JPH07266005A - 同期型ベルト式連続鋳造法による溶接熱影響部靭性の優れた鋼の製造方法 - Google Patents
同期型ベルト式連続鋳造法による溶接熱影響部靭性の優れた鋼の製造方法Info
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- JPH07266005A JPH07266005A JP6398394A JP6398394A JPH07266005A JP H07266005 A JPH07266005 A JP H07266005A JP 6398394 A JP6398394 A JP 6398394A JP 6398394 A JP6398394 A JP 6398394A JP H07266005 A JPH07266005 A JP H07266005A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、Ｔｉ添加による鋼中酸化物を微細
分散させる技術を利用し、これらの酸化物を微細分散が
冷却速度に影響されることに着眼して、鋳片中心部の冷
却速度を速くできるベルト式連続鋳造を採用することに
より、ＨＡＺ靭性の優れた鋼を製造する方法を提供す
る。 【構成】 wt％として、Mn:0.3〜2.2, Si:0.02〜0.5,T
i:0.005〜0.1, S:0.001〜0.02, N:0.0005〜0.01, Al≦
0.008 を含有し、さらに必要に応じてCu,Ni,Cr,Mo,Nb,
V,B,Ca の１種または２種以上を含有した炭素鋼溶鋼
を、冷却凝固し鋳片として引出す際、鋳片の引出し速度
に同期して移動する一対の長辺側ベルトと複数のブロッ
クからなる一対の移動式短辺で構成さた鋳型を用いる連
続鋳造法において、鋳片厚みを75mm以下にして鋳造する
ことを特徴とする。
分散させる技術を利用し、これらの酸化物を微細分散が
冷却速度に影響されることに着眼して、鋳片中心部の冷
却速度を速くできるベルト式連続鋳造を採用することに
より、ＨＡＺ靭性の優れた鋼を製造する方法を提供す
る。 【構成】 wt％として、Mn:0.3〜2.2, Si:0.02〜0.5,T
i:0.005〜0.1, S:0.001〜0.02, N:0.0005〜0.01, Al≦
0.008 を含有し、さらに必要に応じてCu,Ni,Cr,Mo,Nb,
V,B,Ca の１種または２種以上を含有した炭素鋼溶鋼
を、冷却凝固し鋳片として引出す際、鋳片の引出し速度
に同期して移動する一対の長辺側ベルトと複数のブロッ
クからなる一対の移動式短辺で構成さた鋳型を用いる連
続鋳造法において、鋳片厚みを75mm以下にして鋳造する
ことを特徴とする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は厚板、鋼管等の溶接構造
用鋼材を得る方法であり、特に、同期型のベルト式連続
鋳造法によって、溶接熱影響部にすぐれた靭性を有する
鋼材を製造する方法に関するものである。
用鋼材を得る方法であり、特に、同期型のベルト式連続
鋳造法によって、溶接熱影響部にすぐれた靭性を有する
鋼材を製造する方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に、大型構造用鋼などの鋼材を溶接
接合する場合に、溶接入熱によって影響を受ける熱影響
部（以下ＨＡＺという）で結晶粒の粗大化が起こり、靭
性が劣化する傾向がある。つまり、ＨＡＺの結晶粒サイ
ズは鋼の低温靭性に大きな影響を与えることが知られて
おり、そのためＨＡＺ組織を微細化する多くの技術が開
発され実用化されている。
接合する場合に、溶接入熱によって影響を受ける熱影響
部（以下ＨＡＺという）で結晶粒の粗大化が起こり、靭
性が劣化する傾向がある。つまり、ＨＡＺの結晶粒サイ
ズは鋼の低温靭性に大きな影響を与えることが知られて
おり、そのためＨＡＺ組織を微細化する多くの技術が開
発され実用化されている。
【０００３】例えば特開昭６１−７９７４５号公報に開
示されているように、鋼中にＴｉを添加し、オーステナ
イト結晶粒内に微細なＴｉ酸化物を分散させ、これを変
態核として粒内フェライトプレートを発達させることに
よりＨＡＺ組織の微細化を図る技術を提案している。ま
た特開昭６１−２３８９４０号公報には２次脱酸生成物
としてＴｉを添加し微細Ti酸化物を均一分散させること
によってＨＡＺ靭性が改善できることを開示している。
示されているように、鋼中にＴｉを添加し、オーステナ
イト結晶粒内に微細なＴｉ酸化物を分散させ、これを変
態核として粒内フェライトプレートを発達させることに
よりＨＡＺ組織の微細化を図る技術を提案している。ま
た特開昭６１−２３８９４０号公報には２次脱酸生成物
としてＴｉを添加し微細Ti酸化物を均一分散させること
によってＨＡＺ靭性が改善できることを開示している。
【０００４】さらに特開平３−２９１３５６号公報に
は、Ｔｉと共にＺｒを適当な濃度範囲に添加させること
により、鋼中酸化物を微細分散させ、かつその個数を増
加させてＨＡＺ靭性を向上することを開示している。す
