JPH03207812A - 母材靭性と継手靭性の優れた鋼材の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 〈産業上の利用分野〉 本発明はＴｉを含みＡＩ≦ｏ．ｏｉｚより成る溶鋼を厚
さ１００ｍｍ以下の鋳片に鋳造凝固せしめ、微細且つ多
量のＴｉＯ又はＴ　ｔ　ｚｏｚのＴｉ酸化物（Ｔｉ−Ｏ
ｗｉｄｅ）を鋳片内、特に板厚中心部に分散させ、大入
熱溶接においても継手靭性が良好で、更に全ての圧下比
において母材靭性も良好な、例えば低温寒冷用各種貯槽
・圧力容器、造船・海溝等に使用される溶接構造用鋼材
を生産性良く、経済的に製造する方法に関するものであ
る。

く従来の技術｝ 熱間圧延プロセスにおいては近年、省エネルギー効果が
高いことから、連続鋳造鋳片を鋳造直後に直接熱間圧延
（以下ＤＲと略す）する方法が実用化されている。

他方、連鋳々片を製品厚さに近い５０ｌｌＩ１〜１００
ｍｍ厚みで抽出し、ＤＲにより鋼板とする製造プロセス
が種々検討されている。

この場合ＤＲは数開〜数十ｉｎという凝固時の粗大γ粒
から圧延を開始し、しかも圧下比は従来の厚さ２５０〜
３００問の鋳片に加える圧下比より格段に小さい１〜２
程度であるが、形状・材質は従来品以上のレベルを求め
らている。

この要望に応えるものとしては、例えば、■特開昭６１
−７９７４５号公報に示されているように、粒子径が３
μ一以下でＴｉＯ，Ｔｉｚ０３の何れか一種、又は二種
を混合した結晶相を含む酸化物系介在物を０．００４Ｚ
以上ｏ．ｔｏｏｚ以下含有せしめることを特徴とする溶
接継手熱影響部靭性の優れた鋼材の製造方法。

■特開昭６１−２１３３２２号公報に開示されているよ
うに、圧延再結晶によらずに微細かつ多量に分散析出さ
せたＴｉ酸化物を含有する鋳片をその後の冷却途上に於
いて９００℃以上の温度で最終的な厚み迄圧延を行った
後、加速冷却して微細なウィドマンシュテノテン状のフ
エライトプレートｍ織、即ち微細ヘーナイト組ｍ（以下
微細ヘーナイト組織と略す）を有する強靭鋼板を製造す
る方法。

■特開昭６３−１４８１９号公報に記載があるように、
深絞り用冷延鋼板の製造方法としてＣ；０．００６１以
下、Ｓ：０．００６：以下の薄鋳帯に鋳込み、引抜速度
２〜５０重／分で鋳造後コイルポンクスに巻き取り、熱
延、冷延、連続焼鈍を順次行う厚さ５０Ｉｌｌｌ１以下
の極低炭素鋼を製造する方法が提案されている。

く発明が解決しようとする課題〉 前記■の方法は、鋼板の継手靭性を確保するために、多
量のＴｉ酸化物を分散析出させた鋳片を、Ｔ／α（フエ
ライト）変態させて微細ヘーナイト組織を得ている。

しかし、このＩ案にはＴｉ酸化物の粒径と総重量は明記
しているが、Ｔｉ酸化物の個数とその確保方法は示され
ておらず、微細ベーナイトの生或にはＴｉ酸化物の個数
が影響するとする千々岩等の見解（Ｒｉｋｉｏ　Ｃ｝Ｉ
ＩＪＩｒＷＡ　ｅｔ　ａｌ．：ｔｏ　ｂｅ　ｐｒｅｓｅ
ｎｔｅｄ　ａｔｔｈｅ　７Ｌｈ　ＯＭＡＥ　ｍｅｅｔｉ
ｎｇ，　Ｆｅｂ．（１９８８）．）に従えば上記要望を
満たし得ず、更に、通常継手靭性が低下傾向を示す板厚
中心部の該靭性の向上についても配慮が見当たらない。

又、■の方法ものと同様にＴｔ酸化物を利用するもので
あるが、■と同様にＴｉ酸化物の量、つまり個数を確保
する方法が示されていない。

前記■の方法は、薄スラブ連鋳機で深絞り用冷延鋼板を
製造する際の薄鋳帯の割れを防止する方法に関するもの
で、薄スラブ連鋳機により母材靭性及び継手靭性の良好
な鋼材を製造する方法については記載が見当たらない。

本発明は以上に説明した従来技術の未完部分、■厚み１
００ｍｍ以下の鋳片の連続鋳造において所要量のＴｉ酸
化物の量を確保する方法の確立。

■板厚中心部の継手靭性の改善方法の確立。

を諜題とし、従来の連続鋳造・熱間圧延技術で用いられ
ていなかった製造条件の組み合わせにより該課題を達或
し、前記各提案で得られる鋼材と同等あるいはそれ以上
の材質を有するブルーム、ビレソト、スラブ、鋼板、形
鋼、鋼管等の鋼材をより生産性良く、経７斉的に製造す
る方法を提供するものである。

