JPS63140061A - 微細粒子分散高靭性鋼材の製造法 - Google Patents
微細粒子分散高靭性鋼材の製造法Info
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- JPS63140061A JPS63140061A JP28568686A JP28568686A JPS63140061A JP S63140061 A JPS63140061 A JP S63140061A JP 28568686 A JP28568686 A JP 28568686A JP 28568686 A JP28568686 A JP 28568686A JP S63140061 A JPS63140061 A JP S63140061A
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Landscapes
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明はＣＸ−Ａｌ２Ｏ３、ＴｉＯ、Ｔｉ０ｚ、Ｚｒ０
ｚ、 ５ｔｏｐ。
ｚ、 ５ｔｏｐ。
ＴｉＮの微細粒子を鋼中に分散した高靭性鋼材の製造に
関するものである。
関するものである。
（従来の技術）
近年、構造物あるいは船舶の大型化に伴い大入熱溶接法
が通用されるようになった。しかもその様な溶接施工に
おいて使用される鋼材には溶接部にも高い靭性が要求さ
れている。これまで溶接性にすぐれた高強度・高靭性鋼
材としてはＴｉ、Ｂなどの合金元素を添加した鋼材ある
いはさらに加工熱処理法により製造するなど各種の鋼が
開発されている。
が通用されるようになった。しかもその様な溶接施工に
おいて使用される鋼材には溶接部にも高い靭性が要求さ
れている。これまで溶接性にすぐれた高強度・高靭性鋼
材としてはＴｉ、Ｂなどの合金元素を添加した鋼材ある
いはさらに加工熱処理法により製造するなど各種の鋼が
開発されている。
しかしながらこれまでの鋼材はフェライト又は上部ベイ
ナイト組織を呈する場合には、溶鋼から凝固したままで
は粗大なγ粒に起因する組織の粗大化のため靭性が劣っ
ている。これに対しては加工熱処理等による組織の微細
化により靭性向上がはかられているが、その場合でも溶
接施工時の高温の熱影響を受けた溶接熱影響部では１粒
の成長による組織の粗大化が避けられない。したがって
凝固ままあるいは溶接熱影響部の靭性向上には組織の微
細化が必要となる。溶接熱影響部の組織の微細化の方法
としては、従来、鋼中に微細粒子を分散させ、溶接熱サ
イクル中の１粒の成長抑制およびγ−α変態を促進する
核生成サイトとしてα粉細粒化が行なわれている。特に
後者の核生成サイトとしての働きは凝固ままの鋼材の組
織を微細化する方法としても使用可能である。
ナイト組織を呈する場合には、溶鋼から凝固したままで
は粗大なγ粒に起因する組織の粗大化のため靭性が劣っ
ている。これに対しては加工熱処理等による組織の微細
化により靭性向上がはかられているが、その場合でも溶
接施工時の高温の熱影響を受けた溶接熱影響部では１粒
の成長による組織の粗大化が避けられない。したがって
凝固ままあるいは溶接熱影響部の靭性向上には組織の微
細化が必要となる。溶接熱影響部の組織の微細化の方法
としては、従来、鋼中に微細粒子を分散させ、溶接熱サ
イクル中の１粒の成長抑制およびγ−α変態を促進する
核生成サイトとしてα粉細粒化が行なわれている。特に
後者の核生成サイトとしての働きは凝固ままの鋼材の組
織を微細化する方法としても使用可能である。
最近溶接熱影響部の靭性劣化を防止した鋼として特開昭
６１−７９７４６号公報で紹介された微細粒子分散型大
入熱溶接構造用鋼がある。この綱は粒界移動阻止および
核生成サイト機能を有するα−Ａ１２０゜粒子等を分散
させて溶接熱影響部の組織を微細なポリゴナルフェライ
トにしようとするものである。
６１−７９７４６号公報で紹介された微細粒子分散型大
入熱溶接構造用鋼がある。この綱は粒界移動阻止および
核生成サイト機能を有するα−Ａ１２０゜粒子等を分散
させて溶接熱影響部の組織を微細なポリゴナルフェライ
トにしようとするものである。
しかしながらこのような鋼はα−へ！２０３等の微細粒
子を出鋼直前の溶鋼に添加する製造法であるため、溶鋼
流動や溶鋼と分散粒子の比重の違いにより微細粒子の均
一分散が困難であった。したがって微細粒子分散鋼は一
般に靭性がすぐれているもののバラツキがあった。
子を出鋼直前の溶鋼に添加する製造法であるため、溶鋼
流動や溶鋼と分散粒子の比重の違いにより微細粒子の均
一分散が困難であった。したがって微細粒子分散鋼は一
般に靭性がすぐれているもののバラツキがあった。
（発明が解決しようとする問題点）
本発明は、このバラツキを解消した靭性のすぐれた微細
粒子分散鋼の製造方法を提供するものであり、また凝固
ままで靭性のすぐれた微細粒子分散鋼の製造方法を提供
するものである。
粒子分散鋼の製造方法を提供するものであり、また凝固
ままで靭性のすぐれた微細粒子分散鋼の製造方法を提供
するものである。
（問題点を解決するための手段）
本発明の要旨は溶鋼を径１ｍｍ以下の微細粒子に分散注
入しながら半凝固状態の政綱に、α−Ｕ、Ｏ３゜ＴｉＯ
、ＴｉＯ２，Ｚｒ０ｚ＋ ５ｉ０２． ＴｉＮの１種ま
たは２種以上の高融点微細分散粒子を混合しながら堆積
凝固させることにより微細粒子分散高靭性鋼材を製造す
るものである。
入しながら半凝固状態の政綱に、α−Ｕ、Ｏ３゜ＴｉＯ
、ＴｉＯ２，Ｚｒ０ｚ＋ ５ｉ０２． ＴｉＮの１種ま
たは２種以上の高融点微細分散粒子を混合しながら堆積
凝固させることにより微細粒子分散高靭性鋼材を製造す
るものである。
以下本発明について詳細に説明する。
転炉・電気炉等通常使用される溶解炉で溶製されたｔ？
ｊｆｉＡを微細に分散して鋳型に注入する。この場合の
溶鋼の成分は特に限定するものではないが通常高強度・
高靭性鋼材として使用されるＣ：０．０２〜０．２５％
、Ｓｉ ： ０．００５〜０．５０％、Ｍｎ＝０．５０
〜３．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ ： ０．０５％
以下がよい。他の成分については、目的に応じて添加す
る事はさしつかえない。またこの時の溶鋼の分散方法と
してはガス７トマイズ法、回転円盤法など溶鋼から金属
粉末を製造する方法が適用可能である。なお溶鋼の分散
粒子径を１龍以下としたのは、凝固単位が分散粒子径に
より左右されるため１ ｕ超では最終的なＭｉ織の粗大
化による靭性劣化が起こるためである。しかしてこのよ
うに溶鋼を分散注入すると同時にα−ＩＶＺＯ３、Ｔｉ
Ｏ。
ｊｆｉＡを微細に分散して鋳型に注入する。この場合の
溶鋼の成分は特に限定するものではないが通常高強度・
高靭性鋼材として使用されるＣ：０．０２〜０．２５％
、Ｓｉ ： ０．００５〜０．５０％、Ｍｎ＝０．５０
〜３．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ ： ０．０５％
以下がよい。他の成分については、目的に応じて添加す
る事はさしつかえない。またこの時の溶鋼の分散方法と
してはガス７トマイズ法、回転円盤法など溶鋼から金属
粉末を製造する方法が適用可能である。なお溶鋼の分散
粒子径を１龍以下としたのは、凝固単位が分散粒子径に
より左右されるため１ ｕ超では最終的なＭｉ織の粗大
化による靭性劣化が起こるためである。しかしてこのよ
うに溶鋼を分散注入すると同時にα−ＩＶＺＯ３、Ｔｉ
Ｏ。
ＴｔＯｚ、 ＺｒＱｚ、 Ｓｉｎｇ、 ＴｉＮの１種ま
たは２種以上からなる高融点微細粒子を分散添加する。
たは２種以上からなる高融点微細粒子を分散添加する。
添加微細粒子は上記のものと特定しているが鋼中に分散
して、溶接熱サイクル中でも安定でγ粒の成長抑制およ
びγ−α変態を促進する核生成サイトとしてα枝線粒化
するものであれば特に限定しない。また添加微細粒子が
均一に微細分散するためには、分散注入された溶鋼が注
入表面で溶融状態で流動することなく半凝固状態で堆積
凝固することにより添加粒子が注入表面で移動しないよ
うプロセス条件をコントロールする必要がある。添加分
散粒子の量としては特に限定するものではないが分散粒
子の効果の確保および母材靭性に悪影響を及ぼさないよ
うｗｔＸで０．００５〜０．１％が好ましい。また添加
分散粒子径についても母材靭性に悪影響を及ぼさないよ
う５μｍ以下が好ましい。
して、溶接熱サイクル中でも安定でγ粒の成長抑制およ
びγ−α変態を促進する核生成サイトとしてα枝線粒化
するものであれば特に限定しない。また添加微細粒子が
均一に微細分散するためには、分散注入された溶鋼が注
入表面で溶融状態で流動することなく半凝固状態で堆積
凝固することにより添加粒子が注入表面で移動しないよ
うプロセス条件をコントロールする必要がある。添加分
散粒子の量としては特に限定するものではないが分散粒
子の効果の確保および母材靭性に悪影響を及ぼさないよ
うｗｔＸで０．００５〜０．１％が好ましい。また添加
分散粒子径についても母材靭性に悪影響を及ぼさないよ
う５μｍ以下が好ましい。
以上のようにこの発明の方法により製造された鋼材は、
母材の組成と関係なく最適な大きさ、量の高融点微細粒
子を均一に微細分散させることができ、極めて優れた微
細粒子分散効果を示すため、凝固ままの組織の微細化に
よる靭性向上および溶接熱影響部の）４１織の微細化よ
る靭性向上がはかれる。
母材の組成と関係なく最適な大きさ、量の高融点微細粒
子を均一に微細分散させることができ、極めて優れた微
細粒子分散効果を示すため、凝固ままの組織の微細化に
よる靭性向上および溶接熱影響部の）４１織の微細化よ
る靭性向上がはかれる。
以下に実施例を示す。
表１は溶製した溶鋼を本発明法で凝固させた鋼材の成分
組成および比較のため出鋼直前の溶鋼に微細粒子を添加
した後、鋳造した鋼材の成分組成である。これらの鋼材
は一部を除いて熱間圧延により鋼板とした。
組成および比較のため出鋼直前の溶鋼に微細粒子を添加
した後、鋳造した鋼材の成分組成である。これらの鋼材
は一部を除いて熱間圧延により鋼板とした。
溶鋼を分散注入する方法は、ガスアトマイズ法により静
ガスによって行った。このとき溶鋼の分散粒子径の平均
は約２００μｍであった。また添加微細粒子もＡｒをキ
ャリアガスとして分散させた。
ガスによって行った。このとき溶鋼の分散粒子径の平均
は約２００μｍであった。また添加微細粒子もＡｒをキ
ャリアガスとして分散させた。
使用した添加微細粒子はα−”ｚ（ｈ 、 ＴｉＯ□、
５ｉＯｚ。
５ｉＯｚ。
Ｚｒ０ｚ、 ＴｉＮで粒子径１μｍ以下ものを０．０１
％添加した。
％添加した。
表２は、表１の鋼の凝固ままおよび熱間圧延後の鋼板に
溶接熱サイクルを付与した後、２１ｍＶノツチシャルピ
ー試験によって靭性を調べた結果である。表１において
Ａ−Ｇは本発明法により製造した鋼、Ｈ，Ｉは従来法に
より製造した鋼である。
溶接熱サイクルを付与した後、２１ｍＶノツチシャルピ
ー試験によって靭性を調べた結果である。表１において
Ａ−Ｇは本発明法により製造した鋼、Ｈ，Ｉは従来法に
より製造した鋼である。
表２より本発明法により製造した鋼は凝固ままでも優れ
た靭性を示すことがわかる。また溶接熱サイクル（相当
入熱量１５０ｋＪ ／Ｃｌ１１）を付与した部分の靭性
も従来法に比べて優れており、なおかつバラツキが少な
いことがわかる。
た靭性を示すことがわかる。また溶接熱サイクル（相当
入熱量１５０ｋＪ ／Ｃｌ１１）を付与した部分の靭性
も従来法に比べて優れており、なおかつバラツキが少な
いことがわかる。
表３にＡ鋼、Ｈ鋼について溶接熱サイクル途中の７００
°Ｃで等温変態させる実験によりフェライト粒の生成個
数を調査した結果を示す。これよりＡ鋼がＨ鋼に比べて
安定して多くのフェライト粒が生成しており、熱サイク
ル付与後のシャルピー試験の結果とよく対応している。
°Ｃで等温変態させる実験によりフェライト粒の生成個
数を調査した結果を示す。これよりＡ鋼がＨ鋼に比べて
安定して多くのフェライト粒が生成しており、熱サイク
ル付与後のシャルピー試験の結果とよく対応している。
これはＡｆｉの方がフェライトの核生成サイトとなる微
細粒子（αＡ／ｚｏ３）が均一に分散しているためであ
る。
細粒子（αＡ／ｚｏ３）が均一に分散しているためであ
る。
表 ３
フェライト粒の生成個数
（発明の効果）
以上の如く、本発明によれば凝固ままで靭性のすぐれた
均質な微細粒子分散鋼を製造することができる。
均質な微細粒子分散鋼を製造することができる。
Claims (1)
- 溶鋼を径１ｍｍ以下の微細粒子に分散注入しながら半凝
固状態の該鋼に、α−Ａｌ＿２Ｏ＿３、ＴｉＯ、ＴｉＯ
＿２、ＺｒＯ＿２、ＳｉＯ＿２、ＴｉＮの１種または２
種以上の高融点微細分散粒子を混合しながら堆積凝固さ
せることを特徴とする微細粒子分散高靭性鋼材の製造法
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28568686A JPS63140061A (ja) | 1986-11-29 | 1986-11-29 | 微細粒子分散高靭性鋼材の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28568686A JPS63140061A (ja) | 1986-11-29 | 1986-11-29 | 微細粒子分散高靭性鋼材の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63140061A true JPS63140061A (ja) | 1988-06-11 |
Family
ID=17694731
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28568686A Pending JPS63140061A (ja) | 1986-11-29 | 1986-11-29 | 微細粒子分散高靭性鋼材の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63140061A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6585799B1 (en) | 1999-04-08 | 2003-07-01 | Nippon Steel Corporation | Cast steel piece and steel product excellent in forming characteristics and method for treatment of molted steel therefor and method for production thereof |
-
1986
- 1986-11-29 JP JP28568686A patent/JPS63140061A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6585799B1 (en) | 1999-04-08 | 2003-07-01 | Nippon Steel Corporation | Cast steel piece and steel product excellent in forming characteristics and method for treatment of molted steel therefor and method for production thereof |
| US6918969B2 (en) | 1999-04-08 | 2005-07-19 | Nippon Steel Corporation | Cast steel and steel material with excellent workability, method for processing molten steel therefor and method for manufacturing the cast steel and steel material |
| EP2292352A1 (en) | 1999-04-08 | 2011-03-09 | Nippon Steel Corporation | Cast steel and steel material with excellent workability, method for processing molten steel therefor and method for manufacturing the cast steel and steel material |
| EP2308617A2 (en) | 1999-04-08 | 2011-04-13 | Nippon Steel Corporation | Cast steel and steel material with excellent workability, method for processing molten steel therefor and method for manufacturing the cast steel and steel material |
| EP2308616A1 (en) | 1999-04-08 | 2011-04-13 | Nippon Steel Corporation | Cast steel and steel material with excellent workability, method for processing molten steel therefor and method for manufacturing the cast steel and steel material |
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