JPH0362501B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

［産業上の利用分野］ 本発明は鋳造ままで優れた特性を有する厚鋼板
の製造方法に関するものである。 ［従来の技術および問題点］ 厚鋼板の製造技術においては製造コストの低減
のため工程の省略、簡略化や直行化が強く指向さ
れてきている。再加熱工程の省略による鋳造と熱
間圧延の直結化、さらには製品の厚さの鋳片に鋳
造することによる熱間圧延の省略などの思想もそ
の一つのあらわれである。 しかしながら鋳造まま厚鋼板に圧延にする材質
の造り込みが困難である。通常は旧オーステナイ
ト粒界がフエライト変態の優先の核生成サイトと
なる。 このため鋳造ままの粗大な凝固オーステナイト
粒からの変態組織は、旧オーステナイト粒界は粗
大なアシキユラーフエライトとなり、また旧オー
ステナイト粒内にもかなり粗大なフエライトとな
る。 このような組織を有する鋼板の特性は一般にあ
まり良好ではなく、特に低温靭性に劣る傾向があ
る。 ［問題点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、
鋳造ままで優れた特性を有する厚鋼板を製造する
方法であり、その要旨とするところは重量％で
Ｃ：0.03〜0.25％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.3〜
1.8％、Ti：0.004〜0.04％、Ｎ：0.002〜0.008％、
更に必要によりAl：≦0.05％、Cu：≦1.5％、
Ni：≦５％、Cr：≦１％、Mo：≦１％、Nb：
≦0.2％、Ｖ：≦0.5％、Ｂ：≦0.0025％の１種ま
たは２種以上を含有し、残部鉄および不可避不純
物よりなる鋼を、厚鋼板に鋳造して、鋳造ままの
粗大オーステナイト粒を生成し、凝固後の冷却途
上において800℃から600℃以下までの間を２℃／
秒以上50℃／秒以下の冷却速度で冷却することを
特徴とする。 以下本発明について詳細に説明する。 従来技術と本発明の冶金的な差異はフエライト
変態の挙動である。従来、旧オーステナイト粒界
がフエライト変態の優先核生成サイトになるとい
われている。 このため今までの多くの技術は再結晶域圧延に
よりオーステナイト粒を微細化し、さらに未再結
晶域圧延によりオーステナイト粒を偏平にし、単
位体積あたりのオーステナイト粒界面積を増加さ
せることを目的としてきた。 ところが鋳造まま厚鋼板ではオーステナイト粒
は粗大で、その粒界面積は小さく、変態フエライ
トはおのずと粗大になる。 本発明では以上のようなオーステナイト粒界か
らのフエライト変態にかえて、オーステナイト粒
内からのフエライト変態を実現するものである。 ここで重要な事項はオーステナイト粒内からフ
エライトを生成させるためのサイトの存在と、そ
のサイトからフエライトが生成するプロセス条件
である。 まず本発明鋼の成分の限定理由について述べ
る。 Ｃは鋼を強化するために不可欠の元素であつ
て、0.03％未満では所要の強度が得られず、また
0.25％超では母材および溶接部の靭性が損なわれ
るので0.03％以上0.25％以下と限定した。 Siは脱酸元素および鋼の強化元素として有効で
あり、0.01％以上添加するが0.5％超では加工性
の劣化を生じ、また鋼板表面性状を損なう。 Mnは鋼の強化に有効であるが、0.3％未満では
その効果がなく、1.8％超では加工性が劣化する。 Tiは本発明において重要な元素である。すな
わちオーステナイト粒内のフエライト生成核とし
て、凝固、冷却過程において生成するTiの酸化
物や窒化物が変態時に有効に作用する。 0.004％未満のTi添加ではこの効果が損なわれ
0.04％超の添加ではTiの酸化物や窒化物が凝固、
冷却中に凝集大粗化しTi添加の効果が損なわれ
る。 ＮはTi Ｎを形成する元素であり0.002％以上添
加すれば上記のように有効に作用するが、0.008
％超ではTi Ｎが凝集粗大化するのみではなく溶
接部の靭性を損なうため0.002％以上0.008％以下
とする。 Alは脱酸元素として添加されるが0.05％超では
その効果が飽和するので上限を0.05％と限定す
る。 Cuは鋼の耐食性と強度の向上に有効であるが、
過度の添加は溶接金属の熱間割れを起こすので
1.5％以下とする。 Niは鋼の強度と低温靭性を高めるが、過度の
添加は経済的効果が得にくいので５％以下とす
る。 Cr，Mo，Ｂは鋼の焼き入れ性を高め、本発明
に特徴的な旧オーステナイト粒内の組織の安定化
に有効である。しかしながら過度の添加は変態時
の熱間割れを生ずるのでCr，Moについてはそれ
ぞれ１％以下、Ｂについては0.0025％以下とす
る。 Nb，Ｖは本発明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、過度の添加は低温靭性を損なうので
それぞれ0.2％以下、0.5％以下とする。 次に製造方法についてのべる。 本発明においては、以上述べたような成分を満
たした溶鋼を鋳造後、その冷却途上で800℃から
600℃以下までの間を、２℃／秒以上50℃／秒以
下の冷却速度で冷却する。 この冷却過程においてオーステナイト粒内から
微細なフエライトが変態するのである。ここで変
態核となるのはTiの酸化物や窒化物、さらには
それらとMn Ｓの複合化合物などである。 800℃以下の冷却速度は大きすぎると組織が粗
大なベイナイト化あるいはマルテンサイト化し、
また小さすぎると粗大なフエライト・パーライト
組織となり、本発明の目的とするオーステナイト
粒内に微細なフエライトを生成させることができ
ない。このため800℃から600℃以下までの間の冷
却速度を２℃／秒以上50℃／秒以下と限定する。 ［実施例］ 第１表に示す成分の本発明鋼および比較鋼につ
いて実験を行つた結果第２表に示す。 なお、表中アンダーラインを引いたものは、本
発明の条件に合致しないものである。 第１表において鋼Ａ〜鋼Ｅは本発明鋼である。
鋼ＦはTiが全く添加されていない比較鋼であり、
鋼ＧはTiおよびＮが過剰な比較鋼である。 第２表の１〜６は本発明鋼であり優れた強度靭
性を示している。７は800〜600℃以下の冷却速度
が速すぎて、組織が粗大なベイナイトになつたた
め靭性が著しく劣つている。 ８は逆に水冷停止温度が高く冷却速度が遅すぎ
るため、組織は旧オーステナイト粒界からのフエ
ライト変態が主となつた粗大なフエライト・パー
ライトとなつており、靭性は悪い。９は７と同様
に冷却速度が速すぎるため靭性は著しく悪くなつ
ている。 10はTiを添加していない場合である。このと
きの組織は旧オーステナイト粒内からのフエライ
ト変態は認められるものの、その生成能が低く本
発明鋼と比較すれば靭性レベルは劣つている。 なおTi無添加の場合、旧オーステナイト粒内
からのフエライト変態核になりうるものはSiや
Mnの酸化物やMn Ｓである。 11はTiおよびＮが過剰でフエライト変態の核
となるべきTiの窒化物や酸化物が変態前に凝集
粗大化し、もはやその役割を果たしていない。こ
のため組織は粗大なフエライト・パーライトとな
つており靭性は劣つている。 以上のように７〜11は満足な強靭性がえられて
いない。このように各条件のうちひとつでも本発
明の範囲を逸脱するときは、本発明の目的は達成
されない。

【表】

【表】 ［発明の効果］ 以上述べたように本発明によれば、粗大な凝固
オーステナイト粒の粒内から微細なフエライトを
生成させることによつて、鋳造ままでも優れた特
性を有する厚鋼板を製造することができるので産
業上極めて有用である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量％で Ｃ：0.03〜0.25％、 Si：0.01〜0.5％、 Mn：0.3〜1.8％、 Ti：0.004〜0.04％、 Ｎ：0.002〜0.008％ で残部鉄および不可避不純物よりなる鋼を厚鋼板
   に鋳造して、鋳造ままの粗大オーステナイト粒を
   生成し、凝固後の冷却途上において、800℃から
   600℃以下までの間を２℃／秒以上50℃／秒以下
   の冷却速度で冷却することを特徴とする鋳造まま
   で優れた特性を有する厚鋼板の製造方法。 ２ 重量％で Ｃ：0.3〜1.25％、 Si：0.01〜0.5％、 Mn：0.3〜1.8％、 Ti：0.004〜0.04％、 Ｎ：0.002〜0.008％ 更に Al：≦0.05％、 Cu：≦1.5％、 Ni：≦５％、 Cr：≦１％、 Mo：≦１％、 Nb：≦0.2％、 Ｖ：≦0.5％、 Ｂ：≦0.0025％、 の１種または２種以上を含有し、残部鉄および不
   可避不純物よりなる鋼を厚鋼板に鋳造して、鋳造
   ままの粗大オーステナイト粒を生成し、凝固後の
   冷却途上において、800℃から600℃以下までの間
   を２℃／秒以上50℃／秒以下の冷却速度で冷却す
   ることを特徴とする鋳造ままで優れた特性を有す
   る厚鋼板の製造方法。