なわち、ＴｉおよびＺｒ酸化物を含む析出物を核とし
て、溶接後の冷却時において結晶粒内に微細なフェライ
トを生成させ、ＨＡＺ靭性を向上させるとしている。
は、Ｔｉと共にＺｒを適当な濃度範囲に添加させること
により、鋼中酸化物を微細分散させ、かつその個数を増
加させてＨＡＺ靭性を向上することを開示している。す
なわち、ＴｉおよびＺｒ酸化物を含む析出物を核とし
て、溶接後の冷却時において結晶粒内に微細なフェライ
トを生成させ、ＨＡＺ靭性を向上させるとしている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上述したように鋼中に
添加するＴｉはＨＡＺ靭性を改良する効果はあるが、通
常の連続鋳造によって製造した厚さが数百mmもある鋼材
は、その中心部における酸化物の生成量が比較的少な
く、そのために溶接に際し、特に入熱量の大きい溶接の
場合には、低温での高い靭性をＨＡＺに得ることが難し
いという問題点がある。一方、前記した特開平３−２９
１３５６号公報には、ＺｒをＴｉと併用添加することで
中心部の酸化物の個数を増加させるとしているが、微量
のＺｒを適性量調整するためには添加方法に工夫が必要
であり、かつコストアップが避けられない。
添加するＴｉはＨＡＺ靭性を改良する効果はあるが、通
常の連続鋳造によって製造した厚さが数百mmもある鋼材
は、その中心部における酸化物の生成量が比較的少な
く、そのために溶接に際し、特に入熱量の大きい溶接の
場合には、低温での高い靭性をＨＡＺに得ることが難し
いという問題点がある。一方、前記した特開平３−２９
１３５６号公報には、ＺｒをＴｉと併用添加することで
中心部の酸化物の個数を増加させるとしているが、微量
のＺｒを適性量調整するためには添加方法に工夫が必要
であり、かつコストアップが避けられない。
【０００６】本発明は、上記問題点を改善すると共に、
前記Ｔｉ添加による鋼中酸化物を微細分散させる技術を
利用するものであるが、これらの酸化物の微細分散が冷
却速度に影響されることに着眼し、鋳片中心部の冷却速
度を速くできるベルト式連続鋳造を採用することによ
り、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性の優れた鋼を製造する
方法を提供することを目的とする。
前記Ｔｉ添加による鋼中酸化物を微細分散させる技術を
利用するものであるが、これらの酸化物の微細分散が冷
却速度に影響されることに着眼し、鋳片中心部の冷却速
度を速くできるベルト式連続鋳造を採用することによ
り、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性の優れた鋼を製造する
方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明らは、長辺の両側
に対向して設けた一対の無端ベルトと、短辺の両側に対
向して設けた複数のブロックからなる一対の短辺ブロッ
クとで構成し、これらのベルトおよび短辺ブロックが鋳
片と同期して循環移動する鋳型を用いた炭素鋼のベルト
式連続鋳造法において、厚みを変えた鋳片製造実験を行
った結果、鋳片厚み中心部の冷却速度は、鋳片の厚みに
より決定されることが分った。また、鋳片凝固時に生成
する酸化物は冷却速度が速いほど多くなることを確かめ
た。さらに、この鋳造法では通常の連続鋳造法に較べて
高速鋳造が可能なので、鋳片の厚みを通常の連続鋳造機
よりも極端に薄くしても、つまり鋳片中心部の冷却速度
が速くなるようにしても、高い生産性が維持できる。
に対向して設けた一対の無端ベルトと、短辺の両側に対
向して設けた複数のブロックからなる一対の短辺ブロッ
クとで構成し、これらのベルトおよび短辺ブロックが鋳
片と同期して循環移動する鋳型を用いた炭素鋼のベルト
式連続鋳造法において、厚みを変えた鋳片製造実験を行
った結果、鋳片厚み中心部の冷却速度は、鋳片の厚みに
より決定されることが分った。また、鋳片凝固時に生成
する酸化物は冷却速度が速いほど多くなることを確かめ
た。さらに、この鋳造法では通常の連続鋳造法に較べて
高速鋳造が可能なので、鋳片の厚みを通常の連続鋳造機
よりも極端に薄くしても、つまり鋳片中心部の冷却速度
が速くなるようにしても、高い生産性が維持できる。
【０００８】本発明者らはこのような知見およびこの連
続鋳造法の特徴を生かし、ＨＡＺ靭性が良好となる鋳片
を得るための条件を検討した結果、本発明をなすに至っ
た。すなわち、本発明は以下の構成を要旨とする。 (1) 重量％としてＭｎ：０．３〜２．２％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１％、 Ｓ ：０．００１〜０．０２％、Ｎ
：０．０００５〜０．０１％、かつＡｌ：０．００８
％以下を含有し、さらに必要に応じてＣｕ：０．０５〜
１．００％、 Ｎｉ：０．０５〜４．０％、Ｃ
ｒ：０．０５〜１．０％、 Ｍｏ：０．０５〜
０．４％、Ｎｂ：０．００３〜０．０６０％、 Ｖ
：０．００５〜０．０８０％、Ｂ ：０．０００３〜
０．００２０％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％の１
