JPH0211652B2

JPH0211652B2 -

Info

Publication number: JPH0211652B2
Application number: JP5521085A
Authority: JP
Inventors: Michihiko Nagumo; Masazumi Hirai; Masakata Imagunbai
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1985-03-19
Filing date: 1985-03-19
Publication date: 1990-03-15
Also published as: JPS61213322A

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つて製造
する方法（直送圧延）に関する。すなわち、ライ
ンパイプ、低温用各種貯槽・圧力容器、造船・海
構、その他常温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つ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つて、Ti酸
化物に起因する微細なウイツドマン＝シユテツテ
ン状のベーナイト変態組織にすることにより、従
来の再加熱圧延材、あるいはそれを焼き入れ焼き
戻し、焼準、さらには圧延後直ちに加速冷却法に
よつて製造される鋼板と同等以上の強度と低温靭
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鋼板を得ようとする要望
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工程の簡略
化や省略をすることが近年強く指向されてきてい
る。連続鋳造や制御冷却プロセスの導入により中
間製品の再加熱工程がなくなりつつあるのはその
表われである。このような技術的趨勢のなかで、
ホツトストリツ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
れるには到つていない。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には実施できることがよく
知られている。しかしながら、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、ス
ラブ表面温度が1100〜750℃になつた時点で粗圧
延を開始し、次いでAr₃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−温度管理を細かに実施しなけ
ればならないので、圧延工程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
きる鋼板の種類はたとえばラインパイプ用素材の
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、そのため圧延によりオーステナイ
ト粒の微細化やフエ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
送圧延によつて製造するに際して、従来のような
圧延加工によつ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たTi酸化物系析出物を利用
して鋼板の変態組織の微細化をはかろうとするも
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たTi酸化物
系介在物から粒内変態の形で生ぜしめるので、鋼
の組織の微細化は圧延による結晶粒の微細化とは
全く独立のメカニズムによつて達せられる。このような変態のメカニズムを利用することに
より、圧延工程における複雑かつ煩瑣な圧延プロ
セスの制御を必要とせず、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
ても薄手のみな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を可能にすることが
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。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：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、Ti₂O₃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、
微細なウイツドマン＝シユテツテン状のフエライ
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
TiO、Ti₂O₃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
イツドマン＝シユテツテン状のフエライトプレー
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成分組成
を限定する理由について述べる。Ｃ、Si、Mnは鋼材の強度を高めるいつぽう
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Ｃについては0.001から0.300％、Siについては
0.8％以下、Mnについては0.4から2.0％の範囲と
した。 Al、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ウイツドマン＝シユテツテン
状フエライトプレートから成る微細ベーナイト組
織（以下、「微細ベーナイト組織」と呼ぶ）が生
成するための基本的なメカニズムに関与してい
る。Alが0.007％より高いと微細なウイツドマン
＝シユテツテン状フエライトプレートの発生頻度
を支配しているTiO、Ti₂O₃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（以下
「Ti−Oxide系介在物」と呼ぶ）が鋼の溶製の段
階で形成されない。従つて、Al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り、不可避に混入する量
を0.007％以下とした。Alを上記の範囲に抑えた
鋼にTiを添加するとTi−Oxide系介在物が形成
されるが、TiとＯの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。いつぽう、TiとＯの量が
少なすぎるとTi−Oxide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％、Ｏ
については0.0010〜0.0100％とし、しかもTi−
Oxide系介在物の総量を0.004％以上0.100％以下
とした。これにより、通常の鋳造工程において凝固した
鋳片内には粒径が3μｍ以下で、TiO、Ti₂O₃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
細フエライト＝プレートが生じ、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％以下とした。 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％を超える鋼では本発明による経済的効
果が得にくい。したがつて、10％以下とした。 Cr、Mo、Ｂは鋼の焼き入れ性を高め、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。したがつて
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。したがつて、Nbは0.2％以下、Ｖは0.5％以
下とした。 Ca、REMは鋼中のＳを固定し、鋼材の延性や
切り欠き靭性に有害なMnSを低減する働きがあ
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、Caについては上限を
0.008％、REMについては0.05％とした。なお、Ｐ、Ｓおよび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一義的に重要な意味
はないが、溶接継手部（熱影響部：HAZ、およ
び、溶接金属部）の靭性にとつて好ましくないの
で低い程望ましく、Ｐ、Ｓについては0.025％以
下、Ｎについては0.0050％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。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、鋳片の実質的な部分が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、これ以下の温度で圧
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
エライト＝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つて結晶粒の細粒化をは
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。このように、鋳片の再加熱や圧延によるγ粒あ
るいはα粒の細粒化によらず低温靭性のすぐれた
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、たとえば鋳片の再加熱や圧延
によるγ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粒の圧
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γ粒の細粒化をはかり、γ粒
界やγ粒界と同様な役割りをはたすと考えられて
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、鋳造時に鋼中に微
細かつ多量に分散析出させたTi酸化物からγ／
α変態をさせる。このため、γ粒の再細粒化をは
かることは全く不要なばかりでなく、γ粒はむし
ろ粗大でなければならない。すなわち、本発明の
成分組成の要件を満す鋼であつてもγ粒が微細に
なるとγ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粒よりなる高温の鋼を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
ート状のフエライトが生ずる。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。鋼板Ａ，Ｃ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。鋼板Ｂ，Ｄは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Ｄ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。いつぽう、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粒が細粒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。

【表】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、
鋼板Ｇは極低ＮのCu−Ni−Mo−Nb−Ca添加
鋼、鋼板Ｈは極低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つている。いつぽう鋼板Ｉ
は、プロセス条件は本発明の要件を満すが、Al
が本発明の要件とする範囲から外れ、Ti酸化物
も含まないため鋼組織は粗大な上部ベーナイト組
織となり、シヤルピー切り欠き靭性が劣つてい
る。

【表】

【表】（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つ
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。 (1) 鋳造ま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た鋼板を製造す
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、単に鋼板の最終的な寸法や形状、あ
るいは表面性状を得るため、ないしは鋳片のザ
ク、ポロシテイー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、
鋼の熱間変形抵抗の小さな高温で行なえば良
く、そのため圧延機に過大な負荷をかける必要
がなく、したがつて圧延の生産性を著しく高め
ることができる。 (3) Ti酸化物を核としておこるプレート状フエ
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
が大きく異なる厚手の鋼板であつても板厚方向
にみたときの組織のちがいが少なく、均質な材
質が得られる。したがつて、鋳造片に近い厚み
を有する鋼板であつて、低温靭性にすぐれ、均
質性のよい鋼板が得られる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明法による鋼板の組織を示す顕微
鏡写真である。

Claims

【特許請求の範囲】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、
Ti₂O₃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、微細なウイツド
マン＝シユテツテン状のフエ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TiO、Ti₂O₃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、微細なウイツドマン＝シユテ
ツテン状のフエ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。