〈課題を解決するための手段〉 本発明は上記の課題を達威するために、Ｔｉを含みＡＩ
≦ｏ．ｏｔｏｚより成る鯛を厚さｌ００Ｉｍｍ以下の連
鋳機により鋳造速度２ｍ／ｍｔｎ以上で鋳造凝固せしめ
ることを基本手段として、Ｔｉ酸化物を板厚中心部を含
む全域にわたり１０個／ｌＩ１２以上含有させ、上記の
及び■を達或して大入熱溶接時の継手靭性を確保し、更
に母材靭性向上のため、 （ａ）該鋳片を圧延せず、又は該鋳片温度が再結晶温度
域にある間に、圧下比１．５未満の圧延を行った後、Ａ
ｒ３−１００℃以上から１００℃以上までの温度範囲を
１．５　℃／ｓｅｅ以上４０℃　／ｓｅｃ以下の冷却速
度で冷却することにより微細ベーナイトを得ること、０
））再結晶下限温度（以下Ｔρと略す）以上の温度域で
圧下比１．５以上の圧延後、Ａｒ：ｌ−１００℃以上か
ら１００℃以上迄の温度範囲を１，５℃　／ｓｅｃ以上
１００℃／ｓｅｃ以下で冷却して細粒フエライト、又は
べ一ナイトを得ること、 （ｃｌＡｒｉ点以上Ｔρ未膚の濃度域で圧延をして後、
Ａｒａ−１００″Ｃ以上から１００℃以上迄の温度範囲
を冷却速度１．５℃　／ｓｅｃ以上１００℃／ｓｅｃ以
下で冷却することにより、微細ヘーナイト、下部ベーナ
イトを得ること、 を行うもので、具体的には第１９表に示す如く、各請求
項に対応して次の各手段を用いる。

（１）重量％で Ｃ：０．０５　〜０．２０Ｚ　　　　Ｓ：Ｏ．ＯＯＯ１
　〜０．０２５０％Ｓｉ：０．０１　〜ｏ．ｓｏｚ　　
　Ａ１：≦Ｏ．Ｏｌ％Ｍｎ：０．２０〜２．ＯＯＺ　　
　Ｏ：０．０００５〜０．０１００’：Ｔｉ：０．００
３〜０．１００Ｚ　　Ｎ：０．００２５〜０．０１００
２を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造速
度２ｍ／ｍｉｎ以上で厚さ１００ｍｍ以下の鋳片に鋳造
し、該鋳片を圧延することな（　Ａｒ３点−１００″Ｃ
以上から１００℃以上迄の温度範囲を１．５゜（：　／
ｓｅｅ以上４０℃／ｓｅｅ以下の冷却速度で連続的に冷
却することを特徴とする母材靭性と継手靭性の優れた鋼
材の製造方法を第１の手段とし、 （２）重量％で Ｃ：０．０５〜ｏ．２ｏｚ　　　Ｓ：０．０００１〜０
．０２５０：Ｓｉ：０．０１〜０．８０！　　Ａｌ：≦
０．０１＝Ｍｎ：０．２０　〜２．ＯＯ：　　０：０．
０００５〜０．０１００！Ｔｉ：０．００３〜Ｏ．　Ｉ
００ｚＮ：０．００２５〜０．０１００：を含み残部鉄
及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造速度２ｍ／ｍｉｎ
以上で厚さ１００＋＊ｍ以下の鋳片に鋳造し、該鋳片を
再結晶温度域で圧下比１．５未満の圧延後、Ａｒｚ点−
ｔｏｏ℃以上から１００″Ｃ以上迄の温度範囲を冷却速
度１．５　℃／ｓｅｅ以上４０℃／ｓｅｅ以下で連続的
に冷却することを特徴とする母材靭性と継手靭性の優れ
た鋼材の製造方法を第２の手段とし、（３）重量％で Ｃ：０．０５　〜ｏ．２ｏｚ　　　Ｓ：Ｏ．ＯＯＯ１　
〜０．０２５０％Ｓｉ：０．０１　〜０．８０７．　　
Ａ１：≦０．０１％Ｎｎ：０．２０〜２．ＯＯＺ　　Ｏ
：０．０００５〜０．０１００Ｘ？ｊ：０．００３〜０
．１００２　　Ｎ：０．００２５　〜０．０１００ｚを
含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造速度２
ｍ／＊ｔｎ以上で厚さｌＯＯＩｌｍ以下の鋳片に鋳造し
、該鋳片を９５０℃以上の温度域で圧下比１．５未満の
圧延後、Ａｒ３点−１００℃以上から１００℃以上迄の
温度範囲を冷却速度１．５℃／ｓｅｅ以上４０℃／ｓｅ
ｅ以下で連続的に冷却することを特徴とする母材靭性と
継手靭性の優れた鋼材の製造方法を第３の手段とし、と
し、 （４）重量％で Ｃ：０．０５　〜ｏ．２ｏｚ　　　Ｓ：０．ＯＯＯ１　
〜０．０２５０”Ｓｉ：０．０１　〜０．８０Ｚ　　Ａ
Ｉ：≦０．０１％Ｍｎ：０．２０　〜２．ＯＯＺ　　Ｏ
：０．０００５〜０．０１００２Ｔｉ：０．００３〜０
．１００Ｚ　　Ｎ：０．００２５　〜０．０１００２を
含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造速度２
ｍ／ｍｉｎ以上で厚さ１００ｍｍ以下の鋳片に鋳造し、
該鋳片を再結晶温度域で圧下比１．５以上の圧延を行っ
て後、Ａｒｚ点−１００℃以上から１００℃以上迄の温
度範囲を１．５℃／ｓｅｃ以上１００゜（　／ｓｅｃ以
下の冷却速度で連続的に冷却することを特徴とする母材
靭性と継手靭性の優れた鋼材の製造方法を第４の手段と
し、 （５）重量％で Ｃ：０．０５　〜ｏ−２ｏｚ　　　Ｓ：０．０００１　
〜０．０２５０ｚＳｉ：Ｏ．Ｏｌ　　〜０．８０７，　
Ａｌ：　≦ｏ．ｏｔ％Ｍｎ：０．２０　〜２．００：　
　　Ｏ：０．０００５〜０．０１００ＺＴｉ：０．００
３〜０．１００Ｚ　　Ｎ：０．００２５〜ｏ．ｏｉｏｏ
＝を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造速
度２日／＠ｉｎ以上で厚さ１００ｎ＋ｗ以下の鋳片に鋳
造し、該鋳片を９５０℃以上の温度域で圧下比１．５以
上の圧延後、Ａｒ３点−１００℃以上から１００℃以上
迄の温度範囲を冷却速度１．５℃／ｓｅｃ以上１００℃
　／ｓｅｃ以下で連続的に冷却することを特徴とする母
材靭性と継手靭性の優れた鋼材の製造方法を第５の手段
とし、 （６）重量％で Ｃ：０．０５　〜０．２０ｚＳ：０．０００１〜０．０
２５０ｚＳｉ：０．０１　〜０．８０Ｚ　　Ａｌ：≦０
．０１％Ｍｎ：０．２０　〜２．００％Ｏ：Ｏ．ＯＯ０
５　〜０．０１００！Ｔｉ：０．００３〜０．１００Ｘ
　　Ｎ：０．００２５　〜０．０１００ｚを含み残部鉄
及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造速度２＋＊／ｍｉ
ｎ以上で厚さ１００ｍｍ以下の鋳片に鋳造し、該鋳片を
Ａｒｚ点温度以上再結晶下限温度未満の温度域で圧延後
、Ａｒｚ点−１００℃以上から１００℃以上迄の温度範
囲を１．５℃　／ｓｅｃ以上１００℃　／ｓｅｅ以下の
冷却速度で連続的に冷却することを特徴とする母材靭性
と継手靭性の優れた鋼材の製造方法を第６の手段とし、 （７）重量％で　　　　１゛４　　　　　　　　　°Ｃ
：０．０５　〜０．２０ｍ’．　　二ｓ：０．（ｌｏｏ
＝Ｆ〜０．０２５１−，Ｓｉ：０．０１　〜０．８０Ｚ
’　ＡＩ：”；’０．０１！　　　；．−’：一Ｍｎ：
０．２０　〜２．−００Ｘ　　Ｏ：０．０００５　〜０
．０ｌＯＯ！Ｔｉ：０．００３〜０．”１００ｚＮ二０
．００２！７〜’０．０１０ｏｚを含み残部鉄及び不可
避的成分から威る溶鋼を鋳造速度２ｍ／ｇｉｎ以上で厚
さ１００ｍｍ以下の鋳片に鋳造し、該鋳片をＡｒ３点温
度以上９５０−℃未満の温度域で圧延後、Ａｒ３点−１
００℃以上から１００℃以上迄の温度範囲を１．５℃／
ｓｅｃ以上１００℃　／ｓｅ（以下の冷却速度で連続的
に冷却することを特徴とする母材靭性と継手靭性の優れ
た鋼材の製造方法を第７の手段とし、 （８）重量％で ＲＥ）４：　≦ｏ．ｏｔｚ　　　　　Ｂ：　≦０．００
６ｚＺｒ：≦Ｏ．ｌｚＣａ：≦ｏ．ｏｏｓｚの１種又は
２種以上を含むことを特徴とする特許請求範囲第Ｉ項乃
至第７項の何れかに記載の母材靭性と継手靭性の優れた
鋼材のの製造方法を第１乃至第７の手段の何れかに加え
ることを第８乃至第１４０手段とし、 （９）重置％で Ｃｕ：≦１　”Ａ　　　　　　Ｈｏ　：≦ｌｚＮｉ：≦
１０！　　　　　　Ｖ：≦Ｑ，２：℃ｒ；≦ＩＺ　　　
　　　Ｎｂ：≦０．１！の１種又は２種以上を含むこと
を特徴とする特許請求範囲第１項乃至第８項の何れかに
記載の母材靭性と継手靭性の優れた鋼材のの製造方法を
第１乃至第１４の手段の何れかに加えることを第１５乃
至第２８の手段とし、 （１０）第１乃至第２８の手段の何れかの冷却後、Ａｃ
点以下の温度で焼き戻すことを第２９乃至第５６の手段
とするものである。