種または２種以上を含有した炭素鋼溶鋼を、鋳片の速度
に同期して移動する一対の長辺側ベルトと複数のブロッ
クからなる一対の移動式短辺で構成された鋳型を用いて
連続鋳造する方法において、鋳片厚みを７５mm以下にし
て鋳造することを特徴とする同期型ベルト式連続鋳造法
による溶接熱影響部靭性の優れた鋼の製造方法。 (2) 重量％としてＭｎ：０．３〜２．２％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１％、 Ｓ ：０．００１〜０．０２％、Ｎ
：０．０００５〜０．０１％、 Ｚｒ：０．００１
〜０．０５％、かつＡｌ：０．００８％以下を含有し、
さらに必要に応じてＣｕ：０．０５〜１．００％、
Ｎｉ：０．０５〜４．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．
０％、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、Ｎｂ：
０．００３〜０．０６０％、 Ｖ ：０．００５〜
０．０８０％、Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％の１種または２種以上
を含有した炭素鋼溶鋼を、鋳片の速度に同期して移動す
る一対の長辺側ベルトと複数のブロックからなる一対の
移動式短辺で構成された鋳型を用いて連続鋳造する方法
において、鋳片厚みを７５mm以下にして鋳造することを
特徴とする同期型ベルト式連続鋳造法による溶接熱影響
部靭性の優れた鋼の製造方法。
続鋳造法の特徴を生かし、ＨＡＺ靭性が良好となる鋳片
を得るための条件を検討した結果、本発明をなすに至っ
た。すなわち、本発明は以下の構成を要旨とする。 (1) 重量％としてＭｎ：０．３〜２．２％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１％、 Ｓ ：０．００１〜０．０２％、Ｎ
：０．０００５〜０．０１％、かつＡｌ：０．００８
％以下を含有し、さらに必要に応じてＣｕ：０．０５〜
１．００％、 Ｎｉ：０．０５〜４．０％、Ｃ
ｒ：０．０５〜１．０％、 Ｍｏ：０．０５〜
０．４％、Ｎｂ：０．００３〜０．０６０％、 Ｖ
：０．００５〜０．０８０％、Ｂ ：０．０００３〜
０．００２０％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％の１
種または２種以上を含有した炭素鋼溶鋼を、鋳片の速度
に同期して移動する一対の長辺側ベルトと複数のブロッ
クからなる一対の移動式短辺で構成された鋳型を用いて
連続鋳造する方法において、鋳片厚みを７５mm以下にし
て鋳造することを特徴とする同期型ベルト式連続鋳造法
による溶接熱影響部靭性の優れた鋼の製造方法。 (2) 重量％としてＭｎ：０．３〜２．２％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１％、 Ｓ ：０．００１〜０．０２％、Ｎ
：０．０００５〜０．０１％、 Ｚｒ：０．００１
〜０．０５％、かつＡｌ：０．００８％以下を含有し、
さらに必要に応じてＣｕ：０．０５〜１．００％、
Ｎｉ：０．０５〜４．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．
０％、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、Ｎｂ：
０．００３〜０．０６０％、 Ｖ ：０．００５〜
０．０８０％、Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％の１種または２種以上
を含有した炭素鋼溶鋼を、鋳片の速度に同期して移動す
る一対の長辺側ベルトと複数のブロックからなる一対の
移動式短辺で構成された鋳型を用いて連続鋳造する方法
において、鋳片厚みを７５mm以下にして鋳造することを
特徴とする同期型ベルト式連続鋳造法による溶接熱影響
部靭性の優れた鋼の製造方法。
【０００９】
【作用】ベルト式連続鋳造法自体は、例えば特開昭５０
−６１３３２号公報に示すように既に知られている技術
であり、これにより薄鋳片を製造する具体的方法につい
ては各種の提案がある。しかし、このようなベルト式連
続鋳造法を適用してＴｉ脱酸溶鋼よりＨＡＺ靭性の向上
を意図した鋼を製造する試みは見当たらない。
−６１３３２号公報に示すように既に知られている技術
であり、これにより薄鋳片を製造する具体的方法につい
ては各種の提案がある。しかし、このようなベルト式連
続鋳造法を適用してＴｉ脱酸溶鋼よりＨＡＺ靭性の向上
を意図した鋼を製造する試みは見当たらない。
【００１０】Ｔｉ脱酸を行った溶鋼はその凝固過程でＴ
ｉ酸化物（ＭｎＯ，ＳｉＯ2 ，ＭｎＳ，ＴｉＮ等との複
合体）を生成し、この生成量は鋼の冷却速度に依存す
る。
ｉ酸化物（ＭｎＯ，ＳｉＯ2 ，ＭｎＳ，ＴｉＮ等との複
合体）を生成し、この生成量は鋼の冷却速度に依存す
る。
【００１１】まず、現行の連鋳機で鋳造した鋳片中心部
