JP2832025B2

JP2832025B2 - 靭性の優れた高強度厚鋼板の製造法

Info

Publication number: JP2832025B2
Application number: JP7952989A
Authority: JP
Inventors: 政昭藤岡; 淳彦吉江; 泰光尾上; 崇史藤田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1989-03-30
Filing date: 1989-03-30
Publication date: 1998-12-02
Anticipated expiration: 2013-12-02
Also published as: JPH02258919A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は、鋳造まま或は鋳造後鋳片の表面性状を整え
る程度の軽度の圧延で、優れた強度、靭性を有する鋼板
を製造する方法に関するものである。

（従来の技術）鋼板の製造分野においては、製造コストを低減すべ
く、工程の省略化、簡略化や直行化が進められている。
わけても、再加熱工程を省略し、鋳造工程と圧延工程を
直結する直行圧延（CC−DR）プロセス、さらには、鋳造
工程における鋳片厚さを薄く（薄帯化）して製品厚さ或
はこれに近い厚さとし、熱間圧延工程を簡・省略化する
NNS（Near Net Shape CC）プロセスの開発が進められて
いる。

しかしながら、鋳造まま或は鋳造後鋳片の表面性状を
整える程度の軽度の圧延を施したのみの鋼板は、粗大な
フェライト或はアシキュラー・フェライトからなる組織
となり、機械的性質、就中低温靭性が劣る。

これは、鋳片が製品厚さ或はこれに近い厚さである処
から、圧延量が少なく、熱間加工たとえば熱間圧延を十
分行う従来技術におけるような、加工によるオーステナ
イト粒（以下γ粒と略称）の微細化ができないためであ
る。

前記従来技術によるときは、フェライト粒（以下、α
粒と略称）の微細化は、十分な圧延によってγ粒を微細
化し、γ→α変態の優先的な核生成サイトとなるγ粒界
の面積を拡大することによってなされる。

これに比し鋳造まま或は鋳造後鋳片の表面性状を整え
る程度の軽度の圧延を施すのみのプロセスにあっては、
γ→α変態の優先的な核生成サイトとなるγ粒界を拡大
するに十分なだけの熱間圧延過程が存しない。

（発明が解決しようとする課題）本発明は、鋳造まま或は鋳造後鋳片の表面性状を整え
る程度の軽度の圧延を施すのみのプロセスで、NbCの核
生成サイトにより優れた強度、靭性を有する鋼板の製造
方法を提供することを目的としてなされた。

（課題を解決するための手段）本発明の特徴とする処は、重量で、C:0.03〜0.25％、Si:0.01〜0.50％、Mn:0.30
〜2.00％、Nb:0.003〜0.100％およびNi,Moを単独或は合
計で0.5〜3.0％含有し、さらに必要に応じて、Ti≦0.02
％、Ｖ≦0.3％、Cu≦1.5％、Al≦0.03％の１種または２
種以上をさらに含有し、残部:Feおよび不可避的不純物
からなる鋼を、鋳造まま或は鋳造後鋳片の表面性状を整
える程度の軽度の圧延を施し、Nbの固溶温度から200秒
間以内に950℃まで冷却し、950℃からAr₃変態点以上の
最終冷却開始点まで500〜5000秒間保定し、次いで最終
冷却開始点から500℃以上かつγ→α変態完了まで２℃/
s以上30℃/s以下の冷却速度で冷却する靭性の優れた高
強度厚鋼板の製造法にある。

以下に、本発明を詳細に説明する。

本発明は、γ→α変態の優先的な核生成サイトとなる
γ粒界を拡大するに十分なだけの量の圧延を材料に適用
することができないという問題を解決し、鋳造まま或は
鋳造後鋳片の表面性状を整える程度の軽度の圧延を施す
のみのプロセスを工業的に成り立たせることを狙いとし
ている。

而して、本発明と従来技術の冶金的な観点からの基本
的な相違点は、γ→α変態挙動、わけてもαの核生成サ
イトに関する点にある。

従来、旧γ粒界がα変態の優先的核生成サイトになる
と言われている。このため、従来技術にあっては、再結
晶域での圧延によってγ粒を微細化し、単位体積当たり
のγ粒界面積を拡大した上で、さらにγ未再結晶域での
圧延によりγ粒界、粒内に多数の転移を導入してフェラ
イト（α）核生成サイトをさらに増大させている。