上記各手段使用する各元素とその添加量及び該添加量の
限定理由を以下に述べる。

Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎは共に強度の他に靭性、溶接性の点から
上記の範囲に限定する。

ＡＩ，Ｔｉ，Ｏ，及びＭｎ，Ｓは本発明法による鋼材の
入熱５０ｋＪ／ｃｍ以上の溶接時の継手部組織を特徴づ
ける微細ヘーナイトａ織が生或するための基本的なメカ
ニズムに関与しており、Ａ！がｏ．ｏｚｏ＝を超えると
ＴｉＯ，ＴｉｚＯ３のＴｔ酸化物が形戒されず、Ｔｉ，
Ｏ，Ｍｎ，Ｓが多過ぎるとＴｉ酸化物及びＮｎＳが粗大
化し、又少な過ぎるとＴｉ酸化物・又はＴｉ酸化物にＨ
ｎＳが複合析出したＴｉ酸化物系析出物の個数が少なく
なり、何れも微細ベーナイトが得られなくなるので上記
の範囲に限定するものである。

即ち、本発明は微細ベーナイト組織形或の変態核となる
ＴｉＯ，Ｔｉ２０．，又は（ＴｉＯ，Ｔｉ．Ｏ．）−Ｍ
ｎＳ系微細析出物を鋳造前に多量に生成せしめるため、
上記したＡｌ量と共にＴｉ，０，Ｍｎ，Ｓを必須とする
。

ＮはＴｉとの関係で特に重要な元素で、少な過ぎると継
手部の靭性向上に寄与するＴｉＮ量が不足となり、多過
ぎると継手靭性が劣化するので上記の範囲とするもので
ある。

