JPH02236224A - 靭性に優れた高張力鋼板の製造方法 - 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、鋳造まま或は鋳造後の軽加工例えば軽圧下圧
延によって、優れた強度・靭性バランスを有する鋼板を
製造する方法に関するものである． 口従来の技術］ 高い靭性を有する鋼板を製造する方法の基本的な考え方
は、フエライト粒を微細にし、バーライトの生成を抑制
することである。この考え方に従ッテ、低炭素系（（≦
０．０５ｗｔ％ｒ）　ニＮｂ，Ｔｉ．Ｂ等を添加した高
張力Ｍｎ鋼　（ｌＪｎ≧１　．　５　ｗ　ｔＵ　が開発
されてレ）る　（丁ｏｙｑａｒｄ　Ｉｍｐｒｏｖｅｄ　
Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ　ａｎｄＴｏｕｇｈｎｅｓｓ，Ｃｌ
ｉｍａｘ　　Ｍｏｌｉｂｄａｎｕｍ　　Ｃｏｍｐａｎｙ
，ｋｙｏｔｏ，１９７１，ｐ．１０１〜１１７）。この
種の鋼は、低炭素化によりパーライトの生成を抑制し、
Ｎｂ，Ｔｉ．Ｍｎの添加による制御圧延の効果を利用し
てフエライトの綿粒化を図ったものである。

一方、最近、鋼板の製造分野においては、製造コストの
低減のため、工程の簡略化や直行化が強く指向されて鮒
ている。製品厚さに近い厚さの薄帯を連続鋳造によって
得る技術もかかる指向の一つの現れと言える。しかしな
がら、鋳造のままの鋼材のオーステナイト粒径は通常数
ｍｍであり、従来の熱間圧延工程によって達成される鋼
材のオーステナイト粒径に比し極めて粗大であるため、
変態後のフエライト組織も粗くなる傾向がある。これは
、フエライト粒の優先生成サイトが通常オーステナイト
粒界であることに起因している。このような粗大な組織
は、鋼材の強度・靭性バラスを劣化させる。

このような粗大フエライトの生成を抑制し、組織の微細
化を図る方法として、鋼中に微細分散する酸化物等を有
効に利用してオーステナイト粒界でけではなく粒内から
もフエライト変態を起こさせることにより極めて微細な
組織を得る技術が開発されている。

このような技術を鋼板の製造に通用した例としては、特
開昭６１−２１３３２２号公報に開示されているＴｉ系
酸化物を変態の核としたものがあり、鋼中酸化物の粒子
径や分散量について検討されている。

［発明が解決しようとする課題］ 鋳造まま或はオーステナイト域での軽加工たとえば軽圧
下圧延のみで微細なフエライト組織を得るには、前述し
た特開昭６１−２１３３２２号公報に開示されているよ
うに、溶製工程での酸化物系介在物の正確な制御が必要
である。しかしながら、かかる制御は酸化物形成元素の
添加時期等微妙な操作の相違によりバラツキが大きく、
安定してフエライト組織を微細化するのが難しい。

本発明は、鋳造まま或はオーステナイト域での軽加工た
とえば軽圧下圧延のみでバーライトの生成を抑制し、微
細なフエライト・ベーナイト組織を有する、靭性に優れ
た高張力鋼板を製造する方法を提供することを口的とし
てなされた。

［課題を解決するための手段コ 本発明の特徴とする処は、 １　重量％で、Ｃ≦０．２１、Ｍｎ：０．６　〜３．０
％、Ｓ：Ｇ．００２　〜（１．目を含み、残部：Ｆｅお
よび不可避的不純物からなる溶鋼を、凝固からＡｒ３変
態点までの平均冷却速度を１〜３ｏｔ　／ｓとして連続
鋳造し、鋳造まま或はＡｒ３変態点以上の温度域で総歪
量が対数歪で　１．０以下となる１パス以上の軽加工を
加えた後、　ｑｏｏ’ｅからａＯＯ℃までの平均冷却速
度をｌｏｔ／ｓ以上として冷却することを特徴とする靭
性に優れた高張力鋼板の製造方法。

２　重量％テ、Ｃ≦０．２０％ｉ，　Ｍｎ＋０．６　〜
３．０％Ｆ，Ｓ：０．００２〜０．１ｋを含みさらに、
不可避的に含まれるＮとの関係がＴｉ＞　（４８／１４
）・Ｎを満足する如くＴｉを添加するとともにＢを０．
０００３〜０．０１零添加し、残部二Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる溶鋼を、凝固からＡｒ３変態点までの
平均冷却速度を１〜３０℃／ｓとして連続鋳造し、鋳造
まま或は＾ｒ，変態点以上の温度域で総歪量が対数歪で
１．０以下となる１パス以上の軽加工を加えた後、　９
００ｔ：から　６００’Ｃまでの平均冷却速度を１０℃
／ｓ以上として冷却することを特徴とする靭性に擾れた
高張力鋼板の製造方法。

にある。

以下に、本発明を詳細に説明する。

本発明の基本となる原理は、上記粒内変態であり、その
核として変態前に鋼中に存在する析出物を有効に利用す
る。このため、粒内変態を利用する技術にあっては、こ
れらの析出挙動を以下に制御するかが重要であり、上記
特開昭６１−２１３３２２号公報に開示されている技術
では、鋼中の酸化物に注目し主として凝固時の温度制御
の重要性を述べている。

しかし、本発明者等は、フエライトの粒内核生成のメカ
ニズムを詳細に検討した結果、粒内核生成が粒界核生成
より優先的に起こるためには、ある量以上のＭｎとＳの
添加が必要であることを解明した。これは、鋳造後γ／
α変態が起こる間に生成したＭｎＳの折８物の近傍にＭ
ｎの枯渇帯が生じ、それに伴なってこの微小領域でのγ
／α変態温度（Ａｒ３変態点）が高くなり変態が早く起
こるためであることが明らかになった。

上記ＭｎＳ析出物近傍のＭｎの枯渇帯におけるＭｎ濃度
は、Ｍｎｓの析出挙動と密接な関係があり、本発明者等
はこの析出挙動を明らかにするために、Ｍｎｓの析出モ
デルを作成し、これを用いてＭｎ，Ｓ，Ｃ量および冷却
速度などパラメータとしてフエライトの粒内核生成を可
能ならしめる条件を求めることに成功した。本発明者等
は、これらの計算結果に基づいて実験を行ない、特別な
酸化物制御を行なうことなしに、通常の溶製工程の後に
、上記パラメータを制御することにより、安定して微細
な変態組織を形成する技術を確立した。

以下、本発明をさらに詳細に説明する。

先ず、本発明における鋼の成分の限定理由を説明する。

Ｃは、鋼材の強度を高めるために必要不可欠な元素であ
るが，　０．２０零を超える過剰な量を添加すると、バ
ーライトの生成や、製品の溶接性を劣化させる問題を惹
起する。

一方、Ｃ含有量の下限については特に限定しないが、　
Ｃ量が極端に低くなると、フエライト変態時の界面の成
長速度が非常に高くなる。

従って、　Ｃは０．００５！６以上とすることが望まし
い。

Ｍｎは、本発明における成分系にあって最も重要な元素
の１つであり、Ｍｎ含有量が０，晴未満では、前述した
ＭｎＳ近傍のＭｎの枯渇量が十分小さくならずフエライ
トの粒内核生成が十分起こらなくなる。一方、３．０！
６を超えるＭｎの添加は、製品の強度・靭性バランスを
劣化させる。

Ｓ含有量を０．００２〜０．１９６の範囲内に限定した
のは、　Ｓを０．００２％ｉ以上添加しないと、ＭｎＳ
析出物が十分生成せずに粒内核生成サイトが少なくなり
、フエライトの微細化が十分達成ざれないからである。

一方、製品の加工性を確保するためには、　Ｓ含有量は
０．１零以下でなければならない。

Ｔｉを丁ｉ＞　（４Ｂ／＋４）・Ｎの関係を満足するよ
うに添加するのは、鋼中のＮをＴｉＮの形で析出させて
固ＩＮをなくし、　ＢがＢＮの形で析出することなく固
溶状態で粒界に偏析することを可能にし、フエライトの
粒界核生成を抑制するためである。

Ｂ添加量の下限は、粒界核生成を抑制するのに必要な最
小量であるＯ．ＯＱＯ２’４であり、上限は、製品の加
工性の劣化が顕在化するＯ．Ｏｌｋである。

そのほかに、製品の強度確保のために、Ｎｉ．Ｓｉ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｐ等を添加することは、本発明
の趣旨を損なうものではない。

次に、製造条件の限定理由について説明する。

鋳造過程における、？８鋼の凝固から＾ｒ３変態点まで
の平均冷却速度の下限を１℃／ｓとしたのは、これ未満
の平均冷却速度で冷却すると、ＭｎＳ近傍のＭｎの濃度
分布が、拡散時間が十分であることのためにγ／α変態
時には既に平滑化され、Ｍｎの枯渇帯でのＭｎ濃度が母
相の濃度と大差がなくなり、フエライトの粒内核生成が
顕著に起こらないからである。一方、溶鋼の凝固からＡ
ｒ３変態点までの平均冷却速度の上限を３０℃／ｓとし
たのは、これを超える平均冷却速度冷却すると、Ｍｎが
枯渇帯を形成するに必要十分な拡散時間が得られず、冷
却が遅過ぎる場合と同様に、フエライトの粒内核生成が
十分に起こらないからである。即ち、ＭｎＳ近傍にγ／
α変態点を顕著に上げるに必要なＭｎの枯渇帯を形成す
るために、１〜３０℃／ｓの適正な冷却速度範囲が存在
する。

一方、製品の表面性状ならびに板厚精度の向上のために
、加工たとえば圧延を行う場合は、材質の劣化が生じな
いＡｒ，変態点以上の温度域で行わなければならない。

そして、その加工量たとえば合計圧下量は、対数歪で１
．０以下にする必要がある。

なぜならば、本発明におけるように粒内変態現象にとっ
て、粒界から生成するフエライトの形或は、組織の粗大
化、不均一化に繋がるため、そのサイトとなる粒界面積
は可及的に少ないことが望ましいからである。このよう
な立場では、加工によって再結晶が進行しオーステナイ
ト粒径が小さくなることは不利であるしまた、未再結晶
域での加工は粒界に歪を蓄積させ、粒界の変態に対する
活性化を促すことになるためやはり好ましくない。

上記のような、粒界からのフエライト生成を回避するた
めの臨界オーステナイト粒径はおおよそ２００μｍであ
り、凝固時に形成される初期粒径から考えて、総歪量が
対数歪で１．０以下となる加工であればこの条件を満足
し得る。

また、変態時の冷却速度については、あまり低いと粒界
で生成したフエライトが成長し組織が粗大化するため、
９００℃から６Ｏｎ℃までを急冷する。この温度範囲で
生成する粒界生成フエライトの変態を制御し、変態の過
冷度が十分高くなった６００℃近傍より粒内変態を起こ
させることが必要である。これらのことから、本発明に
おいては９００℃から６００℃の温度範囲における冷却
速度を１０℃／ｓ以上と限定する。

［実　施　例コ 第１表に、真空溶解によって製造した供試鋼の化学成分
を示す． 第２表に、製造条件および製品の強度、破而遷穆温度（
ｖＴｒｓ）の値を示す。

本発明の方法で製造したＮｏ．２．３，７，９．１０お
よびｌ２は、ＭｎＳを核にした微細な針状フェライトが
生成しており、優れた靭性を示した。試料Ｎｏ．９は、
Ｔｉ，Ｂが添加されていないため、粒界からもフエライ
トが生成しており、Ｔｉ，Ｂを含有する同成分の試料Ｎ
ｏ．２よりも若干破面遷穆温度（　ｖＴｒｓ　）の値が
高い．しかし、本発明の範囲外の試料に比べると、優れ
た靭性を示している。

凝固からＡｒ＝変態点までの平均冷却速度が１〜３０℃
／ｓの範囲に入っていない試料Ｎｏ．１．４，８．１１
および１３では、粒内フェライトの生成が十分起こらず
組織の粗大化を生じた。

また、合計圧下率が７０９６の試料Ｎｏ．５は、粒界か
ら粗大なフエライトが生成し、靭性が悪かった． ９００℃から６００℃までの温度域における平均冷却速
度が５℃八と低かった試料Ｎｏ．６でも同様に粒界から
粗大なフエライトが生成し、破面遷移温度（　ｖＴｒｓ
　）の値を高める結果になった。

比較として、鋼Ｅを１２５０℃に加熱し、合計圧下率９
３．情で８５０℃で仕上げた制御圧延材の抗張力および
破面遷移温度（ｖＴｒｓ）の値を求めた。

抗張力は７８ｋｇ／ｍｍ’、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）
の値は−９３℃であった。この値と試料Ｎｏ．１２の比
較から明らかな如く、本発明による鋼は、鋳造と簡単な
加工という低コストかつ簡潔なプロセスであるにも拘ら
ず、制御圧延材とほぼ同等の靭性を示す。而して、薄肉
連続鋳造プロセスにおいても、本発明によるときは、従
来技術による鋼板と同等の特性を有するＷ４仮を製造す
ることができる。

［発明の効果コ 以上述べたように、本発明は、低コスト化を狙ったプロ
セスの極限である薄肉連続鋳造プロセスによるときも、
従来技術によって得られた鋼板に比べて遜色のない強度
・靭性バランスを有する鋼板の製造を可能にし、高い工
業的価値がある。

他４名

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　重量％で、Ｃ≦０．２０％、Ｍｎ：０．６〜３．０
   ％、Ｓ：０．００２〜０．１％を含み、残部：Ｆｅおよ
   び不可避的不純物からなる溶鋼を、凝固からＡｒ＿３変
   態点までの平均冷却速度を１〜３０℃／ｓとして連続鋳
   造し、鋳造まま或はＡｒ＿３変態点以上の温度域で総歪
   量が対数歪で１．０以下となる１バス以上の軽加工を加
   えた後、９００℃から６００℃までの平均冷却速度を１
   ０℃／ｓ以上として冷却することを特徴とする靭性に優
   れた高張力鋼板の製造方法。 ２　重量％で、Ｃ≦０．２０％、Ｍｎ：０．６〜３．０
   ％、Ｓ：０．００２〜０．１％を含みさらに、不可避的
   に含まれるＮとの関係がＴｉ＞（４８／１４）・Ｎを満
   足する如くＴｉを添加するとともにＢを０．０００３〜
   ０．０１％添加し、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物か
   らなる溶鋼を、凝固からＡｒ＿３変態点までの平均冷却
   速度を１〜３０℃／ｓとして連続鋳造し、鋳造まま或は
   Ａｒ＿３変態点以上の温度域で総歪量が対数歪で１．０
   以下となる１バス以上の軽加工を加えた後、９００℃か
   ら６００℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上として
   冷却することを特徴とする靭性に優れた高張力鋼板の製
   造方法。