JP3502850B2 - 靭性の優れた鋼材の高効率製造方法 - Google Patents
靭性の優れた鋼材の高効率製造方法Info
- Publication number
- JP3502850B2 JP3502850B2 JP2001112177A JP2001112177A JP3502850B2 JP 3502850 B2 JP3502850 B2 JP 3502850B2 JP 2001112177 A JP2001112177 A JP 2001112177A JP 2001112177 A JP2001112177 A JP 2001112177A JP 3502850 B2 JP3502850 B2 JP 3502850B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- toughness
- rolling
- temperature
- less
- steel material
- 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
Landscapes
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、船舶、橋梁、中高
層建築物、海洋構造物などに使用される靭性の優れた鋼
材の効率的な製造方法に関するものである。
層建築物、海洋構造物などに使用される靭性の優れた鋼
材の効率的な製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、橋梁、中高層建築物、海洋構造物
などの大型化に伴い、使用される鋼材の厚手化とともに
靭性に対する要望も厳しさを増している。
などの大型化に伴い、使用される鋼材の厚手化とともに
靭性に対する要望も厳しさを増している。
【０００３】靭性向上のための手段としては、ＴＭＣＰ
（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏ
ｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）が良く知られている。これは適切
な加熱、圧延、冷却、熱処理工程の組み合わせにより鋼
材の組織微細化を達成し、強靭化する方法である。
（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏ
ｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）が良く知られている。これは適切
な加熱、圧延、冷却、熱処理工程の組み合わせにより鋼
材の組織微細化を達成し、強靭化する方法である。
【０００４】強度５００Ｎ／ｍｍ2級以下の鋼では主要
組織がフェライト（α）、パーライト（Ｐ）であり、靭
性は主にα粒径に支配される。α粒径の微細化方法とし
ては、従来から種々の方法が提案されている。代表的な
方法としては、例えば特公昭４９−７２９１号公報に示
されているように、オーステナイト（γ）の未再結晶温
度域において制御圧延を行い、引き続いて加速冷却を行
うことによるγからαへの変態時にαを微細化する方法
がある。さらに、制御圧延の温度域をγ／α二相域にま
で拡大した、いわゆる二相域圧延による強度・靭性改善
技術も提案されている。例えば、特公昭５８−５９６７
号公報に示されるように、成分や圧延条件の工夫等によ
り、靭性向上を図る方法が提案されている。
組織がフェライト（α）、パーライト（Ｐ）であり、靭
性は主にα粒径に支配される。α粒径の微細化方法とし
ては、従来から種々の方法が提案されている。代表的な
方法としては、例えば特公昭４９−７２９１号公報に示
されているように、オーステナイト（γ）の未再結晶温
度域において制御圧延を行い、引き続いて加速冷却を行
うことによるγからαへの変態時にαを微細化する方法
がある。さらに、制御圧延の温度域をγ／α二相域にま
で拡大した、いわゆる二相域圧延による強度・靭性改善
技術も提案されている。例えば、特公昭５８−５９６７
号公報に示されるように、成分や圧延条件の工夫等によ
り、靭性向上を図る方法が提案されている。
【０００５】しかしながら、鋼材に対する要求特性が厳
格化するのにともない、低温での大圧下圧延や急速冷却
が必要となる結果、温度待ちによる生産性の低下、形状
不安定による精整工程への負荷増大等の問題が生じるこ
とがあった。そこで、効率的に強靭鋼を製造するために
は変態前のγ粒微細化が必須であるが、従来の技術では
以下の欠点がある。例えば、鋳片の低温加熱によるγ粗
大化抑制は、偏析起因の材質劣化を招く可能性があり、
γ高温域での大圧下圧延による再結晶γ微細化は、おの
ずと圧延機の能力の制約を受ける。
格化するのにともない、低温での大圧下圧延や急速冷却
が必要となる結果、温度待ちによる生産性の低下、形状
不安定による精整工程への負荷増大等の問題が生じるこ
とがあった。そこで、効率的に強靭鋼を製造するために
は変態前のγ粒微細化が必須であるが、従来の技術では
以下の欠点がある。例えば、鋳片の低温加熱によるγ粗
大化抑制は、偏析起因の材質劣化を招く可能性があり、
γ高温域での大圧下圧延による再結晶γ微細化は、おの
ずと圧延機の能力の制約を受ける。
【０００６】また、圧延等の熱間加工によらずに熱処理
によってα粒径の微細化を図る方法も示されている。例
えば、［鉄と鋼、第７７年、第１号、１９９１、１７１
〜１７８頁］に示されているように、Ｖ、Ｎを通常より
も多量に添加することによりγの微細化を図るととも
に、焼きならし処理で微細なα組織とする方法が開発さ
れている。しかし、この方法で微細なα組織を得るため
には、Ｖを０．１％以上、Ｎも０．０１％以上添加する
必要があり、溶接性、溶接熱影響部靭性の劣化は避けら
れない。
によってα粒径の微細化を図る方法も示されている。例
えば、［鉄と鋼、第７７年、第１号、１９９１、１７１
〜１７８頁］に示されているように、Ｖ、Ｎを通常より
も多量に添加することによりγの微細化を図るととも
に、焼きならし処理で微細なα組織とする方法が開発さ
れている。しかし、この方法で微細なα組織を得るため
には、Ｖを０．１％以上、Ｎも０．０１％以上添加する
必要があり、溶接性、溶接熱影響部靭性の劣化は避けら
れない。
【０００７】強度６００Ｎ／ｍｍ2級以上の高強度鋼で
は、ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）主体の組
織となる。このような鋼の母材靭性を支配する基本組織
単位は、旧γ粒径ではなく、パケットやブロックと呼ば
れる領域のサイズであるが、このパケット、ブロックの
微細化のためには、γ粒微細化が最も有効な方法であ
る。
は、ベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）主体の組
織となる。このような鋼の母材靭性を支配する基本組織
単位は、旧γ粒径ではなく、パケットやブロックと呼ば
れる領域のサイズであるが、このパケット、ブロックの
微細化のためには、γ粒微細化が最も有効な方法であ
る。
【０００８】基本的な製造方法は焼入れ、焼戻しを含む
調質型プロセスであり、γ粒径の微細化のために圧延温
度域と圧下量を工夫するとともに、焼入れ性の確保のた
めに強度レベルに応じて合金添加量を調整する方法が代
表的である。例えば、特開昭４９−３７８１４号公報で
は、低Ｃ−Ｔｉ−Ｂ添加を特徴とした強度６００Ｎ／ｍ
ｍ2級高張力鋼が提案されている。しかし、Ｂを活用し
た高強度化は成分や製造条件の変動による特性不安定が
懸念されるとともに、ＨＡＺ硬さ上昇が著しいという欠
点がある。
調質型プロセスであり、γ粒径の微細化のために圧延温
度域と圧下量を工夫するとともに、焼入れ性の確保のた
めに強度レベルに応じて合金添加量を調整する方法が代
表的である。例えば、特開昭４９−３７８１４号公報で
は、低Ｃ−Ｔｉ−Ｂ添加を特徴とした強度６００Ｎ／ｍ
ｍ2級高張力鋼が提案されている。しかし、Ｂを活用し
た高強度化は成分や製造条件の変動による特性不安定が
