101「一般構造用圧延鋼材」、JIS
G3106「溶接構造用圧延鋼材」、JISG3115
「圧力容器用鋼板」、及びJISG3128「溶接構造
用高降伏点鋼板」に相当するものである。
らは上記の課題に対し、鋼板のミクロ組織の細粒化の手
法につき検討した結果、従来の細粒化技術をそのまま適
用しても、ミクロ組織の細粒化は限られたものであった
ため、さらに抜本的にミクロ組織を細粒化する必要があ
ると考えた。
細粒化した上で、加熱、圧延、冷却または熱処理時の
昇温、降温時のフェライトからオーステナイトへ、ある
いはオーステナイトからフェライトへの変態時に、変態
した結晶粒の成長を抑制するというおよびの手法を
同時に実現することを試みるべく詳細な調査・研究を行
った。その結果、溶鋼中にMgOを多量に微細分散させ
ることで、、の効果が両方連続して得られ、鋼板の
ミクロ組織の細粒化が可能となることを新規に知見し本
発明をなしたものである。
化につき述べる。本発明者らは、スラブ段階でのミクロ
組織を細粒化する手段として、溶鋼からのデルタフェラ
イトの核生成を促進し凝固組織を細粒化することを考
え、MgO、TiO、CaO、Al2 O3 等の多くの種
類の酸化物につき溶鋼からのデルタフェライトの核生成
能力を調査した。その結果、MgOがデルタフェライト
の核生成能力に優れることを新規に知見するに至った。
果を図1、図2に示す。図1は実施例の表1中の鋼番B
1、B2、および表2中の鋼番H1の成分を有する鋼を
用いて、表3中の番号5、6および表4中の番号29に
示した製造方法により製造した鋼板につき、スラブの凝
固組織の平均粒径、スラブのフェライト組織の平均粒
径、鋼板のフェライト組織の平均粒径を調べたものであ
る。スラブの凝固組織の粒径は、スラブの厚み方向中心
部にてEPMA分析装置と画像処理装置を用いて凝固組
織の平均粒径を求めた。スラブのフェライト粒径は、ス
ラブの厚み方向中心部にて硝酸アルコール溶液を用いて
スラブのフェライト粒界を現出させ、顕微鏡と画像処理
装置を用いてフェライト粒の平均粒径を求めた。鋼板の
フェライト粒径は、鋼板の板厚方向中心部にて硝酸アル
コール溶液を用いて鋼板のフェライト粒界を現出させ、
顕微鏡と画像処理装置を用いてフェライト粒の平均粒径
を求めた。
および表2中の鋼番K1の成分を有する鋼を用いて、表
3中の番号19、20および表4中の番号43に示した
製造方法により製造した鋼板につき、スラブの厚み方向
中心部の凝固組織の平均粒径、スラブの厚み方向中心部
のベイナイト組織の旧オーステナイト粒径、鋼板の厚み
方向中心部のマルテンサイト組織の旧オーステナイト粒
径を調べたものである。凝固組織の粒径は、図1と同様
にEPMA分析装置と画像処理装置を用いて凝固組織の
平均粒径を求めた。スラブおよび鋼板の旧オーステナイ
ト粒径は、ピクリン酸アルコール溶液を用いてスラブお
よび鋼板の旧オーステナイト粒界を現出させ、顕微鏡と
画像処理装置を用いて旧オーステナイト粒の平均粒径を
求めた。
MgOを1平方mmあたり1.0×105 個以上分散さ
せることで凝固組織の粒径を800μm程度とすること
ができ、従来のMgOを含まないスラブの凝固組織に比
較し1/2以下のサイズにまで微細化できることがわか
った。
散させるのは容易なことではなかったが、本発明者らは
種々の検討を重ねた結果、Mg添加量、溶鋼O濃度など
を制御することにより、粒子径が0.1μm以下の微細
なMgOを1平方mmあたり1.0×105 個以上微細
に分散させ得ることに成功した。さらに、溶鋼中にMg
Oを多量に微細分散させることにより、上述の凝固組織
の細粒化に加えて、スラブの凝固組織内のミクロ組織に
ついても細粒化できることがわかった。
径を併せて示したが、溶鋼中に粒子径が0.1μm以下
の微細なMgOを1平方mmあたり1.0×105 個以
上分散させることで図1に示すようにフェライト組織を
主体としたスラブについてはフェライト粒を平均粒径に
て70μm程度とすることができ、従来のMgOを含ま
ないスラブのフェライト粒の平均粒径150μmに比較
し1/2以下のサイズにまで細粒化できることがわかっ
た。また、図2に示すようにベイナイト組織を主体とし
たスラブについても、旧オーステナイト粒を平均粒径に
て240μmとすることができ、従来のMgOを含まな
いスラブの旧オーステナイト粒の平均粒径600μmに
比較し顕著に細粒化できることがわかった。
後のデルタフェライトから変態したオーステナイト粒の
成長を多量に微細分散したMgO粒子がピンニングして
いることにより起こることがわかった。
散させることで、溶鋼からのデルタフェライトの核生成
を促進し凝固組織を微細化する効果、さらに、凝固後の
冷却時のオーステナイト粒の成長を抑制する効果の2つ
の効果が両方連続して得られる。これにより、微細なミ
クロ組織を有するスラブが得られる。
時の昇温、降温時のフェライトからオーステナイトへ、
あるいはオーステナイトからフェライトへの変態時に、
変態した結晶粒の成長を抑制する技術につき述べる。
微細分散したMgO粒子が有効に作用することがわかっ
た。図1、図2に鋼板のミクロ組織の平均粒径を併せて
示したが、溶鋼中に粒子径0.1μm以下のMgOを1
平方mmあたり1.0×10 5 個以上分散させること
で、図1に示すようにフェライト組織を主体とした鋼板
についてはフェライト粒を平均粒径にて13μmとする
ことができ、従来のMgOを含まない鋼板のフェライト
粒の平均粒径52μmに比較し顕著に細粒化できること
がわかった。また、図2に示すようにマルテンサイト組
織を主体とした鋼についても、旧オーステナイト粒を平
均粒径にて28μmとすることができ、従来のMgOを
含まない鋼板の旧オーステナイト粒の平均粒径68μm
に比較し顕著に細粒化できることがわかった。
添加することで、凝固後の冷却中およびスラブ加熱時に
MgOを核にしてTiNが析出するため、MgO単体が
微細分散する場合に比較し、よりオーステナイト粒のピ
ンニング効果が高くなり細粒化できることがわかった。
図1、図2にはMgO−TiN複合析出物を含む鋼につ
いても併せて示したが、TiNを複合析出させることで
MgO単独の鋼に比較し、図1に示すようにフェライト
組織を主体とした鋼板についてはフェライト粒を平均粒
径にて13μmから8μmへ、また、図2に示すように
マルテンサイト組織を主体とした鋼についても、旧オー
ステナイト粒を平均粒径にて28μmから22μmへと
細粒化できることがわかった。
いて十分な加工歪および冷却速度の確保が困難であるこ
とから制御圧延・制御冷却の適用板厚には限界があった
が、特に板厚中心部で本発明のMgOまたはMgO−T
iN複合析出物が存在し、かつミクロ組織が本発明のミ
クロ組織を有していると、適用板厚が拡大でき構造用鋼
板の板厚中心部での強度と靭性を大幅に改善できること
を見出した。
す。なお、本発明ではMgOの粒子径を0.005〜
0.1μmに限定する。その理由は0.005μm未満
ではデルタフェライトの核生成能力が小さくなり、逆に
0.1μm超では平均的に粒子を分散し、粒子数を確保
することが困難となるからである。
の個数は、1平方mmあたり1.0×105 〜1.0×
107 個に限定する。その理由はMgOの個数が1.0
×105 個未満では凝固組織の細粒化効果および結晶粒
成長のピンニング力が小さくなり、逆に1.0×107
個超ではMgOの粒子径が0.005μm未満となりデ
ルタフェライトの核生成能力が小さくなるからである。
は0.05〜0.5μmが好適である。0.05μm未
満ではピンニング力が小さく、逆に0.5μm超では平
均的に粒子を分散し、粒子数を確保することが困難とな
る。
する鋼板については、フェライト粒の平均粒径を、Ti
Nを複合析出させない場合には3〜15μm、TiNを
複合析出させる場合には2〜10μmに限定する。安定
して細粒化できるフェライト粒の平均粒径の下限が3あ
るいは2μmであり、フェライト粒の平均粒径が15あ
るいは10μmまでのサイズにおいて本発明の効果が顕
著に得られる。
を主体とする鋼板については、その旧オーステナイト粒
の平均粒径をTiNを複合析出させない場合には15〜
75μm、TiNを複合析出させる場合には10〜50
μmに限定する。安定して細粒化できる旧オーステナイ
ト粒の平均粒径の下限が15あるいは10μmであり、
旧オーステナイト粒の平均粒径が75あるいは50μm
までのサイズにおいて本発明の効果が顕著に得られる。
の限定によりもたらされる作用を以下に述べる。先ず、
本発明における成分限定理由を述べるが、成分量の%表
示は特に断らない限りwt%である。Cは母材強度の上
昇に有効な元素であるが、0.03%未満ではこの効果
が得られないので0.03%を下限値とし、0.25%
を超える添加は靭性を低下させるため、その上限値を
0.25%とする。
が、0.01%未満ではこの効果が得られないので0.
01%を下限値とし、0.50%を超える添加は靭性を
低下させるため、その上限を0.50%とする。
が、0.05%未満ではこの効果が得られないので0.
05%を下限値とし、2.00%を超える添加は靭性を
低下させるため、その上限を2.00%とする。
0.0002%未満では凝固組織の細粒化に必要なMg
O粒子を十分に得ることができず、0.0050%を超
えて添加すると粗大なMgOが生成して靭性を低下させ
る。従って、Mg添加量の範囲を0.0002〜0.0
050%とした。さらに、MgOを微細でほぼ均一に分
散するには、0.0010〜0.0040%とすること
が望ましい。
0.0005%未満では凝固組織の細粒化に必要なMg
O粒子を十分に得ることができず、0.0080%を超
えて添加すると粗大なMgOが生成して靭性を低下させ
る。従って、O添加量の範囲を0.0005〜0.00
80%とした。さらに、MgOを微細でほぼ均一に分散
するには、0.0015〜0.0040%とすることが
望ましい。
0.005%未満ではMgO−TiN複合析出物におけ
るTiN生成量が不十分であり鋼板のミクロ組織が十分
に細粒化せず、0.025%を超えて添加するとMgO
−TiN複合析出物中に粗大なTiNが生成するために
靭性を低下させる。従って、Ti添加量の範囲を0.0
05〜0.025%とした。さらに、TiNを微細分散
させ鋼板のミクロ組織を十分に細粒化させるためには、
0.015%以下とすることが望ましい。
0.0020%未満ではMgO−TiN複合析出物にお
けるTiN生成量が不十分であり鋼板のミクロ組織が十
分に細粒化せず、0.0080%を超えて添加するとM
gO−TiN複合析出物中に粗大なTiNが生成するた
めに靭性を低下させる。従って、N添加量の範囲を0.
0020〜0.0080%とした。また、TiC析出に
よる靭性低下を抑制するために、Ti/N比を3.4以
下とすることが望ましい。さらに、TiNを微細分散さ
せ鋼板のミクロ組織を十分に細粒化させるためには0.
0060%以下とすることが望ましい。
と、アルミナ主体の酸化物が増加し、MgOの生成が抑
制される。従って、Alを0.01%以下とする必要が
ある。Alの下限値は特に限定されるものではないが、
経済的には0.0001%が好ましい。さらに、MgO
を微細分散するにはAlを0.005%以下とすること
が望ましい。
度靭性を向上するために、 Cu:0.05〜1.50% Ni:0.05〜2.00% Cr:0.02〜1.00% Mo:0.02〜1.00% Nb:0.005〜0.05% V :0.005〜0.10% B :0.0004〜0.0040% よりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を含有す
ることができる。
上昇に有効な元素であるが、0.05%未満ではその効
果が得られないので0.05%を下限値とし、1.50
%を超える添加は母材靭性の低下を招くため、その上限
を1.50%とする。
共に、Cu添加による鋼の熱間割れを防止し得るが、そ
の効果を得るためには0.05%以上の添加が必要であ
り、多量添加は経済性を損なうため、その上限を2.0
0%とする。
抵抗を高める効果(強度向上効果)を有するが、その効
果を得るためには0.02%以上の添加が必要であり、
多量添加は経済性や母材靭性を損なうため、その上限を
1.00%とする。
抵抗を高める効果(強度向上効果)を有するが、その効
果を得るためには0.02%以上の添加が必要であり、
多量添加は経済性や母材靭性を損なうため、その上限を
1.00%とする。
母材靭性改善に有効な元素であるが、0.005%未満
ではこれらの効果が得られないので下限値を0.005
%とし、多量添加は経済性を損なうため、その上限を
0.05%とする。
が、その効果を得るには0.005%以上の添加が必要
であり、一方、多量添加は経済性や母材靭性を損なうた
め、その上限を0.10%とする。
昇に有効な元素であるが、その効果を得るためには0.
0004%以上の添加が必要であり、多量添加は靭性を
低下させるため、その上限を0.0040%とする。
した範囲内のMg量、O量に規制した上で凝固させスラ
ブとする。これにより、粒子径が0.005〜0.1μ
mのMgOを1平方mmあたり1.0×105 〜1.0
×107 個含むスラブが得られる。スラブから鋼板への
製造方法は、鋼板に必要とされる機械的性質に応じて安
価な製造法を適宜選定すれば良い。
鋼を溶製し、連続鋳造により厚さ245mmのスラブを
製造した。表1、表2に鋼材の化学成分を示す。母材の
強度・靭性は鋼中成分に大きく依存するので、本発明の
効果を確認するために、ほぼ同一の化学成分でMg、
O、Al、Ti、Nのみを変化させた鋼を溶製して比較
した。例えば、鋼番A1と鋼番A2は、Mg、O、Al
添加量以外の成分についてはほぼ同一である。
ない化学成分であり、表2は請求項3、4に関するTi
Nを含む化学成分である。また、表1、表2中には、請
求項5あるいは請求項6に関する選択元素群を含まない
化学成分であるか、請求項7に関する選択元素群を含む
化学成分であるかを明記した。
るスラブを用いて製造した鋼板につき、請求項との対
応、板厚と製造方法、鋼板のMgOあるいはMgO−T
iN複合析出物の個数、主たるミクロ組織とその粒径、
および機械的性質として降伏強さと靭性を示す。
MgO−TiN複合析出物の分布およびミクロ組織に関
する請求項との対応と、選択元素に関する請求項との対
応を示す。
表3、表4に示すとおり、普通圧延(N1、N2)、制
御圧延・制御冷却(M1、M2)、焼入れ・焼戻し(O
1、O2、Q1、Q2)、直接焼入れ・焼戻し(P1、
P2、R1、R2)のいずれかの方法により、板厚25
〜100mmの鋼板を製造した。母材の強度と靭性に
は、板厚および製造条件も大きな影響を及ぼすため、本
発明の効果を明白にするため同一の板厚および製造条件
により製造した発明鋼と比較鋼を対比させた。各製造方
法の詳細条件については表3、表4の注1)に示した。
の個数は、鋼板の板厚中心部から採取した抽出レプリカ
を透過型電子顕微鏡を用いて測定したものである。観察
されたMgO、およびMgO−TiN複合析出物のサイ
ズは、MgOについては0.005〜0.1μmであ
り、MgO−TiN複合析出物については、0.005
〜0.1μmのMgOを核として含む0.05〜0.5
μmのサイズであった。
板厚中心部につき、硝酸アルコール溶液を用いて鋼のミ
クロ組織を現出させ、面積分率で50%以上を占める組
織を主たるミクロ組織とした。主たるミクロ組織の粒径
測定法については、主たるミクロ組織がフェライト組織
の場合には、硝酸アルコール溶液を用いて鋼のフェライ
ト粒を現出させ、顕微鏡と画像処理装置を用いてその平
均粒径を求めた。主たるミクロ組織がベイナイトまたは
マルテンサイト組織の場合には、ピクリン酸アルコール
溶液を用いて鋼の旧オーステナイト粒を現出させ、顕微
鏡と画像処理装置を用いてその平均粒径を求めた。
て調査した。降伏強さは下降伏点あるいは下降伏点が明
瞭でない場合は0.2%耐力の値とした。靭性は延性脆
性遷移温度(vTrs)の値である。
が0.005〜0.1μmのMgOを1平方mmあたり
1.0×105 〜1.0×107 個含み、平均粒径が3
〜15μmのフェライトを主体としたミクロ組織からな
る本発明鋼は、従来鋼に比較し降伏強さあるいは0.2
%耐力で50MPa以上の高強度を有すると同時に延性
脆性遷移温度(vTrs)が20℃以上低下する高靭性
を兼ね備える。
径が0.005〜0.1μmのMgOを1平方mmあた
り1.0×105 〜1.0×107 個含み、旧オーステ
ナイト粒の平均粒径が15〜75μmのベイナイトある
いはマルテンサイトを主体としたミクロ組織からなる本
発明鋼は、従来鋼に比較し降伏強さあるいは0.2%耐
力で50MPa以上の高強度を有すると同時に延性脆性
遷移温度(vTrs)が20℃以上低下する高靭性を兼
ね備える。
子径が0.005〜0.1μmのMgOを核として、そ
の周辺にTiNを有する、粒子径が0.05〜0.5μ
mのMgO−TiN複合析出物を、1平方mmあたり
1.0×105 〜1.0×10 7 個含み、平均粒径が2
〜10μmのフェライトを主体としたミクロ組織からな
る本発明鋼は、従来鋼に比較し降伏強さあるいは0.2
%耐力で50MPa以上の高強度を有すると同時に延性
脆性遷移温度(vTrs)が20℃以上低下する高靭性
を兼ね備える。
子径が0.005〜0.1μmのMgOを核として、そ
の周辺にTiNを有する、粒子径が0.05〜0.5μ
mのMgO−TiN複合析出物を、1平方mmあたり
1.0×105 〜1.0×10 7 個含み、旧オーステナ
イト粒の平均粒径が10〜50μmであるベイナイトあ
るいはマルテンサイトを主体としたミクロ組織からなる
本発明鋼は、従来鋼に比較し降伏強さあるいは0.2%
耐力で50MPa以上の高強度を有すると同時に延性脆
性遷移温度(vTrs)が20℃以上低下する高靭性を
兼ね備える。
強度と高靭性を兼ね備えた構造用厚鋼板を安価に、安定
して供給することが可能となるため、産業上極めて有用
なものである。
注4)につき示す。 注1)鋼板の製造方法 M1(制御圧延・制御冷却、25mm):1150℃加熱−830
℃以上で100 mmまで圧延後、25mmまで830 〜750 ℃で圧
延し、120 秒以内に水冷開始し300 ℃以下まで水冷。 M2(制御圧延・制御冷却、50mm):1150℃加熱−830
℃以上で150 mmまで圧延後、50mmまで830 〜750 ℃で圧
延し、120 秒以内に水冷開始し300 ℃以下まで水冷。 N1(普通圧延、75mm):1100℃加熱−940 〜900 ℃で
75mmまで圧延終了し、室温まで空冷。 N2(普通圧延、100 mm):1100℃加熱−960 〜920 ℃
で100 mmまで圧延終了し、室温まで空冷。 O1(普通圧延、焼入れ・焼戻し、25mm):1200℃加熱
−880 〜850 ℃で25mmまで圧延終了し、室温まで空冷。
920 ℃にて1時間保持後水冷。530 ℃にて1時間焼戻
し。 O2(普通圧延、焼入れ・焼戻し、50mm):1200℃加熱
−900 〜870 ℃で50mmまで圧延終了し、室温まで空冷。
920 ℃にて1時間保持後水冷。530 ℃にて1時間焼戻
し。 P1(直接焼入れ・焼戻し、75mm):1150℃加熱−960
〜930 ℃で75mmまで圧延終了後、120 秒以内に水冷開始
し室温まで水冷。600 ℃にて1時間焼戻し。 P2(直接焼入れ・焼戻し、100mm ):1150℃加熱−98
0 〜960 ℃で100mmまで圧延終了後、120 秒以内に水冷
開始し室温まで水冷。600 ℃にて1時間焼戻し。 Q1(普通圧延、焼入れ・焼戻し、25mm):1150℃加熱
−850 〜820 ℃で25mmまで圧延終了し、室温まで空冷。
880 ℃にて1時間保持後水冷。580 ℃にて1時間焼戻
し。 Q2(普通圧延、焼入れ・焼戻し、50mm):1150℃加熱
−870 〜840 ℃で50mmまで圧延終了し、室温まで空冷。
880 ℃にて1時間保持後水冷。580 ℃にて1時間焼戻
し。 R1(直接焼入れ・焼戻し、75mm):1100℃加熱−850
〜830 ℃で75mmまで圧延終了後、120 秒以内に水冷開始
し室温まで水冷。530 ℃にて1時間焼戻し。 R2(直接焼入れ・焼戻し、100 mm):1100℃加熱−87
0 〜850 ℃で100mmまで圧延終了後、120 秒以内に水冷
開始し室温まで水冷。530 ℃にて1時間焼戻し。 (注)水冷時の水量密度は0.9 〜1.1 m3/m2.min であ
る。
個数は、鋼板の板厚中心部から抽出レプリカを採取し、
透過型電子顕微鏡でサイズおよび個数を測定した。尚、
観察されたMgO、およびMgO−TiN複合析出物の
サイズは、MgOについては0.005 〜0.1μm であり、
MgO−TiN複合析出物については、0.005 〜0.1μ
m のMgOを核として含む0.05〜0.5μm のサイズであ
った。
織を現出させ、面積分率で50%以上を占める組織を主
たるミクロ組織とした。
方法 主たるミクロ組織がフェライトの場合 硝酸アルコール溶液を用いて鋼板の板厚中心部のフェラ
イト粒界を現出させ、顕微鏡と画像処理装置を用いてフ
ェライト粒の平均粒径を求めた。 主たるミクロ組織がベイナイトおよびマルテンサイトの
場合 ピクリン酸アルコール溶液を用いて鋼板の板厚中心部の
旧オーステナイト粒界を現出させ、顕微鏡と画像処理装
置を用いて旧オーステナイト粒の平均粒径を求めた。
鋼板のフェライト組織の粒径に及ぼす、MgO、および
MgO−TiN複合析出物の影響を示した図である。
ーステナイト粒径および鋼板のマルテンサイト組織の旧
オーステナイト粒径に及ぼす、MgO、およびMgO−
TiN複合析出物の影響を示した図である。
Claims (7)
- 【請求項1】 粒子径が0.005〜0.1μmのMg
Oを1平方mmあたり1.0×105 〜1.0×107
個含み、粒径が3〜15μmのフェライト組織からなる
ことを特徴とする強度と靭性に優れた構造用厚鋼板。 - 【請求項2】 粒子径が0.005〜0.1μmのMg
Oを1平方mmあたり1.0×105 〜1.0×107
個含み、旧オーステナイト粒径が15〜75μmのベイ
ナイトあるいはマルテンサイト組織からなることを特徴
とする強度と靭性に優れた構造用厚鋼板。 - 【請求項3】 粒子径が0.005〜0.1μmのMg
Oを核として、その周辺にTiNを有する、大きさが
0.05〜0.5μmのMgO−TiN複合析出物を、
1平方mmあたり1.0×105 〜1.0×107 個含
み、粒径が2〜10μmのフェライト組織からなること
を特徴とする強度と靭性に優れた構造用厚鋼板。 - 【請求項4】 粒子径が0.005〜0.1μmのMg
Oを核として、その周辺にTiNを有する、大きさが
0.05〜0.5μmのMgO−TiN複合析出物を、
1平方mmあたり1.0×105 〜1.0×107 個含
み、旧オーステナイト粒径が10〜50μmのベイナイ
トあるいはマルテンサイト組織からなることを特徴とす
る強度と靭性に優れた構造用厚鋼板。 - 【請求項5】 重量%にて、 C :0.03〜0.25% Si:0.01〜0.50% Mn:0.05〜2.00% Mg:0.0002〜0.0050% O :0.0005〜0.0080% Al:0.01%以下 を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼
であることを特徴とする請求項1または請求項2に記載
の強度と靭性に優れた構造用厚鋼板。 - 【請求項6】 重量%にて、 C :0.03〜0.25% Si:0.01〜0.50% Mn:0.05〜2.00% Mg:0.0002〜0.0050% O :0.0005〜0.0080% Ti:0.005〜0.025% N :0.0020〜0.0080% Al:0.01%以下 を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼
であることを特徴とする請求項3または請求項4に記載
の強度と靭性に優れた構造用厚鋼板。 - 【請求項7】 請求項5または請求項6の鋼に、更に母
材強度靭性向上元素として、重量%にて、 Cu:0.05〜1.50% Ni:0.05〜2.00% Cr:0.02〜1.00% Mo:0.02〜1.00% Nb:0.005〜0.05% V :0.005〜0.10% B :0.0004〜0.0040% よりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を含有
し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼である
ことを特徴とする、請求項1または請求項2または請求
項3または請求項4に記載の強度と靭性に優れた構造用
厚鋼板。
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Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23409797A JP3432713B2 (ja) | 1997-08-29 | 1997-08-29 | 強度と靭性に優れた構造用厚鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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JP23409797A JP3432713B2 (ja) | 1997-08-29 | 1997-08-29 | 強度と靭性に優れた構造用厚鋼板 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH1171629A JPH1171629A (ja) | 1999-03-16 |
JP3432713B2 true JP3432713B2 (ja) | 2003-08-04 |
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ID=16965583
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JP23409797A Expired - Fee Related JP3432713B2 (ja) | 1997-08-29 | 1997-08-29 | 強度と靭性に優れた構造用厚鋼板 |
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JP (1) | JP3432713B2 (ja) |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE60333400D1 (de) * | 2003-05-27 | 2010-08-26 | Nippon Steel Corp | Herstellungsverfahren für hochfestes dünnes stahlblech mit hervorragender beständigkeit gegenüber verzögertem bruch nach dem umformen |
KR102370219B1 (ko) * | 2020-07-29 | 2022-03-08 | 한국철도기술연구원 | 철도차량 연결기용 합금강 |
-
1997
- 1997-08-29 JP JP23409797A patent/JP3432713B2/ja not_active Expired - Fee Related
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