鋳造まま或は鋳造後鋳片の表面性状を整える程度の軽
度の圧延を施すのみのプロセスでは、γ粒は粗大であ
り、従って単位体積当たりのγ粒界面積は小さく、フェ
ライト（α）核生成サイトは少ない。その結果、変態後
のα粒径は非常に大きくなる。

そこで本発明においては、γ粒界からのフェライト変
態を抑制し、γ粒内の析出物を核生成サイトとするフェ
ライトを多数生成せしめ、微細な粒内フェライト組織と
するようにしている。

以下、本発明鋼の成分の限定理由について説明する。

Ｃは鋼を強化するために不可欠な元素であって、0.03
％未満では所用の強度が得られず、0.25％超では母材及
び溶接部の靭性が損なわれるので0.03％以上0.25％以下
と限定した。

Siは脱酸元素及び鋼の強化元素として有効であり0.01
％以上添加するが、0.5wt％超では加工性及び表面性状
の劣化を生じる。

Mnは鋼の強化に有効であるが0.3％未満では効果がな
く2.0wt％超では加工性が劣化するために0.3％以上2.0
以下とした。

Nbはγ中でNbCを形成し、粒内フェライトの核となる
ため0.003wt％以上を必要とするが、過度の添加はフェ
ライト中での析出による靭性の劣化を生じさせるので0.
1％以下とした。

次にNi及びMoは粒界フェライトの成長を遅らせる効果
があるため、フェライト変態を低温まで遅延させる。こ
のために粒内フェライトの核生成が容易となり、安定し
た粒内フェライト組織を生成させることができる。そこ
でNi及びMoを両者の計で0.5％以上添加するが、過度の
添加は粒内フェライトの生成までも抑制するので３％以
内とした。

Ti,Vは酸化物、炭窒化物として、鋼の強化に有効であ
るが、Tiは0.02％、Ｖは0.3％を超えると著しく靭性を
劣化させるため、それぞれ0.02％,0.3％以下とする。

Cuは鋼の耐食性と強度の向上に有効であるが、過度の
添加は溶接金属の熱間加工割れを引き起こすので1.5％
以下とする。

Alは脱酸元素として添加されるが、0.05％超ではその
効果が飽和し、さらにAlNの生成は粒内フェライトの生
成を阻害するので0.03％以下とする。

次に、製造方法について述べる。

本発明においては上記の成分条件を満たした溶鋼を鋳
造まま、あるいは表面性状を整える程度の軽圧下圧延を
行い、その後の冷却過程においては、含有するNbの完全
固溶温度から950℃までを200秒以内、950℃からAr₃点以
上であるところの最終冷却開始温度までを500秒以上500
0秒以内、最終冷却開始温度以下を２℃／秒以上30℃／
秒以下の冷却速度で冷却し、500℃以上で冷却を終了す
る。

この過程を通じNbCが析出し、これがフェライト生成
核となってγ粒内から微細なフェライトが生成するので
ある。なお、この時、変態温度を低下されるNi及びMo効
果は不可欠である。

以下に製造方法限定の理由を述べる。

まず、Nbの完全固溶温度から950℃までの冷却時間を2
00秒以内950℃以下Ar₃以上であるところの最終冷却開始
温度までを、500秒以上5000秒以下としたのは以下のよ
うな理由による。

NbCがフェライト核となる要因の一つは、析出進行時
にはNbC近傍のNb原子濃度が周囲より低くなることにあ
る。周知の通りNbはフェライト変態を抑制する効果を持
つので、析出物近傍のNb濃度の低い部位は他に比べてフ
ェライトが生成し易いのである。

この時、フェライト核生成サイトとしての有効性は、
Nb原子濃度が低いほど大きい。一方、このNb原子濃度は
NbCの溶解度で決定され、低温になるほど低下する。

またこのような析出物近傍のNb濃度減少は析出進行中
にのみ認められる。析出終了後はNb濃度は均一化されて
しまうからである。

以上のことから、高温での析出を抑制するために、Nb
の完全固溶温度から950℃までの冷却時間を200秒以内と
し、低温で、十分かつ終了してしまわない程度の析出を
行わせるために、950℃以下Ar₃以上であるところの最終
冷却開始温度までを500秒以上5000秒以下とした。

次に、最終冷却開始温度以下、即ち変態時の冷却速度
を２℃／秒以上30℃／秒以下とし、500℃以上で冷却を
終了するとしたのは、30℃／秒以上の冷却速度で冷却を
行った場合や、500℃以下で変態が進行した場合には、
ベイナイト組織が生成するために靭性の劣化が生じる。