懸念されるとともに、ＨＡＺ硬さ上昇が著しいという欠
点がある。
【０００９】Ｂ無添加の技術としては、特公昭６０−９
０８６号公報に示されているが、実施例からこの技術の
適用板厚範囲としては３０ｍｍ程度である。また、特開
昭５３−１１９２１９号公報は、再加熱焼入れ焼戻しプ
ロセスにより厚手高張力鋼を提供しようとするものであ
る。これは０．０２％を超えるＮｂ添加により再加熱時
に未固溶Ｎｂ炭窒化物を残存せしめ、結晶粒の粗大化を
防止して母材靭性を改善しようとするものである。この
技術では固溶Ｎｂによる圧延組織微細化、焼入れ性向上
効果、析出強化を十分活用できないため、Ｎｂ、Ｖに加
えてさらにＮｉ、Ｍｏ添加が実質的に必須となり、合金
コストと溶接性の点で不利になってしまう。
０８６号公報に示されているが、実施例からこの技術の
適用板厚範囲としては３０ｍｍ程度である。また、特開
昭５３−１１９２１９号公報は、再加熱焼入れ焼戻しプ
ロセスにより厚手高張力鋼を提供しようとするものであ
る。これは０．０２％を超えるＮｂ添加により再加熱時
に未固溶Ｎｂ炭窒化物を残存せしめ、結晶粒の粗大化を
防止して母材靭性を改善しようとするものである。この
技術では固溶Ｎｂによる圧延組織微細化、焼入れ性向上
効果、析出強化を十分活用できないため、Ｎｂ、Ｖに加
えてさらにＮｉ、Ｍｏ添加が実質的に必須となり、合金
コストと溶接性の点で不利になってしまう。
【００１０】以上のように６００Ｎ／ｍｍ2級以上の調
質型高張力鋼の従来技術は、その大部分がＢ添加による
焼入れ性確保によって達成されており、Ｂ無添加の場合
は薄手材に限定される。
質型高張力鋼の従来技術は、その大部分がＢ添加による
焼入れ性確保によって達成されており、Ｂ無添加の場合
は薄手材に限定される。
【００１１】低温靭性の向上を目的とした高張力鋼の圧
延方法に関する技術として、特開平６−９３３３２号公
報がある。これはＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂを含
み、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｎの規制された素材鋼を制御圧延
後、直ちに所定の温度範囲まで加速冷却し、ついでその
温度範囲に一定時間等温保持、またはその温度範囲を一
定時間徐冷することで微細なベイナイト組織とする方法
が開示されているが、温度調整のための待ち時間が極め
て長くなり、圧延効率の低下、等温保持および徐冷に伴
うコスト上昇を招き、生産性の低下は著しい。また、特
開平６−１２８６３８号公報では、Ｎｂ、Ｖを添加した
鋳片をＡｃ3点以上に加熱し、Ａｒ3点以上で冷却を実施
しながら熱間圧延し、引き続き放冷もしくは５℃／ｓ以
上の冷却速度で６５０℃以下の温度に加速冷却すること
を特徴とする高強度高靭性厚鋼板の製造方法が開示され
ている。これによると低温靭性を改善するために、熱間
圧延を終了する温度をＡｒ3点近傍（７００〜８００
℃）という低温にすることが示されている。その結果、
被圧延鋼の変形抵抗が大きくなり、圧延機には多大な負
荷が加わる。
延方法に関する技術として、特開平６−９３３３２号公
報がある。これはＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂを含
み、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｎの規制された素材鋼を制御圧延
後、直ちに所定の温度範囲まで加速冷却し、ついでその
温度範囲に一定時間等温保持、またはその温度範囲を一
定時間徐冷することで微細なベイナイト組織とする方法
が開示されているが、温度調整のための待ち時間が極め
て長くなり、圧延効率の低下、等温保持および徐冷に伴
うコスト上昇を招き、生産性の低下は著しい。また、特
開平６−１２８６３８号公報では、Ｎｂ、Ｖを添加した
鋳片をＡｃ3点以上に加熱し、Ａｒ3点以上で冷却を実施
しながら熱間圧延し、引き続き放冷もしくは５℃／ｓ以
上の冷却速度で６５０℃以下の温度に加速冷却すること
を特徴とする高強度高靭性厚鋼板の製造方法が開示され
ている。これによると低温靭性を改善するために、熱間
圧延を終了する温度をＡｒ3点近傍（７００〜８００
℃）という低温にすることが示されている。その結果、
被圧延鋼の変形抵抗が大きくなり、圧延機には多大な負
荷が加わる。
【００１２】上述のように、組織微細化を目的としたＴ
ＭＣＰは種々提案されているが、温度や圧下率等の制約
から通常生産効率の低下を引き起こすとともに、精整工
程の負荷も増大する。
ＭＣＰは種々提案されているが、温度や圧下率等の制約
から通常生産効率の低下を引き起こすとともに、精整工
程の負荷も増大する。
【００１３】一方、鋼材製造工程のうち多量の熱エネル
ギーを消費しているスラブ加熱時の省エネルギー化を図
るため、連鋳スラブの熱片装入圧延（ＨＣＲ）が拡大し
つつあり、その究極的なプロセスである連鋳−熱間圧延
を直結した直送圧延（ＤＲ）も稼動し始めている。冶金
的な観点からみたこれらの省プロセスは、従来の凝固か
らスラブ加熱過程で繰り返されていたγ／α→α／γ変
態を完全には経由しないことを特徴とする。その結果、
凝固ままの粗大γが初期粒として存在し、上述のＴＭＣ
Ｐを用いても組織の微細化・均一化が完全には達成でき
ず、スラブを一旦変態点以下まで冷却した場合と比べて
強度・靭性が劣化することは避けられない。このため現
状では強度・靭性が求められる鋼材に関しては、γ域か
らのＨＣＲはほとんど行われていない。
ギーを消費しているスラブ加熱時の省エネルギー化を図
るため、連鋳スラブの熱片装入圧延（ＨＣＲ）が拡大し
つつあり、その究極的なプロセスである連鋳−熱間圧延
を直結した直送圧延（ＤＲ）も稼動し始めている。冶金
的な観点からみたこれらの省プロセスは、従来の凝固か
らスラブ加熱過程で繰り返されていたγ／α→α／γ変
態を完全には経由しないことを特徴とする。その結果、
凝固ままの粗大γが初期粒として存在し、上述のＴＭＣ
Ｐを用いても組織の微細化・均一化が完全には達成でき
ず、スラブを一旦変態点以下まで冷却した場合と比べて
強度・靭性が劣化することは避けられない。このため現
状では強度・靭性が求められる鋼材に関しては、γ域か
らのＨＣＲはほとんど行われていない。
【００１４】γ域ＨＣＲで変態点以下冷却後再加熱材と
同等以上の特性を得るためには、凝固組織を微細化して
おくか、圧延過程で微細化することが必要である。とこ
ろが、凝固組織の微細化に関しては現状では有効なシー
ズがなく、冷却再加熱材と同等の特性を得るのは困難で
ある。また、特開昭６０−７５５１８号公報のように加
熱後の圧延段階において温度域と圧下率を制御して組織
を微細化する手段も提案されているが、この方法は凝固
時の粗大な鋳造組織を微細化するには十分ではなく、さ
らに圧延パス数を多くする必要があり、生産効率の低下
を招くという問題点があった。
同等以上の特性を得るためには、凝固組織を微細化して
おくか、圧延過程で微細化することが必要である。とこ
ろが、凝固組織の微細化に関しては現状では有効なシー
ズがなく、冷却再加熱材と同等の特性を得るのは困難で
ある。また、特開昭６０−７５５１８号公報のように加
熱後の圧延段階において温度域と圧下率を制御して組織
を微細化する手段も提案されているが、この方法は凝固
時の粗大な鋳造組織を微細化するには十分ではなく、さ
らに圧延パス数を多くする必要があり、生産効率の低下
を招くという問題点があった。
【００１５】
【発明が解決しようとする課題】コスト上昇かつ溶接性
劣化の原因となる合金の過度の添加や、生産性の良くな
い複雑な熱間加工または熱処理工程を必要とせずに、Ｄ
ＲやＨＣＲを前提として、優れた強度・靭性を有する鋼
材を効率的に製造する方法を提供するものである。
劣化の原因となる合金の過度の添加や、生産性の良くな
い複雑な熱間加工または熱処理工程を必要とせずに、Ｄ
ＲやＨＣＲを前提として、優れた強度・靭性を有する鋼
材を効率的に製造する方法を提供するものである。
【００１６】