Ｚｒ，Ｃａ，ＲＥＭは酸化物、又は硫化物を形威し、Ｂ
？炭化物を形威し、前記Ｔｉｎ，ＴｉｚＯｚ，　（Ｔｉ
ｌｌ，Ｔｉ■０３）ＭｎＳ系析出物と複合析出物を形威
し、微細ヘーナイ｝Ｉ織の変態核になり微細ヘーナイト
組織の形或を促進するが、延性や切り欠き靭性を向上す
るＺｒ，Ｃａはそれぞれ表面欠陥の発生防止、清浄度維
持の点から、ＲＥ阿はＣａと同様の理由から、焼入れ性
を向上するＢは変態過程での熱間割れを防止する点から
、各々上記の範囲に限定する。

又Ｃｕは溶接金属の熱間割れを防止する点から、Ｎ１は
経済性を確保する点から、Ｃｒ，Ｍｏ，ｌ／，Ｎｂは継
手靭性の劣化を防止する点から各々上記の範囲に限定す
る。

上記したそれぞれの元素とその添加目的及びその効果は
、＾ｌとＴ１を除いて、溶接構造用鋼の分野で通常用い
られている元素と添加目的及びそれに期待している効果
の範囲を超えるものはなく、添加元素による製造費の増
加要因はない。

〈作用） 本発明者等は、前記Ｌた２つの課題を達戒し、高い実用
性を発揮する高靭性鋼材をより生産性良く、経済的に製
造する方法を確立するために第１表に示す供試鋼を用い
て実験・検討を重ねた。

その結果第１図〜第５図に示す知見を得た。

以下にその知見を説明する。

第　　１　　表 Ｃ　　　　　Ｓｉ　　　　Ｍｎ　　　　Ｓ　　　　　　
ＡＩ　　　　　Ｔｉ　　　　０第１図は、連鋳機により
厚さ６００１１１の鋳片を種々の鋳造速度で鋳造し、該
鋳片を前記手段に記載した圧延条件及び冷却条件を加え
て鋼板とし、該調板を入熱５０ｋＪ／ｃｍ以上の大人熱
で溶接した時の継手部の最低靭性値と鋳造速度の関係を
示す。

第２図は、鋳片板厚方向全域における粒径０．５〜３．
０μｍ以下の丁ｉ酸化物系析出物の個数と鋳造速度の関
係を示す。

第１図、第２図より本発明者等は溶鋼の鋳造速度を２ａ
＋／＋ｉｎ以上にすると、微細ベーナイトの生或変態核
となる粒径０．５〜３μ１のＴｉ酸化物系析出物がモー
ルド内に浮上する事なく、前記鋳片内に持ち込まれ、該
鋳片全域にわたりｌＯ個／ｆｆｉｌｌｌ　”以上が確保
され、入熱５０ｋＪ，’ｃｍ以上の大人熱溶接を行った
時、溶接継手の最低靭性値がｖＥ−．，。≧７０．Ｊを
示し、特に板厚中心部では格段に継手靭性が改善される
ことを見出した。

又、鋳造速度が２ｍ．／ｍｉｎ未満ではＴｉ酸化物系析
出物が１０個／ｍＩＩ１２未満となり、その結果大入熱
溶接時に継手部は上部ベーナイト組織となり靭性が劣化
する事を見出した。

又、この様にして得た鋳片に、母材の強度・靭性を同時
に満足させるためには以下に示す圧延、冷却が必要であ
る事を見出した。

つまり、Ａ１≦０．０１０ｚでＴｉを含有する？８綱を
鋳造速度２ｍ／Ｉｌｉｎ以上で鋳造凝固させると、Ｔｉ
Ｏ，Ｔｉ．０．又は（ＴｉＯ，ＴｉｚＯ．）−ＭｎＳか
ら成るＴｉ酸化物系析出物が粒径数ｍｍ−数十■程度の
Ｔ粒内に分散し、該鋼がＡｒ３点温度以上にある間に、
鋳片を再加熱することなく、コイルボンクスに巻取るか
、短時間の保熱及び／又は部分的な加熱の後に、圧延す
ることな（　Ａｒ３点温度以上にある優か、又は第３図
にａで示す範囲、つまり圧延前のＴ粒径が鋳造直後の優
の数１ｍ〜数十開程度の粗大粒な再結晶温度域から圧延
を開始し、該域の温度範囲で該Ｔ粒の粗粒が０．２ｍｍ
未満の細粒とならない圧下比の範囲、即ち１．５未満で
圧延を行って後、Ａｒ３点−１００℃以上から１００℃
以上迄の温度範囲を１．５℃　／ｓｅｃ以上４０℃　／
ｓｅｃ以下の冷却速度で連続的に冷却すると、母材靭性
はｖＴｒｓ≦−３０″Ｃを満足することを見出した。

又、再結晶温度域での圧下比が１．５未満を満足しても
第４図に示すようにＡｒ３点−ｔｏｏ’ｃ以上からｔｏ
ｏ　’ｃ以上までの温度範囲を１．５℃　／ｓｅｃ未満
の冷却速度で冷却すると、組織は上部ヘーナイト、又は
粗大なフエライト・バーライトになり、冷却速度が４０
℃　／ｓｅｃ超ではマルテンサイト化し、何れも母材靭
性が劣化する事を見出した。

又、第３図にｂで示す範囲、つまり再結晶温度域で圧下
比１．５以上の圧延後、続けてＡｒｌ点温度１００″Ｃ
以上から１００℃以上までの温度範囲を冷却速度１．５
　〜１００　℃／ｓｅｃ好ましくは１．５　〜４０℃　
／ｓｅｃで連続的に冷却すると、組織は冷速か高くなる
と共に粒径が３０μｍ以下のフエライト粒主体の組織か
らヘーナイトを主体とするＭｉ織になり、母材靭性はｖ
Ｔｒｓ≦−５０℃を満足することを見出した。

又一方、再結晶温度域で圧下比１．５以上の圧延を行っ
ても冷速か１．５℃／ｓｅｃ未満の場合は粒径が３０μ
ｍ超のフエライトになり、冷速が１００゜（　／ｓｅｃ
超の場合はマルテンサイトになり、第４図に示すように
母材靭性は何れも−５０℃を満足しない事が判明した。

又、第３図にＣで示す範囲、つまりＡｒｃ点温度以上、
Ｔρ未満の未再結晶温度域で圧延後、続けてＡｒ３点温
度−１００℃以上から１００　℃以上迄の温度範囲を冷
却速度１．５　〜ｌ００　℃／ｓｅｅ、好ましくは４０
〜１００℃　／ｓｅｃで連続的に冷却すると、圧延後も
粗大Ｔが維持されるため焼き入れ性が向上し、組織は冷
却速度が高くなると共に微細ベーナイトから下部ヘーナ
イトを含む組織となり、母材靭性はｖＴｒｓ≦−６０℃
を満足することを見出した。

又、未再結晶温度域で圧延を行っても、冷却速度が１　
．　５　℃　ｒ’ｓｅｃ未満の場合は上部ヘーナイト、
又は粒径が３０μｍＪｉのフエライトになり、また１０
０℃／ｓｅｃ超の場合はマルテンサイトになり第５図に
示すように靭性は何れも母材靭性はｖＴｒｓ≦−６０“
Ｃを満足しない事を見出した。

又、仕上温度がＡｒ３点温度未満の場合は加工フエライ
トが残り、ぼさい靭性はｖＴ　ｒｓ≦−６０゛ｃは安定
しては得られない事が判明した。

つまり、前記鋼を鋳造凝固後、 （ａ．）圧延することなく、Ａｒ３点温度以上にある優
か、又は該鋼がＡｒ．点温度以上にある優、再結晶温度
域で１，５未満の圧下比で圧延を行い冷却速度１．５〜
４０“Ｃ／ｓｅｃで冷却することにより微細ヘーナイト
を得るか、 （ｂ）再結晶屋度域で圧下比１．５以上の圧延後、冷却
速度１．５〜１００℃／ｓｅｃで冷却することにより、
粒径が３０μｍ以下のフエライト又はベーナイトを主体
とする組織を得るか、 （Ｃ）未再結晶温度域で圧延を行い冷却速度１．５〜１
００℃　／ｓｅｃで冷却することにより微細ベーナイト
又は下部ヘーナイトを主体とするＭｉ織を得ることによ
り、 それぞれ母け靭性はｖＴｒｓで−３０　℃以下、−５０
　℃以下、−６０　℃以下が得られ、それらの＃Ｉ坂に
入熱５０ｋＪ／ｃ＠以上の大入熱溶接を行うと、０．５
　〜３．０μｐ以上のＴｉ酸化物系析出物が溶接熱影響
部における微細ベーナイトの変態核となり、特に板厚中
心部の継手靭性が改善され、ＶＥ−ｉ≧７０Ｊの継手靭
性を示すことを見出した。

又、上記の鋼材をＡｃ，点温度以下で焼戻すと母材靭性
は更に向上する事をｖ１認した。

又、冷却停止温度がＡｒｚ−１００　℃未満になると粗
大な粒界フエライトが生成し、１．００℃未満の冷却停
止温度となった場合はマルテンサイトが生威し母材靭性
はｖＴｒｓ≧−３０℃を満足しない事を見出した。

た。

本発明は上記知見を基に威されたもので、本発明を実施
することにより、Ｄ｝！並びに不可避的にｊデわれるＨ
ＣＲによる鋼材の製造方法を改革し、これ等の生産性、
熱経清性等から成る実用性を飛躍的に改善するものであ
る。

ぐ実施例〉 本発明が使用する前記各手段に対応して、表１９に示す
関係にある各実施例を以下に説明する。

表２に該実施例とその比較例の供試甲の化学成分を示す
。

（実施例ｌ） 本例は本発明で使用する第ｉ、第８、第Ｉ５、第２２、
第２９、第３６、第４３、第５０の手段例とそれぞれに
対応する比較例を示し、第３表〜第６表にそれぞれの鯛
板の製造条件と得られた材質を示す。

表に明らかな如く、本発明例の鋼番１乃至６０は何れも
母材のｖＴ　ｒｓは−３０℃以下を示し、人熱５０ｋＪ
／ｃｍ以上の大入熱時の継手靭性も良好で、目的の材質
を有する鋼材が得られた。

これ等の本発明例に対し、冷却速度が本発明の範囲を満
足していない比較例の鋼番６３，７１，７８，８２，８
６，９０，９３，　１０２，　１０４，　１１１，１１
５は、＠細ベーナイトが得られず母材のｖＴ　ｒｓは−
３０℃に達しなかった。

又、冷却開始温度、冷却停止温度の何れかが本発明の範
囲外の比較例の鋼番６２，６６，６８，６９，７２．７
４，７６，８０，８１，８４，８５．８Ｂ，８９，９２
，９７，１０３，１０７　１０９　１１０１１４，１１
８，　１１９は、微細ヘーナイトが得られず母材のｖＴ
ｒｓは−３０　℃に達しなかった。

又、焼戻温度が本発明の範囲を満足していない比ｋ”例
ノｊｌＬｔ９４，９５，９９，１０５，１１２，１１６
，　１２０　＋！、微細ヘーナイトが得られず、母材の
ｖＴｒｓは−３０　℃に達しなかった。

又、鋳造速度が本発明の条件を満たさない比較例の鋼番
６１，６４，６５，６７，７０，７３，７５，７７，７
９，８３，８７，９１９６，９８，　１００，　１０１
，　１０６，　１０８，　１．１３，　１１７は人熱５
０ｋＪ／ｃ＋＊以上の大入熱溶接時に微細ヘーナイトが
得られなかったため継手靭性が劣化した。

（実施例２） 本例は、本発明で使用する第２、第３、第９、第１０、
第１６、第１７、第２３、第２４、第３０、第３ｌ、第
３７、第３８、第４４、第４５、第５ｌ、第５２の手段
例とそれぞれに対応した比較例を示し、第７表〜第１０
表に各々の調板の製造条件と得られた材質を示す。

表に示す如く、本発明例の鋼番１２１乃至１８（ｌは何
れも母材のｖＴ　ｒｓは−３０℃以下を示し、人熱５０
ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接時の継手靭性も良好で、目
的の材質を有する鋼材が得られた。

これ等の本発明例に対し、冷却速度が本発明の範囲を満
足していない比較例の網番１８３，　１９１　．　１９
Ｂ２０２，２０６，２１０，２１３，２２２，２２４，
２３１，２３５は微細へ，？−ナイトが得られず、母材
のｖＴｒｓは−３０℃に達しな，かった。

又、冷却開始温度、冷却停止温度の何れかが本発明の範
囲にない比較例の鋼番１８２，　１８６，　１８８，　
１８９，１９２，　１９４　，　１９６，　２００，　
２０１　，　２０４　，　２０５　，　２０８，　２０
９　，２１２，　２１７，２２３　，　２２７　，　２
２９　，　２３０　，　２３４　，　２３８　，　２３
９は微細ヘーナイトが得られず、母材ｖＴｒｓは〜３０
℃に達しなかった。

又、焼戻温度が本発明の範囲を満足していない比較例の
鋼番２１４，２１５，２１９，２２５，２３２，２３６
，２４０は、微細ヘーナイトが得られず、母材のｖＴ　
ｒｓは−３０℃に達しなかった。

又、鋳造速度が本発明の条件を満足していない比較例の
綱番１８１　，　１８４，　１８５，　１８７，　１９
０，　１９３，　１９５，　＋９７１９９，２０３，２
０７，２１１　２１６．２１Ｂ　２２０　２２１．２２
６，２２８．２３３２３７は人熱５０ｋＪ／ｃ■以上の
大入熱溶接時に微細ヘーナイトが得られず継手靭性が劣
化した。

（実施例３） 本例は、本発明で使用する第４、第５、第１１、第１２
、』０８、第１９、第２５、第２６、第３２、第３３、
第３９、第４０、第４６、第４７、第５３、第５４の手
段例とそれぞれに対応した比較例を示し、第１１表〜第
１４表に各、々の鯛板の製造条件と得られた材質を示す
。

表に示す如く、本発明例の鋼番２４１乃至３００は何れ
も母材のｖＴ←Ｓは−５０℃以下を示し、入熱５０ｋＪ
／ｃｍ以上の大入熱溶接時の継手靭性も良好で、目的の
材質を有する鋼材が得られた． ′これ等の゛本発明例に対し、冷却速度が本発明の範囲
を満たしていない比較例の鋼番３０３，３１１．３１８
３２２　３２６　３３０　３３３　３４２　３４４　３
５ヱ３５５はフエライト粒が３０μ１以下に細粒化せず
、母材のｖＴｒｓは−５０℃に達しなかった。

又、冷却開始温度或いは、冷却停止温度の何れかが本発
明の範囲を満足していない比較例の鋼番３０２　，　３
０６，３０８，　３０９，　３１２，　３１４　，　３
１６，　３２０，３２１　，　３２４　，　３２５３２
８．３２９　３３２　３３７　３４３　３４７　３４９
　３５０　３５４　３５８　３５９は、フエライト粒が
３０μ月以下に細粒化せず、母材のｖＴｒｓは−５０″
Ｃに達しなかった。

又、焼戻温度が本発明の範囲にない比較例の鋼番３３４
，３３５，３３９，３４５，３５２，３５６，３６０は
フエライト粒が３０μｍ以下に細粒化せず、母材のｖＴ
ｒｓは−５０℃に達しなかった。

又、鋳造速度が本発明の条件を溝足していない比較例の
鋼番３０１，３０４，３０５　３０７，３１０，３１３
，３１５，３１７，３１９，　３２３　，３２７，　３
３１　，　３３６，　３３８　，　３４０，　３４１　
，３４６，３４８，　３５３，３５７は入熱５０ｋＪ／
ｃ■以上の大入熱溶接時に微細ヘーナイトが得られず継
手靭性が劣化した。

（実施例４） 本例は、本発明で使用する第６、第７、第１３、第１４
、第２０、第２１第２７、第２８、第３４、第３５、第
４１、第４２、第４８、第４９、第５５、第５６の各手
段例と各々に対応した比較例を示し、第１５表〜第１８
表に各々のｗ４板の製造条件と得られた材質を示す。

表に明示の如く、本発明例の鋼番３６１乃至４２０は何
れも母材のｖＴｒｓは−６０℃以下を示し、入熱５０ｋ
Ｊ／ＣＩ１以上の大人熱溶接時の継手靭性も良好で、目
的の材質を有する鋼材が得られた。

これらの本発明例に対し、冷却速度が本発明の範囲を満
足していない比較例の網番４２３，　４３１　．　４３
Ｂ４４２，４４６，４５０，４５３，４６１，４６８は
微細ヘーナイト、又は下部ベーナイトが得られず母材の
ｖＴｒｓは−６０℃に達しなかった。

又、冷却開始温度、冷却停止温度の何れかが本発明の範
囲にない比較例の鋼番４２２，４２６，４２８，４２９
，４３２　，　４３４　，４３６，　４４０，４４１　
，　４４４，　４４５，　４４８，　４４９，　４５２
，　４５６４５８．４．６２，４６４，４６６，４７０
，４７１，４７４，４７５，４７８，４７９，は微細ベ
ーナイト、又は下部ベーナイトが得られず母材のｖＴｒ
ｓは−６０　℃に達しなかった。

又、圧延仕上温度が本発明の範囲にない比較例の鋼番４
３３　，　４３５　，　４３９，　４４３　，　４５１
　，　４５７　，　４６３　，　４６９　，　４７３は
微細ベーナイト、又は下部ベーナイトが得られず母材の
ｖＴｒｓは−６０℃に達しなかった．又、焼戻温度が本
発明の範囲にない比較例の鋼番４５４，４５５，４５９
，４６５，４７２，４７６，４８０は、微細ベーナイト
、又は下部ベーナイトが得られず母材のｖＴｒｓは−６
０℃ζこ達しなかった。

又、Ｖｒａ速度が本発明の条件を満たしていない比較例
の網番４２４．４３０，　４３７，４４７，　４６０，
４６７．　４７７は入熱５０ｋＪ　／ｃＩｌ以上の大入
熱溶接時に微細ヘーナイトが得られず継手靭性が劣化し
た。

〈発明の効果〉 本発明は、上記の如＜、Ａ１≦ｏ．ｏｉｏ＝でＴｉを含
む溶濶を鋳造速度２ｍ／ｍｉｎ以上で連鋳機により鋳造
することにより、０．５〜３．０μｍのＴｉ酸化物系析
出物を板厚全域にわたり、１０個／開２以上を確保し分
散させ、引き続き該鯛がＡｒ３点以上にある間に、圧延
しない優、又は再結晶温度域で圧下比１．５以下の圧延
を行い冷却速度１．５〜４０℃／ｓｅｃで冷却すること
により微細ヘーナイトを得るか、再結晶温度域で圧下比
１．５以上の圧延を行い、同様に冷却速度１．５　〜１
００℃／ｓｅｃで冷却して粒径が３０ｕｒａ以下のフエ
ライト、又はヘーナイトを主体とする組織を得るか、未
再結晶温度域で圧延を行い同様Ｃこ冷却速度１，５〜１
００℃／ｓｅｃで冷却することにより微細ベーナイト又
は下部ヘーナイトを主体とする組織を得て、それぞれｖ
Ｔ　ｒｓで−３０℃以下、−５０℃以下、一６０℃以下
の母材靭性を確保し、しかも前記した＠細な多くの析出
物をＦｉ．ｒ￥中心部を含む鋳片全域に分散させ、人熱
５０ｋＪ／ｃｏ＋以上の大人熱溶接時の板厚中心部を含
む継手靭性をｖＥ−６。≧７０Ｊに向上し、従来技術の
Ｍ題点を基本的に解消し、本発明の課題を達或すると共
に、更にＡｃ，点以下の温度で焼戻すことにより、母材
靭性を更に改善するものであり、鋳ａ鋼を直接圧延する
ＤＲにおいても、また鯛片がＡｒ．点以上の温度域にあ
る時点から再加熱を行った後に圧延に供するＩ｛ＣＲの
場合も、鋼材全域にわたり母材靭性と大入熱溶接継手靭
性に優れた鋼材を生産性良く、経済的に製造することを
可能にし、当業分野にもたらす効果は大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明における鋳造・圧延・冷却を行った鋼材
の大人熱溶接時の継手靭性と鋳造速度の関係を示した図
。 第２図は鋳造速度別に鋼材のｖｉ厚方向のＴｉ酸化物系
析出物の分布状ａを示した図。 第３図は本発明における圧延４度領域と圧下比の関係を
示した図。 第４図は本発明において再結晶温度域圧延を行った鋼材
の冷却速度及び圧下比とｖＴｒｓの関係を示した図。 第５図は本発明において未再結晶温度域圧延を行った鋼
材の冷却速度及び圧下比とｖＴｒｓの関係を示した図で
ある。

Claims (10)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で Ｃ：０．０５〜０．２０％Ｓ：０．０００１〜０．０２
   ５０％Ｓｉ：０．０１〜０．８０％Ａｌ：≦０．０１％
   Ｍｎ：０．２０〜２．００％Ｏ：０．０００５〜０．０
   １００％Ｔｉ：０．００３〜０．１００％Ｎ：０．００
   ２５〜０．０１００％を含み残部鉄及び不可避的成分か
   ら成る溶鋼を鋳造速度２ｍ／ｍｉｎ以上で厚さ１００ｍ
   ｍ以下の鋳片に鋳造し、該鋳片を圧延することなくＡｒ
   ＿３点−１００℃以上から１００℃以上迄の温度範囲を
   １．５℃／ｓｅｃ以上４０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で
   連続的に冷却することを特徴とする母材靭性と継手靭性
   の優れた鋼材の製造方法。
2. （２）重量％で Ｃ：０．０５〜０．２０％Ｓ：０．０００１〜０．０２
   ５０％Ｓｉ：０．０１〜０．８０％Ａｌ：≦０．０１％
   Ｍｎ：０．２０〜２．００％Ｏ：０．０００５〜０．０
   １００％Ｔｉ：０．００３〜０．１００％Ｎ：０．００
   ２５〜０．０１００％を含み残部鉄及び不可避的成分か
   ら成る溶鋼を鋳造速度２ｍ／ｍｉｎ以上で厚さ１００ｍ
   ｍ以下の鋳片に鋳造し、該鋳片を再結晶温度域で圧下比
   １．５未満の圧延後、Ａｒ＿３点−１００℃以上から１
   ００℃以上迄の温度範囲を冷却速度１．５℃／ｓｅｃ以
   上４０℃／ｓｅｃ以下で連続的に冷却することを特徴と
   する母材靭性と継手靭性の優れた鋼材の製造方法。
3. （３）重量％で Ｃ：０．０５〜０．２０％Ｓ：０．０００１〜０．０２
   ５０％Ｓｉ：０．０１〜０．８０％Ａｌ：≦０．０１％
   Ｍｎ：０．２０〜２．００％Ｏ：０．０００５〜０．０
   １００％Ｔｉ：０．００３〜０．１００％Ｎ：０．００
   ２５〜０．０１００％を含み残部鉄及び不可避的成分か
   ら成る溶鋼を鋳造速度２ｍ／ｍｉｎ以上で厚さ１００ｍ
   ｍ以下の鋳片に鋳造し、該鋳片を９５０℃以上の温度域
   で圧下比１．５未満の圧延後、Ａｒ＿３点−１００℃以
   上から１００℃以上迄の温度範囲を冷却速度１．５℃／
   ｓｅｃ以上４０℃／ｓｅｃ以下で連続的に冷却すること
   を特徴とする母材靭性と継手靭性の優れた鋼材の製造方
   法。
4. （４）重量％で Ｃ：０．０５〜０．２０％Ｓ：０．０００１〜０．０２
   ５Ｏ：Ｓｉ：０．０１〜０．８０％Ａｌ：≦０．０１％
   Ｍｎ：０．２０〜２．００％Ｏ：０．０００５〜０．０
   １００％Ｔｉ：０．００３〜０．１００％Ｎ：０．００
   ２５〜０．０１００％を含み残部鉄及び不可避的成分か
   ら成る溶鋼を鋳造速度２ｍ／ｍｉｎ以上で厚さ１００ｍ
   ｍ以下の鋳片に鋳造し、該鋳片を再結晶温度域で圧下比
   １．５以上の圧延後、Ａｒ＿３点−１００℃以上から１
   ００℃以上迄の温度範囲を冷却速度１．５℃／ｓｅｃ以
   上１００℃／ｓｅｃ以下で連続的に冷却することを特徴
   とする母材靭性と継手靭性の優れた鋼材の製造方法。
5. （５）重量％で Ｃ：０．０５〜０．２０％Ｓ：０．０００１〜０．０２
   ５０％Ｓｉ：０．０１〜０．８０％Ａｌ：≦０．０１％
   Ｍｎ：０．２０〜２．００％Ｏ：０．０００５〜０．０
   １００％Ｔｉ：０．００３〜０．１００％Ｎ：０．００
   ２５〜０．０１００％を含み残部鉄及び不可避的成分か
   ら成る溶鋼を鋳造速度２ｍ／ｍｉｎ以上で厚さ１００ｍ
   ｍ以下の鋳片に鋳造し、該鋳片を９５０℃以上の温度域
   で圧下比１．５以上の圧延後、Ａｒ＿３点−１００℃以
   上から１００℃以上迄の温度範囲を１．５℃／ｓｅｃ以
   上１００℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で連続的に冷却する
   ことを特徴とする母材靭性と継手靭性の優れた鋼材の製
   造方法。
6. （６）重量％で Ｃ：０．０５〜０．２０％Ｓ：０．０００１〜０．０２
   ５０％Ｓｉ：０．０１〜０．８０％Ａｌ：≦０．０１％
   Ｍｎ：０．２０〜２．００％Ｏ：０．０００５〜０．０
   １００％Ｔｉ：０．００３〜０．１００％Ｎ：０．００
   ２５〜０．０１００％を含み残部鉄及び不可避的成分か
   ら成る溶鋼を鋳造速度２ｍ／ｍｉｎ以上で厚さ１００ｍ
   ｍ以下の鋳片に鋳造し、該鋳片をＡｒ＿３点温度以上再
   結晶下限温度未満の温度域で圧延後、Ａｒ＿３点−１０
   ０℃以上から１００℃以上迄の温度範囲を１．５℃／ｓ
   ｅｃ以上１００℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で連続的に冷
   却することを特徴とする母材靭性と継手靭性の優れた鋼
   材の製造方法。
7. （７）重量％で Ｃ：０．０５〜０．２０％Ｓ：０．０００１〜０．０２
   ５０％Ｓｉ：０．０１〜０．８０％Ａｌ：≦０．０１％
   Ｍｎ：０．２０〜２．００％Ｏ：０．０００５〜０．０
   １００％Ｔｉ：０．００３〜０．１００％Ｎ：０．００
   ２５〜０．０１００％を含み残部鉄及び不可避的成分か
   ら成る溶鋼を鋳造速度２ｍ／ｍｉｎ以上で厚さ１００ｍ
   ｍ以下の鋳片に鋳造し、該鋳片をＡｒ＿３点温度以上９
   ５０℃未満の温度域で圧延後、Ａｒ＿３点−１００℃以
   上から１００℃以上迄の温度範囲を１．５℃／ｓｅｃ以
   上１００℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で連続的に冷却する
   ことを特徴とする母材靭性と継手靭性の優れた鋼材の製
   造方法。
8. （８）重量％で ＲＥＭ：≦０．０１％Ｂ：≦０．００６％ Ｚｒ：≦０．１％Ｃａ：≦０．００８％ の１種又は２種以上を含むことを特徴とする特許請求範
   囲第１項乃至第７項の何れかに記載の母材靭性と継手靭
   性の優れた鋼材のの製造方法。
9. （９）重量％で Ｃｕ：≦１％Ｍｏ：≦１％ Ｎｉ：≦１０％Ｖ：≦０．２％ Ｃｒ：≦１％Ｎｂ：≦０．１％ の１種又は２種以上を含むことを特徴とする特許請求範
   囲第１項乃至第８項の何れかに記載の母材靭性と継手靭
   性の優れた鋼材のの製造方法。
10. （１０）特許請求範囲第１項乃至第９項に記載の方法で
    冷却した後、Ａｃ＿１点以下の温度で焼き戻すことを特
    徴とする母材靭性と継手靭性の優れた鋼材のの製造方法
    。