また、冷却速度を２℃／秒以上としたのは、これ以下
では、粗大フェライトおよびパーライトからなる組織と
なり、本発明の目的とするγ粒内から生成する微細フェ
ライトを生成させ得ないからである。

（実施例）第１表に示す成分の本発明鋼及び比較鋼について行っ
た実験の結果を第２表に示す。

なお、表中でアンダーラインで示したものについては
本発明の条件に合致しないものである。

第１表における鋼Ａ〜Ｅは本発明鋼でありＦ〜Ｊは比
較鋼である。

鋼Ｆと鋼Ｊは本発明に不可欠なNbが全く添加されてい
ない。鋼ＧはNi及びNbの両者ともに添加されていない。
鋼Ｈと鋼ＩはNiおよびMoが過剰に添加されている。

第２表の番号で１〜4,7,8,11,13,16〜19,21〜23は本
発明鋼であり良好な強度、靭性を示している。

比較鋼である５および20はNbの固溶温度〜950℃まで
の時間t₁が長過ぎ、Nb析出が進行し過ぎた結果、析出物
近傍のNb低濃度領域領が形成されず粒内フェライトの生
成が抑制されたために靭性が劣っている。６は950℃か
ら最終冷却開始までの時間t₂が短過ぎたためにNbの析出
が進行せず、Nb析出物近傍のNb低濃度領域が形成されな
かったことにより、粒内フェライトの生成が抑制された
ため靭性が劣っている。９はこれとは逆にt₂が長すぎた
ことにより、粒内フェライトの生成が抑制された結果で
ある。10および24は最終冷却時の冷却速度が大すぎたた
めに、粒内フェライトが抑制され、ベイナイト主体の組
織となったために靭性値が劣っている。15および25は逆
に冷却速度が小さすぎたために、オーステナイト粒界か
ら粗大な粒界フェライトが生成し、粗大フェライト＋パ
ーライト組織となったために靭性が劣っている。12およ
び14は最終冷却の冷却終了温度が低すぎ、ベイナイトが
生成したために靭性が劣っている。26,27および30はNb
の添加が無かったために、粒内フェライトの生成サイト
が少なかったためである。28および29は変態温度を低下
させ、粒内フェライトを生成し易くする目的で添加して
いるNi,Moが過度に添加されていたために、粒内フェラ
イトの生成をも抑制してしまった結果、ベイナイト組織
が生成したために靭性が劣化している。

以上のように本発明鋼では良好な強度、靭性が得られ
ているのに対し、本発明で規定した成分、製造条件をひ
とつでも満たさない場合には本発明の目的は達成されな
いことが判る。

（発明の効果）本発明では、鋳造まま或は鋳造後鋳片の表面性状を整
える程度の軽度の圧延を施すのみのプロセスで、優れた
強度、靭性を有する鋼板を得ることができるので、工業
的な効果が大である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者藤田崇史福岡県北九州市八幡東区枝光１―１―１新日本製鐵株式会社第三技術研究所内 (56)参考文献特開昭63−134628（ＪＰ，Ａ) 特開昭64−25917（ＪＰ，Ａ) 特開昭62−120426（ＪＰ，Ａ) 特開昭64−5644（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) B22D 11/124 C21D 9/52 C21D 8/02 B21B 1/46

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量で、Ｃ :0.03〜0.25％、 Si :0.01〜0.50％、 Mn :0.30〜2.00％、 Nb :0.003〜0.100％、 Ni,Moを単独或は合計で0.5〜3.0％、残部:Feおよび不可避的不純物からなる鋼を、鋳造まま
或は鋳造後鋳片の表面性状を整える程度の軽度の圧延を
施し、Nbの固溶温度から200秒間以内に950℃まで冷却
し、950℃からAr₃変態点以上の最終冷却開始点まで500
〜5000秒間保定し、次いで最終冷却開始点から500℃以
上かつγ→α変態完了まで２℃/s以上30℃/s以下の冷却
速度で冷却することを特徴とする靭性の優れた高強度厚
鋼板の製造法。
【請求項２】重量で、 Ti≦0.02％、Ｖ≦0.3％、 Cu≦1.5％、 Al≦0.03％の１種または２種以上をさらに含有し、残部:Feおよび
不可避的不純物からなる鋼である請求項１記載の靭性の
優れた高強度厚鋼板の製造法。