【課題を解決するための手段】本発明の特徴は従来の発
想とは異なり、Ｃａ、Ａｌ、Ｍｇからなる特定の大きさ
の酸化物を分散させることにより、効率的かつ安価な方
法で組織微細化を達成し、靭性の優れた鋼材を実現した
点にある。その要旨とするところは以下の通りである。
想とは異なり、Ｃａ、Ａｌ、Ｍｇからなる特定の大きさ
の酸化物を分散させることにより、効率的かつ安価な方
法で組織微細化を達成し、靭性の優れた鋼材を実現した
点にある。その要旨とするところは以下の通りである。
【００１７】（１） 質量％で、Ｃ ：０．０３〜０．
１８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜
２．０％、Ｐ ：≦０．０２％、Ｓ ：≦０．０２％、
Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｎ
：０．０００５〜０．００６％を含有し、残部はＦｅ
および不可避不純物からなる成分を有し、さらに少なく
ともＣａ、Ａｌ、Ｏの元素を含み、Ｏを除いた元素が質
量比で、Ｃａ：５％以上を含有し、残部がＡｌおよびそ
の他不可避不純物からなる酸化物を含有し、その酸化物
粒子径０．００５〜１μｍ未満の粒子が１００〜１００
０個／ｍｍ2、かつ粒子径１〜５μｍの粒子が５０〜１
００個／ｍｍ2である凝固ままの鋳片を、Ａｒ1変態点以
下に冷却することなく、９００〜１１００℃の温度域の
おいて累積圧下率１５％以上で圧延してオーステナイト
の粒径を２００μｍ以下とした後、引き続き８００〜１
１００℃で累積圧下率４０％以上の圧延を行うことによ
りオーステナイト粒径を４０μｍ以下とすることを特徴
とする靭性の優れた鋼材の高効率製造方法。
１８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．４〜
２．０％、Ｐ ：≦０．０２％、Ｓ ：≦０．０２％、
Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｎ
：０．０００５〜０．００６％を含有し、残部はＦｅ
および不可避不純物からなる成分を有し、さらに少なく
ともＣａ、Ａｌ、Ｏの元素を含み、Ｏを除いた元素が質
量比で、Ｃａ：５％以上を含有し、残部がＡｌおよびそ
の他不可避不純物からなる酸化物を含有し、その酸化物
粒子径０．００５〜１μｍ未満の粒子が１００〜１００
０個／ｍｍ2、かつ粒子径１〜５μｍの粒子が５０〜１
００個／ｍｍ2である凝固ままの鋳片を、Ａｒ1変態点以
下に冷却することなく、９００〜１１００℃の温度域の
おいて累積圧下率１５％以上で圧延してオーステナイト
の粒径を２００μｍ以下とした後、引き続き８００〜１
１００℃で累積圧下率４０％以上の圧延を行うことによ
りオーステナイト粒径を４０μｍ以下とすることを特徴
とする靭性の優れた鋼材の高効率製造方法。
【００１８】 （２） 前記累積圧下率１５％以上で圧
延してオ−ステナイトの粒径を２００μｍ以下とした
後、Ａｒ １ 変態点以下に冷却することなく１０００〜１
３００℃の温度域に再加熱して、引き続き、前記８００
〜１１００℃で累積圧下率４０％以上の圧延を行うこと
によりオ−ステナイト粒径を４０μｍ以下とすることを
特徴とする上記（１）記載の靭性の優れた鋼材の高効率
製造方法。
延してオ−ステナイトの粒径を２００μｍ以下とした
後、Ａｒ １ 変態点以下に冷却することなく１０００〜１
３００℃の温度域に再加熱して、引き続き、前記８００
〜１１００℃で累積圧下率４０％以上の圧延を行うこと
によりオ−ステナイト粒径を４０μｍ以下とすることを
特徴とする上記（１）記載の靭性の優れた鋼材の高効率
製造方法。
【００１９】（３） 前記圧延後、７００℃以上の温度
から冷却速度１℃／ｓ以上で６００℃以下の温度まで冷
却することを特徴とする上記（１）または（２）に記載
の靭性の優れた鋼材の高効率製造方法。
から冷却速度１℃／ｓ以上で６００℃以下の温度まで冷
却することを特徴とする上記（１）または（２）に記載
の靭性の優れた鋼材の高効率製造方法。
【００２０】（４） 前記冷却を行った後、さらに６５
０℃以下の温度で焼戻しを行うことを特徴とする上記
（１）〜（３）のいずれかに記載の靭性の優れた鋼材の
高効率製造方法。
０℃以下の温度で焼戻しを行うことを特徴とする上記
（１）〜（３）のいずれかに記載の靭性の優れた鋼材の
高効率製造方法。
【００２１】 （５） 前記鋳片が、更に、質量％で、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００１７を含有し、前記酸化
物組成が、少なくともＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏの元素を含
み、Ｏを除いた元素が質量比で、Ｃａ：５％以上、Ｍ
ｇ：１％以上を含有し、残部がＡｌおよびその他不可避
不純物であることを特徴とする上記（１）〜（４）のい
ずれかに記載の靭性の優れた鋼材の高効率製造方法。
Ｍｇ：０．０００１〜０．００１７を含有し、前記酸化
物組成が、少なくともＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏの元素を含
み、Ｏを除いた元素が質量比で、Ｃａ：５％以上、Ｍ
ｇ：１％以上を含有し、残部がＡｌおよびその他不可避
不純物であることを特徴とする上記（１）〜（４）のい
ずれかに記載の靭性の優れた鋼材の高効率製造方法。
【００２２】（６） 質量％で、Ｃｕ：≦１．５％、Ｎ
ｉ：≦２．０％、Ｎｂ：≦０．０５％、Ｖ ：≦０．１
％、Ｃｒ：≦０．６％、Ｍｏ：≦０．６％、Ｂ ：０．
０００２〜０．００２％の１種または２種以上を含有す
ることを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれかに記
載の靭性の優れた鋼材の高効率製造方法。
ｉ：≦２．０％、Ｎｂ：≦０．０５％、Ｖ ：≦０．１
％、Ｃｒ：≦０．６％、Ｍｏ：≦０．６％、Ｂ ：０．
０００２〜０．００２％の１種または２種以上を含有す
ることを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれかに記
載の靭性の優れた鋼材の高効率製造方法。
【００２３】
【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。本発明者らは靭性を向上させる金属組織的要因と
して初期γ粒径に着目し、酸化物を利用してγの整細粒
化を達成することを検討した。これは初期γ組織が、圧
延以降の工程における材質造り込みの原点であるとの認
識に基づくものである。すなわち、凝固ままの鋳片を用
いてＤＲやγ域ＨＣＲを行う場合、粗大なγが混在して
しまうと、いくら再結晶温度域で圧延条件を調整してγ
粒を微細化しようとも、再加熱時から整細粒であった場
合のγ粒径には到達しないからである。
する。本発明者らは靭性を向上させる金属組織的要因と
して初期γ粒径に着目し、酸化物を利用してγの整細粒
化を達成することを検討した。これは初期γ組織が、圧
延以降の工程における材質造り込みの原点であるとの認
識に基づくものである。すなわち、凝固ままの鋳片を用
いてＤＲやγ域ＨＣＲを行う場合、粗大なγが混在して
しまうと、いくら再結晶温度域で圧延条件を調整してγ
粒を微細化しようとも、再加熱時から整細粒であった場
合のγ粒径には到達しないからである。
【００２４】再結晶γが微細であると、γ／α変態を利
用したα細粒化に有利となることはもちろん、ＢやＭを
利用した高張力鋼の靭性向上にも寄与する。一般的にγ
が細粒化すると焼入れ性は低下することが知られている
が、一方でパケット、ブロックが微細化されることに加
えて、一部生成してくる微細なαが有効結晶粒を分割す
る効果があるため、靭性は顕著に向上するのである。α
生成に伴う強度の低下については、αの成長・粗大化が
生じない限り顕著には現れない。
用したα細粒化に有利となることはもちろん、ＢやＭを
利用した高張力鋼の靭性向上にも寄与する。一般的にγ
が細粒化すると焼入れ性は低下することが知られている
