JPH07109020B2 - 低温靭性のすぐれたCu析出強化型極厚鋼材 - Google Patents
低温靭性のすぐれたCu析出強化型極厚鋼材Info
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- JPH07109020B2 JPH07109020B2 JP30891086A JP30891086A JPH07109020B2 JP H07109020 B2 JPH07109020 B2 JP H07109020B2 JP 30891086 A JP30891086 A JP 30891086A JP 30891086 A JP30891086 A JP 30891086A JP H07109020 B2 JPH07109020 B2 JP H07109020B2
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Description
【発明の詳細な説明】 (産業上の利用分野) 北海、氷海域などの低温環境で使用される海洋構造物に
おいて、板厚70〜150mmを必要とする重装備部材に用い
られる、溶接性の良好な、高靭性、高張力鋼として適合
するように改良したCu析出強化型極厚鋼材を新規に提案
しようとするものである。
おいて、板厚70〜150mmを必要とする重装備部材に用い
られる、溶接性の良好な、高靭性、高張力鋼として適合
するように改良したCu析出強化型極厚鋼材を新規に提案
しようとするものである。
(従来の技術) Cuの析出強化をねらった鋼材は、その溶接性が良好なこ
とから、米国特許第3692514号明細書などでみられるほ
か、さらに特願昭60−289323号明細書にも開示したよう
に、開発研究が進められ、とくに近年来、低温環境で使
用される鋼材として高強度化、厚肉化の要請とともに、
一層厳しい低温靭性の要求が強まりつつある。
とから、米国特許第3692514号明細書などでみられるほ
か、さらに特願昭60−289323号明細書にも開示したよう
に、開発研究が進められ、とくに近年来、低温環境で使
用される鋼材として高強度化、厚肉化の要請とともに、
一層厳しい低温靭性の要求が強まりつつある。
一般に引張り強度60kgf/mm2以上の高強度鋼では、強
度、靭性を確保するために、再加熱焼入れ−焼もどし又
は直接焼入れ−焼もどし処理が適用され、これは、組織
を下部ベイナイトあるいはマルテンサントにし、靭性を
向上させるためである。
度、靭性を確保するために、再加熱焼入れ−焼もどし又
は直接焼入れ−焼もどし処理が適用され、これは、組織
を下部ベイナイトあるいはマルテンサントにし、靭性を
向上させるためである。
しかし、板厚70mm以上にもなると、とくに中心部では焼
入性が低下して組織が粗大上部ベイナイト化するため、
靭性は低下する。
入性が低下して組織が粗大上部ベイナイト化するため、
靭性は低下する。
したがって溶接性が良好であり、なおかつ−80℃でシャ
ルピー吸収エネルギーを保証するような過酷な低温靭性
の要求には、従来技術では応えられない。
ルピー吸収エネルギーを保証するような過酷な低温靭性
の要求には、従来技術では応えられない。
(発明が解決しようとする問題点) 溶接性が良好であるCu析出型鋼材の厚肉化(70〜150m
m)の要求を満たして、しかも、とくに板厚中心部での
靭性をE-80≧15kgf・m程度に確保するためとくに、Ti
の微細析出物、例えばTiNによる組織の細粒化を図り得
る新規な開発成果を提案することがこの発明の目的であ
る。
m)の要求を満たして、しかも、とくに板厚中心部での
靭性をE-80≧15kgf・m程度に確保するためとくに、Ti
の微細析出物、例えばTiNによる組織の細粒化を図り得
る新規な開発成果を提案することがこの発明の目的であ
る。
(問題点を解決するための手段) 上記の発明目的は次の事項を骨子とする構成によって有
利に充足される。
利に充足される。
C:0.005〜0.10wt% Si:0.05〜0.60wt% Mn:0.5〜2.0wt% Ti:0.004〜0.015wt% Nb:0.005〜0.10wt% B:0.0005〜0.0020wt% Cu:0.7〜2.0wt% Al:0.010〜0.10wt% N:0.0050wt%以下 と、残部Fe及び不可避不純物の組成に成り、上記のTiの
