JPH05320759A - 微細な亜粒界を有する鋳片および微細な金属組織を有する厚鋼板の製造法 - Google Patents
微細な亜粒界を有する鋳片および微細な金属組織を有する厚鋼板の製造法Info
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- JPH05320759A JPH05320759A JP4126513A JP12651392A JPH05320759A JP H05320759 A JPH05320759 A JP H05320759A JP 4126513 A JP4126513 A JP 4126513A JP 12651392 A JP12651392 A JP 12651392A JP H05320759 A JPH05320759 A JP H05320759A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 凝固時に生成するγ亜粒界を圧延によって活
性化させ、圧延再結晶時の核生成サイトとして機能させ
ることによって微細なγ組織を生成させ、強度、靱性に
優れた厚鋼板を製造する。 【構成】 重量％でＣ：０．０１〜０．１７％、Ｓｉ：
０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ａｌ：
０．００５〜０．１％、Ｂ：０．００３〜０．０１５
％、さらに必要に応じてＮｂ≦０．０５％、Ｔｉ≦０．
０５％、Ｃｕ≦１．０％、Ｎｉ≦２．５％、Ｃｒ≦１．
０％、Ｍｏ≦０．５％、Ｖ≦０．１％の１種または２種
以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からな
る鋼を鋳造後、１４８０〜１４００℃の温度域から５０
℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で１２００℃以下に冷却する
ことによって微細な亜粒界を生成せしめ、さらにこの鋳
片を直送圧延することによってγの微細化を行い、厚鋼
板の靱性を向上する。
性化させ、圧延再結晶時の核生成サイトとして機能させ
ることによって微細なγ組織を生成させ、強度、靱性に
優れた厚鋼板を製造する。 【構成】 重量％でＣ：０．０１〜０．１７％、Ｓｉ：
０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ａｌ：
０．００５〜０．１％、Ｂ：０．００３〜０．０１５
％、さらに必要に応じてＮｂ≦０．０５％、Ｔｉ≦０．
０５％、Ｃｕ≦１．０％、Ｎｉ≦２．５％、Ｃｒ≦１．
０％、Ｍｏ≦０．５％、Ｖ≦０．１％の１種または２種
以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からな
る鋼を鋳造後、１４８０〜１４００℃の温度域から５０
℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で１２００℃以下に冷却する
ことによって微細な亜粒界を生成せしめ、さらにこの鋳
片を直送圧延することによってγの微細化を行い、厚鋼
板の靱性を向上する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は材質特性の優れた鋳片お
よび厚鋼板の製造方法に関するものである。
よび厚鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】靱性を阻害することなく高強度の厚鋼板
を得るためには、最終金属組織を微細にすることが有効
であることが知られている。このために凝固組織を微細
にすることが試みられている。これらの技術には特開平
２−１６５８５２号公報に示される凝固時電磁攪拌や、
特開平２−２８０９４６号公報に示される機械攪拌等の
溶鋼流動を利用した凝固組織の微細化技術がある。しか
し、これらの溶鋼流動を伴う技術には、凝固時に気泡や
介在物を巻込むおそれがあり、靱性の劣化要因を内包す
るものとなっていた。
を得るためには、最終金属組織を微細にすることが有効
であることが知られている。このために凝固組織を微細
にすることが試みられている。これらの技術には特開平
２−１６５８５２号公報に示される凝固時電磁攪拌や、
特開平２−２８０９４６号公報に示される機械攪拌等の
溶鋼流動を利用した凝固組織の微細化技術がある。しか
し、これらの溶鋼流動を伴う技術には、凝固時に気泡や
介在物を巻込むおそれがあり、靱性の劣化要因を内包す
るものとなっていた。
【０００３】一方、エネルギーコストの低減、生産性の
向上を意図して、鋼を鋳造後、冷却することなく、その
まま圧延する直送圧延法が試みられており、このような
技術には、特開平１−２１２７２０号公報に示されるよ
うに、鋳造後１４００℃から５００℃までの平均冷却速
度を２２．５℃／ｍｉｎ以上に限定したものや、特開昭
６２−９９６８５号公報にしめされるように、圧延温度
・圧下率を限定したもの等がある。しかし、これらの技
術は粗大な凝固組織を圧延再結晶により微細化すること
を前提としており、必然的に大圧下（圧下率４以上）が
必要であった。もし、凝固組織が微細であるならば、軽
圧下でも微細な金属組織が得られるのは自明である。
向上を意図して、鋼を鋳造後、冷却することなく、その
まま圧延する直送圧延法が試みられており、このような
技術には、特開平１−２１２７２０号公報に示されるよ
うに、鋳造後１４００℃から５００℃までの平均冷却速
度を２２．５℃／ｍｉｎ以上に限定したものや、特開昭
６２−９９６８５号公報にしめされるように、圧延温度
・圧下率を限定したもの等がある。しかし、これらの技
術は粗大な凝固組織を圧延再結晶により微細化すること
を前提としており、必然的に大圧下（圧下率４以上）が
必要であった。もし、凝固組織が微細であるならば、軽
圧下でも微細な金属組織が得られるのは自明である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、溶鋼流動を
行うことなく、即ち内部に気泡や介在物等の欠陥を持つ
ことなく凝固組織を微細化し、その鋼塊を直送圧延する
ことによって金属組織をさらに微細化し、良好な材質特
性を有する厚鋼板を製造する方法を提供することを目的
とするものである。
行うことなく、即ち内部に気泡や介在物等の欠陥を持つ
ことなく凝固組織を微細化し、その鋼塊を直送圧延する
ことによって金属組織をさらに微細化し、良好な材質特
性を有する厚鋼板を製造する方法を提供することを目的
とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は上記のような従
来法の欠点を排除し得る高靱性厚鋼板の製造法であり、
その要旨とするところは、重量％でＣ：０．０１〜０．
１７％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜
２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．００
３〜０．０１５％、さらに必要に応じてＮｂ≦０．０５
％、Ｔｉ≦０．０５％、Ｃｕ≦１．０％、Ｎｉ≦２．５
％、Ｃｒ≦１．０％、Ｍｏ≦０．５％、Ｖ≦０．１％の
１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避
的不純物からなる鋼を鋳造後、１４８０〜１４００℃の
温度域から５０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で１２００℃
以下に冷却することを特徴とする微細な亜粒界組織を有
する鋳片の製造法、および得られた鋳片を冷片にするこ
となく熱間圧延を行うことを特徴とする厚鋼板の製造法
にある。
来法の欠点を排除し得る高靱性厚鋼板の製造法であり、
その要旨とするところは、重量％でＣ：０．０１〜０．
１７％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：０．２〜
２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．００
３〜０．０１５％、さらに必要に応じてＮｂ≦０．０５
％、Ｔｉ≦０．０５％、Ｃｕ≦１．０％、Ｎｉ≦２．５
％、Ｃｒ≦１．０％、Ｍｏ≦０．５％、Ｖ≦０．１％の
１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避
的不純物からなる鋼を鋳造後、１４８０〜１４００℃の
温度域から５０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で１２００℃
以下に冷却することを特徴とする微細な亜粒界組織を有
する鋳片の製造法、および得られた鋳片を冷片にするこ
となく熱間圧延を行うことを特徴とする厚鋼板の製造法
にある。
【０００６】以下に本発明について説明する。鋼の凝固
過程においては、（Ｌ）→（Ｌ＋δ）→（δ）→（δ＋
γ）→（γ）［Ｃ：０．０９％以下］、（Ｌ）→（Ｌ＋
δ）→（Ｌ＋δ＋γ）→（δ＋γ）→（γ）［Ｃ：０．
０９〜０．１７％］の変態が生じる。最終的にはγ単相
になるのであるが、γ単相になった時点においてはγの
粒内には多数の亜粒界が存在している。この亜粒界はδ
−γの変態により生成するものと考えられるが、この亜
粒界は冷却の過程で粒内の転位の再配列により消失して
しまい、圧延温度において再結晶の核生成サイトとして
利用することが不可能であった。
過程においては、（Ｌ）→（Ｌ＋δ）→（δ）→（δ＋
γ）→（γ）［Ｃ：０．０９％以下］、（Ｌ）→（Ｌ＋
δ）→（Ｌ＋δ＋γ）→（δ＋γ）→（γ）［Ｃ：０．
０９〜０．１７％］の変態が生じる。最終的にはγ単相
になるのであるが、γ単相になった時点においてはγの
粒内には多数の亜粒界が存在している。この亜粒界はδ
−γの変態により生成するものと考えられるが、この亜
粒界は冷却の過程で粒内の転位の再配列により消失して
しまい、圧延温度において再結晶の核生成サイトとして
利用することが不可能であった。
【０００７】本発明者らは、Ｂを添加することにより亜
粒界が安定化することを見出し、圧延時の再結晶の核生
成サイトとして活用することに成功した。以下に本発明
の限定理由について説明する。まず本発明における出発
材の成分の限定理由について述べる。Ｃは、鋼を強化す
るのに有効な元素であり、０．０１％未満では充分な強
度が得られない。一方、その含有量が０．１７％を越え