が、一方でパケット、ブロックが微細化されることに加
えて、一部生成してくる微細なαが有効結晶粒を分割す
る効果があるため、靭性は顕著に向上するのである。α
生成に伴う強度の低下については、αの成長・粗大化が
生じない限り顕著には現れない。
【００２５】初期γ粒を微細化するためには、凝固γを
効果的に再結晶させて細粒化するとともに、ＨＣＲの場
合には再加熱過程においてγの粒成長を抑制することが
必要である。そのための最も有効な手段として、分散粒
子を再結晶の核生成サイトにすると同時に、再加熱過程
でγ粒界をピンニングし、粒成長を抑制する方法が挙げ
られる。そのような作用をする分散粒子の一つとして
は、従来、ＴｉやＡｌの窒化物が有効であると考えられ
ていた。しかしながら、これらの窒化物は再結晶の核生
成サイトにするにはサイズが小さすぎ、また高温での安
定性が酸化物に比べて劣るため、特に１２００℃超では
窒化物の溶解が始まり、一部粗大粒が生成してしまう。
これに対し、高温で安定な酸化物を活用することによ
り、凝固γの再結晶促進、γ粒の粗大化が抑制され、圧
延後の工程に負荷をかけずに最終組織の微細化が可能と
なる。
効果的に再結晶させて細粒化するとともに、ＨＣＲの場
合には再加熱過程においてγの粒成長を抑制することが
必要である。そのための最も有効な手段として、分散粒
子を再結晶の核生成サイトにすると同時に、再加熱過程
でγ粒界をピンニングし、粒成長を抑制する方法が挙げ
られる。そのような作用をする分散粒子の一つとして
は、従来、ＴｉやＡｌの窒化物が有効であると考えられ
ていた。しかしながら、これらの窒化物は再結晶の核生
成サイトにするにはサイズが小さすぎ、また高温での安
定性が酸化物に比べて劣るため、特に１２００℃超では
窒化物の溶解が始まり、一部粗大粒が生成してしまう。
これに対し、高温で安定な酸化物を活用することによ
り、凝固γの再結晶促進、γ粒の粗大化が抑制され、圧
延後の工程に負荷をかけずに最終組織の微細化が可能と
なる。
【００２６】一般的に、分散粒子による凝固γの再結晶
促進効果、および結晶粒界のピンニング効果は、分散粒
子の体積率が大きいほど、一個の粒子径が大きいほど大
きい。ただし、分散粒子の体積率は鋼中に含まれる粒子
を構成する元素の濃度によって上限があり、また再結晶
促進とピンニングでは最適な分布状態（すなわち、粒子
径と個数）が異なる。そこで、本発明者らは酸化物の体
積分率を大きく、かつ適正な分布状態となるよう、種々
の検討を行った。
促進効果、および結晶粒界のピンニング効果は、分散粒
子の体積率が大きいほど、一個の粒子径が大きいほど大
きい。ただし、分散粒子の体積率は鋼中に含まれる粒子
を構成する元素の濃度によって上限があり、また再結晶
促進とピンニングでは最適な分布状態（すなわち、粒子
径と個数）が異なる。そこで、本発明者らは酸化物の体
積分率を大きく、かつ適正な分布状態となるよう、種々
の検討を行った。
【００２７】酸化物の体積分率を大きくする手段の一つ
として、酸素量を増大させることがあるが、酸素量の増
大は材質に有害な粗大介在物をも多数生成する原因とな
るため、有効な手段ではない。そこで本発明者らは、酸
素を最大限に利用するため、酸素との溶解度積が小さい
元素を活用することを検討した。酸素との溶解度積が小
さい、すなわち強脱酸元素として、一般的にはＡｌが用
いられる。しかしながら、Ａｌだけでは酸素を十分利用
することはできないため、Ａｌよりも強い脱酸元素であ
るＣａを活用することが必要で、さらにＭｇの活用も有
効である。脱酸元素としてＣａ、Ｍｇを用いた実験を行
った結果、鋼中に生成する酸化物粒子の組成として、Ｃ
ａが５％以上、Ｍｇが１％以上含まれることで、酸化物
の体積分率すなわち酸化物量を大きくすることが可能と
なることを知見した。この結果をもとに、鋼中に含まれ
る粒子の組成を、少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏ
を除いた元素が質量比でＣａ５％以上とし、さらにＣ
ａ、Ａｌ、ＯのほかにＭｇを含む場合には、Ｃａ５％以
上、Ｍｇ１％以上とした。
として、酸素量を増大させることがあるが、酸素量の増
大は材質に有害な粗大介在物をも多数生成する原因とな
るため、有効な手段ではない。そこで本発明者らは、酸
素を最大限に利用するため、酸素との溶解度積が小さい
元素を活用することを検討した。酸素との溶解度積が小
さい、すなわち強脱酸元素として、一般的にはＡｌが用
いられる。しかしながら、Ａｌだけでは酸素を十分利用
することはできないため、Ａｌよりも強い脱酸元素であ
るＣａを活用することが必要で、さらにＭｇの活用も有
効である。脱酸元素としてＣａ、Ｍｇを用いた実験を行
った結果、鋼中に生成する酸化物粒子の組成として、Ｃ
ａが５％以上、Ｍｇが１％以上含まれることで、酸化物
の体積分率すなわち酸化物量を大きくすることが可能と
なることを知見した。この結果をもとに、鋼中に含まれ
る粒子の組成を、少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏ
を除いた元素が質量比でＣａ５％以上とし、さらにＣ
ａ、Ａｌ、ＯのほかにＭｇを含む場合には、Ｃａ５％以
上、Ｍｇ１％以上とした。
【００２８】続いて凝固γの再結晶促進に有効な粒子の
分布状態について述べる。いわゆる粒子誘起核生成を起
こさせるためには、ある程度粒子径が大きいことが必要
である。これは、変形しにくい粒子が存在することによ
って、加工時粒子の近傍に生じる不均一変形領域の大き
さが、粒子径と密接な関係にあるためである。粒子が小
さい場合には不均一変形領域も狭く、再結晶を誘起する
ほど大きなエネルギーが蓄積されない。逆に粒子径が大
きすぎると、破壊発生の起点となり靭性を劣化させる。
また、粒子数の減少につながることから、発生する再結
晶粒が減少し、最終的なγ粒径が粗大化してしまう。最
適な粒子径と個数を求めるために、酸化物粒子径を種々
変化させた実験を実施した。その結果、粒子径１〜５μ
ｍの粒子が５０〜１００個／ｍｍ2存在する場合に、最
も有効に凝固γを再結晶させ、γ粒径２００μｍ以下の
整粒組織が得られることを見出した。その後の圧延によ
って到達するγ粒径は、初期γ粒径と密接に関わってい
る。すなわち、初期γ粒径の差は、圧延によって相対的
に小さくなるものの、再結晶γ粒径の差として残存する
のである。さらに、初期γ粒径が２００μｍ以下である
と、その後極端な大圧下圧延や低温圧延を行うことな
く、最終的な組織微細化を図る上で有利となるγ粒径４
０μｍ以下が達成され、強度・靭性向上が可能となる。
酸化物粒子径が１μｍ未満であると再結晶が起こらない
ため凝固γが残存し、５μｍ超であると介在物起因の破
壊が生じ、いずれにしても靭性が劣化する。また、個数
が５０個／ｍｍ2未満であると再結晶核が少なすぎてγ
粒径が２００μｍ超となり、１００個／ｍｍ2超である
と清浄度が低下することにより、やはり靭性は劣化す
る。
分布状態について述べる。いわゆる粒子誘起核生成を起
こさせるためには、ある程度粒子径が大きいことが必要
である。これは、変形しにくい粒子が存在することによ
って、加工時粒子の近傍に生じる不均一変形領域の大き
さが、粒子径と密接な関係にあるためである。粒子が小
さい場合には不均一変形領域も狭く、再結晶を誘起する
ほど大きなエネルギーが蓄積されない。逆に粒子径が大
きすぎると、破壊発生の起点となり靭性を劣化させる。
また、粒子数の減少につながることから、発生する再結
晶粒が減少し、最終的なγ粒径が粗大化してしまう。最
適な粒子径と個数を求めるために、酸化物粒子径を種々
変化させた実験を実施した。その結果、粒子径１〜５μ
ｍの粒子が５０〜１００個／ｍｍ2存在する場合に、最
も有効に凝固γを再結晶させ、γ粒径２００μｍ以下の
整粒組織が得られることを見出した。その後の圧延によ
って到達するγ粒径は、初期γ粒径と密接に関わってい
る。すなわち、初期γ粒径の差は、圧延によって相対的
に小さくなるものの、再結晶γ粒径の差として残存する
のである。さらに、初期γ粒径が２００μｍ以下である