少なくとも一部が、0.01μm以上、0.06μm以下の微細
なTi析出物として、0.004〜0.015wt%の範囲で鋼中を占
めていること を特徴とする低温靭性のすぐれたCu析出強化型極厚鋼材
(第1発明)。
少なくとも一部が、0.01μm以上、0.06μm以下の微細
なTi析出物として、0.004〜0.015wt%の範囲で鋼中を占
めていること を特徴とする低温靭性のすぐれたCu析出強化型極厚鋼材
(第1発明)。
C:0.005〜0.10wt% Si:0.05〜0.60wt% Mn:0.5〜2.0wt% Ti:0.004〜0.015wt% Nb:0.005〜0.10wt% B:0.0005〜0.0020wt% Cu:0.7〜2.0wt% Al:0.010〜0.10wt% N:0.0050wt%以下 のほか、1.5wt%以下のNi、それぞれ1.0wt%以下のMo,C
rおよび0.05wt%以下のREMよりなる群のうちから選ばれ
る1種又は2種以上と、残部Fe及び不可避不純物の組成
に成り、上記のTiの少なくとも一部が、0.01μm以上、
0.06μm以下の微細なTi析出物として、0.004〜0.015wt
%の範囲で鋼中を占めていること を特徴とする低温靭性のすぐれたCu析出強化型極厚鋼材
(第2発明)。
rおよび0.05wt%以下のREMよりなる群のうちから選ばれ
る1種又は2種以上と、残部Fe及び不可避不純物の組成
に成り、上記のTiの少なくとも一部が、0.01μm以上、
0.06μm以下の微細なTi析出物として、0.004〜0.015wt
%の範囲で鋼中を占めていること を特徴とする低温靭性のすぐれたCu析出強化型極厚鋼材
(第2発明)。
(作 用) 各発明に従いCu析出硬化型極厚鋼材の成分組成範囲を上
記のように限定する理由を次に説明する。
記のように限定する理由を次に説明する。
C:0.005〜0.60wt% Cは溶接性および母材、溶接部の低温靭性に影響を及ぼ
すために規制せねばならず、0.10wt%をこえると靭性を
害し、一方0.005wt%未満では結晶粒が粗大化して、強
度、靭性を損なうので0.005〜0.10wt%に限定される。
すために規制せねばならず、0.10wt%をこえると靭性を
害し、一方0.005wt%未満では結晶粒が粗大化して、強
度、靭性を損なうので0.005〜0.10wt%に限定される。
Si:0.05〜0.06wt% Siは鋼材を高強度化し、そのためには0.05wt%以上が必
要である。しかし、0.6wt%を超えると溶接性および溶
接部靭性を損なう。従って0.05〜0.60wt%に限定され
る。
要である。しかし、0.6wt%を超えると溶接性および溶
接部靭性を損なう。従って0.05〜0.60wt%に限定され
る。
Mn:0.5〜2.0wt% Mnは鋼材を高強度、高靭性化するのに有用であり、その
ためには0.5wt%以上必要であるが、2.0wt%を超えると
溶接性を損なうので0.5〜2.0wt%に限定される。
ためには0.5wt%以上必要であるが、2.0wt%を超えると
溶接性を損なうので0.5〜2.0wt%に限定される。
Ti:0.004〜0.015wt% Tiはこの発明の特徴成分であって、0.004〜0.015wt%と
し、なおかつ、Ti析出物の大きさが0.01μm以上0.06μ
m以下の微細析出物として0.004〜0.015wt%とすること
が必要である。
し、なおかつ、Ti析出物の大きさが0.01μm以上0.06μ
m以下の微細析出物として0.004〜0.015wt%とすること
が必要である。
Ti添加量は、微細Ti析出物の必要量の関係から決まるも
ので、Tiの微細析出物がTi量として0.004wt%未満では
母材組織の細粒化が図れず、一方、0.015wt%を超える
と、却って靭性が損なわれる。なお、Ti総量が例えば0.
015wt%で、そのうちの0.004wt%分が微細析出物となっ
ていても、この発明の効果は変わらない。
ので、Tiの微細析出物がTi量として0.004wt%未満では
母材組織の細粒化が図れず、一方、0.015wt%を超える
と、却って靭性が損なわれる。なお、Ti総量が例えば0.