で、酸化物個数が少ない実例を図１に示す。鋳片の冷却
速度は、表面からの距離に従って、冷却速度が大きく低
下し、それに伴い酸化物の個数も大幅に減少している。
このような結果は、以下の機構によるものである。すな
わち、粒内フェライトの生成核となりやすい酸化物はＴ
ｉ酸化物であるが、Ｔｉは比較的弱い脱酸力の元素であ
り、その酸化物は主として鋼の凝固中に生成する。この
ように凝固中に生成する酸化物は、冷却速度に強い影響
を受け、冷却速度が速い場合には、粒径の小さな酸化物
が非常に多数個生成する。一方、冷却速度が遅い場合に
は、酸化物は粒径の大きなものが生成するようになり、
その個数は大幅に減少する。
で、酸化物個数が少ない実例を図１に示す。鋳片の冷却
速度は、表面からの距離に従って、冷却速度が大きく低
下し、それに伴い酸化物の個数も大幅に減少している。
このような結果は、以下の機構によるものである。すな
わち、粒内フェライトの生成核となりやすい酸化物はＴ
ｉ酸化物であるが、Ｔｉは比較的弱い脱酸力の元素であ
り、その酸化物は主として鋼の凝固中に生成する。この
ように凝固中に生成する酸化物は、冷却速度に強い影響
を受け、冷却速度が速い場合には、粒径の小さな酸化物
が非常に多数個生成する。一方、冷却速度が遅い場合に
は、酸化物は粒径の大きなものが生成するようになり、
その個数は大幅に減少する。
【００１２】一方、本発明のベルト鋳造法においては、
鋳片中心部の冷却速度と鋳片厚みの関係は図２のように
なる。さらに、Ｔｉ酸化物個数と冷却速度の関係は図３
のようになっている。酸化物個数が３０個／mm2 以上で
あるならば、入熱量が大きい溶接においても良好なＨＡ
Ｚ靭性を満足することが分っている。従って良好なＨＡ
Ｚ靭性を得るためには、図から明らかなように冷却速度
が２０℃/min以上必要なことが分る。
鋳片中心部の冷却速度と鋳片厚みの関係は図２のように
なる。さらに、Ｔｉ酸化物個数と冷却速度の関係は図３
のようになっている。酸化物個数が３０個／mm2 以上で
あるならば、入熱量が大きい溶接においても良好なＨＡ
Ｚ靭性を満足することが分っている。従って良好なＨＡ
Ｚ靭性を得るためには、図から明らかなように冷却速度
が２０℃/min以上必要なことが分る。
【００１３】そこで、本鋳造法において、鋳片の厚みを
変えて鋳造を行い、酸化物個数を調査した結果、鋳片厚
みが７５mm以下であるならは、酸化物個数が一番少ない
鋳片中心部においても、その個数が３０個以上確保でき
ることが分った。
変えて鋳造を行い、酸化物個数を調査した結果、鋳片厚
みが７５mm以下であるならは、酸化物個数が一番少ない
鋳片中心部においても、その個数が３０個以上確保でき
ることが分った。
【００１４】さらに、酸化物個数を増加させるために
は、Ｚｒを適量添加すればよい。本発明者らは、先に特
開平３−２９１３５６号公報でＴｉ添加鋼にＺｒを添加
すると、鋳片内の酸化物個数が大幅に増加することを示
している。本鋳造法においても同様の結果が現れるかど
うか、試験をした結果、図４に示すように、鋳片の厚み
方向全域において、酸化物個数の大幅な増大が見られる
ことが分った。
は、Ｚｒを適量添加すればよい。本発明者らは、先に特
開平３−２９１３５６号公報でＴｉ添加鋼にＺｒを添加
すると、鋳片内の酸化物個数が大幅に増加することを示
している。本鋳造法においても同様の結果が現れるかど
うか、試験をした結果、図４に示すように、鋳片の厚み
方向全域において、酸化物個数の大幅な増大が見られる
ことが分った。
【００１５】本発明で用いる連鋳機における鋳片中心部
の冷却速度は、鋳片厚みに比例し、冷却速度を速くした
い場合には、鋳片の厚みを薄くすればよい。さらに、本
連鋳機では、鋳造速度を通常の連鋳機の２倍〜１０倍ぐ
らい速くすることが可能なので、鋳片の厚みを薄くして
も高い生産性を維持できる特徴がある。
の冷却速度は、鋳片厚みに比例し、冷却速度を速くした
い場合には、鋳片の厚みを薄くすればよい。さらに、本
連鋳機では、鋳造速度を通常の連鋳機の２倍〜１０倍ぐ
らい速くすることが可能なので、鋳片の厚みを薄くして
も高い生産性を維持できる特徴がある。
【００１６】以下本発明を詳細に説明する。本発明の対
象とする鋼材はＣ：０．２０％以下を含む炭素鋼であ
り、この鋼材のＨＡＺ靭性を向上させるためには、鋼の
化学成分の適性化と、これによる結晶粒の微細化が必要
である。
象とする鋼材はＣ：０．２０％以下を含む炭素鋼であ
り、この鋼材のＨＡＺ靭性を向上させるためには、鋼の
化学成分の適性化と、これによる結晶粒の微細化が必要
である。
【００１７】本願発明は、Ｍｎが０．３〜２．２％、Ｓ
ｉが０．０２〜０．５％、Ｔｉが０．００５〜０．１
％、Ｓが０．００１〜０．０２％、Ｎが０．０００５〜
０．０１％の範囲にあり、かつＡｌを０．００８％以下
にし、必要に応じてＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，
Ｖ，ＢおよびＣａの少くとも１種を含む炭素鋼であっ
て、このような成分を含む鋼材は厚板や鋼管向け等の多
くの鋼種に適用できる。
ｉが０．０２〜０．５％、Ｔｉが０．００５〜０．１
％、Ｓが０．００１〜０．０２％、Ｎが０．０００５〜
０．０１％の範囲にあり、かつＡｌを０．００８％以下
にし、必要に応じてＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，
Ｖ，ＢおよびＣａの少くとも１種を含む炭素鋼であっ
て、このような成分を含む鋼材は厚板や鋼管向け等の多
くの鋼種に適用できる。
【００１８】前記したようにＴｉを添加して脱酸し、Ｈ
ＡＺに微細なフェライトを生成させて靭性を向上するこ
とは公知である。すなわち、鋼中に分散させた介在物を
変態核として、オーステナイト粒内から微細なフェライ
ト（Intragranular FerritePlate −ＩＦＰという）を
生成させることが組織を微細化するのであるが、この介
在物が、Ｍｎ，Ｓｉの脱酸複合酸化物（Ｍｎ−シリケー
ト）の上に析出するＭｎＳであり、微細均一に分散した
ＭｎＳほどＩＦＰ変態核機能に基づく組織の、より微細
化に役立つ。Ｔｉは、上記Ｍｎ−シリケートに作用し
（ＭｎＯ，ＳｉＯ2 ，Ｔｉ酸化物の複合物となり）それ
を微細にし、結果的にＭｎＳの析出を細くできるのであ
るが、鋳片厚み方向中心部での生成量が少く、これを増
加させるためには、酸化物そのものを鋼中心部に多数分
散し易くする必要がある。
ＡＺに微細なフェライトを生成させて靭性を向上するこ
とは公知である。すなわち、鋼中に分散させた介在物を
変態核として、オーステナイト粒内から微細なフェライ
ト（Intragranular FerritePlate −ＩＦＰという）を
生成させることが組織を微細化するのであるが、この介
在物が、Ｍｎ，Ｓｉの脱酸複合酸化物（Ｍｎ−シリケー
ト）の上に析出するＭｎＳであり、微細均一に分散した
ＭｎＳほどＩＦＰ変態核機能に基づく組織の、より微細
化に役立つ。Ｔｉは、上記Ｍｎ−シリケートに作用し
（ＭｎＯ，ＳｉＯ2 ，Ｔｉ酸化物の複合物となり）それ
を微細にし、結果的にＭｎＳの析出を細くできるのであ
るが、鋳片厚み方向中心部での生成量が少く、これを増
加させるためには、酸化物そのものを鋼中心部に多数分
散し易くする必要がある。
【００１９】そのために本発明はベルト式連続鋳造法を
適用し、前記したように鋳片厚みを７５mm以下と薄くす
ることにより、溶鋼の凝固時における冷却速度を十分に
速くすること（鋳片中心部で２０℃/min以上）で目的を
達成し得る。
適用し、前記したように鋳片厚みを７５mm以下と薄くす
ることにより、溶鋼の凝固時における冷却速度を十分に
速くすること（鋳片中心部で２０℃/min以上）で目的を
達成し得る。
【００２０】以下に本発明鋼において、その含有成分を
限定した理由を述べる。本発明は溶接構造用炭素鋼を対
象とし、これはＣを０．２％まで含有する。すなわちＣ
は強度を向上させるために有効な元素であり、通常０．
２％まで含有するが、これ以上の添加は溶接性、ＨＡＺ
靭性を劣化する。
限定した理由を述べる。本発明は溶接構造用炭素鋼を対
象とし、これはＣを０．２％まで含有する。すなわちＣ
は強度を向上させるために有効な元素であり、通常０．
２％まで含有するが、これ以上の添加は溶接性、ＨＡＺ
靭性を劣化する。
【００２１】Ｓｉは母材強度を確保し、脱酸生成物の形
成に必要な元素である。本発明ではＭｎＯ−ＳｉＯ2 の
複合酸化物を形成し、組織の微細化に役立つ。そのため
に０．０２％以上含有させる。しかし過剰の添加はＨＡ
Ｚ靭性を劣化させるので０．５％を上限とする。
成に必要な元素である。本発明ではＭｎＯ−ＳｉＯ2 の
複合酸化物を形成し、組織の微細化に役立つ。そのため
に０．０２％以上含有させる。しかし過剰の添加はＨＡ
Ｚ靭性を劣化させるので０．５％を上限とする。
【００２２】Ｍｎは母材の強度靭性を確保するために
０．３％以上の添加が必要である。またＳｉと共に脱酸
生成物及び硫化物（ＭｎＳ）を生成し、母材及びＨＡＺ
組織を微細化し靭性を向上させる。しかし多量に添加す
ると溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるので、２．２％以
下とする。
０．３％以上の添加が必要である。またＳｉと共に脱酸
生成物及び硫化物（ＭｎＳ）を生成し、母材及びＨＡＺ
組織を微細化し靭性を向上させる。しかし多量に添加す
ると溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるので、２．２％以
下とする。
【００２３】Ｓは鋼に不純物として混入する元素であ
り、あまり多く含有すると粗大硫化物系介在物ができ、
母材靭性を低下させ、ＨＡＺ靭性を劣化させる。そのた
め、０．０２％までは許容される。しかし０．００１％
より低減することは経済的に不利であるた０．００１％
を下限とした。
り、あまり多く含有すると粗大硫化物系介在物ができ、
母材靭性を低下させ、ＨＡＺ靭性を劣化させる。そのた
め、０．０２％までは許容される。しかし０．００１％
より低減することは経済的に不利であるた０．００１％
を下限とした。
【００２４】Ａｌは、一般に脱酸剤として添加するが、
Ａｌは酸素との親和力が強く、過剰に添加すると他の酸
化物、およびその生成に影響を及ぼす。すなわち、溶鋼
中のＭｎＯやＳｉＯ2 を還元してしまい、Ａｌ2 Ｏ3 を
形成する。Ａｌ2 Ｏ3 が多量になるとクラスターを形成
し、サイズが大きくなりＴｉ添加による微細効果が期待
できない。そのため０．００８％以下にＡｌ添加量を限
定する。
Ａｌは酸素との親和力が強く、過剰に添加すると他の酸
化物、およびその生成に影響を及ぼす。すなわち、溶鋼
中のＭｎＯやＳｉＯ2 を還元してしまい、Ａｌ2 Ｏ3 を
形成する。Ａｌ2 Ｏ3 が多量になるとクラスターを形成
し、サイズが大きくなりＴｉ添加による微細効果が期待
できない。そのため０．００８％以下にＡｌ添加量を限
定する。
【００２５】その他本発明鋼にはＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｎ
ｂ，Ｍｏ，Ｖ，ＢおよびＣａの少くとも１種を添加する
が、通常厚板、鋼管等溶接構造用鋼に含有させる範囲で
ある。すなわち、Ｃｕは耐食性、耐水素誘起割れ性を付
与し圧延時の割れ発生を防止するために０．０５〜１．
００％とする。Ｎｉは、耐食性と共に母材の強度靭性を
向上させるが多量添加は溶接性に好ましくないため０．
０５〜４．０％とする。ＣｒもＮｉと同様の効果を期待
でき、さらに溶接部強度を高めるが、接合部靭性低下さ
せないため１．０％以下とし、０．０５％未満では効果
がみられない。Ｍｏは母材の強度、靭性を向上させる元
素であり多量添加は溶接部を劣化するので０．０５〜
０．４％とする。
ｂ，Ｍｏ，Ｖ，ＢおよびＣａの少くとも１種を添加する
が、通常厚板、鋼管等溶接構造用鋼に含有させる範囲で
ある。すなわち、Ｃｕは耐食性、耐水素誘起割れ性を付
与し圧延時の割れ発生を防止するために０．０５〜１．
００％とする。Ｎｉは、耐食性と共に母材の強度靭性を
向上させるが多量添加は溶接性に好ましくないため０．
０５〜４．０％とする。ＣｒもＮｉと同様の効果を期待
でき、さらに溶接部強度を高めるが、接合部靭性低下さ
せないため１．０％以下とし、０．０５％未満では効果
がみられない。Ｍｏは母材の強度、靭性を向上させる元
素であり多量添加は溶接部を劣化するので０．０５〜
０．４％とする。
【００２６】Ｎｂ，Ｖは母材強度、ＨＡＺ靭性の改善に
有効であるが、多量添加はこれらの特性に反って有害と
なる。そのためにそれぞれ０．００３〜０．０６％、
０．００５〜０．０８０％とする。Ｂは、鋼の焼入れ性
を向上させ、母材強度を上昇させる。接合部に固溶した
Ｂは、粒界フェライトの生成を抑制し、ＨＡＺ靭性を向
上する。過剰添加はかえってＨＡＺを硬化するため０．
０００３〜０．００２０％とする。Ｃａは粗大な硫化物
の形態を制御し、低温靭性を向上させると共に耐水素誘
起割れ性を改善する。多量添加するとＣａＯ，ＣａＳが
多くなり大型介在物となり、また、ＭｎＳの生成が阻害
されるので反って溶接性に悪影響を及ぼす。そのため
０．０００５〜０．００５％の範囲とする。
有効であるが、多量添加はこれらの特性に反って有害と
なる。そのためにそれぞれ０．００３〜０．０６％、
０．００５〜０．０８０％とする。Ｂは、鋼の焼入れ性
を向上させ、母材強度を上昇させる。接合部に固溶した
Ｂは、粒界フェライトの生成を抑制し、ＨＡＺ靭性を向
上する。過剰添加はかえってＨＡＺを硬化するため０．
０００３〜０．００２０％とする。Ｃａは粗大な硫化物
の形態を制御し、低温靭性を向上させると共に耐水素誘
起割れ性を改善する。多量添加するとＣａＯ，ＣａＳが
多くなり大型介在物となり、また、ＭｎＳの生成が阻害
されるので反って溶接性に悪影響を及ぼす。そのため
０．０００５〜０．００５％の範囲とする。
【００２７】
【実施例１】鋳片の速度に同期して移動する一対のベル
トと複数のブロックからなる一対の移動式短辺で構成さ
れた鋳型を用いた連続鋳造法において、表１に示した成
分の鋼を鋳造し、鋳片内の酸化物個数分布を調査した。
この際、鋳片の厚みの変化に伴う冷却速度の変化を調査
する目的で、鋳片の厚みを変化させた。すなわち、鋳造
速度を６ｍ/minとし、鋳片の幅を１３００mm、厚さを５
０mm，６０mm，７５mm，９０mmにそれぞれ変えて鋳造し
た。鋳造した鋳片の鋳造方向と垂直な断面を含む面で切
断し、この面を鏡面研磨後、光学顕微鏡で酸化物個数を
カウントした。さらに、凝固組織のデンドライト２次ア
ーム間隔から、冷却速度を求めた。
トと複数のブロックからなる一対の移動式短辺で構成さ
れた鋳型を用いた連続鋳造法において、表１に示した成
分の鋼を鋳造し、鋳片内の酸化物個数分布を調査した。
この際、鋳片の厚みの変化に伴う冷却速度の変化を調査
する目的で、鋳片の厚みを変化させた。すなわち、鋳造
速度を６ｍ/minとし、鋳片の幅を１３００mm、厚さを５
０mm，６０mm，７５mm，９０mmにそれぞれ変えて鋳造し
た。鋳造した鋳片の鋳造方向と垂直な断面を含む面で切
断し、この面を鏡面研磨後、光学顕微鏡で酸化物個数を
カウントした。さらに、凝固組織のデンドライト２次ア
ーム間隔から、冷却速度を求めた。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【実施例２】鋳片の速度に同期して移動する一対のベル
トと複数のブロックからなる一対の移動式短辺で構成さ
れた鋳型を用いた連続鋳造法において、鋳造速度を６ｍ
/min、鋳片幅１３００mm、厚さ７５mmとなる鋳片条件
で、表２に示した成分の鋼を鋳造し、鋳片内の酸化物個
数分布を調査した。この際、表２のように鋼の成分を変
化させた。鋳造した鋳片の鋳造方向と垂直な断面を含む
面で切断し、この面を鏡面研磨後、光学顕微鏡で酸化物
個数をカウントした。さらに、鋳片の一部を熱間圧延
後、溶接熱サイクル試験により、低温靭性を評価した。
この条件は入熱量２００KJ／cmの大入熱溶接に対応する
ものである。結果を表３に示す。本発明のプロセスにお
いて、鋳片厚みが７５mmの場合には、本発明範囲を満た
した成分条件で、酸化物個数が最も少ない鋳片中心部に
おいても、その個数が３０個以上となり、低温靭性を満
たすことが分る。またＺｒを添加した場合には、酸化物
個数がさらに増加し、低温靭性も非常に良好なものが得
られた。
トと複数のブロックからなる一対の移動式短辺で構成さ
れた鋳型を用いた連続鋳造法において、鋳造速度を６ｍ
/min、鋳片幅１３００mm、厚さ７５mmとなる鋳片条件
で、表２に示した成分の鋼を鋳造し、鋳片内の酸化物個
数分布を調査した。この際、表２のように鋼の成分を変
化させた。鋳造した鋳片の鋳造方向と垂直な断面を含む
面で切断し、この面を鏡面研磨後、光学顕微鏡で酸化物
個数をカウントした。さらに、鋳片の一部を熱間圧延
後、溶接熱サイクル試験により、低温靭性を評価した。
この条件は入熱量２００KJ／cmの大入熱溶接に対応する
ものである。結果を表３に示す。本発明のプロセスにお
いて、鋳片厚みが７５mmの場合には、本発明範囲を満た
した成分条件で、酸化物個数が最も少ない鋳片中心部に
おいても、その個数が３０個以上となり、低温靭性を満
たすことが分る。またＺｒを添加した場合には、酸化物
個数がさらに増加し、低温靭性も非常に良好なものが得
られた。
【００３０】
【表２】
【００３１】
【表３】
【００３２】
【発明の効果】以上説明したように、本発明のＴｉ脱酸
を行って鋳造した薄鋳片は、鋳片厚み方向中心部の酸化
物が著しく増加し、溶接熱影響部靭性の優れた鋼材を得
ることができる。
を行って鋳造した薄鋳片は、鋳片厚み方向中心部の酸化
物が著しく増加し、溶接熱影響部靭性の優れた鋼材を得
ることができる。
【図１】通常の連続鋳造における鋳片内に生成する酸化
物個数と鋳片厚みの関係を示した図。
物個数と鋳片厚みの関係を示した図。
【図２】本発明ベルト型連続鋳造法における鋳片厚みと
鋳片中心部の冷却速度との関係を示した図。
鋳片中心部の冷却速度との関係を示した図。
【図３】本発明ベルト型連続鋳造法における冷却速度と
鋳片内に生成する酸化物個数の関係を示した図。
鋳片内に生成する酸化物個数の関係を示した図。
【図４】本発明ベルト型連続鋳造法によって製造した鋳
片内に生成する酸化物個数を示した図。
片内に生成する酸化物個数を示した図。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％として Ｍｎ：０．３〜２．２％、 Ｓｉ：０．０２〜０．５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｓ ：０．００１〜０．０２％、 Ｎ ：０．０００５〜０．０１％、かつ Ａｌ：０．００８％以下 にした組成を有する炭素鋼溶鋼を、鋳片の速度に同期し
て移動する一対の長辺側ベルトと複数のブロックからな
る一対の移動式短辺で構成された鋳型を用いて連続鋳造
する方法において、鋳片厚みを７５mm以下にして鋳造す
ることを特徴とする同期型ベルト式連続鋳造法による溶
接熱影響部靭性の優れた鋼の製造方法。 - 【請求項２】 重量％として Ｍｎ：０．３〜２．２％、 Ｓｉ：０．０２〜０．５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｓ ：０．００１〜０．０２％、 Ｎ ：０．０００５〜０．０１％、かつ Ａｌ：０．００８％以下 を含有し、さらに Ｃｕ：０．０５〜１．００％、 Ｎｉ：０．０５〜４．０％、 Ｃｒ：０．０５〜１．０％、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０６０％、 Ｖ ：０．００５〜０．０８０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５％ の１種または２種以上を含有した炭素鋼溶鋼を、鋳片の
速度に同期して移動する一対の長辺側ベルトと複数のブ
ロックからなる一対の移動式短辺で構成された鋳型を用
いて連続鋳造する方法において、鋳片厚みを７５mm以下
にして鋳造することを特徴とする同期型ベルト式連続鋳
造法による溶接熱影響部靭性の優れた鋼の製造方法。 - 【請求項３】 重量％として Ｍｎ：０．３〜２．２％、 Ｓｉ：０．０２〜０．５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｓ ：０．００１〜０．０２％、 Ｎ ：０．０００５〜０．０１％、 Ｚｒ：０．００１〜０．０５％、かつ Ａｌ：０．００８％以下 にした組成を有する炭素鋼溶鋼を、鋳片の速度に同期し