と、その後極端な大圧下圧延や低温圧延を行うことな
く、最終的な組織微細化を図る上で有利となるγ粒径４
０μｍ以下が達成され、強度・靭性向上が可能となる。
酸化物粒子径が１μｍ未満であると再結晶が起こらない
ため凝固γが残存し、５μｍ超であると介在物起因の破
壊が生じ、いずれにしても靭性が劣化する。また、個数
が５０個／ｍｍ2未満であると再結晶核が少なすぎてγ
粒径が２００μｍ超となり、１００個／ｍｍ2超である
と清浄度が低下することにより、やはり靭性は劣化す
る。
【００２９】次にピンニングに有効な粒子の分布状態に
ついて述べる。前述したように、分散粒子による結晶粒
界のピンニング効果は、分散粒子の体積率が大きいほ
ど、一個の粒子径が大きいほど大きい。粒子の体積率が
一定とすると、一個の粒子の大きさが小さい方が粒子数
は多くなり、ピンニング効果が大きくなるが、あまり粒
子が小さくなると粒界に存在する粒子の割合が小さくな
るため、その効果は低減すると考えた。そこで、酸化物
粒子の大きさを種々変化させた試験片を用いて、凝固γ
を再結晶させた後、再加熱したときのオーステナイト粒
径を詳細に調査した結果、ピンニングには０．００５〜
１μｍ未満の大きさの粒子が効果的であることをつきと
めた。また０．００５μｍより小さい酸化物粒子はほと
んど観察されなかった。この結果より、必要な粒子径を
０．００５〜１μｍ未満とした。さらにγ粒成長抑制に
必要なピンニング粒子の個数について検討した結果、再
結晶完了後の再加熱過程でγ粒径を２００μｍ以下に抑
えるためには１００個／ｍｍ 2以上必要であることが判
明した。ただし、粒子数が多くなるほど、その靭性向上
効果は飽和し、必要以上に粒子個数を多くすることは靭
性に有害な粗大な粒子が生成する可能性が高くなり、ま
た現在の工業技術では限界もあることを考えると、粒子
数の上限は１０００個／ｍｍ2が適切である。
ついて述べる。前述したように、分散粒子による結晶粒
界のピンニング効果は、分散粒子の体積率が大きいほ
ど、一個の粒子径が大きいほど大きい。粒子の体積率が
一定とすると、一個の粒子の大きさが小さい方が粒子数
は多くなり、ピンニング効果が大きくなるが、あまり粒
子が小さくなると粒界に存在する粒子の割合が小さくな
るため、その効果は低減すると考えた。そこで、酸化物
粒子の大きさを種々変化させた試験片を用いて、凝固γ
を再結晶させた後、再加熱したときのオーステナイト粒
径を詳細に調査した結果、ピンニングには０．００５〜
１μｍ未満の大きさの粒子が効果的であることをつきと
めた。また０．００５μｍより小さい酸化物粒子はほと
んど観察されなかった。この結果より、必要な粒子径を
０．００５〜１μｍ未満とした。さらにγ粒成長抑制に
必要なピンニング粒子の個数について検討した結果、再
結晶完了後の再加熱過程でγ粒径を２００μｍ以下に抑
えるためには１００個／ｍｍ 2以上必要であることが判
明した。ただし、粒子数が多くなるほど、その靭性向上
効果は飽和し、必要以上に粒子個数を多くすることは靭
性に有害な粗大な粒子が生成する可能性が高くなり、ま
た現在の工業技術では限界もあることを考えると、粒子
数の上限は１０００個／ｍｍ2が適切である。
【００３０】該酸化物の大きさおよび個数の測定は、例
えば以下の要領で行う。鋼材から抽出レプリカを作製
し、それを電子顕微鏡にて１００００倍で２０視野以
上、観察面積にして１０００μｍ2以上を観察すること
で該酸化物の大きさおよび個数を測定する。このとき鋼
材の表層部から中心部までどの部位から採取した抽出レ
プリカでもよい。また、粒子が適正に観察可能であれ
ば、観察倍率を低くしてもかまわない。
えば以下の要領で行う。鋼材から抽出レプリカを作製
し、それを電子顕微鏡にて１００００倍で２０視野以
上、観察面積にして１０００μｍ2以上を観察すること
で該酸化物の大きさおよび個数を測定する。このとき鋼
材の表層部から中心部までどの部位から採取した抽出レ
プリカでもよい。また、粒子が適正に観察可能であれ
ば、観察倍率を低くしてもかまわない。
【００３１】酸化物粒子は、溶鋼を脱酸する際に生成す
る。これを一次酸化物と称する。さらには鋳造、凝固中
に溶鋼温度の低下とともにＴｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物は生
成する。これを二次酸化物と称する。本発明では、一次
酸化物と二次酸化物とのどちらを用いてもかまわない。
る。これを一次酸化物と称する。さらには鋳造、凝固中
に溶鋼温度の低下とともにＴｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物は生
成する。これを二次酸化物と称する。本発明では、一次
酸化物と二次酸化物とのどちらを用いてもかまわない。
【００３２】次に本発明の基本成分範囲の限定理由につ
いて述べる。
いて述べる。
【００３３】Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分とし
て下限を０．０３％とし、また過剰の添加は、鋼材の溶
接性やＨＡＺ靭性などを著しく低下させるので、上限を
０．１８％とした。
て下限を０．０３％とし、また過剰の添加は、鋼材の溶
接性やＨＡＺ靭性などを著しく低下させるので、上限を
０．１８％とした。
【００３４】Ｓｉは溶製時の脱酸に必要な元素であり、
適量添加するとマトリクスを固溶強化するため、０．０
１％以上添加する。一方、０．５％超添加すると、ＨＡ
Ｚの硬化により靭性が低下するため、上限を０．５％と
した。
適量添加するとマトリクスを固溶強化するため、０．０
１％以上添加する。一方、０．５％超添加すると、ＨＡ
Ｚの硬化により靭性が低下するため、上限を０．５％と
した。
【００３５】Ｍｎは母材の強度、靭性の確保に有効な成
分として０．４％以上の添加が必要であるが、溶接部の
靭性、割れ性などの許容できる範囲で上限を２．０％と
した。
分として０．４％以上の添加が必要であるが、溶接部の
靭性、割れ性などの許容できる範囲で上限を２．０％と
した。
【００３６】Ｐは含有量が少ないほど望ましいが、これ
を工業的に低減させるためには多大なコストがかかるこ
とから、０．０２％を上限とした。
を工業的に低減させるためには多大なコストがかかるこ
とから、０．０２％を上限とした。
【００３７】Ｓは含有量が少ないほど望ましいが、これ
を工業的に低減させるためには多大なコストがかかるこ
とから、０．０２％を上限とした。
を工業的に低減させるためには多大なコストがかかるこ
とから、０．０２％を上限とした。
【００３８】Ａｌは重要な脱酸元素であり、下限値を
０．００５％とした。また、Ａｌが多量に存在すると、
鋳片の表面品位が劣化するため、上限を０．０４％とし
た。
０．００５％とした。また、Ａｌが多量に存在すると、
鋳片の表面品位が劣化するため、上限を０．０４％とし
た。
【００３９】Ｔｉは脱酸元素であると同時に、Ｎと結合
してＴｉ窒化物を形成することで加熱γとＨＡＺの細粒
化に一定の効果を及ぼすために０．００５％以上添加す
る。しかし、固溶Ｔｉ量が増加するとＨＡＺ靭性が低下
するため、０．０３％を上限とした。
してＴｉ窒化物を形成することで加熱γとＨＡＺの細粒
化に一定の効果を及ぼすために０．００５％以上添加す
る。しかし、固溶Ｔｉ量が増加するとＨＡＺ靭性が低下
するため、０．０３％を上限とした。
【００４０】ＣａはＣａ系酸化物を生成させるために
０．０００５％以上の添加が必要である。しかしなが
ら、過剰の添加は粗大介在物を生成させるため、０．０
０３％を上限とした。
０．０００５％以上の添加が必要である。しかしなが
ら、過剰の添加は粗大介在物を生成させるため、０．０
０３％を上限とした。
【００４１】ＮはＴｉＮとして析出することでＨＡＺ靭
性の向上効果があるため、下限を０．０００５％とし
た。しかしながら固溶Ｎが増大するとＨＡＺ靭性の低下
を招くことから０．００６％を上限とした。
性の向上効果があるため、下限を０．０００５％とし
た。しかしながら固溶Ｎが増大するとＨＡＺ靭性の低下
を招くことから０．００６％を上限とした。
【００４２】Ｃｕは鋼材の強度を向上させるために有効
であるが、１．５％を超えるとＨＡＺ靭性を低下させる
ことから、１．５％を上限とした。
であるが、１．５％を超えるとＨＡＺ靭性を低下させる
ことから、１．５％を上限とした。
【００４３】Ｎｉは鋼材の強度および靭性を向上させる
ために有効であるが、Ｎｉ量の増加は製造コストを上昇
させるので、２．０％を上限とした。
ために有効であるが、Ｎｉ量の増加は製造コストを上昇
させるので、２．０％を上限とした。
【００４４】Ｎｂは焼入れ性を向上させることにより母
材の強度および靭性を向上させるために有効な元素であ
るが、ＨＡＺ部においては過剰な添加は靭性を著しく低
下させるため０．０５％を上限とした。
材の強度および靭性を向上させるために有効な元素であ
るが、ＨＡＺ部においては過剰な添加は靭性を著しく低
下させるため０．０５％を上限とした。
【００４５】Ｖ、Ｃｒ、ＭｏについてもＮｂと同様な効
果を有することから、それぞれ０．１％、０．６％、
０．６％を上限とした。
果を有することから、それぞれ０．１％、０．６％、
０．６％を上限とした。
【００４６】ＢはＨＡＺ靭性に有害な粒界フェライト、
フェライトサイドプレートの成長抑制と、ＢＮの析出に
よるＨＡＺの固溶Ｎの固定から０．０００２％以上０．
００２％以下とした。
フェライトサイドプレートの成長抑制と、ＢＮの析出に
よるＨＡＺの固溶Ｎの固定から０．０００２％以上０．
００２％以下とした。
【００４７】次に本発明鋼の製造プロセスについて説明
する。上述した成分組成および酸化物組成・個数を有す
る凝固まま鋳片を９００〜１１００℃の温度域で累積圧
下率１５％以上の圧延を行うことによって、γを再結晶
させて粒径２００μｍ以下とする。圧延温度が９００℃
未満では再結晶が十分進行せずに凝固γが残存する。一
方１１００℃超であると再結晶完了後速やかに粒成長し
てしまい、最終的な鋼材の靭性が劣化する懸念がある。
する。上述した成分組成および酸化物組成・個数を有す
る凝固まま鋳片を９００〜１１００℃の温度域で累積圧
下率１５％以上の圧延を行うことによって、γを再結晶
させて粒径２００μｍ以下とする。圧延温度が９００℃
未満では再結晶が十分進行せずに凝固γが残存する。一
方１１００℃超であると再結晶完了後速やかに粒成長し
てしまい、最終的な鋼材の靭性が劣化する懸念がある。
【００４８】上記圧延によりγ粒径を２００μｍ以下と
した後は、さらに圧延を続けてもよい（ＤＲ）が、Ａｒ
1変態点以下に冷却することなく、１０００〜１３００
℃の温度域に再加熱後、圧延を行ってもよい（ＨＣ
Ｒ）。Ａｒ1以下に冷却してしまうと、ＨＣＲの利点で
ある省エネルギーの効果が小さくなる。加熱温度が１０
００℃未満では合金元素の均質化が図れず、材質不安定
の原因となる。一方、１３００℃超では酸化物粒子によ
るピンニング効果のため加熱γの粗大化は起こらないも
のの、加熱原単位の上昇に加え、圧延温度を適切にする
ために温度待ちが生じる。
した後は、さらに圧延を続けてもよい（ＤＲ）が、Ａｒ
1変態点以下に冷却することなく、１０００〜１３００
℃の温度域に再加熱後、圧延を行ってもよい（ＨＣ
Ｒ）。Ａｒ1以下に冷却してしまうと、ＨＣＲの利点で
ある省エネルギーの効果が小さくなる。加熱温度が１０
００℃未満では合金元素の均質化が図れず、材質不安定
の原因となる。一方、１３００℃超では酸化物粒子によ
るピンニング効果のため加熱γの粗大化は起こらないも
のの、加熱原単位の上昇に加え、圧延温度を適切にする
ために温度待ちが生じる。
【００４９】再加熱後は、例えば、８００〜１１００℃
の温度域で累積圧下率４０％以上の圧延を施すことによ
り、再結晶γを４０μｍ以下程度に細粒化する。８００
℃未満の圧延では脆化の原因となる加工αが生成する可
能性があり、生産性も著しく低下する。１１００℃超の
圧延では再結晶γ粒が粗大化する懸念がある。圧下率が
４０％未満であると、γ粒が４０μｍ以下にまで細粒化
されず、最終組織の微細化・靭性向上も達成されない。
の温度域で累積圧下率４０％以上の圧延を施すことによ
り、再結晶γを４０μｍ以下程度に細粒化する。８００
℃未満の圧延では脆化の原因となる加工αが生成する可
能性があり、生産性も著しく低下する。１１００℃超の
圧延では再結晶γ粒が粗大化する懸念がある。圧下率が
４０％未満であると、γ粒が４０μｍ以下にまで細粒化
されず、最終組織の微細化・靭性向上も達成されない。
【００５０】圧延終了後は空冷してもよいが、最終組織
の微細化のために、７００℃以上の温度から冷却速度１
℃／ｓ以上で６００℃以下の温度まで水冷してもよい。
冷却開始が７００℃よりも低くなると、冷却前にαが生
成・粗大化する可能性がある。冷却速度が１℃／ｓ未
満、あるいは冷却停止温度が６００℃超であると、十分
な強度が確保できない可能性がある。
の微細化のために、７００℃以上の温度から冷却速度１
℃／ｓ以上で６００℃以下の温度まで水冷してもよい。
冷却開始が７００℃よりも低くなると、冷却前にαが生
成・粗大化する可能性がある。冷却速度が１℃／ｓ未
満、あるいは冷却停止温度が６００℃超であると、十分
な強度が確保できない可能性がある。
【００５１】上述の冷却後に、６５０℃以下の温度で焼
戻しを実施してもよい。６５０℃超の焼戻しは顕著な強
度低下をもたらすために避ける必要がある。
戻しを実施してもよい。６５０℃超の焼戻しは顕著な強
度低下をもたらすために避ける必要がある。
【００５２】以上のように、所定の酸化物組成・個数を
有する鋳片を用いて、所定の条件で製造することによ
り、組織微細化が達成され、図１、２に示すように顕著
な靭性向上が可能となる。
有する鋳片を用いて、所定の条件で製造することによ
り、組織微細化が達成され、図１、２に示すように顕著
な靭性向上が可能となる。
【００５３】
【実施例】表１に示した化学成分で試作を実施した。番
号１〜８が本発明例、９〜１６が比較例である。試作鋼
は転炉溶製し、ＲＨにて真空脱ガス処理時に脱酸を行っ
ている。Ｔｉ投入前に溶鋼の溶存酸素をＳｉで調整し、
その後Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａ、もしくは、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍ
ｇ、Ｃａを添加して脱酸を行った。それから連続鋳造を
行い、一次圧延を実施した。その後は、直接二次圧延
（ＤＲ）、または再加熱後二次圧延（ＨＣＲ）を行い、
冷却等の工程を経て、種々の板厚の鋼板とした。
号１〜８が本発明例、９〜１６が比較例である。試作鋼
は転炉溶製し、ＲＨにて真空脱ガス処理時に脱酸を行っ
ている。Ｔｉ投入前に溶鋼の溶存酸素をＳｉで調整し、
その後Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａ、もしくは、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍ
ｇ、Ｃａを添加して脱酸を行った。それから連続鋳造を
行い、一次圧延を実施した。その後は、直接二次圧延
（ＤＲ）、または再加熱後二次圧延（ＨＣＲ）を行い、
冷却等の工程を経て、種々の板厚の鋼板とした。
【００５４】
【表１】
【００５５】表２には、酸化物粒子の組成（粒子径０．
００５〜１μｍ未満、および１〜５μｍの粒子各１０個
の全体の平均値）、粒子径０．００５〜１μｍ未満、お
よび１〜５μｍの粒子の個数、鋼板の製造条件を示す。
表３には、母材の組織、機械的性質を示す。各鋼板の降
伏強度（ＹＰまたはＹＳ）、引張強度（ＴＳ）について
は、ＪＩＳ４号引張試験片を用いて評価し、破面遷移温
度（ｖＴｒｓ）はＪＩＳ４号衝撃試験片を用いて、２ｍ
ｍＶノッチシャルピー試験から求めた。なお、試験片は
板厚中心部から圧延方向と直角な方向に採取した。
００５〜１μｍ未満、および１〜５μｍの粒子各１０個
の全体の平均値）、粒子径０．００５〜１μｍ未満、お
よび１〜５μｍの粒子の個数、鋼板の製造条件を示す。
表３には、母材の組織、機械的性質を示す。各鋼板の降