015wt%で、そのうちの0.004wt%分が微細析出物となっ
ていても、この発明の効果は変わらない。
Nb:0.005〜0.10wt% Nbは圧延中のオーステナイト粒の細粒変に有効な元素で
あり、そのためには0.005wt%以上必要である。しか
し、0.10wt%を超えると溶接部靭性を損なう。
あり、そのためには0.005wt%以上必要である。しか
し、0.10wt%を超えると溶接部靭性を損なう。
B:0.0005〜0.0020wt% Bもこの発明の特徴成分であって、上述したTiNによる
結晶粒の微細化は、厚物鋼板において焼入性の低下を招
き、強度、靭性を低下させるのでその改善のため0.0005
wt%以上のBを添加して、焼入性を向上させることが必
要であり、このことにより、より微細なマルテンサイト
あるいは下部ベイナイト組織がえられる。なお、0.0020
wt%をこえる添加は、却って靭性を低下させる。
結晶粒の微細化は、厚物鋼板において焼入性の低下を招
き、強度、靭性を低下させるのでその改善のため0.0005
wt%以上のBを添加して、焼入性を向上させることが必
要であり、このことにより、より微細なマルテンサイト
あるいは下部ベイナイト組織がえられる。なお、0.0020
wt%をこえる添加は、却って靭性を低下させる。
Cu:0.7〜2.0wt% Cuは、この発明の基本的に特徴とする成分で、Cuの析出
強化を用いることにより、溶接性を損なうことなく高強
度を達成するために0.7wt%以上必要であり、一方2.0wt
%を超えると低温靭性が損なわれる。
強化を用いることにより、溶接性を損なうことなく高強
度を達成するために0.7wt%以上必要であり、一方2.0wt
%を超えると低温靭性が損なわれる。
Al:0.010〜0.10wt% Alは脱酸およびオーステナイト粒の粗大化阻止に有効で
あり、そのためには0.010wt%以上必要である。しか
し、0.10wt%を超えると鋼中の清浄度を損ない靭性が低
下する。
あり、そのためには0.010wt%以上必要である。しか
し、0.10wt%を超えると鋼中の清浄度を損ない靭性が低
下する。
N:0.0050wt%以下 N量の低減もこの発明の特徴の一つであって、N量を0.
0050wt%以下に低減することによって、TiNは微細化さ
れる。さらに、N量の組成は溶接部靭性を向上させる。
0050wt%以下に低減することによって、TiNは微細化さ
れる。さらに、N量の組成は溶接部靭性を向上させる。
以上述べた必須成分の他に、要求される強度レベルによ
っては、Ni,Mo,CrおよびREMを添加することができる。
これらの元素は何れも鋼の焼入性を増加して、高強度が
図られることの作用効果の面で均等成分である。
っては、Ni,Mo,CrおよびREMを添加することができる。
これらの元素は何れも鋼の焼入性を増加して、高強度が
図られることの作用効果の面で均等成分である。
ここにNi≧0.3wt%,Mo≧0.1wt%,Cr≧0.1wt%およびREM
≧0.005wt%で有利に適合する一方、上限としてNi:1.5w
t%,Mo:1.0wt%,Cr:1.0wt%及びREM:0.05wt%に限定さ
れ、それと云うのはNiに関して1.5wt%以上の添加によ
っても斬新的効果しかなく、また、他の元素は上限をこ
える添加で靭性を損なうからである。
≧0.005wt%で有利に適合する一方、上限としてNi:1.5w
t%,Mo:1.0wt%,Cr:1.0wt%及びREM:0.05wt%に限定さ
れ、それと云うのはNiに関して1.5wt%以上の添加によ
っても斬新的効果しかなく、また、他の元素は上限をこ
える添加で靭性を損なうからである。
第1,第2各発明ともTi析出物は、0.01μm以上0.06μm
以下の微細析出物としてのTi量で0.004〜0.015wt%で含
まれないと、特に板厚中心部の結晶粒の微細化が図れな
い。その条件は、Tiを0.015wt%をこえて含有させる
と、微細析出物の生成が困難となることから限定され
る。なお、このような微細なTiNの生成方法にはとくに
制限はないが、例えば圧延プロセスの前に、1300℃で5h
以上加熱後水冷する溶体化処理などによればよい。
以下の微細析出物としてのTi量で0.004〜0.015wt%で含
まれないと、特に板厚中心部の結晶粒の微細化が図れな
い。その条件は、Tiを0.015wt%をこえて含有させる
