JPH0413810A

JPH0413810A - 強靭なＴｉ添加直送圧延鋼の製造方法

Info

Publication number: JPH0413810A
Application number: JP11691690A
Authority: JP
Inventors: Atsuhiko Yoshie; 吉江　淳彦; Yoshiyuki Uejima; 良之上島; Takashi Sawai; 隆澤井; Yasumitsu Onoe; 尾上　泰光
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1990-05-08
Filing date: 1990-05-08
Publication date: 1992-01-17

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、微細組織を有する強靭性鋼の製造方法に関す
るものである。

（従来の技術）従来、各種構造物、船舶等使用される構造用材には、そ
の材質特性に対する要求は厳しく、特に鋼靭性の抜本的
な改善が望まれている。通常、連続鋳造法などによって
製造された鋳片は、粗大な鋳造組織が形成され、特に鋳
片厚みが大きくなる程、結晶組織は粗大化する。また鋼
のオーステナイトからフェライトへの変態において、オ
ーステナイト粒界から粗大なフェライトが析出し、組織
は粗大なものとなる。

通常鋳片は、オーステナイト化温度に再加熱され、ある
いは、オーステナイト域にある熱鋳片を直送して、熱間
圧延をし、オーステナイト粒を再結晶させ、変態後細粒
組織とするものであるが、直送圧延においては、オース
テナイト粒が粗大であるだけ微細化は難しいとされてい
る。しかし、充分な圧下比をとれるホットストリップの
圧延では再加熱圧延と同等となりうるが、厚鋼板の圧延
では全圧下比が小さく再結晶挙動も異なることから、ス
トリップの圧延と同様にはならない。再加熱圧延に比し
て直送圧延は省エネルギー、省工程等有利な製造法であ
るが、優れた靭性を有する鋼材を得るためには、改良す
べき点が多い。

この様な鋼組織の粗大化と靭性低下の関係はよく知られ
ているところであり、従来靭性の向上対策として組織を
微細化する方法が種々提案されている。例えば、特開昭
６１−２３８９４０号公報では、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に微細な粒内フェ
ライト（ＩｎｔｒａｇｒａｎｕｌａｒＦｅｒｒｉｔｅ　
Ｐｌａｔｅ以下ＩＦＰという。）を生成させることによ
って組織を微細化することが開示されている。また、特
開平１−２２８６４３号公報にはＩＦＰ核としての機能
を有するＭｎＳについて言及し、溶鋼中にＺｒ５Ｔ　１
ＳＣｅ、ＹおよびＨｆなどの脱酸元素を投入固溶させ、
一定速度で冷却凝固させることにより生成した脱酸生成
物（ＺｎＯ２、Ｔｉ２０ｉ　　、Ｃｅ２Ｏ，など）を核
として、上記機能を有するＭｎＳが均一かつ微細に析出
することを提案している。

しかし、粒内変態前のオーステナイト粒がより粗大な場
合には、高靭化にならないことがある。

一方、連続鋳造等によって製造された鋳片は、オーステ
ナイト化温度に加熱し、あるいは、オーステナイト化温
度にある状態から直接、熱間圧延し、オーステナイト結
晶粒を再結晶させて、微細組織とすることは、通常採用
されていることであるが、前記したように、鋳造後鋳片
を直接熱間圧延する場合のように粗大組織を有する鋳片
を熱間加工しても、微細効果はそれ程期待できない。

（発明が解決すべき課題）本発明は、上述した酸化物による組織の微細化方法を利
用するものであるが、鋳片製造時溶鋼中の酸素量とＴｉ
添加量を制限することによりＴｉ酸化物の量と固溶Ｔｉ
量を望ましい割合とし、前者により凝固オーステナイト
を微細化すると共に、鋳片を直接熱間圧延を行う際に、
固溶Ｔ１による組織のより一層の微細化を達成するとこ
ろの強靭性鋼の製造法を提供することを目的とするもの
である。

（課題を解決するための手段）本発明は、上記目的を達成するために、（１）重量％と
して、Ｃ：０．０２〜０．２５％、　Ｓｉ：０．０５〜０，６
％、Ｍ　ｎ　：　０．３０〜３．５％、　ＡＡ！：０．
０１％以下、Ｔ　ｉ　：　０．００５〜０．５％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼が溶鋼状態に
あるときの酸素量を０．０００５％以上Ｔｉ／２十〇、
　００２０％以下とした後に鋳造し、鋳造後Ａ　ｒ　１
点以上の温度から圧延を開始し１０００℃以下でＡｒｑ
点以上の温度域における圧下率を２０％以上とする直接
熱間圧延をすることを特徴とする強靭なＴｉ添加直接圧
延鋼の製造方法。

（２）重量％として、Ｃ：０．０２〜０．２５％、　Ｓｉ：０．０５〜０．６
％、Ｍ　ｎ　：　０．３０〜３．５％、　ＡＩ：０８０
１％以下、Ｔ　ｉ　：　０．００５〜０．５％、さらに、ＮｂＳ２．１０％、　　　　　　Ｃｕ≦３．０　％、Ｎ
ｉ　５１０．０％、　　　　　　Ｃｒ≦１０．０％、Ｍ
ｏＳ２．５　％、　　　　　　ＣＯ≦１０．０％、Ｗ　
≦１．０　％、　　　　　　　■　５０．１０％、Ｂ　
５０．００２５％の少なくとも１種を添加し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼が溶鋼状態に
あるときの酸素量を０．０００５％以上Ｔ　ｉ　／２＋
＋０．００２０％以下とした後に鋳造し、鋳造後Ａｒ３
点以上の温度から圧延を開始し１０００℃以下でＡｒ３
点以上の温度域における圧下率を２０％以上とする直接
熱間圧延をすることを特徴とする強靭なＴｉ添加直接圧
延鋼の製造方法。

（３）前記各項の直接熱間圧延終了後、そのまま加速冷
却すること、あるいは、さらに焼戻し処理をすることを
要旨とするものである。

以下本発明の詳細な説明する。

本発明はＡＩ添加量を制限してＡＡによる脱酸を抑制し
、Ｔｉ添加による脱酸を優先　させる。

溶鋼中には多量の酸素が溶存しているが、本発明におい
てはその酸素量を最低０．０００５％とし、また最大で
Ｔ　ｉ　／２＋０．００２０％にする。このような酸素
量にすることによって、溶鋼中の酸素を十分にＴｉで固
定して脱酸生成物である　Ｔｉ２Ｏ３を生成する一方、
一部のＴｉを固溶状態に残しておく。

前記溶鋼中に前記酸素量にするためには、ＳｉｌＭｎ等
で予備脱酸をしておくことが好ましい。

溶鋼に生成するＴｉ酸化物は、凝固時粒界近傍に分散し
て、凝固組織の生長を抑制する役割を果たし、結果的に
組織を微細化する。

本発明は、このような粗大化してない凝固組織よりなる
Ａｒ３点以上の熱鋳片を直接熱間圧延するので細粒組織
が得られる。しかも鋼中にＴｉの一部が固溶しているた
め、未再結晶域を拡大している。すなわち、通常の再加
熱圧延材の未再結晶域は８５０℃以下となるが、本発明
の場合は１０００℃まで拡大し、未再結晶温度域圧延の
強化による組織の微細化が達成される。このような領域
では２０％以上の高圧下を行って高密度の転位を導入し
、これによって変態時の核生成速度を増加して、変態後
の組織をより一層微細化することができる。

本発明は鋳片の直接圧延を終了した後加速冷却する場合
は、Ａｒ３点以上の温度から冷却するがこの場合、０．
５°Ｃ／Ｓ以上で加速冷却することが好ましい。勿論、
このような加速冷却しない場合も十分微細化組織が得ら
れ、本発明はこれを含んでいるものではあるが、０．５
℃／Ｓ以上での冷却はより一層γ→α変態時の粒生成速
度を促進し、組織がより微細化する。しかし、あまり早
急に冷却すると、マルテンサイト組織となるので、４０
°Ｃ／Ｓ以下とするのが好ましい。また、加速冷却は５
５０℃以下まで行えばよく、その後の冷却は制約しない
。

また、本発明においては、前記条件で冷却した鋼材につ
いて直接焼入れ後、必要に応じてＡｃ。

点以下での焼戻し処理を行って強度を調整し、靭性を向
上させることができる。焼入れ時の冷却速度は４０℃／
Ｓ以上が好ましい。

以下に本発明の出発材成分を限定した理由を説明する。

Ｃは、鋼を強化するのに有効な元素であり、０゜０２％
未満では十分な強度が得られない。一方、その含有量が
０．２５％を越えると、溶接性を劣化させる。

Ｓｉは脱酸元素として、また鋼の強化元素として有効で
あるが０．０５％未満の含有量ではその効果はない。一
方、０．６％を越えると、鋼の表面性状を損なう。

Ｍｎは、鋼の強化に有効な元素であり、０．３％未満で
は十分な強度が得られない。一方、その含有量が３．５
％を越えると鋼の加工性を劣化させる。

Ａｌは、強脱酸元素であり、添加量が多いと他の脱酸元
素であるＴｉの添加効果を減殺するので、できるだけ少
ない方がよく、そのため０．０１％以下とする。

Ｔｉは、鋼中の酸素を除去（脱酸）して脱酸生成物Ｔ１
□Ｏ１を生成し、凝固組織の粗大化を抑制（微細化）す
る一方、一部は鋼中に固溶し、未再結晶域を拡大して、
この領域での圧延の効果により、組織をより一層微細化
する。そのために最低０．００５％が必要であるが、多
量に添加すると大型介在物となって鋼靭性を劣化させる
ので０．５％以下とする。

Ｏは鋼を脆化するため、できるだけ少ない方がよい。し
かし、本発明においては、Ｔｉ酸化物（Ｔｉ２０３　）
を生成させて鋼の高靭化を計るために必要量含有させる
。すなわち０．０００５％〜Ｔｉ／２＋　０．００２０
％の範囲とするが、０．０００５％以上にするのは有効
なＴｉ２０．を生成するためであり、上限をＴ　ｉ　／
２＋　０．００２０％としたのは、粗大Ｔｉ脱酸生成物
とならずに有効な酸化物（Ｔｉ２０１　）を形成し、し
かも固溶Ｔｉを共存させるためである。　Ｔｉ２Ｏ３を
生成するＯ量は、理論的には重量％で０２　＝Ｔ　ｉ　
／２であるが、鋼の実際の製造において、Ｔ　ｉ　／２
＋　０．００２０％０量であっても、固溶Ｔｉを共存さ
せることができるので、本発明は上限Ｏ量をこの値にし
た。

本発明は更にＮｂ、Ｃｕ、Ｎ　ｉＳＣｒＳＭｏ。

Ｃｏ、ＷＳＶＳＢの１種または２種以上を添加する。

Ｎｂは微量の添加で結晶粒の微細化と析出硬化の面で有
効に機能する。しかし、多すぎると溶接部の靭性を劣化
させる。この観点から、添加量の上限を０．１０％とす
る。

Ｃｕ、Ｎ　ｔ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｗはいずれも鋼の焼
入れ性を向上元素である。本発明における場合、その添
加により、鋼の強度を高めることができるが、過度の量
の添加は鋼の溶接性を損なうため、Ｃｕ≦３．０％、Ｎ
ｉＳｉ２．０％、ＣｒＳｉ２．０％、ＭｏＳ２．５％、
ＣＯ≦１０．０％、ＷＳ２．０％に限定する。

■は、析出硬化により鋼の強度を高めるのに有効である
が、過度の添加は鋼の靭性を損なうため、その上限を０
．１０％とする。

Ｂは鋼の焼入れ性を向上させる元素である。本発明にお
ける場合、その添加により鋼の強度を高めることができ
るが、過度の添加はＢの析出物を増加させて鋼の靭性を
損なうため、その上限を０゜００２５％とする。

（実施例）第１表に示す本発明成分鋼と比較鋼（調香Ａ１Ｅ、Ｇ）
を通常の鋳造法で鋳片を製造し、該鋳片を直接熱間圧延
し、一部加速冷却または焼入れ、焼戻し処理を行った。

第２表に、直送熱間圧延条件、冷却条件をそれぞれの試
料について記載すると共に、各条件での処理結果（引張
り強さ、衝撃試験破面遷移温度）を同表に併記した。

第２表の結果より本発明鋼］、２．４．６．８１１．１
４．１６．１８および２０は何れも優れた強度靭性を示
している。

試料Ｎα１．５および１３は基本成分（第１表）が本発
明範囲外であり、靭性が劣っている。特にＮα５はＴｉ
が過剰であるため、靭性の劣化は著しいＮα３はＴｉお
よび酸素が、またＮα１３はＡＩが本発明から外れてい
るため、靭性が悪い。Ｎα７は基本成分は本発明範囲で
あるが、酸素量が規定以上であるため、靭性の向上はみ
られない。Ｎα９．１０．１５、および１９は圧下量お
よび圧延温度を本発明外としたため、何れも靭性が不足
している。更にＮα１２．１７．２１は溶鋼中の酸素量
が本発明を外れ、同種鋼成分の本発明鋼に比して何れも
靭性が劣っている。

（発明の効果）以上説明したように、本発明によって製造し、直送圧延
材は、強度、靭性共に優れている。

また、本発明により省エネルギー、省工程が達成される
。

Claims

【特許請求の範囲】

（１）重量％として、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％
、Ｍｎ：０．３０〜３．５％、Ａｌ：０．０１％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．５％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼が溶鋼状態に
あるときの酸素量を０．０００５％以上Ｔｉ／２＋０．
００２０％以下とした後に鋳造し、鋳造後Ａｒ＿３点以
上の温度から圧延を開始し１０００℃以下でＡｒ＿３点
以上の温度域における圧下率を２０％以上とする直接熱
間圧延をすることを特徴とする強靭なＴｉ添加直送圧延
鋼の製造方法。
（２）重量％として、Ｃ：０．０２〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％
、Ｍｎ：０．３０〜３．５％、Ａｌ：０．０１％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．５％、さらに、Ｎｂ≦０．１０％、Ｃｕ≦３．０％、Ｎｉ≦１０．０％、Ｃｒ≦１０．０％、Ｍｏ≦３．５％、Ｃｏ≦１０．０％、Ｗ≦１．０％、Ｖ≦０．１０％、Ｂ≦０．００２５％の少なくとも１種を添加し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼が溶鋼状態に
あるときの酸素量を０．０００５％以上Ｔｉ／２＋０．
００２０％以下とした後に鋳造し、鋳造後Ａｒ＿３点以
上の温度から圧延を開始し１０００℃以下でＡｒ＿３点
以上の温度域における圧下率を２０％以上とする直接熱
間圧延をすることを特徴とする強靭なＴｉ添加直送圧延
鋼の製造方法。
（３）直接熱間圧延終了後、そのまま加速冷却すること
を特徴とする請求項１あるいは２記載の強靭なＴｉ添加
直送圧延鋼の製造方法。
（４）直接熱間圧延後、直接焼入れし、焼戻し処理をす
ることを特徴とする請求項１あるいは２記載の強靭なＴ
ｉ添加直送圧延鋼の製造方法。