て移動する一対の長辺側ベルトと複数のブロックからな
る一対の移動式短辺で構成された鋳型を用いて連続鋳造
する方法において、鋳片厚みを７５mm以下にして鋳造す
ることを特徴とする同期型ベルト式連続鋳造法による溶
接熱影響部靭性の優れた鋼の製造方法。 - 【請求項４】 重量％として Ｍｎ：０．３〜２．２％、 Ｓｉ：０．０２〜０．５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｓ ：０．００１〜０．０２％、 Ｎ ：０．０００５〜０．０１％、 Ｚｒ：０．００１〜０．０５％、かつ Ａｌ：０．００８％以下 を含有し、さらに Ｃｕ：０．０５〜１．００％、 Ｎｉ：０．０５〜４．０％、 Ｃｒ：０．０５〜１．０％、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０６０％、 Ｖ ：０．００５〜０．０８０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５％ の１種または２種以上を含有した炭素鋼溶鋼を、鋳片の
速度に同期して移動する一対の長辺側ベルトと複数のブ
ロックからなる一対の移動式短辺で構成された鋳型を用
いて連続鋳造する方法において、鋳片厚みを７５mm以下
にして鋳造することを特徴とする同期型ベルト式連続鋳
造法による溶接熱影響部靭性の優れた鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6398394A JPH07266005A (ja) | 1994-03-31 | 1994-03-31 | 同期型ベルト式連続鋳造法による溶接熱影響部靭性の優れた鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6398394A JPH07266005A (ja) | 1994-03-31 | 1994-03-31 | 同期型ベルト式連続鋳造法による溶接熱影響部靭性の優れた鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07266005A true JPH07266005A (ja) | 1995-10-17 |
Family
ID=13245037
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6398394A Withdrawn JPH07266005A (ja) | 1994-03-31 | 1994-03-31 | 同期型ベルト式連続鋳造法による溶接熱影響部靭性の優れた鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07266005A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH09256118A (ja) * | 1996-03-19 | 1997-09-30 | Nkk Corp | 冷間圧延性に優れた珪素鋼板およびその製造方法 |
| US7374623B2 (en) * | 2001-12-24 | 2008-05-20 | Usinor | Metallurgical product of carbon steel, intended especially for galvanization, and processes for its production |
| JP2008223081A (ja) * | 2007-03-12 | 2008-09-25 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性に優れた高張力厚鋼板 |
-
1994
- 1994-03-31 JP JP6398394A patent/JPH07266005A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH09256118A (ja) * | 1996-03-19 | 1997-09-30 | Nkk Corp | 冷間圧延性に優れた珪素鋼板およびその製造方法 |
| US7374623B2 (en) * | 2001-12-24 | 2008-05-20 | Usinor | Metallurgical product of carbon steel, intended especially for galvanization, and processes for its production |
| JP2008223081A (ja) * | 2007-03-12 | 2008-09-25 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性に優れた高張力厚鋼板 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20010605 |