ると、δ相が出現せず、本発明に必要なδ−γ変態が生
じない。
粒界が安定化することを見出し、圧延時の再結晶の核生
成サイトとして活用することに成功した。以下に本発明
の限定理由について説明する。まず本発明における出発
材の成分の限定理由について述べる。Ｃは、鋼を強化す
るのに有効な元素であり、０．０１％未満では充分な強
度が得られない。一方、その含有量が０．１７％を越え
ると、δ相が出現せず、本発明に必要なδ−γ変態が生
じない。
【０００８】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、０．０１％未満の含有量ではその
効果がない。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、０．２％
未満では充分な効果が得られない。一方、その含有量が
２．０％を越えると鋼の加工性を劣化させる。
として有効であるが、０．０１％未満の含有量ではその
効果がない。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、０．２％
未満では充分な効果が得られない。一方、その含有量が
２．０％を越えると鋼の加工性を劣化させる。
【０００９】Ａｌは脱酸元素として添加される。０．０
０５％未満の含有量ではその効果がなく、０．１％を越
えると鋼の表面性状を損なう。Ｂは亜粒界安定化元素と
して添加される。０．００３％未満の含有量では、その
効果がなく、０．０１５％を越えると鋼の溶接性を著し
く損なう。Ｎｂ、Ｔｉは、いずれも微量の添加で結晶粒
の微細化と析出効果の面で有効に機能するから、溶接部
の靱性を劣化させない範囲で添加してもよい。この観点
から、Ｎｂ、Ｔｉ双方の添加量の上限を０．０５％とす
る。
０５％未満の含有量ではその効果がなく、０．１％を越
えると鋼の表面性状を損なう。Ｂは亜粒界安定化元素と
して添加される。０．００３％未満の含有量では、その
効果がなく、０．０１５％を越えると鋼の溶接性を著し
く損なう。Ｎｂ、Ｔｉは、いずれも微量の添加で結晶粒
の微細化と析出効果の面で有効に機能するから、溶接部
の靱性を劣化させない範囲で添加してもよい。この観点
から、Ｎｂ、Ｔｉ双方の添加量の上限を０．０５％とす
る。
【００１０】Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏはいずれも鋼の焼
入れ性を向上させる元素であり、その添加により鋼の強
度を高めることができるが、過度の添加は鋼の溶接性を
損なうので、本発明においては、Ｃｕ≦１．０％、Ｎｉ
≦２．５％、Ｃｒ≦１．０％、Ｍｏ≦０．５％に限定す
る。Ｖは、析出硬化により鋼の強度を高めるのに有効で
あるが、過度の添加は鋼の靱性を損なうため、その上限
を０．１％とする。
入れ性を向上させる元素であり、その添加により鋼の強
度を高めることができるが、過度の添加は鋼の溶接性を
損なうので、本発明においては、Ｃｕ≦１．０％、Ｎｉ
≦２．５％、Ｃｒ≦１．０％、Ｍｏ≦０．５％に限定す
る。Ｖは、析出硬化により鋼の強度を高めるのに有効で
あるが、過度の添加は鋼の靱性を損なうため、その上限
を０．１％とする。
【００１１】次に本発明の製造条件の限定理由に就いて
述べる。冷却開始温度を１４８０〜１４００℃と限定し
たのは、この温度範囲を下回る温度から冷却を開始した
場合、亜粒界の存在を保証できないからである。Ｂ添加
により亜粒界を安定化したとはいえ、高温に長時間さら
すと、亜粒界は消失してしまう。
述べる。冷却開始温度を１４８０〜１４００℃と限定し
たのは、この温度範囲を下回る温度から冷却を開始した
場合、亜粒界の存在を保証できないからである。Ｂ添加
により亜粒界を安定化したとはいえ、高温に長時間さら
すと、亜粒界は消失してしまう。
【００１２】同様の理由で、冷却速度を５０℃／ｍｉｎ
以上と限定したのは、それ未満の冷却速度では亜粒界の
消失ないしは粗大化が生じるためである。また、冷却速
度を５０℃／ｍｉｎ以上と限定した温度域を前記冷却開
始温度から１２００℃迄としたのは、それ未満の温度域
では、５０℃／ｍｉｎ未満の冷却速度でも亜粒界の消失
が起こらなくなるためである。
以上と限定したのは、それ未満の冷却速度では亜粒界の
消失ないしは粗大化が生じるためである。また、冷却速
度を５０℃／ｍｉｎ以上と限定した温度域を前記冷却開
始温度から１２００℃迄としたのは、それ未満の温度域
では、５０℃／ｍｉｎ未満の冷却速度でも亜粒界の消失
が起こらなくなるためである。
【００１３】本発明においては、直送圧延過程には特に
限定を設けないが、圧延再結晶による組織の微細化を行
うために、再結晶温度域での圧延が望ましい。
限定を設けないが、圧延再結晶による組織の微細化を行
うために、再結晶温度域での圧延が望ましい。
【００１４】
【実施例】表１に示す成分の鋼について、本発明法及び
比較法を適用した場合のγ粒径を表２に示す。本発明の
適用により、γ粒径が微細化することは明らかである。
比較法を適用した場合のγ粒径を表２に示す。本発明の
適用により、γ粒径が微細化することは明らかである。
【００１５】
【表１】
【００１６】
【表２】
【００１７】
【発明の効果】本発明は、凝固時に生成するγ亜粒界を
成分、冷却速度の制御によって圧延温度域まで存続せし
め、圧延によって再結晶の核生成サイトとして機能させ
ることによって微細なγ組織を生成せしめるので、この
鋼塊を用いれば強度、靱性に優れた厚鋼板を直送圧延で
製造することができる。
成分、冷却速度の制御によって圧延温度域まで存続せし
め、圧延によって再結晶の核生成サイトとして機能させ
ることによって微細なγ組織を生成せしめるので、この
鋼塊を用いれば強度、靱性に優れた厚鋼板を直送圧延で
製造することができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 藤岡 政昭 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．１７％、 Ｓｉ：０．０１〜０．６％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｂ ：０．００３〜０．０１５％ を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼
を鋳造後、１４８０〜１４００℃の温度域から５０℃／
ｍｉｎ以上の冷却速度で１２００℃以下に冷却すること
を特徴とする微細な亜粒界を有する鋳片の製造法。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．１７％、 Ｓｉ：０．０１〜０．６％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｂ ：０．００３〜０．０１５％、 さらに Ｎｂ≦０．０５％、 Ｔｉ≦０．０５％、 Ｃｕ≦１．０％、 Ｎｉ≦２．５％、 Ｃｒ≦１．０％、 Ｍｏ≦０．５％、 Ｖ ≦０．１％ の１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可
避的不純物からなる鋼を鋳造後、１４８０〜１４００℃
の温度域から５０℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で１２００
℃以下に冷却することを特徴とする微細な亜粒界を有す
る鋳片の製造法。 - 【請求項３】 上記請求項１あるいは２の製造法による
鋳片を、冷片にすることなく熱間圧延を行うことを特徴
とする微細な金属組織を有する厚鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4126513A JPH05320759A (ja) | 1992-05-19 | 1992-05-19 | 微細な亜粒界を有する鋳片および微細な金属組織を有する厚鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4126513A JPH05320759A (ja) | 1992-05-19 | 1992-05-19 | 微細な亜粒界を有する鋳片および微細な金属組織を有する厚鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05320759A true JPH05320759A (ja) | 1993-12-03 |
Family
ID=14937070
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4126513A Pending JPH05320759A (ja) | 1992-05-19 | 1992-05-19 | 微細な亜粒界を有する鋳片および微細な金属組織を有する厚鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05320759A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2013105395A1 (ja) * | 2012-01-12 | 2013-07-18 | 新日鐵住金株式会社 | 低合金鋼 |
| CN111926263A (zh) * | 2020-07-02 | 2020-11-13 | 甘肃酒钢集团宏兴钢铁股份有限公司 | 一种大断面异型材直轧生产方法 |
-
1992
- 1992-05-19 JP JP4126513A patent/JPH05320759A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2013105395A1 (ja) * | 2012-01-12 | 2013-07-18 | 新日鐵住金株式会社 | 低合金鋼 |
| JP5418702B2 (ja) * | 2012-01-12 | 2014-02-19 | 新日鐵住金株式会社 | 低合金鋼 |
| AU2012365128B2 (en) * | 2012-01-12 | 2015-09-03 | Nippon Steel Corporation | Low alloy steel |
| CN111926263A (zh) * | 2020-07-02 | 2020-11-13 | 甘肃酒钢集团宏兴钢铁股份有限公司 | 一种大断面异型材直轧生产方法 |
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