JPH05195059A - 微細な金属組織を有する厚鋼板の製造法 - Google Patents
微細な金属組織を有する厚鋼板の製造法Info
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- JPH05195059A JPH05195059A JP4021593A JP2159392A JPH05195059A JP H05195059 A JPH05195059 A JP H05195059A JP 4021593 A JP4021593 A JP 4021593A JP 2159392 A JP2159392 A JP 2159392A JP H05195059 A JPH05195059 A JP H05195059A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 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、良好な材質特性を有する厚鋼板の製造法を提供
するものである。 【構成】 重量％でＣ：０．０１〜０．１７％，Ｓｉ：
０．０１〜０．６％，Ｍｎ：０．２〜２．０％、更に必
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％，Ｂ≦０．００５％の１種また
は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物か
らなる鋼を鋳造後、δ単相ないしはδ＋γ相の共存領域
から５０℃／ｍｉｎ以上の冷速で１２００℃以下に冷却
することにより、δ相→γ相の相変態を利用して組織微
細化を行い、厚鋼板の靱性を向上する。
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、良好な材質特性を有する厚鋼板の製造法を提供
するものである。 【構成】 重量％でＣ：０．０１〜０．１７％，Ｓｉ：
０．０１〜０．６％，Ｍｎ：０．２〜２．０％、更に必
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％，Ｂ≦０．００５％の１種また
は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物か
らなる鋼を鋳造後、δ単相ないしはδ＋γ相の共存領域
から５０℃／ｍｉｎ以上の冷速で１２００℃以下に冷却
することにより、δ相→γ相の相変態を利用して組織微
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厚鋼板
の製造方法に関するものである。
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号公報の凝固時電磁撹拌、特開平２−
２８０９４６号公報の機械撹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・介在物を巻き込む恐
れがあり、靱性の劣化要因を内包するものとなってい
た。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０１−２１２７２０号公報の鋳造後１４００℃から
５００℃までの平均冷速を２２．５℃／分以上に限定し
たものや、特開昭６２−９９６８５号公報の圧延温度・
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。
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号公報の凝固時電磁撹拌、特開平２−
２８０９４６号公報の機械撹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・介在物を巻き込む恐
れがあり、靱性の劣化要因を内包するものとなってい
た。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０１−２１２７２０号公報の鋳造後１４００℃から
５００℃までの平均冷速を２２．５℃／分以上に限定し
たものや、特開昭６２−９９６８５号公報の圧延温度・
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。
【０００３】
【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ものであ
る。
【０００４】
【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う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％、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％，Ｂ≦０．
００５％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅお
よび不可避的不純物からなる鋼を鋳造後、δ単相ないし
はδ相＋γ相の共存領域から５０℃／ｍｉｎ以上の冷速
で１２００℃以下に冷却し、さらにこの鋼塊を冷片にす
ることなく熱間圧延を行うことを特徴とした厚鋼板の製
造法である。
来法の欠点を排除しう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％、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％，Ｂ≦０．
００５％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅお
よび不可避的不純物からなる鋼を鋳造後、δ単相ないし
はδ相＋γ相の共存領域から５０℃／ｍｉｎ以上の冷速
で１２００℃以下に冷却し、さらにこの鋼塊を冷片にす
ることなく熱間圧延を行うことを特徴とした厚鋼板の製
造法である。
【０００５】
【作用】以下に本発明について説明する。従来から、γ
相からα相への相変態により金属組織は微細化する事、
さらに変態時の冷速が大きいほどより微細化することが
知られていた。この変態時の組織微細化効果は、高温の
δ−γ変態にも適応される。しかし、高温時のγ相は成
長速度が大きく、放っておけば直ちに成長して粗大粒と
なってしまう。本発明は、δ−γ変態により微細化した
γ相を強制冷却することにより粗大化を抑制し、細粒の
まま直送圧延して微細な変態γ組織を生成するものであ
る。
相からα相への相変態により金属組織は微細化する事、
さらに変態時の冷速が大きいほどより微細化することが
知られていた。この変態時の組織微細化効果は、高温の
δ−γ変態にも適応される。しかし、高温時のγ相は成
長速度が大きく、放っておけば直ちに成長して粗大粒と
なってしまう。本発明は、δ−γ変態により微細化した
γ相を強制冷却することにより粗大化を抑制し、細粒の
まま直送圧延して微細な変態γ組織を生成するものであ
る。
【０００６】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。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無い。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。Ａｌは脱酸元素として添加される。０．
００５％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。
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。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無い。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。Ａｌは脱酸元素として添加される。０．
００５％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。
【０００７】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良い。この観
点から、Ｎｂ，Ｔｉ双方その添加量の上限を０．０５％
とする。Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｂはいずれも鋼の焼
き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％，Ｎ
ｉ≦２．５％，Ｃｒ≦１．０％，Ｍｏ≦０．５％，Ｂ≦
０．００５％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。
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良い。この観
点から、Ｎｂ，Ｔｉ双方その添加量の上限を０．０５％
とする。Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｂはいずれも鋼の焼
き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％，Ｎ
ｉ≦２．５％，Ｃｒ≦１．０％，Ｍｏ≦０．５％，Ｂ≦
０．００５％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。
【０００８】次に本発明の製造条件の限定理由に付いて
述べる。冷却開始温度をδ単相ないしはδ相＋γ相共存
域と限定したのは、本発明がδ−γ変態を利用してγ相
の細粒化を図るものだからである。この場合、δ単相か
らの冷却のみならず、δ相＋γ相の共存域からの冷却を
許したのは、γ相中に残留しているδ相が変態時にγ相
を分断し最終的にγ相の微細化がなされるためである。
冷却速度を５０℃／分と限定したのは、それ以下の冷却
速度では変態直後の微細な変態γが成長して粗大となる
ためである。また、冷速を限定した温度域を１２００℃
以上としたのは、それ以下の温度域では金属組織の成長
速度が小さくなり、５０℃／ｍｉｎ以下の冷速でも微細
な組織が得られるためである。本発明においては、直送
圧延過程には特に指定を設けないが、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。
述べる。冷却開始温度をδ単相ないしはδ相＋γ相共存
域と限定したのは、本発明がδ−γ変態を利用してγ相
の細粒化を図るものだからである。この場合、δ単相か
らの冷却のみならず、δ相＋γ相の共存域からの冷却を
許したのは、γ相中に残留しているδ相が変態時にγ相
を分断し最終的にγ相の微細化がなされるためである。
冷却速度を５０℃／分と限定したのは、それ以下の冷却
速度では変態直後の微細な変態γが成長して粗大となる
ためである。また、冷速を限定した温度域を１２００℃
以上としたのは、それ以下の温度域では金属組織の成長
速度が小さくなり、５０℃／ｍｉｎ以下の冷速でも微細
な組織が得られるためである。本発明においては、直送
圧延過程には特に指定を設けないが、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。
【０００９】
【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。
【００１０】
【表１】
【００１１】
【表２】
【００１２】
【発明の効果】本発明は、δ−γ変態時および変態後の
冷速を制御することによって微細なγ組織を生成せしめ
るもので、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。
冷速を制御することによって微細なγ組織を生成せしめ
るもので、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％ 残部はＦｅおよび不可避的不純物 からなる鋼を鋳造後、δ単相ないしはδ相＋γ相の共存
領域から５０℃／ｍｉｎ以上の冷速で１２００℃以下に
冷却することを特徴とした微細な金属組織を有する厚鋼
板の製造法。 - 【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％ さらに Ｎｂ≦０．０５％ Ｔｉ≦０．０５％ Ｃｕ≦１．０％ Ｎｉ≦２．５％ Ｃｒ≦１．０％ Ｍｏ≦０．５％ Ｖ ≦０．１％ Ｂ ≦０．００５％ の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなる鋼を鋳造後、δ単相ないしはδ相＋
γ相の共存領域から５０℃／ｍｉｎ以上の冷速で１２０
０℃以下に冷却することを特徴とした微細な金属組織を
有する厚鋼板の製造法。 - 【請求項３】 請求項１および２記載の鋼塊を、冷片に
することなく熱間圧延を行うことを特徴とした微細な金
属組織を有する厚鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4021593A JPH05195059A (ja) | 1992-01-13 | 1992-01-13 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP4021593A JPH05195059A (ja) | 1992-01-13 | 1992-01-13 | 微細な金属組織を有する厚鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05195059A true JPH05195059A (ja) | 1993-08-03 |
Family
ID=12059338
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4021593A Withdrawn JPH05195059A (ja) | 1992-01-13 | 1992-01-13 | 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) | JPH05195059A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2015059871A1 (ja) * | 2013-10-21 | 2015-04-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚肉鋼材製造用装置列及び厚肉鋼材の製造方法 |
| WO2015064006A1 (ja) * | 2013-10-29 | 2015-05-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 継目無鋼管製造用装置列およびそれを利用した油井用高強度ステンレス継目無鋼管の製造方法 |
-
1992
- 1992-01-13 JP JP4021593A patent/JPH05195059A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2015059871A1 (ja) * | 2013-10-21 | 2015-04-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚肉鋼材製造用装置列及び厚肉鋼材の製造方法 |
| US10562085B2 (en) | 2013-10-21 | 2020-02-18 | Jfe Steel Corporation | Equipment line for manufacturing heavy-walled steel products |
| WO2015064006A1 (ja) * | 2013-10-29 | 2015-05-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 継目無鋼管製造用装置列およびそれを利用した油井用高強度ステンレス継目無鋼管の製造方法 |
| US10570471B2 (en) | 2013-10-29 | 2020-02-25 | Jfe Steel Corporation | Equipment line for manufacturing seamless steel tube or pipe and method of manufacturing high-strength stainless steel seamless tube or pipe for oil wells using the equipment line |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 19990408 |