と、微細析出物の生成が困難となることから限定され
る。なお、このような微細なTiNの生成方法にはとくに
制限はないが、例えば圧延プロセスの前に、1300℃で5h
以上加熱後水冷する溶体化処理などによればよい。
なおTiNの大きさと量は次のようにして分析の手法によ
り容易に決定され得る。鋼中に析出したTiNの総量は10
%AA(10%アセチルアセトン−1%テトラメチルアンモ
ニウムクロライド−メタノール)系電解溶液を用いる定
電位電解法により抽出できる。0.01〜0.06μmのTiN粒
子は、H2SO4(1+9)に70℃で20分間浸漬することに
より溶解できる。この方法を用いれば、0.01〜0.06μm
の粒子を分離できる。
り容易に決定され得る。鋼中に析出したTiNの総量は10
%AA(10%アセチルアセトン−1%テトラメチルアンモ
ニウムクロライド−メタノール)系電解溶液を用いる定
電位電解法により抽出できる。0.01〜0.06μmのTiN粒
子は、H2SO4(1+9)に70℃で20分間浸漬することに
より溶解できる。この方法を用いれば、0.01〜0.06μm
の粒子を分離できる。
この発明によるCu析出強化型極厚鋼材は、上記のように
例えば圧延プロセスの前に溶体化処理を経た材料を熱間
圧延したのちに直接焼入れ−焼もどし、又は再加熱焼入
れ−焼もどしなどのプロセスで製造され得る。もちろん
圧延プロセスにおけるスラブ加熱条件、圧延条件などに
は制限はなく、通常のプロセスと同等で良いが、焼もど
しにおいてCuの析出強化を図るため加熱温度は500〜650
℃が適当である。
例えば圧延プロセスの前に溶体化処理を経た材料を熱間
圧延したのちに直接焼入れ−焼もどし、又は再加熱焼入
れ−焼もどしなどのプロセスで製造され得る。もちろん
圧延プロセスにおけるスラブ加熱条件、圧延条件などに
は制限はなく、通常のプロセスと同等で良いが、焼もど
しにおいてCuの析出強化を図るため加熱温度は500〜650
℃が適当である。
実施例 実施例(1) 表1に示す鋼を用いて、造塊後、1000,1100,1200および
1300℃の各温度にてそれぞれ8時間加熱後、水冷する溶
体化処理を施した。
1300℃の各温度にてそれぞれ8時間加熱後、水冷する溶
体化処理を施した。
各溶体化温度毎に、0.01〜0.06μmの微細TiNとしてのT
iの量は、表2のようになった。
iの量は、表2のようになった。
その後、 i)スラブ加熱条件:1000℃×1h 圧延仕上げ温度:850℃ 圧延後の冷却:空冷 再加熱焼入れ温度:930℃ 焼もどし温度:630℃ とした再加熱焼入れ−焼もどしプロセス、および ii)スラブ加熱条件:1000℃×1h 圧延仕上げ温度:850℃ 圧延後の冷却:70mm厚材は2.5℃/s 1300mm厚材は2℃/s 焼もどし温度:630℃ とした直接焼入れ−焼もどしプロセス を用いて70および130mm厚の鋼材を製造した。
また、母材の強度およびvE-80を表3に示し、また0.01
〜0.06μmのTiNとしてのTiの量とvE-80の関係を整理し
て第1図に示す。
〜0.06μmのTiNとしてのTiの量とvE-80の関係を整理し
て第1図に示す。
以上の結果から、この発明に従うCu析出強化型板厚鋼材
はすぐれた靭性を有することがわかる。
はすぐれた靭性を有することがわかる。
実施例(2) B無添加鋼JおよびB添加量を変化させた供試鋼K,L及
びM(表4参照)について、何れも1300℃で7hにわたり
TiNの微細化のための溶体化処理を行い、引き続き直接
焼入れ−焼もどしプロセスで130mmの鋼板を製造した。
びM(表4参照)について、何れも1300℃で7hにわたり
TiNの微細化のための溶体化処理を行い、引き続き直接
焼入れ−焼もどしプロセスで130mmの鋼板を製造した。
このプロセスの条件は実施例(1)とほぼ同様とした。
このときの母材の強度、靭性を表5に示すが、この発明
の範囲のB量でとくに高強度、高靭性が得られることが
わかる。
の範囲のB量でとくに高強度、高靭性が得られることが
わかる。
(発明の効果) この発明により溶接性良好なCu析出強化型板厚鋼材の高
強度、高靭性化が達成される。
強度、高靭性化が達成される。
第1図、第2図は0.01〜0.06μmのTiN微細析出物とし
てのTi量が、vE-80値に及ぼす影響を再加熱焼入れ−焼
もどし材と直接焼入−焼戻し材について調査した結果を
示すグラフである。
てのTi量が、vE-80値に及ぼす影響を再加熱焼入れ−焼
もどし材と直接焼入−焼戻し材について調査した結果を
示すグラフである。
Claims (2)
- 【請求項1】C:0.005〜0.10wt% Si:0.05〜0.60wt% Mn:0.5〜2.0wt% Ti:0.004〜0.015wt% Nb:0.005〜0.10wt% B:0.0005〜0.0020wt% Cu:0.7〜2.0wt% Al:0.010〜0.10wt% N:0.0050wt%以下 と、残部Fe及び不可避不純物の組成に成り、上記のTiの
少なくとも一部が、0.01μm以上、0.06μm以下の微細
なTi析出物として、0.004〜0.015wt%の範囲で鋼中を占
めていること を特徴とする低温靭性のすぐれたCu析出強化型極厚鋼
材。 - 【請求項2】C:0.005〜0.10wt% Si:0.05〜0.60wt% Mn:0.5〜2.0wt% Ti:0.004〜0.015wt% Nb:0.005〜0.10wt% B:0.0005〜0.0020wt% Cu:0.7〜2.0wt% Al:0.010〜0.10wt% N:0.0050wt%以下 のほか、1.5wt%以下のNi、それぞれ1.0wt%以下のMo,C
r及び0.05wt%以下のREMよりなる群のうちから選ばれる
1種又は2種以上 と、残部Fe及び不可避不純物の組成に成り、上記のTiの
少なくとも一部が、0.01μm以上、0.06μm以下の微細
なTi析出物として、0.004〜0.015wt%の範囲で鋼中を占
めていること を特徴とする低温靭性のすぐれたCu析出強化型極厚鋼
材。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP30891086A JPH07109020B2 (ja) | 1986-12-26 | 1986-12-26 | 低温靭性のすぐれたCu析出強化型極厚鋼材 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP30891086A JPH07109020B2 (ja) | 1986-12-26 | 1986-12-26 | 低温靭性のすぐれたCu析出強化型極厚鋼材 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63162838A JPS63162838A (ja) | 1988-07-06 |
JPH07109020B2 true JPH07109020B2 (ja) | 1995-11-22 |
Family
ID=17986745
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP30891086A Expired - Fee Related JPH07109020B2 (ja) | 1986-12-26 | 1986-12-26 | 低温靭性のすぐれたCu析出強化型極厚鋼材 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH07109020B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP3465494B2 (ja) * | 1996-03-18 | 2003-11-10 | Jfeスチール株式会社 | 材質ばらつきが少なくかつ溶接性に優れる高強度高靱性厚鋼材の製造方法 |
CN102363856A (zh) * | 2011-08-31 | 2012-02-29 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 一种稀土处理的高强高韧耐蚀钢板及其制备方法 |
-
1986
- 1986-12-26 JP JP30891086A patent/JPH07109020B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS63162838A (ja) | 1988-07-06 |
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Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |