JP3719037B2 - 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 - Google Patents
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 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3719037B2 JP3719037B2 JP06275399A JP6275399A JP3719037B2 JP 3719037 B2 JP3719037 B2 JP 3719037B2 JP 06275399 A JP06275399 A JP 06275399A JP 6275399 A JP6275399 A JP 6275399A JP 3719037 B2 JP3719037 B2 JP 3719037B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- slab
- less
- rem
- toughness
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
- B22D11/001—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths of specific alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
- B22D11/12—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
Description
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築、橋梁、海洋構造物、パイプ、造船、貯槽、土木、建設機械等の分野で利用される、引張強度490 MPa以上で靱性に優れた厚鋼板、鋼帯、形鋼または棒鋼などの非調質高張力鋼材を製造するに適した、高N−V含有連続鋳造鋳片と、その鋳片を素材とした非調質高張力鋼材の製造方法に関する。
【0002】
【従来の技術】
強度、靱性、溶接性などの特性をバランス良く兼ね備えた鋼材を製造する方法として、TMCP(Thermo-Mechanical Control Process )により組織の微細化をはかって達成する手法が知られている。
しかし、このような従来方法において、未再結晶温度域での圧延の効果を十分に発揮させるには、低温で大きな圧下を加える必要があるので、圧延機に多大な負担をかけること、厚肉材の場合に十分な圧下率が確保できないこと、温度調節のための待ち時間が増大して圧延能率が低下すること、などの問題のために特性改善上の障害があった。
これら問題を解消する手段として、鋼中に析出したVNの粒内フェライト核生成機能と析出強化を利用する技術が知られている。例えば、特公昭39−2368号公報や鉄と鋼vol.77(1991)No. 1 p.171 には、Vと同時に多量のNを添加することにより組織を微細化し、強度・靱性を改善する技術が開示されている。また、特開平 1−186848号公報には、Tiを添加してTiN−MnS−VNの複合析出物を分散させ、VNを核とするフェライト生成機能を有効に発揮させて溶接熱影響部靱性を向上させる技術が開示されている。
【0003】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、VおよびNを含有する鋼を連続鋳造する場合、従来の技術では、曲げあるいは曲げ矯正時に鋳片表面に横割れ・かぎ割れ等の割れが発生しやすく、表面性状の優れた連続鋳造鋳片を得ることが困難であった。このような割れが鋳片表面に発生すると、高温鋳片を無手入れで圧延工程に直接送る直送圧延プロセスを適用することができなくなり、製造コストが増大することになる。
すなわち、従来は、V含有鋼を連続鋳造する際に、鋳片の表面割れ防止のために、N含有量を低減し、さらにTi添加によりTiNを生成させてNを捕捉するなどの方法が採られてきた。しかし、これらの方法では、鋼中にVNを形成するために必要なN量が不足し、VNの粒内フェライト核生成機能および析出強化能を有効に利用することができなかった。
【0004】
そこで、本発明は、従来技術が抱えていたこのような実状に鑑み、鋼中にVNを含みながらも表面割れのない連続鋳造鋳片を提供するとともに、この連続鋳造鋳片を用いて良好な靱性をそなえた非調質高張力鋼材を製造することを目的とする。
なお、本発明が目標とする鋼材の材料特性は、降伏強さYS:325 Mpa 以上、引張強さTS:490 Mpa 以上、好ましくは520 Mpa 以上、-20 ℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー vE-20 :200 J 以上であり、また溶接熱影響部における0℃での衝撃吸収エネルギー vE0 :110 J 以上である。
【0005】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、特に鋼成分を規制するほか、特定成分間の関係を規制して、VNおよびMnSの析出を制御することにより、従来は困難であった、VNを利用した材料特性の確保と、鋳片の表面割れの阻止とを両立させ得ることに想到し、本発明を完成するに至った。具体的には、本発明は以下の知見に立脚するものである。