伏強度（ＹＰまたはＹＳ）、引張強度（ＴＳ）について
は、ＪＩＳ４号引張試験片を用いて評価し、破面遷移温
度（ｖＴｒｓ）はＪＩＳ４号衝撃試験片を用いて、２ｍ
ｍＶノッチシャルピー試験から求めた。なお、試験片は
板厚中心部から圧延方向と直角な方向に採取した。
【００５６】
【表２】
【００５７】
【表３】
【００５８】表３から明らかなように、１〜８の本発明
例は、所定の大きさ、組成の粒子が、所定の個数範囲に
あるため、一次圧延後の再結晶γおよび再加熱後のγが
微細化しており、最終的に得られた鋼板の板厚中心部の
靭性が極めて優れている。
例は、所定の大きさ、組成の粒子が、所定の個数範囲に
あるため、一次圧延後の再結晶γおよび再加熱後のγが
微細化しており、最終的に得られた鋼板の板厚中心部の
靭性が極めて優れている。
【００５９】一方、比較例の９〜１６は、いずれも遷移
温度−４０℃以上で靭性が劣っている。これらの原因
は、９、１０、１２、１６は本発明の所定の酸化物組成
になっていなかった等の理由で所定の大きさの酸化物が
少なかったため、凝固γの再結晶が不完全で混粒化した
り、再加熱後に粗大化して、最終組織の微細化が達成で
きなかったことによる。また、１３、１４、１５は一次
圧延の温度や圧下率が適切でなかったために、凝固γの
不完全再結晶、再結晶γの粒成長で、やはり組織の微細
化が達成されなかった。１１は１〜５μｍの酸化物粒子
数が多すぎたために、組織は微細化したものの、靭性が
顕著に劣化している。
温度−４０℃以上で靭性が劣っている。これらの原因
は、９、１０、１２、１６は本発明の所定の酸化物組成
になっていなかった等の理由で所定の大きさの酸化物が
少なかったため、凝固γの再結晶が不完全で混粒化した
り、再加熱後に粗大化して、最終組織の微細化が達成で
きなかったことによる。また、１３、１４、１５は一次
圧延の温度や圧下率が適切でなかったために、凝固γの
不完全再結晶、再結晶γの粒成長で、やはり組織の微細
化が達成されなかった。１１は１〜５μｍの酸化物粒子
数が多すぎたために、組織は微細化したものの、靭性が
顕著に劣化している。
【００６０】
【発明の効果】本発明は、船舶、橋梁、中高層建築物、
海洋構造物などに適用される、厳しい靭性要求を満足す
る鋼材の効率的な製造方法であり、この種の産業分野に
もたらす効果は極めて大きく、さらに構造物の安全性の
観点から社会に対する貢献も非常に大きい。
海洋構造物などに適用される、厳しい靭性要求を満足す
る鋼材の効率的な製造方法であり、この種の産業分野に
もたらす効果は極めて大きく、さらに構造物の安全性の
観点から社会に対する貢献も非常に大きい。
【図１】所定の組成を有する粒子径０．００５〜１μｍ
未満の酸化物個数と破面遷移温度との関係を示す図であ
る。
未満の酸化物個数と破面遷移温度との関係を示す図であ
る。
【図２】所定の組成を有する粒子径１〜５μｍの酸化物
個数と破面遷移温度との関係を示す図である。
個数と破面遷移温度との関係を示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ
Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58
// Ｃ２１Ｃ 7/06 Ｃ２１Ｃ 7/06
(72)発明者 秦 知彦
大分市大字西ノ州１番地 新日本製鐵株
式会社 大分製鐵所内
(56)参考文献 特開 平７−90473（ＪＰ，Ａ)
特開 平７−90474（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−183295（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−163516（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
C21C 7/00 - 7/10
C21D 8/00 - 8/10
Claims (6)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ ：０．０３〜０．１８
％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．４〜２．０
％、Ｐ ：≦０．０２％、Ｓ ：≦０．０２％、Ａｌ：
０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３
％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｎ ：０．０
００５〜０．００６％を含有し、残部はＦｅおよび不可
避不純物からなる成分を有し、さらに少なくともＣａ、
Ａｌ、Ｏの元素を含み、Ｏを除いた元素が質量比で、Ｃ
ａ：５％以上を含有し、残部がＡｌおよびその他不可避
不純物からなる酸化物を含有し、その酸化物粒子径０．
００５〜１μｍ未満の粒子が１００〜１０００個／ｍｍ
2、かつ粒子径１〜５μｍの粒子が５０〜１００個／ｍ
ｍ2である凝固ままの鋳片を、Ａｒ1変態点以下に冷却す
ることなく、９００〜１１００℃の温度域のおいて累積
圧下率１５％以上で圧延してオーステナイトの粒径を２
００μｍ以下とした後、引き続き８００〜１１００℃で
累積圧下率４０％以上の圧延を行うことによりオーステ
ナイト粒径を４０μｍ以下とすることを特徴とする靭性
の優れた鋼材の高効率製造方法。 - 【請求項２】 前記累積圧下率１５％以上で圧延してオ
−ステナイトの粒径を２００μｍ以下とした後、Ａｒ １
変態点以下に冷却することなく１０００〜１３００℃の
温度域に再加熱して、引き続き、前記８００〜１１００
℃で累積圧下率４０％以上の圧延を行うことによりオ−
ステナイト粒径を４０μｍ以下とすることを特徴とする
請求項１記載の靭性の優れた鋼材の高効率製造方法。 - 【請求項３】 前記圧延後、７００℃以上の温度から冷
却速度１℃／ｓ以上で６００℃以下の温度まで冷却する
ことを特徴とする請求項１または２に記載の靭性の優れ
た鋼材の高効率製造方法。 - 【請求項４】 前記冷却を行った後、さらに６５０℃以
下の温度で焼戻しを行うことを特徴とする請求項１〜３
のいずれかに記載の靭性の優れた鋼材の高効率製造方
法。 - 【請求項５】 前記鋳片が、更に、質量％で、Ｍｇ：
０．０００１〜０．００１７を含有し、前記酸化物組成
が、少なくともＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏの元素を含み、Ｏ
を除いた元素が質量比で、Ｃａ：５％以上、Ｍｇ：１％
以上を含有し、残部がＡｌおよびその他不可避不純物で
あることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の
靭性の優れた鋼材の高効率製造方法。 - 【請求項６】 質量％で、Ｃｕ：≦１．５％、Ｎｉ：≦
２．０％、Ｎｂ：≦０．０５％、Ｖ ：≦０．１％、Ｃ
ｒ：≦０．６％、Ｍｏ：≦０．６％、Ｂ ：０．０００
２〜０．００２％の１種または２種以上を含有すること
を特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の靭性の優
れた鋼材の高効率製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001112177A JP3502850B2 (ja) | 2001-04-11 | 2001-04-11 | 靭性の優れた鋼材の高効率製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001112177A JP3502850B2 (ja) | 2001-04-11 | 2001-04-11 | 靭性の優れた鋼材の高効率製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002309315A JP2002309315A (ja) | 2002-10-23 |
| JP3502850B2 true JP3502850B2 (ja) | 2004-03-02 |
Family
ID=18963636
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001112177A Expired - Fee Related JP3502850B2 (ja) | 2001-04-11 | 2001-04-11 | 靭性の優れた鋼材の高効率製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3502850B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4041447B2 (ja) * | 2003-09-29 | 2008-01-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板 |
| CN115747641B (zh) * | 2022-11-01 | 2024-02-27 | 沈阳工业大学 | 一种适用于高热输入焊接高效热轧结构钢板及其制造方法 |
-
2001
- 2001-04-11 JP JP2001112177A patent/JP3502850B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2002309315A (ja) | 2002-10-23 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US7396423B2 (en) | Method for manufacturing steel plate having superior toughness in weld heat-affected zone | |
| EP2305850B1 (en) | High-strength thick steel products excellent in toughness and weldability, high-strength ultra-thick h shape steel and processes for manufacturing both | |
| JP3895687B2 (ja) | 溶接構造物用のＴｉＮ＋ＺｒＮを析出させている鋼板、及びそれを製造するための方法、並びにそれを用いる溶接構造物 | |
| JP3314295B2 (ja) | 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 | |
| US20030131914A1 (en) | Steel plate to be precipitating tinfor weleded structures, method for manufacturing the same, welding fabric using the same | |
| JP3895686B2 (ja) | 溶接構造物用のＴｉＮ＋ＭｎＳを析出させている鋼板、及びそれを製造するための方法、並びにそれを用いる溶接構造物 | |
| JPH10306316A (ja) | 低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法 | |
| JP3842836B2 (ja) | 低温靱性に優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| JP3369435B2 (ja) | 低温靱性に優れた非調質高張力鋼材の製造方法 | |
| JPH05263182A (ja) | 靭性の優れた低合金圧延形鋼の製造方法 | |
| JP2004269924A (ja) | 強度・靭性に優れた鋼板の高効率製造方法 | |
| JP3502850B2 (ja) | 靭性の優れた鋼材の高効率製造方法 | |
| JP3502809B2 (ja) | 靭性の優れた鋼材の製造方法 | |
| JP2703162B2 (ja) | 電子ビーム溶接部の靱性に優れた溶接構造用厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP3181448B2 (ja) | 含酸化物分散鋳片及びその鋳片による靱性の優れた圧延形鋼の製造方法 | |
| JP3485737B2 (ja) | 低温靭性に優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JP2647313B2 (ja) | 含オキサイド系降伏点制御圧延形鋼およびその製造方法 | |
| JP2543282B2 (ja) | 靭性の優れた制御圧延形鋼の製造方法 | |
| JPH05271756A (ja) | 低温での靭性が優れた溶接用構造用厚鋼板の製造法 | |
| JPH05271770A (ja) | 細粒厚鋼板の製造法 | |
| JPH07238318A (ja) | 強度・靱性および溶接性の優れたフランジを有する形鋼の製造方法 | |
| JP3385966B2 (ja) | 強度と靱性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP3426433B2 (ja) | 高張力圧延鋼材及びその製造方法 | |
| KR20130029437A (ko) | 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재 및 고강도 극후 ｈ형강과 그 제조 방법 | |
| JP3285731B2 (ja) | 耐火用圧延形鋼およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| 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: 20031118 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20031208 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 3502850 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081212 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081212 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091212 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101212 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101212 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111212 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111212 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121212 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121212 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131212 Year of fee payment: 10 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131212 Year of fee payment: 10 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131212 Year of fee payment: 10 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |