JPS61213322A - 鋼板の製造法 - Google Patents
鋼板の製造法Info
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- JPS61213322A JPS61213322A JP5521085A JP5521085A JPS61213322A JP S61213322 A JPS61213322 A JP S61213322A JP 5521085 A JP5521085 A JP 5521085A JP 5521085 A JP5521085 A JP 5521085A JP S61213322 A JPS61213322 A JP S61213322A
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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。
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、均質かつ方向性のない強靭鋼板を鋳造後再加
熱することなしに熱間圧延によって製造する方法（［送
圧延〕に関する。すなわち、ラインパイプ、低温用各稲
貯槽・圧力容器、造船・海構、その他常湛域あるいはそ
れ以下の温度域で使用される各種の鋼構造物に使用され
る鋼を、鋳造後直ちに熱間圧延によって所定の寸法に仕
上げたのち、その冷却過程で加速冷却によって、 Ｔ
ｉ酸化物に起因する微細なウィツトマン＝シュテッテン
状の４−ナイト変態組織にすることによシ、従来の再加
熱圧延材、あるいはそれを焼き入れ焼き戻し、規準、さ
らには圧延後直ちに加速冷却法によって製造される鋼板
と同等以上の強度と（ｆｍ靭性を賦与せんとするもので
あり、主として厚鋼板の直送圧延において強靭釧板金得
ようとする要望に対して有力な手段を提供するものであ
る。
熱することなしに熱間圧延によって製造する方法（［送
圧延〕に関する。すなわち、ラインパイプ、低温用各稲
貯槽・圧力容器、造船・海構、その他常湛域あるいはそ
れ以下の温度域で使用される各種の鋼構造物に使用され
る鋼を、鋳造後直ちに熱間圧延によって所定の寸法に仕
上げたのち、その冷却過程で加速冷却によって、 Ｔ
ｉ酸化物に起因する微細なウィツトマン＝シュテッテン
状の４−ナイト変態組織にすることによシ、従来の再加
熱圧延材、あるいはそれを焼き入れ焼き戻し、規準、さ
らには圧延後直ちに加速冷却法によって製造される鋼板
と同等以上の強度と（ｆｍ靭性を賦与せんとするもので
あり、主として厚鋼板の直送圧延において強靭釧板金得
ようとする要望に対して有力な手段を提供するものであ
る。
（従来の技術）
熱間圧延鋼板の製造技術においては１桿の簡略化や省略
をするととが近年強く指向されてきている。連続鋳造や
制（財）冷却プロセスの導入によシ中間展品の再加熱工
種がなくなシつつあるのはその表われである。このよう
な技術的趨勢のなかで、ホットストリップの製造技術分
野においては連続鋳造スラブを再加熱することなく直ち
に圧延する直送圧延が実用化されている。しかし厚鋼板
の製造技術についてはそのような直送圧延は実用化され
るＫは到っていない。
をするととが近年強く指向されてきている。連続鋳造や
制（財）冷却プロセスの導入によシ中間展品の再加熱工
種がなくなシつつあるのはその表われである。このよう
な技術的趨勢のなかで、ホットストリップの製造技術分
野においては連続鋳造スラブを再加熱することなく直ち
に圧延する直送圧延が実用化されている。しかし厚鋼板
の製造技術についてはそのような直送圧延は実用化され
るＫは到っていない。
厚鋼板を直送圧延することは、鋼板の低温靭性がそれほ
ど厳しくは要求されない軟鋼や一般の普通鋼分野では冶
金学的ＫＦｉ実施できることがよく知られている。しか
し々がら、低温用鋼や低温靭性の要求される高張力鋼な
どについては直送圧延すると従来の製造法によるものに
比べて低温靭性が劣る。このために、これを補う手段と
して特開昭５７−１３１３２０号公報に開示されている
ように１スラブ表面濡度が１１００〜７５０′Ｃになっ
た時点で粗圧延を開始し、次いでｋｒｓ以下まで仕上圧
延を行い、しかも圧延後鋼板温度が６５０℃から４００
℃までの間を所定の冷却速度で冷却する方法がある。
ど厳しくは要求されない軟鋼や一般の普通鋼分野では冶
金学的ＫＦｉ実施できることがよく知られている。しか
し々がら、低温用鋼や低温靭性の要求される高張力鋼な
どについては直送圧延すると従来の製造法によるものに
比べて低温靭性が劣る。このために、これを補う手段と
して特開昭５７−１３１３２０号公報に開示されている
ように１スラブ表面濡度が１１００〜７５０′Ｃになっ
た時点で粗圧延を開始し、次いでｋｒｓ以下まで仕上圧
延を行い、しかも圧延後鋼板温度が６５０℃から４００
℃までの間を所定の冷却速度で冷却する方法がある。
しかるに、このような強度の制御圧延を制御冷却に先行
させる方法は、圧延を低温域で十分な圧下量を確保でき
るように行わなければならないのと、圧延中の時間一温
度管理を細かに実施しなければならないので、圧延工種
の生産性を著しく低下させてしまう。加えて、このプロ
セスで製造できる鋼板の種類ｆ１２とえはラインノぐイ
ゾ用素材のように板厚が比較的薄いものに限定される。
させる方法は、圧延を低温域で十分な圧下量を確保でき
るように行わなければならないのと、圧延中の時間一温
度管理を細かに実施しなければならないので、圧延工種
の生産性を著しく低下させてしまう。加えて、このプロ
セスで製造できる鋼板の種類ｆ１２とえはラインノぐイ
ゾ用素材のように板厚が比較的薄いものに限定される。
その理由は、このプロセスにおいては鋼板の低温靭性を
確保するために鋼組織の微細化をその達成手段としてい
るが、そのため圧延によジオーステナイト粒の微細化や
フェライト粒の微細化をさせなければならないためであ
る。
確保するために鋼組織の微細化をその達成手段としてい
るが、そのため圧延によジオーステナイト粒の微細化や
フェライト粒の微細化をさせなければならないためであ
る。
（発明が解決しようとする問題点）
本発明は、低温靭性のすぐれた高張力鋼板を直送圧延に
よって製造するに際して、従来のような圧延加工によっ
て結晶粒の微細化をはかる方法によるのではなく、鋼の
溶製、鋳造過程で鋳片内に微細に分散析出させ７ｊＴｉ
酸化物系析出物を利用して鋼板の変態組織の微細化ｔ−
はかろうとするものである。すなわち、本発明法におい
ては鋼の変態をγ粒界から生ぜしめるのではなく、γ粒
界とは独立に鋼材中に微細に分散析出し７ｊＴｉ酸化物
系介在物から粒内変態の形で生せしめるので、鋼の組織
の微細化は圧延による結晶粒の微細化とけ全く独立のメ
カニズムによって達せられる。
よって製造するに際して、従来のような圧延加工によっ
て結晶粒の微細化をはかる方法によるのではなく、鋼の
溶製、鋳造過程で鋳片内に微細に分散析出させ７ｊＴｉ
酸化物系析出物を利用して鋼板の変態組織の微細化ｔ−
はかろうとするものである。すなわち、本発明法におい
ては鋼の変態をγ粒界から生ぜしめるのではなく、γ粒
界とは独立に鋼材中に微細に分散析出し７ｊＴｉ酸化物
系介在物から粒内変態の形で生せしめるので、鋼の組織
の微細化は圧延による結晶粒の微細化とけ全く独立のメ
カニズムによって達せられる。
このような変態のメカニズム？利用することにより、圧
延工程における複雑かつ類型な圧延プロセスの割引を必
要とせず、圧延工程の生産性を飛躍的に高めるとともに
、生産できる鋼板厚についても薄手のみ力らず鋳片厚に
近い厚手の鋼板にも適用できる直送圧延プロセス金可能
鈍することが本発明の目的である。
延工程における複雑かつ類型な圧延プロセスの割引を必
要とせず、圧延工程の生産性を飛躍的に高めるとともに
、生産できる鋼板厚についても薄手のみ力らず鋳片厚に
近い厚手の鋼板にも適用できる直送圧延プロセス金可能
鈍することが本発明の目的である。
（問題点を解決するための手段）
本発明は、上記の目的を達成するために、以下の手段を
採用した。
採用した。
すなわち、凝固した状態における鋼の組織が重量％濃度
でｃ ： ｏ、ｏ ｏ ｔ〜０．３００％、Ｓｌ二〇。
でｃ ： ｏ、ｏ ｏ ｔ〜０．３００％、Ｓｌ二〇。
８％以下、Ｍｎ ： ０．４ ＝ ２．０ ｓ％’ｒｉ
： ０．００３〜０．０５０％、Ｏ：０．００１０〜
０．０１００％で、不純物元素として鋼の溶製の過程で
不可避に混入する ｋｌを０．００７％以下とし、残部
鉄および不純物元素を含み、しかも粒径が３μｍ以下で
Ｔｉ０１Ｔ＋２０３のいずれか一種または二株の複合し
た結晶相を含む酸化物系介在物を重量％で０．００４％
以上０．１００ ％以下の範囲で含有する鋳片を、その
凝固後の冷却途上において鋳片の実質的な部分が９００
℃以上の温度であるうちに鋼板の最終的な厚みにまで圧
延し次のち、９００℃から５００℃の間を２０秒以上１
００秒以下の時間で冷却する、微細なウィツトマン＝シ
ュテツテン状のフェライトプレートから成る微細ベーナ
イト組織よりなる鋼板の製造法、および、凝固した状態
における鋼の組成が重′Ｊ１％濃度で０：０．（１０１
〜０．３００％、Ｓｔ ： ０．８％以下ｂ Ｍｎ ：
Ｑ−４〜２−０ ＊ ｓ Ｔｉ”０．００３〜０．０
５０％、Ｏ： ０．００１０〜０．０１００％を基本改
分とし、Ｃｕ ： Ｌ、５％以下、Ｎｉ：ｌＯ−以下、
Ｃｒ ： １％以下、Ｍｏ ： １ ％以下、Ｎｂ：０
．２％以下、ｖ ： ｏ、ｓ ％以下、Ｂ ： ０．０
０２５ ％以下、ＲＥＭ ： ０．０５ ％以下、Ｃａ
： ０．００８％以下のいずれか一種または二種以上
を含み、不純物元素として鋼の溶製の過程で不可避に混
入するＡ）を０．００７ ％以下とし、残部鉄および不
純物元素を含み、しかも粒径が３μｍ以下でＴｉ０１Ｔ
ｔ２０３のいずれか一種ｔｗは二株の複合した結晶相を
含む酸化物系介在物を重量％で（１，００４１以上０．
１００ ％以下の範囲で含有する鋳片を、その凝固後の
冷却途上において鋳片の実質的な部分が９００℃以上の
温度であるうちに鋼板の最終的な厚みにまで圧延したの
ち、９００℃から５００℃の間を２０秒以上１００秒以
下の時間で冷却する、微細なウインドヤン＝シユテツテ
ン状のフェライトプレートから成る微細ベーナイト組織
よりなる鋼板の製造法である。
： ０．００３〜０．０５０％、Ｏ：０．００１０〜
０．０１００％で、不純物元素として鋼の溶製の過程で
不可避に混入する ｋｌを０．００７％以下とし、残部
鉄および不純物元素を含み、しかも粒径が３μｍ以下で
Ｔｉ０１Ｔ＋２０３のいずれか一種または二株の複合し
た結晶相を含む酸化物系介在物を重量％で０．００４％
以上０．１００ ％以下の範囲で含有する鋳片を、その
凝固後の冷却途上において鋳片の実質的な部分が９００
℃以上の温度であるうちに鋼板の最終的な厚みにまで圧
延し次のち、９００℃から５００℃の間を２０秒以上１
００秒以下の時間で冷却する、微細なウィツトマン＝シ
ュテツテン状のフェライトプレートから成る微細ベーナ
イト組織よりなる鋼板の製造法、および、凝固した状態
における鋼の組成が重′Ｊ１％濃度で０：０．（１０１
〜０．３００％、Ｓｔ ： ０．８％以下ｂ Ｍｎ ：
Ｑ−４〜２−０ ＊ ｓ Ｔｉ”０．００３〜０．０
５０％、Ｏ： ０．００１０〜０．０１００％を基本改
分とし、Ｃｕ ： Ｌ、５％以下、Ｎｉ：ｌＯ−以下、
Ｃｒ ： １％以下、Ｍｏ ： １ ％以下、Ｎｂ：０
．２％以下、ｖ ： ｏ、ｓ ％以下、Ｂ ： ０．０
０２５ ％以下、ＲＥＭ ： ０．０５ ％以下、Ｃａ
： ０．００８％以下のいずれか一種または二種以上
を含み、不純物元素として鋼の溶製の過程で不可避に混
入するＡ）を０．００７ ％以下とし、残部鉄および不
純物元素を含み、しかも粒径が３μｍ以下でＴｉ０１Ｔ
ｔ２０３のいずれか一種ｔｗは二株の複合した結晶相を
含む酸化物系介在物を重量％で（１，００４１以上０．
１００ ％以下の範囲で含有する鋳片を、その凝固後の
冷却途上において鋳片の実質的な部分が９００℃以上の
温度であるうちに鋼板の最終的な厚みにまで圧延したの
ち、９００℃から５００℃の間を２０秒以上１００秒以
下の時間で冷却する、微細なウインドヤン＝シユテツテ
ン状のフェライトプレートから成る微細ベーナイト組織
よりなる鋼板の製造法である。
以下に、まず、本発明に関わる鋼材の底分組収を限定す
る理由について述べる。
る理由について述べる。
０．８ｉ、Ｍｎは鋼材の強度を高めるいっぽうＨＡＺ組
織の硬化を促すので適量が必要であるが、高すぎないよ
うにしなければならない。本発明法の適用が意図される
鋼材では、このような観点からＯについては０．００１
から０．３００％、 Ｓｉについては０．８％以下、
ＭｎについてＦｉｏ、４から２．０９６の範囲とした
。
織の硬化を促すので適量が必要であるが、高すぎないよ
うにしなければならない。本発明法の適用が意図される
鋼材では、このような観点からＯについては０．００１
から０．３００％、 Ｓｉについては０．８％以下、
ＭｎについてＦｉｏ、４から２．０９６の範囲とした
。
ＡＪＩ 、 ＴｉおよびＯは本発明法による鋼材の組織
を特徴づける微細なりィツＰマン＝シュテッテン状フェ
ライトプレートから成る微細ベーナイト組織（以下、「
微細イーナイト組織」と呼ぶ］が生成するための基本的
表メカニ、＜ムに関与している。
を特徴づける微細なりィツＰマン＝シュテッテン状フェ
ライトプレートから成る微細ベーナイト組織（以下、「
微細イーナイト組織」と呼ぶ］が生成するための基本的
表メカニ、＜ムに関与している。
Ｍが０．００７％！Ｄ高いと微細なウインドツン＝シュ
テツテン状フェライトプレートの発生頻度を支配してい
るＴｉ０１Ｔｉ、２０．のいずれか−Ｗｌまタハ二種の
複合した結晶相を含む酸化物（以下「Ｔｉ −０ｘｉｄ
ｅ系介在物」と呼ぶ〕が鋼の溶製の段階で形成されない
。従って、 Ａノについては添加せず、しかも合金鉄や
耐火物から混入することを防止することが必要であシ、
不可避に混入するｔ′ｆｔ：０．００７ ％以下とし次
。 Ａｌを上記の範囲に抑えた鋼にＴｉ ｉ添加すると
Ｔｉ −０ｘｉｄｅ系介在物が形成されるが、Ｔｉと０
０量が多すぎると粗大化して微細ベーナイト組織の発生
頻度が低下しすぎて実用上の効果を失なう。いっぽう、
ｈと０の量が少なすぎるとＴｉ −０ｘｉｄｅ 系
介在物が形成されない。このため、 Ｔｉについては０
．００３〜０．０５０チ、Ｏについては０．００１０〜
０．０１００％とし、 しかもＴｉ −０ｘｉｄｅ
系介在物の総−１を０．００４％以上０゜ｉｏｏ係以下
とした。
テツテン状フェライトプレートの発生頻度を支配してい
るＴｉ０１Ｔｉ、２０．のいずれか−Ｗｌまタハ二種の
複合した結晶相を含む酸化物（以下「Ｔｉ −０ｘｉｄ
ｅ系介在物」と呼ぶ〕が鋼の溶製の段階で形成されない
。従って、 Ａノについては添加せず、しかも合金鉄や
耐火物から混入することを防止することが必要であシ、
不可避に混入するｔ′ｆｔ：０．００７ ％以下とし次
。 Ａｌを上記の範囲に抑えた鋼にＴｉ ｉ添加すると
Ｔｉ −０ｘｉｄｅ系介在物が形成されるが、Ｔｉと０
０量が多すぎると粗大化して微細ベーナイト組織の発生
頻度が低下しすぎて実用上の効果を失なう。いっぽう、
ｈと０の量が少なすぎるとＴｉ −０ｘｉｄｅ 系
介在物が形成されない。このため、 Ｔｉについては０
．００３〜０．０５０チ、Ｏについては０．００１０〜
０．０１００％とし、 しかもＴｉ −０ｘｉｄｅ
系介在物の総−１を０．００４％以上０゜ｉｏｏ係以下
とした。
これによシ、通常の鋳造工程において凝固し几鋳片内に
は粒径が３μｍ以下でＴｉＯ、’ｒｉ２ｏ３のいずれか
一種または二種の複合した酸化物系介在物が形成される
。これらの酸化物は、よく知られているように、鋼のオ
ーステナイトからの冷却過程でオーステナイトの粒界と
は独立して粒内から微細フェライトニブレートが生じ、
鋼の強靭化に資する。
は粒径が３μｍ以下でＴｉＯ、’ｒｉ２ｏ３のいずれか
一種または二種の複合した酸化物系介在物が形成される
。これらの酸化物は、よく知られているように、鋼のオ
ーステナイトからの冷却過程でオーステナイトの粒界と
は独立して粒内から微細フェライトニブレートが生じ、
鋼の強靭化に資する。
Ｃｕ は鋼材の耐食性と強度の向上に有効であるが、
多すぎると溶接金属の熱間割れを起こすので１．５％以
下とし穴。
多すぎると溶接金属の熱間割れを起こすので１．５％以
下とし穴。
Ｎｉ は鋼材の強度と低温靭性を同時に高めるのでそ
のような目的には添加する程好ましいが、Ｎｉが１０係
を超える鋼では本発明による経済的効果が得にくい。し
たがって、１ｏｑｂ以下とした。
のような目的には添加する程好ましいが、Ｎｉが１０係
を超える鋼では本発明による経済的効果が得にくい。し
たがって、１ｏｑｂ以下とした。
Ｃｒ 、 Ｍｏ 、 Ｂは鋼の焼き入れ性を高め１本発
明法によるプロセスでは微細ベーナイト組織の安定化に
有効である。しかしながら、多すぎるとγ相からの変態
過程で熱間割れを生ずる。したがってＣｒとＭｏについ
てはそれぞれ１％以下、Ｂについては０．００２５％以
下とした。
明法によるプロセスでは微細ベーナイト組織の安定化に
有効である。しかしながら、多すぎるとγ相からの変態
過程で熱間割れを生ずる。したがってＣｒとＭｏについ
てはそれぞれ１％以下、Ｂについては０．００２５％以
下とした。
Ｎｂ 、 Ｖは、本発明法においては圧延後の冷却過程
において微細な炭窒化物として析出して鋼の強度を高め
るが、多すぎると鋼材の低温靭性を損なう。したがって
、 Ｎｂは０．２％以下、ＶＶｉＯ，５チ以下とした。
において微細な炭窒化物として析出して鋼の強度を高め
るが、多すぎると鋼材の低温靭性を損なう。したがって
、 Ｎｂは０．２％以下、ＶＶｉＯ，５チ以下とした。
Ｃａ 、 ＲＥＭ ｉｊ鋼中のＳを固定し、鋼材の延性
やｇＪシ欠き靭性に有害なＭｎＳヲ低減する働きがある
のでそのような用途に対して添加される。ただし、多す
ぎると鋼の清浄度を低下させ、鋼板の内部欠陥の原因に
なるので、Ｏｎについては上限をｏ、ｏ ｏ ｓ％、Ｒ
，Ｅ Ｍについては０．０５チとし念。
やｇＪシ欠き靭性に有害なＭｎＳヲ低減する働きがある
のでそのような用途に対して添加される。ただし、多す
ぎると鋼の清浄度を低下させ、鋼板の内部欠陥の原因に
なるので、Ｏｎについては上限をｏ、ｏ ｏ ｓ％、Ｒ
，Ｅ Ｍについては０．０５チとし念。
なお、Ｐ、８お工びＮについては本発明法における技術
的要件に対しては第−義的に重要な意味はないが、溶接
継手部（熱影養部：ＨＡＺ、および、溶接金属部〕の靭
性にとって好ましくないので低い程望ましく、１％ Ｓ
についてＦｉｏ、０２５ ％以下、Ｎについてはｏ、ｏ
ｏ ｓ ｏ％以下であることが望ましい。
的要件に対しては第−義的に重要な意味はないが、溶接
継手部（熱影養部：ＨＡＺ、および、溶接金属部〕の靭
性にとって好ましくないので低い程望ましく、１％ Ｓ
についてＦｉｏ、０２５ ％以下、Ｎについてはｏ、ｏ
ｏ ｓ ｏ％以下であることが望ましい。
つぎに、本発明法の圧延方法と圧延後の冷却条件につい
て限定する理由を述べる。
て限定する理由を述べる。
本発明法においては、以上述べたような要件を満たした
鋳片を、その鋳造後の冷却過程において、鋳片の冥質的
な部分が９００℃以上の温度にあるうちに圧延を終了し
てしまうように圧延しなければならない。その理由は、
これ以下の濡′度で圧延を行なうとγ粒の細粒化や、γ
相に圧延加工組織が残存するようになり、微細ベーナイ
ト組織の形成に有害であるからである。
鋳片を、その鋳造後の冷却過程において、鋳片の冥質的
な部分が９００℃以上の温度にあるうちに圧延を終了し
てしまうように圧延しなければならない。その理由は、
これ以下の濡′度で圧延を行なうとγ粒の細粒化や、γ
相に圧延加工組織が残存するようになり、微細ベーナイ
ト組織の形成に有害であるからである。
また、上記圧延後の冷却速度は大きすぎると鋼組織がマ
ルテンサイト化し、逆に小さすぎるとフェライト−パー
ライト化して、いずれの場合も本発明法の特徴となす微
細ベーナイト組織が得られない。このゆえに、９００℃
から５００℃の間を２０秒以上１００秒以下の時間で冷
却する必要がある。
ルテンサイト化し、逆に小さすぎるとフェライト−パー
ライト化して、いずれの場合も本発明法の特徴となす微
細ベーナイト組織が得られない。このゆえに、９００℃
から５００℃の間を２０秒以上１００秒以下の時間で冷
却する必要がある。
（作用）
本発明法によれば鋳造ままの極めて粗大なオーステナイ
ト粒のままの鋳片を再加熱することなく、しかも熱間圧
延によって結晶粒の細粒化ｔ−はかることもなく、単に
９００℃から５００℃の間を２０秒以上１００秒以下の
時間で冷却するだけで、均質かつ方向性のない低温靭性
のすぐれた鋼板の製造が可能になる。
ト粒のままの鋳片を再加熱することなく、しかも熱間圧
延によって結晶粒の細粒化ｔ−はかることもなく、単に
９００℃から５００℃の間を２０秒以上１００秒以下の
時間で冷却するだけで、均質かつ方向性のない低温靭性
のすぐれた鋼板の製造が可能になる。
この２うに、鋳片の再加熱や圧延による７粒あるいはα
粒の細粒化によらず低温靭性のすぐれ友鋼板が得られる
のは次のような理由による。すなわち、従来の方法、次
とえば鋳片の再加熱や圧延による７粒の細粒化をはかる
方法や、これとγ／α共存域における圧延とを組み合わ
せてα殻の圧延再結晶による細粒化をはかる方法におい
ては、γ／α変態開始前の７粒の細粒化をはかシ、γ粒
界やγ粒界と同様な役割＃）ヲＩＩ′ｉたすと考えられ
ている変形帯からγ／α変態をさせ、微細なα粒構成か
らなる圧延鋼板を得ようとするのに対して、本発明法は
γ粒界とは独立に１鋳造時に鋼中に微細かつ多量に分散
析出させ７ｊＴｉ酸化物からγ／α変態をさせる。この
穴め、γ粒の再細粒化をはかることは全く不要なげかり
でなく、γ粒はむしろ粗大でなければならない。す彦わ
ち、本発明の成分組成の要件を満す鋼であってもγ粒が
微細になるとｒ粒界からの変態が優先して起きるように
なるため、γ粒内に微細かつ多量に存在している Ｔｉ
酸化物からのα変態は起きなくなる。このために、本発
明における圧延は、γ粒の細粒化を起こさないよう鋼の
実質的な部分が９００［以上の高温にあるうちに終了し
なければならない。
粒の細粒化によらず低温靭性のすぐれ友鋼板が得られる
のは次のような理由による。すなわち、従来の方法、次
とえば鋳片の再加熱や圧延による７粒の細粒化をはかる
方法や、これとγ／α共存域における圧延とを組み合わ
せてα殻の圧延再結晶による細粒化をはかる方法におい
ては、γ／α変態開始前の７粒の細粒化をはかシ、γ粒
界やγ粒界と同様な役割＃）ヲＩＩ′ｉたすと考えられ
ている変形帯からγ／α変態をさせ、微細なα粒構成か
らなる圧延鋼板を得ようとするのに対して、本発明法は
γ粒界とは独立に１鋳造時に鋼中に微細かつ多量に分散
析出させ７ｊＴｉ酸化物からγ／α変態をさせる。この
穴め、γ粒の再細粒化をはかることは全く不要なげかり
でなく、γ粒はむしろ粗大でなければならない。す彦わ
ち、本発明の成分組成の要件を満す鋼であってもγ粒が
微細になるとｒ粒界からの変態が優先して起きるように
なるため、γ粒内に微細かつ多量に存在している Ｔｉ
酸化物からのα変態は起きなくなる。このために、本発
明における圧延は、γ粒の細粒化を起こさないよう鋼の
実質的な部分が９００［以上の高温にあるうちに終了し
なければならない。
このように粗大なγ粒より彦る高温の鋼を９００℃から
５００℃の間を２０秒以上１００秒以下の時間で冷却す
ると、 Ｔｉ酸化物を核としてγ粒内からプレート状
のフェライトが生ずる。第１図は本発明法による鋼板の
組織を示す。
５００℃の間を２０秒以上１００秒以下の時間で冷却す
ると、 Ｔｉ酸化物を核としてγ粒内からプレート状
のフェライトが生ずる。第１図は本発明法による鋼板の
組織を示す。
（実施例１）
第１表は本願特許請求の範囲第１項に記載する成分組成
の要件を満す鋳片を、鋳造後の冷却過程で本発明法によ
る条件で圧延し冷却した場合と、比較法の圧延法による
場合との供試鋼とプロセス条件を示す。
の要件を満す鋳片を、鋳造後の冷却過程で本発明法によ
る条件で圧延し冷却した場合と、比較法の圧延法による
場合との供試鋼とプロセス条件を示す。
鋼板Ａ、Ｏは本発明法によるものであり、通常の厚板の
圧延温度域に比べれば極めて高温域で圧延されているに
も拘わらず、圧延後の適切な冷却により微細ベーナイト
組織となり、すぐれた切り欠き靭性を示す。
圧延温度域に比べれば極めて高温域で圧延されているに
も拘わらず、圧延後の適切な冷却により微細ベーナイト
組織となり、すぐれた切り欠き靭性を示す。
鋼板Ｂ、ＤＶｉ圧延条件が本発明の要件を満足している
にも拘わらず、圧延後の冷却速度が鋼板Ｂでは大きすぎ
、鋼板りでは逆に小さすぎて、いずれの場合も微細ベー
ナイト組織とはならない。
にも拘わらず、圧延後の冷却速度が鋼板Ｂでは大きすぎ
、鋼板りでは逆に小さすぎて、いずれの場合も微細ベー
ナイト組織とはならない。
いっぽう、鋼板Ｅでは圧延後の冷却条件は本発明法の条
件を満たしているが、圧延温度域が低すぎてγ粒が微細
化したため粒界からの変態が優先し、微細ベーナイト組
織が得られていない。
件を満たしているが、圧延温度域が低すぎてγ粒が微細
化したため粒界からの変態が優先し、微細ベーナイト組
織が得られていない。
（実施例２〕
第２表は本願特許請求の範囲第２項の記載に関するもの
であり、鋼板Ｆは Ｎｂ添加の極低Ｎ＃、鋼板Ｇは極低
ＮのＣｕ −Ｎｉ −Ｍｏ −Ｎｂ −Ｃａ 添加鋼
、鋼板Ｈｔｉ極低ＮのＣｒ −Ｖ −Ｂ −ＲＥＭ添加
鋼で、いずれも本発明の要件を満す成分組成と熱間圧延
プロセス条件となっている。いっぽう鋼板Ｉは、プロセ
ス条件は本発明の要件を満すが、ｋｌが本発明の要件と
する範囲から外れ、 Ｔｉ酸化物も含まない次め鋼組
織は粗大な上部ベーナイト組織となり、シャルピー切り
欠き靭性が劣っている。
であり、鋼板Ｆは Ｎｂ添加の極低Ｎ＃、鋼板Ｇは極低
ＮのＣｕ −Ｎｉ −Ｍｏ −Ｎｂ −Ｃａ 添加鋼
、鋼板Ｈｔｉ極低ＮのＣｒ −Ｖ −Ｂ −ＲＥＭ添加
鋼で、いずれも本発明の要件を満す成分組成と熱間圧延
プロセス条件となっている。いっぽう鋼板Ｉは、プロセ
ス条件は本発明の要件を満すが、ｋｌが本発明の要件と
する範囲から外れ、 Ｔｉ酸化物も含まない次め鋼組
織は粗大な上部ベーナイト組織となり、シャルピー切り
欠き靭性が劣っている。
（発明の効果）
本発明法は以上述べたようなメカニズムによって鋼組織
の細粒化をはかるために、従来の方法や従来鋼に比べて
次のようなすぐれた効果を有する。
の細粒化をはかるために、従来の方法や従来鋼に比べて
次のようなすぐれた効果を有する。
（１１鋳造ｔまの鋳片を再加熱することなく熱間圧延す
る方法で低温靭性のすぐれ念鋼板を久造することが可能
になる。
る方法で低温靭性のすぐれ念鋼板を久造することが可能
になる。
（２）熱間圧延はγ粒の細粒化をはかるためのものでは
なく、単に鋼板の最終的か寸法や形状、あるい＃″を表
面性状を得る大め、ないしは鋳片のザク、ポロシティ−
の残存など内質の不十分な場合にこれを圧着することが
目的となるために１鋼の熱間変形抵抗の小さな高潟で行
なえば良く、その危め圧延機に過大な負荷をかける必要
がなく、シたがって圧延の生産性を著しく高めることが
できる。
なく、単に鋼板の最終的か寸法や形状、あるい＃″を表
面性状を得る大め、ないしは鋳片のザク、ポロシティ−
の残存など内質の不十分な場合にこれを圧着することが
目的となるために１鋼の熱間変形抵抗の小さな高潟で行
なえば良く、その危め圧延機に過大な負荷をかける必要
がなく、シたがって圧延の生産性を著しく高めることが
できる。
（３１７ｉ 酸化物を核としておこるプレート状フェ
ライトの粒内変態は、広範囲の冷速に対して安定して起
こるので、鋼板の表層部と内部の冷速か大きく異なる厚
手の鋼板であっても板厚方向にみ危ときの組織のちがい
が少なく、均質な材質が得られる。したがって、鋳造片
に近い厚み金有する鋼板であって、低温靭性にすぐれ、
均質性のよい鋼板が得られる。
ライトの粒内変態は、広範囲の冷速に対して安定して起
こるので、鋼板の表層部と内部の冷速か大きく異なる厚
手の鋼板であっても板厚方向にみ危ときの組織のちがい
が少なく、均質な材質が得られる。したがって、鋳造片
に近い厚み金有する鋼板であって、低温靭性にすぐれ、
均質性のよい鋼板が得られる。
第１図は本発明法による鋼板の組織を示す顕微鋺写真で
ある。 代理人 弁理士 秋 沢 政 光 他２名
ある。 代理人 弁理士 秋 沢 政 光 他２名
Claims (2)
- （１）凝固した状態における鋼の組成が重量、濃度で Ｃ：０．００１〜０．３００％、 Ｓｉ：０．８％以下、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％ Ｏ：０．００１０〜０．０１００％ で、不純物元素として鋼の溶製の過程で不可避に混入す
るＡｌを０．００７％以下とし、残部鉄および不純物元
素を含み、しかも粒径が３μｍ以下でＴｉＯ、Ｔｉ＿２
Ｏ＿３のいずれか一種または二種の複合した結晶相を含
む酸化物系介在物を重量％で０．００４％以上０．１０
０％以下の範囲で含有する鋳片を、その凝固後の冷却途
上において鋳片の実質的な部分が９００℃以上の温度で
あるうちに鋼板の最終的な厚みにまで圧延したのち、９
００℃から５００℃の間を２０秒以上１００秒以下の時
間で冷却する、微細なウイツドマン＝シユテツテン状の
フェライトプレートから成る微細ベーナイト組織よりな
る鋼板の製造法。 - （２）凝固した状態における鋼の組成が重量％濃度で Ｃ：０．００１〜０．３００％、 Ｓｉ：０．８％以下、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％、 Ｏ：０．００１０〜０．０１００％ を基本成分とし、 Ｃｕ：１．５％以下、 Ｎｉ：１０％以下、 Ｃｒ：１％以下、 Ｍｏ：１％以下、 Ｎｂ：０．２％以下、 Ｖ：０．５％以下、 Ｂ：０．００２５％以下、 ＲＥＭ：０．０５％以下、 Ｃａ：０．００８％以下 のいずれか一種または二種以上を含み、不純物元素とし
て鋼の溶製の過程で不可避に混入するＡｌを０．００７
％以下とし、残部鉄および不純物元素を含み、しかも粒
径が３μｍ以下でＴｉ０、Ｔｉ＿２Ｏ＿３のいずれか一
種または二種の複合した結晶相を含む酸化物系介在物を
重量％で０．００４％以上０．１００％以下の範囲で含
有する鋳片を、その凝固後の冷却途上において鋳片の実
質的な部分が９００℃以上の濃度であるうちに鋼板の最
終的な厚みにまで圧延したのち、９００℃から５００℃
の間を２０秒以上１００秒以下の時間で冷却する、微細
なウイツドマン＝シユテツテン状のフェライトプレート
から成る微細ベーナイト組織よりなる鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5521085A JPS61213322A (ja) | 1985-03-19 | 1985-03-19 | 鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5521085A JPS61213322A (ja) | 1985-03-19 | 1985-03-19 | 鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61213322A true JPS61213322A (ja) | 1986-09-22 |
| JPH0211652B2 JPH0211652B2 (ja) | 1990-03-15 |
Family
ID=12992275
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5521085A Granted JPS61213322A (ja) | 1985-03-19 | 1985-03-19 | 鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61213322A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0288054A2 (en) * | 1987-04-24 | 1988-10-26 | Nippon Steel Corporation | Method of producing steel plate with good low-temperature toughness |
| EP0646656A1 (en) | 1993-04-26 | 1995-04-05 | Nippon Steel Corporation | Sheet steel excellent in flanging capability and process for producing the same |
| EP1052303A2 (en) * | 1999-05-10 | 2000-11-15 | Kawasaki Steel Corporation | High tensile strength steel product for high heat input welding, having excellent toughness in heat-affected zone |
| US6585030B2 (en) | 2000-09-29 | 2003-07-01 | Nucor Corporation | Method of producing steel strip |
| CN104962829A (zh) * | 2015-07-09 | 2015-10-07 | 东北大学 | 一种含针状铁素体的双辊连铸低碳微合金钢及其制造方法 |
-
1985
- 1985-03-19 JP JP5521085A patent/JPS61213322A/ja active Granted
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0288054A2 (en) * | 1987-04-24 | 1988-10-26 | Nippon Steel Corporation | Method of producing steel plate with good low-temperature toughness |
| EP0646656A1 (en) | 1993-04-26 | 1995-04-05 | Nippon Steel Corporation | Sheet steel excellent in flanging capability and process for producing the same |
| EP1052303A2 (en) * | 1999-05-10 | 2000-11-15 | Kawasaki Steel Corporation | High tensile strength steel product for high heat input welding, having excellent toughness in heat-affected zone |
| EP1052303A3 (en) * | 1999-05-10 | 2006-03-22 | JFE Steel Corporation | High tensile strength steel product for high heat input welding, having excellent toughness in heat-affected zone |
| US6585030B2 (en) | 2000-09-29 | 2003-07-01 | Nucor Corporation | Method of producing steel strip |
| US6818073B2 (en) | 2000-09-29 | 2004-11-16 | Nucor Corporation | Method of producing steel strip |
| CN104962829A (zh) * | 2015-07-09 | 2015-10-07 | 东北大学 | 一种含针状铁素体的双辊连铸低碳微合金钢及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0211652B2 (ja) | 1990-03-15 |
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|---|---|---|---|
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