▲1▼V−N添加鋼において連続鋳造時に多発する表面割れは、オーステナイト粒界に沿った割れであり、VNの粒界析出を抑制することによって割れ感受性は低減できる。
▲2▼鋼中に分散したTiNあるいはBNは、VNの析出サイトとして機能することによってVN析出の均一化をもたらし、VNの粒界析出を軽減する。この効果は、V、N、Ti、B等の元素間に一定の関係が成り立つようにバランスさせて添加することによって達成される。
▲3▼鋼中のSは、オーステナイト粒界に偏析することによって粒界強度を低下させ、割れ感受性を高める。また、オーステナイト粒界に析出したMnSは、VN析出サイトとして機能し、粒界の割れ感受性をさらに高め、連鋳鋳片の表面の割れを発生しやすくする。そこで、S含有量はなるべく低減することが望ましく、さらに、CaあるいはREM を添加することにより、Sは硫化物として捕捉され、オーステナイト粒界に偏析する固溶S量を低減することができる。
【0006】
(1)C:0.05〜0.18wt%、
Si:0.6 wt%以下、
Mn:0.80〜1.80wt%、
P:0.030 wt%以下、
S:0.004 wt%以下、
Al:0.050 wt%以下、
V:0.04〜0.15wt%、
N:0.0050〜0.0150wt%を含み、かつ
Ti:0.004 〜0.030 wt%、
B:0.0003〜0.0030wt%の1種または2種を、下記 (1)式を満たす範囲で含有し、さらに
Ca:0.0010〜0.0100wt%、
REM :0.0010〜0.0100wt%の1種または2種を、下記 (2)式を満たす範囲で含有し、残部は鉄および不可避的不純物の鋼組成からなることを特徴とする、表面割れのない連続鋳造鋳片。
記
5.0 ≦wt%V/(wt%N−0.292 ×wt%Ti−1.295 ×wt%B)≦18.0…… (1)
wt%Mn×(wt%S−0.8 ×(wt%Ca−110 wt%Ca×wt%O)−0.25×(wt%REM−70×wt%REM ×wt%O))×103≦1.0 …… (2)
【0007】
(2)上記 (1)において、鋼組成がさらに、Cu:0.05〜0.50wt%、Ni:0.05〜0.50wt%、Cr:0.05〜0.50wt%、Mo:0.02〜0.20wt%から選ばれるいずれか1種または2種以上を含む組成からなることを特徴とする、表面割れのない連続鋳造鋳片。
【0008】
(3) 上記(1) において、鋼組成がさらに、Nb:0.003〜0.030wt%を含む組成からなることを特徴とする、表面割れのない連続鋳造鋳片。
【0009】
(4)C:0.05〜0.18wt%、
Si:0.6 wt%以下、
Mn:0.80〜1.80wt%、
P:0.030 wt%以下、
S:0.004 wt%以下、
Al:0.050 wt%以下、
V:0.04〜0.15wt%、
N:0.0050〜0.0150wt%を含み、かつ
Ti:0.004 〜0.030 wt%、
B:0.0003〜0.0030wt%の1種または2種を、下記 (1)式を満たす範囲で含有し、さらに
Ca:0.0010〜0.0100wt%、
REM :0.0010〜0.0100wt%の1種または2種を、下記 (2)式を満たす範囲で含有する連続鋳造鋳片を、1050〜1250℃に加熱し、1050〜950 ℃の温度範囲における累積圧下率を30%以上として熱間加工することを特徴とする非調質高張力鋼材の製造方法。
記
5.0 ≦wt%V/(wt%N−0.292 ×wt%Ti−1.295 ×wt%B)≦18.0…… (1)
wt%Mn×(wt%S−0.8 ×(wt%Ca−110 wt%Ca×wt%O)−0.25×(wt%REM−70×wt%REM ×wt%O))×103≦1.0 …… (2)
なお、上記鋼材としては厚鋼板、熱延鋼板、鋼管、形鋼、棒鋼などが挙げられる。また、上記温度は厚み方向中心部における値をさす。
【0010】
【発明の実施の形態】
次に、本発明における構成要件を上記範囲に限定した理由について説明する。C:0.05〜0.18wt%
Cは、鋼の強度を増加させる元素であり、目標とする強度を確保するためには0.05wt%以上の添加を必要とするが、0.18wt%を超えて添加すると母材の靱性、溶接性および溶接熱影響部の靱性が低下する。よって、C含有量は0.05〜0.18wt%、好ましくは0.08〜0.16wt%の範囲で添加する。
【0011】
Si:0.6 wt%以下
Siは、脱酸材として作用し、また固溶強化による鋼の強度上昇に寄与する元素であるが、0.6 wt%を超えての添加は溶接性および溶接熱影響部の靱性を著しく劣化させる。このため、Si含有量は0.6 wt%以下にする必要がある。
【0012】
Mn:0.80〜1.80wt%
Mnは、鋼の強度を増加させる元素であり、目標とする強度を確保するためには0.80wt%以上の添加が必要である。しかし、1.80wt%を超えて添加すると、組織がフェライト+パーライトからベイナイトなどの低温変態生成物を主体とする組織になり、母材靱性が低下する。このため、Mn量は0.80〜1.80wt%、好ましくは1.00〜1.70wt%の範囲とする。
【0013】
P:0.030 wt%以下
Pは、母材および溶接熱影響部の靱性を劣化させるので、できるだけ低減することが望ましいが、0.030 wt%までは許容できる。よって、P含有量は0.030 wt%以下、好ましくは0.020 wt%以下の範囲とする。
【0014】
S:0.004 wt%以下
Sは、VNの析出を促進して、組織を微細にする作用があるが、一方では、オーステナイト粒界への偏析あるいは粒界上でのMnSの形成により、鋳片表面割れを発生させやすくする。このためS含有量は0.004 wt%以下とする。
【0015】
Al:0.050 wt%以下
Alは、脱酸材として作用するが、多量に添加すると非金属介在物が多くなって清浄度が低下し、靱性が劣化する。また,AlはNと結合してAlNを形成しやすく、V窒化物の安定析出を阻害する。このため、Alは0.050 wt%以下とする。
【0016】
V:0.04〜0.15wt%
Vは、本発明において重要な役割を果たす元素であり、Nと結合して窒化物を形成し、熱間加工中あるいはその後の冷却中にオーステナイト中に析出する。このV窒化物はフェライト析出核として作用し、フェライト結晶粒を微細化し、靱性を向上させる。また、変態後のフェライト中にもV炭窒化物が析出し、冷却時に強水冷を行わずに、板厚内での特性の均一性を保ったまま、また、残留応力や歪みを発生させることなく母材強度を高めることができる。これらの効果を有効に発揮させるには、0.04wt%以上の添加を必要とするが、0.15wt%を超えて添加すると、母材および溶接熱影響部の靱性や溶接性が劣化する。よって、Vは0.04〜0.15wt%の範囲で添加する。なお、好ましいV添加量は0.04〜0.12wt%である。
【0017】
N:0.0050〜0.0150wt%
Nは、Vおよび/またはTiと結合し窒化物を形成する。これら窒化物は加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制するとともに、フェライト析出核として作用し、フェライト結晶粒を微細化して靱性を向上させる。これらの効果を有効に発揮させるためには0.0050wt%以上の添加が必要であるが,0.0150wt%を超えて添加すると固溶N量が増加し、母材靱性や溶接性を大きく低下させる。このため,Nは0.0050〜0.0150wt%、好ましくは0.0060〜0.0120wt%とする。
【0018】
Ti:0.004 〜0.030 wt%
Tiは、Nと結合してTiNを形成し、素材加熱時のオーステナイトの粒成長を抑制するとともに、V窒化物の析出サイトとして機能する。TiNを鋼中に微細に分散させることにより、VNが均一に析出し、連鋳鋳片表面での粒界割れを抑制することができる。このような効果を得るには0.004 wt%以上の添加が必要であるが、一方0.030 wt%を超えて添加すると、鋼の清浄度を低下させるほか、V窒化物の析出を抑制する。このため、Tiは0.004 〜0.030 wt%の範囲、好ましくは、0.005 〜0.020 wt%の範囲で添加する。
【0019】
B:0.0003〜0.0030wt%
Bは、オーステナイト粒界に沿ったフィルム状の粒界フェライト生成を抑制し、粒界の割れ感受性を低減する。また,粒内フェライトの生成を促進することによって組織を微細化する。これらの効果のためには、0.0003wt%以上の添加が必要であるが、0.0030wt%を超えて添加すると靱性が劣化する。このためB量は、0.0003〜0.0030wt%とする。なお、好ましいB量は、0.0005〜0.0020wt%である。
【0020】
Ca:0.0010〜0.0100wt%、REM :0.0010〜0.0100wt%
Ca、REM は、いずれも、高温において安定な硫化物を形成して鋼中のSを捕捉することにより、オーステナイト粒界に偏析する固溶Sを低減し、連鋳鋳片の表面割れ感受性を低減する効果を有している。また、素材加熱時のオーステナイトの粒成長を抑制して、圧延後のフェライト粒径を細かくするほか、溶接熱影響部の靱性を向上させる効果も有している。これらの効果を発揮させるためには、いずれも0.0010wt%以上の添加が必要であるが、0.0100wt%を超えて添加すると鋼の清浄性を低下させ母材靱性を損ねる。よって、Ca、REM は、いずれも0.0010〜0.0100wt%の範囲で添加する。
【0021】
Cu:0.05〜0.50wt%、Ni:0.05〜0.50wt%、Cr:0.05〜0.50wt%、Mo:0.02〜0.20wt%
Cu、Ni、Cr、Moの各元素は、いずれも焼入性向上を通じて、強度を上昇させる効果を有しており、必要に応じて添加する。この強化作用を発揮させるためには、Cu、Ni、Crは0.05wt%以上、Moは0.02wt%以上が必要である。しかし、CuおよびNiについては、0.50wt%を超えて添加してもその効果が蝕和し、経済的に不利になり、また、CrおおよびMoについては、それぞれ0.50wt%、0.20wt%を超えて添加すると溶接性や靱性の劣化を招く。このため、Cu、Ni、Crは0.05〜0.50wt%、Moは0.02〜0.20wt%の範囲で添加する。
【0022】
Nb:0.003 〜0.030 wt%
Nbは、細粒化と析出効果により強度および靱性をともに向上させるほか、Tiと同様に、V窒化物の析出を促進させる効果を有している。これらの効果を発揮させるためには、0.003 wt%以上の添加が必要であるが、0.030 wt%を超えて添加すると溶接性および溶接熱影響部靱性が劣化する。よって、Nbは0.003 〜0.030 wt%の範囲で添加する。
【0023】
5.0 ≦wt%V/(wt%N−0.292 ×wt%Ti−1.295 ×wt%B)≦18.0
wt%V/(wt%N−0.292 ×wt%Ti−1.295 ×wt%B)の値(以下、A値と略記する)は、V量と、これと結合しうるN量との比を表わす。A値が5.0 未満では、固溶Nが増加して連鋳鋳片表面に割れが発生しやすくなる。さらに、溶接熱影響部の靱性を劣化させたり、歪時効を生じさせる要因ともなる。一方、A値が18.0を超えると、V炭化物が多量に生成し、鋳片の表面割れ感受性を高めるとともに、母材の靱性を低下させる。このため、A値は5.0 〜18.0の範囲とする。なお、A値の好ましい範囲は6.0 〜12.0である。
【0024】
wt%Mn×(wt%S−0.8 ×(wt%Ca−110 wt%Ca×wt%O)−0.25×(wt%REM −70×wt%REM ×wt%O))×103 ≦1.0
wt%Mn×(wt%S−0.8 ×(wt%Ca−110 wt%Ca×wt%O)−0.25×(wt%REM −70×wt%REM ×wt%O))×103 は、Mn量と、これと結合しうるSとの積を表す。この値(以下、B値と略記する)が1.0 を超えると、連続鋳造時のオーステナイト粒界に多量のMnSが析出し、粒界に沿った表面割れが発生しやすくなる。このためB値は1.0 以下に制限する必要がある。
図1は、0.14wt%C−0.35wt%Si−1.45wt%Mn−0.015 wt%P−0.020 wt%Al−0.06wt%V−0.007 wt%Ti−0.009 wt%Nを基本成分として、S、Ca、REM 量を変化させた種々の鋼を8mmφの丸棒試験片に加工して高温引張試験を行って求めた絞り値(RA)とB値との関係を示したものである。この高温引張試験は、連続鋳造時の鋳片表面が受ける引張歪を再現するため、試験片を1350℃に加熱して溶体化した後、900 ℃まで冷却し、歪速度10-4s-1の条件にて行った。図1から、B値を1.0 以下とすれば、RAが60%以上となり、延性に優れることがわかる。
【0025】
次に、製造方法について説明する。
連鋳鋳片は1050〜1250℃に加熱する。鋳片の加熱温度が1050℃未満ではV,Nb等の析出元素が十分に固溶しないため、これら元素の効果が十分に発揮できなくなるうえ、変形抵抗の増加により圧下量の確保が困難となる。一方、1250℃を超える温度で加熱すると、オーステナイト粒が著しく粗大化し、また、スケールロスの増加や炉の改修頻度の増加を招く。したがって、鋳片の加熱温度は1050〜1250℃の範囲に限定する。
次いで、加熱した鋳片に、1050℃以下950 ℃以上の温度範囲における累積圧下率を30%以上とする熱間加工を施す。1050〜950 ℃における熱間加工により、オーステナイトは再結晶細粒化する。また、その際に導入される転位によってVNの析出が促進、均一化される。累積圧下率が30%未満では十分な細粒化が達成されず、VNの適正な析出状態も得られない。
【0026】
【実施例】
以下、実施例によって本発明を具体的に説明する。
表1に示す化学組成の鋼を転炉で溶製して連続鋳造法によりスラブとし、表面割れの有無を確認した。ついで、これらスラブを表2に示す条件にて加熱、熱間圧延して厚鋼板(板厚40〜80mm)とした。圧延後の冷却は空冷とした。
得られた各鋼板について、板厚中央部より引張試験片並びにシャルピー衝撃試験片を採取し、引張試験、シャルピー衝撃試験を行った。さらに、最高加熱温度1400℃、800 〜500 ℃の冷却時間30 secの熱サイクルを付与した再現溶接熱影響部についてもシャルピー衝撃試験を行った。
これら各試験で得られた結果を表2に併せて示す。表から明らかなように、発明例は、鋳片の表面割れは発生することなく、目標特性である降伏強さYS:325 Mpa 以上、引張強さTS:520 Mpa 以上、-20 ℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー vE-20 :200 J 以上であり、また溶接熱影響部における0℃での衝撃吸収エネルギー vE0 :110 J 以上のすべてを満たし、強度、靱性にも優れている。
これに対し、比較例は、強度、靱性が必ずしも十分でないうえ、そのすべてに鋳片の表面割れが発生した。
【0027】
【表1】
【0028】
【表2】
【0029】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、引張強度490 MPa 以上の強度を有する非調質高張力鋼材の素材としての連続鋳造鋳片を表面割れの発生なしに得ることができる。そして、本発明によれば、強度、靱性ともに優れた特性を具えた鋼材を、高価な元素を多量に添加することなく、また低温での強圧下を必要とすることなく製造でき、工業的にも容易に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図1】B値が高温引張試験における絞り値(RA)に及ぼす影響を示すグラフである。
Claims (4)
- C:0.05〜0.18wt%、Si:0.6wt%以下、Mn:0.80〜1.80wt%、P:0.030wt%以下、S:0.004wt%以下、Al:0.050wt%以下、V:0.04〜0.15wt%、N:0.0050〜0.0150wt%を含み、かつTi:0.004〜0.030wt%、B:0.0003〜0.0030wt%の1種または2種を、下記(1)式を満たす範囲で含有し、さらにCa:0.0010〜0.0100wt%、REM:0.0010〜0.0100wt%の1種または2種を、下記(2)式を満たす範囲で含有し、残部は鉄および不可避的不純物の鋼組成からなることを特徴とする、表面割れのない連続鋳造鋳片。
記
5.0≦wt%V/(wt%N−0.292×wt%Ti−1.295×wt%B)≦18.0 …… (1)
wt%Mn×(wt%S−0.8×(wt%Ca−110wt%Ca×wt%O)−0.25×(wt%REM−70×wt%REM×wt%O))×10 3 ≦1.0 …… (2) - 請求項1において、鋼組成がさらに、Cu:0.05〜0.50wt%、Ni:0.05〜0.50wt%、Cr:0.05〜0.50wt%、Mo:0.02〜0.20wt%から選ばれるいずれか1種または2種以上を含む組成からなることを特徴とする、表面割れのない連続鋳造鋳片。
- 請求項1において、鋼組成がさらに、Nb:0.003〜0.030wt%を含む組成からなることを特徴とする、表面割れのない連続鋳造鋳片。
- C:0.05〜0.18wt%、Si:0.6wt%以下、Mn:0.80〜1.80wt%、P:0.030wt%以下、S:0.004wt%以下、Al:0.050wt%以下、V:0.04〜0.15wt%、N:0.0050〜0.0150wt%を含み、かつTi:0.004〜0.030wt%、B:0.0003〜0.0030wt%の1種または2種を、下記(1)式を満たす範囲で含有し、さらにCa:0.0010〜0.0100wt%、REM:0.0010〜0.0100wt%の1種または2種を、下記(2)式を満たす範囲で含有する連続鋳造鋳片を、1050〜1250℃に加熱し、1050〜950℃の温度範囲における累積圧下率を30%以上として熱間加工することを特徴とする非調質高張力鋼材の製造方法。
記
5.0≦wt%V/(wt%N−0.292×wt%Ti−1.295×wt%B)≦18.0 …… (1)
wt%Mn×(wt%S−0.8×(wt%Ca−110wt%Ca×wt%O)−0.25×(wt%REM−70×wt%REM×wt%O))×10 3 ≦1.0 …… (2)
Priority Applications (7)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP06275399A JP3719037B2 (ja) | 1999-03-10 | 1999-03-10 | 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 |
US09/515,654 US6358335B1 (en) | 1999-03-10 | 2000-02-29 | Continuous casting slab suitable for the production of non-tempered high tensile steel material |
KR1020000011700A KR100699629B1 (ko) | 1999-03-10 | 2000-03-09 | 표면균열이 없는 연속주조주편 및 이 주편을 이용한비조질 고장력강재의 제조방법 |
TW089104280A TW515732B (en) | 1999-03-10 | 2000-03-09 | Continuous casting slab suitable free from surface cracking and production of non-tempered high tensile steel material with the slab |
EP00105108A EP1035222B1 (en) | 1999-03-10 | 2000-03-10 | Continuous casting slab suitable for the production of non-tempered high tensile steel material |
CN00107039A CN1113109C (zh) | 1999-03-10 | 2000-03-10 | 表面无裂纹连铸坯和用该铸坯的非调质高张力钢材的制法 |
DE60011326T DE60011326T2 (de) | 1999-03-10 | 2000-03-10 | Stranggiessen von Brammen zur Herstellung von hochzufestem ungehärtetem Stahl |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP06275399A JP3719037B2 (ja) | 1999-03-10 | 1999-03-10 | 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 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2000256795A JP2000256795A (ja) | 2000-09-19 |
JP3719037B2 true JP3719037B2 (ja) | 2005-11-24 |
Family
ID=13209491
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP06275399A Expired - Fee Related JP3719037B2 (ja) | 1999-03-10 | 1999-03-10 | 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 |
Country Status (7)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US6358335B1 (ja) |
EP (1) | EP1035222B1 (ja) |
JP (1) | JP3719037B2 (ja) |
KR (1) | KR100699629B1 (ja) |
CN (1) | CN1113109C (ja) |
DE (1) | DE60011326T2 (ja) |
TW (1) | TW515732B (ja) |
Families Citing this family (15)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2006004228A1 (ja) * | 2004-07-07 | 2006-01-12 | Jfe Steel Corporation | 高張力鋼板の製造方法 |
JP5745222B2 (ja) | 2006-10-06 | 2015-07-08 | エクソンモービル アップストリーム リサーチ カンパニー | ラインパイプ用複合組織鋼を製造する方法 |
JP5277648B2 (ja) * | 2007-01-31 | 2013-08-28 | Jfeスチール株式会社 | 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板並びにその製造方法 |
CN100457327C (zh) * | 2007-04-20 | 2009-02-04 | 攀枝花钢铁(集团)公司 | 含钒高氮高强耐候钢连铸坯网状裂纹控制方法 |
CN100457326C (zh) * | 2007-04-20 | 2009-02-04 | 攀枝花钢铁(集团)公司 | 含钒高氮钢连铸板坯角横裂纹控制方法 |
EP2236631A4 (en) * | 2007-12-06 | 2017-03-29 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Process for producing thick high-strength steel plate excellent in brittle fracture arrestability and toughness of zone affected by heat in large-heat-input welding and thick high-strength steel plate excellent in brittle fracture arrestability and toughness of zone affected by heat in large-heat-input welding |
JP5223720B2 (ja) * | 2009-02-18 | 2013-06-26 | 新日鐵住金株式会社 | B含有高強度厚鋼板用鋼の連続鋳造鋳片、およびその製造方法 |
CN102102137B (zh) * | 2009-12-22 | 2013-09-04 | 鞍钢股份有限公司 | 一种减少高碳钢连轧坯内部裂纹的方法 |
CN105821348A (zh) * | 2015-01-06 | 2016-08-03 | 宝钢特钢有限公司 | 一种汽车转向系统球销钢及其制造方法 |
KR101758470B1 (ko) * | 2015-11-12 | 2017-07-17 | 주식회사 포스코 | 냉간가공성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법 |
JP7141944B2 (ja) * | 2018-02-15 | 2022-09-26 | 株式会社神戸製鋼所 | 非調質鍛造部品および非調質鍛造用鋼 |
CN113832413B (zh) * | 2020-06-23 | 2022-11-18 | 宝山钢铁股份有限公司 | 芯部低温冲击韧性及焊接性优良的超厚800MPa级调质钢板及其制造方法 |
CN114561590A (zh) * | 2022-02-28 | 2022-05-31 | 北京理工大学重庆创新中心 | 一种添加Ce元素的无涂层抗高温氧化热冲压成形钢 |
CN114561589A (zh) * | 2022-02-28 | 2022-05-31 | 北京理工大学重庆创新中心 | 一种添加y元素的无涂层抗高温氧化热冲压成形钢 |
CN116574973A (zh) * | 2023-05-15 | 2023-08-11 | 包头钢铁(集团)有限责任公司 | 一种低合金高强度稀土微合金化公路桥梁伸缩缝装置用热轧π型钢及其制造方法 |
Family Cites Families (16)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5531819B2 (ja) * | 1974-06-08 | 1980-08-21 | ||
JPS56123350A (en) * | 1980-02-28 | 1981-09-28 | Nippon Steel Corp | High tensile steel for welded structure with superior weld crack resistance |
JPS59200741A (ja) * | 1983-04-28 | 1984-11-14 | Nippon Steel Corp | 耐メツキ脆性と火造り加工性のすぐれた高強度鋼 |
JPH01186848A (ja) | 1988-01-18 | 1989-07-26 | Mitsubishi Kasei Corp | 4−アルキルベンジルアミン類の製造法 |
JP2661845B2 (ja) * | 1992-09-24 | 1997-10-08 | 新日本製鐵株式会社 | 含オキサイド系耐火用形鋼の制御圧延による製造方法 |
JPH0736574A (ja) * | 1993-06-29 | 1995-02-07 | Casio Comput Co Ltd | 電子機器の初期化装置及び方法 |
JPH08197102A (ja) | 1995-01-20 | 1996-08-06 | Kawasaki Steel Corp | 靭性と溶接性に優れた極厚h形鋼の製造方法 |
US5622572A (en) * | 1995-08-28 | 1997-04-22 | Newport News Shipbuilding And Dry Dock Company | Extra-strength steel and method of making |
US5743972A (en) * | 1995-08-29 | 1998-04-28 | Kawasaki Steel Corporation | Heavy-wall structural steel and method |
JPH1068016A (ja) | 1996-08-26 | 1998-03-10 | Kawasaki Steel Corp | 極厚h形鋼の製造方法 |
JP3635803B2 (ja) | 1996-09-10 | 2005-04-06 | Jfeスチール株式会社 | 靱性に優れた高張力鋼材の製造方法 |
JPH1088275A (ja) | 1996-09-19 | 1998-04-07 | Kawasaki Steel Corp | 溶接熱影響部靱性および耐溶接割れ性に優れた溶接構造用高張力鋼 |
JPH1096043A (ja) * | 1996-09-24 | 1998-04-14 | Kawasaki Steel Corp | 耐亜鉛めっき割れ性に優れた建築構造用耐火鋼材とその製造方法 |
JP3369435B2 (ja) | 1997-04-30 | 2003-01-20 | 川崎製鉄株式会社 | 低温靱性に優れた非調質高張力鋼材の製造方法 |
JP3509603B2 (ja) | 1998-03-05 | 2004-03-22 | Jfeスチール株式会社 | 靱性に優れた降伏強さが325MPa以上の極厚H形鋼 |
JP2003026344A (ja) * | 2001-07-17 | 2003-01-29 | Ricoh Co Ltd | 紙粉除去装置と紙粉除去方法及び用紙評価方法 |
-
1999
- 1999-03-10 JP JP06275399A patent/JP3719037B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
2000
- 2000-02-29 US US09/515,654 patent/US6358335B1/en not_active Expired - Lifetime
- 2000-03-09 KR KR1020000011700A patent/KR100699629B1/ko not_active IP Right Cessation
- 2000-03-09 TW TW089104280A patent/TW515732B/zh not_active IP Right Cessation
- 2000-03-10 CN CN00107039A patent/CN1113109C/zh not_active Expired - Fee Related
- 2000-03-10 EP EP00105108A patent/EP1035222B1/en not_active Expired - Lifetime
- 2000-03-10 DE DE60011326T patent/DE60011326T2/de not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2000256795A (ja) | 2000-09-19 |
EP1035222B1 (en) | 2004-06-09 |
TW515732B (en) | 2003-01-01 |
KR100699629B1 (ko) | 2007-03-23 |
KR20000062788A (ko) | 2000-10-25 |
US6358335B1 (en) | 2002-03-19 |
DE60011326T2 (de) | 2005-06-23 |
DE60011326D1 (de) | 2004-07-15 |
EP1035222A1 (en) | 2000-09-13 |
CN1270237A (zh) | 2000-10-18 |
CN1113109C (zh) | 2003-07-02 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP5476763B2 (ja) | 延性に優れた高張力鋼板及びその製造方法 | |
JP4071906B2 (ja) | 低温靱性の優れた高張力ラインパイプ用鋼管の製造方法 | |
JP3719037B2 (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 | |
JP4926447B2 (ja) | 耐溶接割れ性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
JPH11140580A (ja) | 低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片およびその製造法、および低温靱性に優れた高強度鋼 | |
WO2006011257A1 (ja) | 音響異方性が小さく溶接性に優れる高張力鋼板およびその製造方法 | |
JP2005068519A (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靱性に優れる建築構造用高強度厚鋼板の製造方法 | |
CN109943771B (zh) | 一种高韧性可焊接细晶粒结构钢板及其生产方法 | |
JPH10265846A (ja) | 靱性に優れた連続鋳造製調質型高張力鋼板の製造方法 | |
JPH07278656A (ja) | 低降伏比高張力鋼の製造方法 | |
JP4507669B2 (ja) | 溶接部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材の製造方法 | |
JP4310591B2 (ja) | 溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法 | |
JP5130472B2 (ja) | 耐溶接割れ性が優れた高張力鋼材の製造方法 | |
JP3869735B2 (ja) | アレスト性に優れた直接焼入れ型高張力厚鋼板 | |
JPS62170459A (ja) | 大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法 | |
JP2007217772A (ja) | 高強度・高靭性鋼の製造方法 | |
JP6237681B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板 | |
JP3635803B2 (ja) | 靱性に優れた高張力鋼材の製造方法 | |
JPH11131177A (ja) | 溶接後熱処理の省略可能な中常温圧力容器用鋼板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 | |
JP3444244B2 (ja) | 靱性に優れた高張力鋼材およびその製造方法 | |
JPH10158778A (ja) | 靱性と溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
JP2007246985A (ja) | 高靭性高張力厚鋼板の製造方法 | |
JP3975920B2 (ja) | 低降伏比高強度高靱性鋼板及びその製造方法 | |
JP2012188750A (ja) | 高靭性大入熱溶接用鋼およびその製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20040528 |
|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20050301 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050308 |
|
A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050421 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050524 |
|
A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050530 |
|
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: 20050816 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20050829 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080916 Year of fee payment: 3 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090916 Year of fee payment: 4 |
|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |