JPH11140580A - 低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片およびその製造法、および低温靱性に優れた高強度鋼 - Google Patents
低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片およびその製造法、および低温靱性に優れた高強度鋼Info
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- JPH11140580A JPH11140580A JP30178397A JP30178397A JPH11140580A JP H11140580 A JPH11140580 A JP H11140580A JP 30178397 A JP30178397 A JP 30178397A JP 30178397 A JP30178397 A JP 30178397A JP H11140580 A JPH11140580 A JP H11140580A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 低温靱性に優れた高強度用の連続鋳造鋳片お
よびその製造法および低温靱性に優れた高強度を提供す
る。 【解決手段】 マルテンサイト、ベイナイト組織中の粒
内変態フェライトの面積率が１０％以上であること、ま
たは粒内変態フェライトの面積率が１０％以上でかつポ
リゴナルフェライトが生成していることを特徴とする低
温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片。低温靱性に
優れた高強度鋼が製造可能な特定の化学成分の鋼におい
て、同様の組織を呈する連続鋳造鋳片。特にＡｌ：＜
０．００４％以下にすることを特徴とする前記鋳片の製
造法。さらに、これらの鋳片から制御圧延で製造した鋼
材。
よびその製造法および低温靱性に優れた高強度を提供す
る。 【解決手段】 マルテンサイト、ベイナイト組織中の粒
内変態フェライトの面積率が１０％以上であること、ま
たは粒内変態フェライトの面積率が１０％以上でかつポ
リゴナルフェライトが生成していることを特徴とする低
温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片。低温靱性に
優れた高強度鋼が製造可能な特定の化学成分の鋼におい
て、同様の組織を呈する連続鋳造鋳片。特にＡｌ：＜
０．００４％以下にすることを特徴とする前記鋳片の製
造法。さらに、これらの鋳片から制御圧延で製造した鋼
材。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、引張り強度が７７
０MPa 以上の引張り強さ（ＴＳ）を有する低温靱性に優
れた熱間圧延鋼材の製造に使用される連続鋳造鋳片およ
びその製造法に関するものであり、このような連続鋳造
鋳片から製造された鋼は、天然ガス・原油輸送用のライ
ンパイプをはじめ、各種圧力容器、鋼構造物などの溶接
性鋼材として広く使用できる。
０MPa 以上の引張り強さ（ＴＳ）を有する低温靱性に優
れた熱間圧延鋼材の製造に使用される連続鋳造鋳片およ
びその製造法に関するものであり、このような連続鋳造
鋳片から製造された鋼は、天然ガス・原油輸送用のライ
ンパイプをはじめ、各種圧力容器、鋼構造物などの溶接
性鋼材として広く使用できる。
【０００２】
【従来の技術】高強度鋼は一般に合金元素を多く含有
し、焼入れ性が良いために、その製造に使用される連続
鋳造鋼片の組織はフェライトの生成が抑制され、鋳造組
織に対応した粗大なマルテンサイト、ベイナイト組織で
ある。このような組織の鋳片を熱間加工のためにオース
テナイト域に再加熱した場合、加熱速度が速いと通常の
フェライトからオーステナイトへの変態のように多数の
核生成が有り、細かいオーステナイト粒が得られる。一
方、加熱速度が遅いと元の粗大な鋳造時のオーステナイ
ト粒に相当するオーステナイト粒にマッシブ的に変態
し、再加熱時の結晶粒が鋳造組織と同様な粗大粒になる
ことが知られている（Transactions ISIJ, Vol.25, 198
5, p311-317)。
し、焼入れ性が良いために、その製造に使用される連続
鋳造鋼片の組織はフェライトの生成が抑制され、鋳造組
織に対応した粗大なマルテンサイト、ベイナイト組織で
ある。このような組織の鋳片を熱間加工のためにオース
テナイト域に再加熱した場合、加熱速度が速いと通常の
フェライトからオーステナイトへの変態のように多数の
核生成が有り、細かいオーステナイト粒が得られる。一
方、加熱速度が遅いと元の粗大な鋳造時のオーステナイ
ト粒に相当するオーステナイト粒にマッシブ的に変態
し、再加熱時の結晶粒が鋳造組織と同様な粗大粒になる
ことが知られている（Transactions ISIJ, Vol.25, 198
5, p311-317)。
【０００３】一般に、鋼片再加熱時の加熱速度は遅く、
１０℃／分以下である。このような加熱速度では、再加
熱時の組織には鋳造組織の粗大粒を引き継いだ数百μｍ
から数千μｍの粗大粒が存在する。このような粗大粒は
熱間加工工程で再結晶することが困難であり、再結晶す
ることなく偏平した粗大な結晶粒が圧延後に残存する。
高強度鋼において粗大粒が存在すると低温靱性が著しく
劣化することは周知のことである。従って、低温靱性を
向上させるためには、結晶粒の微細化が必須である。
１０℃／分以下である。このような加熱速度では、再加
熱時の組織には鋳造組織の粗大粒を引き継いだ数百μｍ
から数千μｍの粗大粒が存在する。このような粗大粒は
熱間加工工程で再結晶することが困難であり、再結晶す
ることなく偏平した粗大な結晶粒が圧延後に残存する。
高強度鋼において粗大粒が存在すると低温靱性が著しく
劣化することは周知のことである。従って、低温靱性を
向上させるためには、結晶粒の微細化が必須である。
【０００４】粗大粒を熱間加工で再結晶させて細粒化す
るためには圧下率が数１０％以上の１パス大圧下が必要
である。しかし、このような大圧下を大型の連続鋳造鋳
片で行うことは困難であり、非常に強力な圧延機等が必
要である。一方、鋼片の加熱速度を早くすることも通常
の雰囲気加熱炉では困難である。
るためには圧下率が数１０％以上の１パス大圧下が必要
である。しかし、このような大圧下を大型の連続鋳造鋳
片で行うことは困難であり、非常に強力な圧延機等が必
要である。一方、鋼片の加熱速度を早くすることも通常
の雰囲気加熱炉では困難である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、前記のよう
な設備対応をせずに、再加熱時に細粒オーステナイトが
得られ、その結果熱間加工中に再結晶が容易に起こり、
結果として細粒組織の優れた低温靱性を有する高強度鋼
が得られる連続鋳造鋳片およびその製造方法、および低
温靱性に優れた高強度鋼を提供するものである。
な設備対応をせずに、再加熱時に細粒オーステナイトが
得られ、その結果熱間加工中に再結晶が容易に起こり、
結果として細粒組織の優れた低温靱性を有する高強度鋼
が得られる連続鋳造鋳片およびその製造方法、および低
温靱性に優れた高強度鋼を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、連続鋳造
鋳片の組織と熱間加工のための再加熱温度での結晶粒径
の関係について鋭意検討した結果、連続鋳造鋳片の組織
がマルテンサイト、ベイナイト中に粒内変態フェライト
が面積率にして１０％以上存在していれば、再加熱途上
に多数の核発生が起こり、再加熱温度での結晶粒が微細
化することを見いだした。
鋳片の組織と熱間加工のための再加熱温度での結晶粒径
の関係について鋭意検討した結果、連続鋳造鋳片の組織
がマルテンサイト、ベイナイト中に粒内変態フェライト
が面積率にして１０％以上存在していれば、再加熱途上
に多数の核発生が起こり、再加熱温度での結晶粒が微細
化することを見いだした。
【０００７】本発明はこの新知見を具現化したものであ
り、本発明の要旨とするところは、（１）マルテンサイ
ト、ベイナイト組織中の粒内変態フェライトの面積率が
１０％以上であることを特徴とする低温靱性に優れた高
強度鋼用の連続鋳造鋳片、（２）マルテンサイト、ベイ
ナイト組織中の粒内変態フェライトの面積率が１０％以
上でかつポリゴナルフェライトが生成していることを特
徴とする低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片、
（３）質量％で、 Ｃ：０．０３−０．１０％， Ｓｉ：＜０．６％， Ｍｎ：１．２−２．５％， Ｐ：＜０．０１５％， Ｓ：＜０．００３％， Ｎｉ：０．１−１．０％， Ｍｏ：０．１５−０．６０％， Ｎｂ：０．００５−０．１０％， Ｎ：０．００１−０．００６％， Ｔｉ：０．００５−０．０５０％， Ａｌ：＜０．０６％， を含有し、必要に応じて、 Ｃｒ：＜１．０％， Ｃｕ：＜１．０％， Ｖ：＜０．１０％， Ｂ：０．０００５−０．００２０％， Ｃａ：＜０．００６％， ＲＥＭ：＜０．０２％， Ｍｇ：＜０．００６％， Ｚｒ：＜０．１０％， の１種または２種以上、を含有し残部が実質的に鉄であ
る鋼において、マルテンサイト、ベイナイト組織中の粒
内変態フェライトの面積率が１０％以上であることを特
徴とする低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片、
（４）（３）において、マルテンサイト、ベイナイト組
織中の粒内変態フェライトの面積率が１０％以上でかつ
ポリゴナルフェライトが生成していることを特徴とする
低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片、（５）
（３）または（４）において、Ａｌ：＜０．００４％で
あることを特徴とする低温靱性に優れた高強度鋼用の連
続鋳造鋳片、（６）質量％で、 Ｃ：０．０３−０．１０％， Ｓｉ：＜０．６％， Ｍｎ：１．２−２．５％， Ｐ：＜０．０１５％， Ｓ：＜０．００３％， Ｎｉ：０．１−１．０％， Ｍｏ：０．１５−０．６０％， Ｎｂ：０．００５−０．１０％， Ｎ：０．００１−０．００６％， Ｔｉ：０．００５−０．０５０％， を含有し、必要に応じて、 Ｃｒ：＜１．０％， Ｃｕ：＜１．０％， Ｖ：＜０．１０％， Ｂ：０．０００５−０．００２０％， Ｃａ：＜０．００６％， ＲＥＭ：＜０．０２％， Ｍｇ：＜０．００６％， Ｚｒ：＜０．１０％， の１種または２種以上、を含有し残部が実質的に鉄であ
る溶鋼において、Ａｌ：＜０．００４％とすることで、
マルテンサイト、ベイナイト組織中の粒内変態フェライ
トの面積率を１０％以上としたことを特徴とする低温靱
性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片の製造法。
り、本発明の要旨とするところは、（１）マルテンサイ
ト、ベイナイト組織中の粒内変態フェライトの面積率が
１０％以上であることを特徴とする低温靱性に優れた高
強度鋼用の連続鋳造鋳片、（２）マルテンサイト、ベイ
ナイト組織中の粒内変態フェライトの面積率が１０％以
上でかつポリゴナルフェライトが生成していることを特
徴とする低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片、
（３）質量％で、 Ｃ：０．０３−０．１０％， Ｓｉ：＜０．６％， Ｍｎ：１．２−２．５％， Ｐ：＜０．０１５％， Ｓ：＜０．００３％， Ｎｉ：０．１−１．０％， Ｍｏ：０．１５−０．６０％， Ｎｂ：０．００５−０．１０％， Ｎ：０．００１−０．００６％， Ｔｉ：０．００５−０．０５０％， Ａｌ：＜０．０６％， を含有し、必要に応じて、 Ｃｒ：＜１．０％， Ｃｕ：＜１．０％， Ｖ：＜０．１０％， Ｂ：０．０００５−０．００２０％， Ｃａ：＜０．００６％， ＲＥＭ：＜０．０２％， Ｍｇ：＜０．００６％， Ｚｒ：＜０．１０％， の１種または２種以上、を含有し残部が実質的に鉄であ
る鋼において、マルテンサイト、ベイナイト組織中の粒
内変態フェライトの面積率が１０％以上であることを特
徴とする低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片、
（４）（３）において、マルテンサイト、ベイナイト組
織中の粒内変態フェライトの面積率が１０％以上でかつ
ポリゴナルフェライトが生成していることを特徴とする
低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片、（５）
（３）または（４）において、Ａｌ：＜０．００４％で
あることを特徴とする低温靱性に優れた高強度鋼用の連
続鋳造鋳片、（６）質量％で、 Ｃ：０．０３−０．１０％， Ｓｉ：＜０．６％， Ｍｎ：１．２−２．５％， Ｐ：＜０．０１５％， Ｓ：＜０．００３％， Ｎｉ：０．１−１．０％， Ｍｏ：０．１５−０．６０％， Ｎｂ：０．００５−０．１０％， Ｎ：０．００１−０．００６％， Ｔｉ：０．００５−０．０５０％， を含有し、必要に応じて、 Ｃｒ：＜１．０％， Ｃｕ：＜１．０％， Ｖ：＜０．１０％， Ｂ：０．０００５−０．００２０％， Ｃａ：＜０．００６％， ＲＥＭ：＜０．０２％， Ｍｇ：＜０．００６％， Ｚｒ：＜０．１０％， の１種または２種以上、を含有し残部が実質的に鉄であ
る溶鋼において、Ａｌ：＜０．００４％とすることで、
マルテンサイト、ベイナイト組織中の粒内変態フェライ
トの面積率を１０％以上としたことを特徴とする低温靱
性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片の製造法。
【０００８】（７）（６）において、連続鋳造時の表面
冷却速度が８００〜５００℃間を１００分以下で冷却す
ることにより、マルテンサイト、ベイナイト組織中の粒
内変態フェライトの面積率を１０％以上としたことを特
徴とする低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片の
製造法、（８）（１）〜（５）の鋳片をオーステナイト
域に再加熱し、制御圧延を行い、その後空冷以上の冷却
速度で冷却したことを特徴とする低温靱性に優れた高強
度鋼、である。
冷却速度が８００〜５００℃間を１００分以下で冷却す
ることにより、マルテンサイト、ベイナイト組織中の粒
内変態フェライトの面積率を１０％以上としたことを特
徴とする低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片の
製造法、（８）（１）〜（５）の鋳片をオーステナイト
域に再加熱し、制御圧延を行い、その後空冷以上の冷却
速度で冷却したことを特徴とする低温靱性に優れた高強
度鋼、である。
【０００９】なお、ここでマルテンサイト、ベイナイト
とはこれらが焼戻しされた状態のものも含めて言う。
とはこれらが焼戻しされた状態のものも含めて言う。
【００１０】
【発明の実施の形態】以下、本発明の内容について詳細
に説明する。本発明の対象とするようなＴＳが７７０MP
a を越えるような高強度鋼用の連続鋳造鋼片では、合金
含有量が多く焼入れ性が高いために、冷却速度が遅いに
もかかわらずマルテンサイトまたはベイナント組織にな
り、通常はフェライトは生成しない。変態後も徐冷却さ
れるために、マルテンサイトやベイナイトは焼戻しされ
た状態になっている。これらを、例えば２００mm以上の
厚さの鋼片での雰囲気加熱中の加熱に相当する１０℃／
分以下の加熱速度で１１００℃まで加熱すると、鋳造組
織に相当する連続鋳造鋳片での組織を引き継いだ極めて
粗大な組織になる。しかし、連続鋳造鋳片の組織にフェ
ライトが分散して少量生成すると細粒化することがわか
った。フェライト生成量と再加熱結晶粒径の関係を検討
するために、以下のような検討を行った。
に説明する。本発明の対象とするようなＴＳが７７０MP
a を越えるような高強度鋼用の連続鋳造鋼片では、合金
含有量が多く焼入れ性が高いために、冷却速度が遅いに
もかかわらずマルテンサイトまたはベイナント組織にな
り、通常はフェライトは生成しない。変態後も徐冷却さ
れるために、マルテンサイトやベイナイトは焼戻しされ
た状態になっている。これらを、例えば２００mm以上の
厚さの鋼片での雰囲気加熱中の加熱に相当する１０℃／
分以下の加熱速度で１１００℃まで加熱すると、鋳造組
織に相当する連続鋳造鋳片での組織を引き継いだ極めて
粗大な組織になる。しかし、連続鋳造鋳片の組織にフェ
ライトが分散して少量生成すると細粒化することがわか
った。フェライト生成量と再加熱結晶粒径の関係を検討
するために、以下のような検討を行った。
【００１１】まず、鋳造後の冷却パターンを変化させて
粒内変態フェライト生成量を変化させた。これを６℃／
分で１１００℃まで加熱し、急冷してその結晶粒径を測
定した。図１の結果から明らかなように粒内変態フェラ
イトが生成すると、再加熱時の結晶粒径は最大粒径が２
５０μｍ以下と細かくなり、面積率にして粒内フェライ
トが１０％以上生成すると安定して細粒が得られるよう
になる。これは、フェライトとマルテンサイト、ベイナ
イトの界面からオーステナイトが核生成し、かつ粒内変
態フェライトは結晶粒内に均一に分散して生成する特徴
があるためである。従って、マルテンサイト、ベイナイ
ト組織中の粒内変態フェライトは面積率にして１０％以
上必要である。粒内変態フェライトの生成比率の上限は
特に規定しないが、これは１０％以上では細粒化の効果
がほぼ一定であることと、粒内変態フェライトが生成で
きる割合は自ずから上限が存在するからである。
粒内変態フェライト生成量を変化させた。これを６℃／
分で１１００℃まで加熱し、急冷してその結晶粒径を測
定した。図１の結果から明らかなように粒内変態フェラ
イトが生成すると、再加熱時の結晶粒径は最大粒径が２
５０μｍ以下と細かくなり、面積率にして粒内フェライ
トが１０％以上生成すると安定して細粒が得られるよう
になる。これは、フェライトとマルテンサイト、ベイナ
イトの界面からオーステナイトが核生成し、かつ粒内変
態フェライトは結晶粒内に均一に分散して生成する特徴
があるためである。従って、マルテンサイト、ベイナイ
ト組織中の粒内変態フェライトは面積率にして１０％以
上必要である。粒内変態フェライトの生成比率の上限は
特に規定しないが、これは１０％以上では細粒化の効果
がほぼ一定であることと、粒内変態フェライトが生成で
きる割合は自ずから上限が存在するからである。
【００１２】この発明の目的とするような高強度鋼用の
化学成分組成ではポリゴナルフェライトは生成しにくい
が、化学成分量が比較的低い時や、鋳造後の冷却速度が
比較的遅い場合にはポリゴナルフェライトも生成するこ
とがある。ポリゴナルフェライトは粒内変態フェライト
と併存して若干の細粒化効果を有する。この効果は付加
的であるので特に下限値を規定しない。また上限値につ
いても自ずから限界があるので特に規定しないが、５０
％程度である。このような粒内変態フェライトが面積率
で１０％以上存在し、また場合によりポリゴナルフェラ
イトが存在すると、低い加熱速度で再加熱した場合でも
細粒のオーステナイト粒になる。
化学成分組成ではポリゴナルフェライトは生成しにくい
が、化学成分量が比較的低い時や、鋳造後の冷却速度が
比較的遅い場合にはポリゴナルフェライトも生成するこ
とがある。ポリゴナルフェライトは粒内変態フェライト
と併存して若干の細粒化効果を有する。この効果は付加
的であるので特に下限値を規定しない。また上限値につ
いても自ずから限界があるので特に規定しないが、５０
％程度である。このような粒内変態フェライトが面積率
で１０％以上存在し、また場合によりポリゴナルフェラ
イトが存在すると、低い加熱速度で再加熱した場合でも
細粒のオーステナイト粒になる。
【００１３】低温靱性に優れた高強度鋼は特定の化学成
分で得られるので以下に、この化学成分の限定理由につ
いて述べる。Ｃ量は０．０３〜０．１０％に限定する。
炭素は鋼の強度向上に極めて有効であり、マルテンサイ
ト組織において目標とする強度を得るためには、最低
０．０３％は必要である。しかし、Ｃ量が多すぎると母
材、ＨＡＺの低温靱性や現地溶接性の著しい劣化を招く
ので、その上限を０．１０％とした。
分で得られるので以下に、この化学成分の限定理由につ
いて述べる。Ｃ量は０．０３〜０．１０％に限定する。
炭素は鋼の強度向上に極めて有効であり、マルテンサイ
ト組織において目標とする強度を得るためには、最低
０．０３％は必要である。しかし、Ｃ量が多すぎると母
材、ＨＡＺの低温靱性や現地溶接性の著しい劣化を招く
ので、その上限を０．１０％とした。
【００１４】Ｓｉは脱酸や強度向上のために添加する元
素であるが、多く添加するとＨＡＺ靱性、現地溶接性を
著しく劣化させるので、上限を０．６％とした。ただ
し、鋼の脱酸はＡｌでもＴｉでも十分可能であり、Ｓｉ
は必ずしも添加する必要はない。Ｍｎは本発明鋼のミク
ロ組織を下部ベイナイト主体の組織とし、優れた強度・
低温靱性のバランスを確保する上で不可欠な元素であ
り、その下限は１．２％である。しかし、Ｍｎが多すぎ
ると鋼の焼入れ性が増してＨＡＺ靱性、現地溶接性を劣
化させるだけでなく、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長
し、母材の低温靱性をも劣化させるので上限を２．５％
とした。
素であるが、多く添加するとＨＡＺ靱性、現地溶接性を
著しく劣化させるので、上限を０．６％とした。ただ
し、鋼の脱酸はＡｌでもＴｉでも十分可能であり、Ｓｉ
は必ずしも添加する必要はない。Ｍｎは本発明鋼のミク
ロ組織を下部ベイナイト主体の組織とし、優れた強度・
低温靱性のバランスを確保する上で不可欠な元素であ
り、その下限は１．２％である。しかし、Ｍｎが多すぎ
ると鋼の焼入れ性が増してＨＡＺ靱性、現地溶接性を劣
化させるだけでなく、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長
し、母材の低温靱性をも劣化させるので上限を２．５％
とした。
【００１５】Ｎｉを添加する目的は低炭素の本発明鋼の
低温靱性を、現地溶接性を劣化させることなく向上させ
るためである。Ｎｉ添加はＭｎやＣｒ，Ｍｏ添加に比較
して圧延組織（とくに連続鋳造鋼片の中心偏析帯）中に
低温靱性に有害な硬化組織を形成することが少ないばか
りか、０．１％以上の微量Ｎｉ添加がＨＡＺ靱性の改善
にも有効であることが判明した。しかし、添加量が多す
ぎると、経済性だけでなく、ＨＡＺ靱性や現地溶接性を
劣化させるので、その上限を１．０％とした。また、Ｎ
ｉ添加は連続鋳造時、熱間圧延時におけるＣｕ割れの防
止にも有効である。この場合、ＮｉはＣｕ量の１／３以
上添加する必要がある。
低温靱性を、現地溶接性を劣化させることなく向上させ
るためである。Ｎｉ添加はＭｎやＣｒ，Ｍｏ添加に比較
して圧延組織（とくに連続鋳造鋼片の中心偏析帯）中に
低温靱性に有害な硬化組織を形成することが少ないばか
りか、０．１％以上の微量Ｎｉ添加がＨＡＺ靱性の改善
にも有効であることが判明した。しかし、添加量が多す
ぎると、経済性だけでなく、ＨＡＺ靱性や現地溶接性を
劣化させるので、その上限を１．０％とした。また、Ｎ
ｉ添加は連続鋳造時、熱間圧延時におけるＣｕ割れの防
止にも有効である。この場合、ＮｉはＣｕ量の１／３以
上添加する必要がある。
【００１６】Ｍｏを添加する理由は鋼の焼入れ性を向上
させ、目的とする下部ベイナイト主体の組織を得るため
である。Ｂ添加鋼においてはＭｏの焼入れ性向上効果が
高まり、Ｂ添加鋼ではＭｏ添加が特に有効である。ま
た、ＭｏはＮｂと共存して制御圧延時にオーステナイト
の再結晶を抑制し、オーステナイト組織の微細化にも効
果がある。このような効果を得るために、Ｍｏは最低で
も０．１５％必要である。しかし、過剰なＭｏ添加はＨ
ＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させるので上限は、０．６
０％とした。
させ、目的とする下部ベイナイト主体の組織を得るため
である。Ｂ添加鋼においてはＭｏの焼入れ性向上効果が
高まり、Ｂ添加鋼ではＭｏ添加が特に有効である。ま
た、ＭｏはＮｂと共存して制御圧延時にオーステナイト
の再結晶を抑制し、オーステナイト組織の微細化にも効
果がある。このような効果を得るために、Ｍｏは最低で
も０．１５％必要である。しかし、過剰なＭｏ添加はＨ
ＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させるので上限は、０．６
０％とした。
【００１７】また、本発明鋼では、必須の元素としてＮ
ｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．
０５０％を含有する。ＮｂはＭｏと共存して制御圧延時
にオーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化する
だけでなく、析出硬化や焼入れ性増大にも寄与し、鋼を
強靱化する。特にＮｂとＢが共存すると焼入れ性向上効
果が相乗的に高まる。しかし、Ｎｂ添加量が多すぎる
と、ＨＡＺ靱性や現地溶接性に悪影響をもたらすので、
その上限を０．１０％とした。一方、Ｔｉ添加は微細な
ＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時およびＨＡＺのオース
テナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、
母材およびＨＡＺの低温靱性を改善する。また、Ｂの焼
入れ性向上効果に有害な固溶ＮをＴｉＮとして固定する
役割も有する。この目的のために、Ｔｉ量は３．４Ｎ
（各々重量％）以上添加することが望ましい。また、Ａ
ｌ量が少ない時（たとえば０．００４％以下）、Ｔｉは
酸化物を形成し、粒内変態フェライト生成核として作用
し、本発明の目的の細粒化に特に有効である。このよう
なＴｉＮの効果を発現させるためには、最低０．００５
％のＴｉ添加が必要である。しかし、Ｔｉ量が多すぎる
と、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低
温靱性を劣化させるので、その上限を０．０５０％に限
定した。
ｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．
０５０％を含有する。ＮｂはＭｏと共存して制御圧延時
にオーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化する
だけでなく、析出硬化や焼入れ性増大にも寄与し、鋼を
強靱化する。特にＮｂとＢが共存すると焼入れ性向上効
果が相乗的に高まる。しかし、Ｎｂ添加量が多すぎる
と、ＨＡＺ靱性や現地溶接性に悪影響をもたらすので、
その上限を０．１０％とした。一方、Ｔｉ添加は微細な
ＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時およびＨＡＺのオース
テナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、
母材およびＨＡＺの低温靱性を改善する。また、Ｂの焼
入れ性向上効果に有害な固溶ＮをＴｉＮとして固定する
役割も有する。この目的のために、Ｔｉ量は３．４Ｎ
（各々重量％）以上添加することが望ましい。また、Ａ
ｌ量が少ない時（たとえば０．００４％以下）、Ｔｉは
酸化物を形成し、粒内変態フェライト生成核として作用
し、本発明の目的の細粒化に特に有効である。このよう
なＴｉＮの効果を発現させるためには、最低０．００５
％のＴｉ添加が必要である。しかし、Ｔｉ量が多すぎる
と、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低
温靱性を劣化させるので、その上限を０．０５０％に限
定した。
【００１８】Ａｌは通常脱酸材として鋼に含まれる元素
で、組織の微細化にも効果を有する。しかし、Ａｌ量が
０．０６％を越えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼
の清浄度を害するので、上限を０．０６％とした。しか
し、脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、Ａｌは必
ずしも添加する必要はない。ＮはＴｉＮを形成しスラブ
再加熱時およびＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑
制して母材、ＨＡＺの低温靱性を向上させる。このため
に必要な最小量は０．００１％である。しかし、Ｎ量が
多すぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣
化、Ｂの焼入れ性向上効果の低下の原因となるので、そ
の上限は０．００６％に抑える必要がある。
で、組織の微細化にも効果を有する。しかし、Ａｌ量が
０．０６％を越えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼
の清浄度を害するので、上限を０．０６％とした。しか
し、脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、Ａｌは必
ずしも添加する必要はない。ＮはＴｉＮを形成しスラブ
再加熱時およびＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑
制して母材、ＨＡＺの低温靱性を向上させる。このため
に必要な最小量は０．００１％である。しかし、Ｎ量が
多すぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣
化、Ｂの焼入れ性向上効果の低下の原因となるので、そ
の上限は０．００６％に抑える必要がある。
【００１９】さらに、本発明では、不純物元素である
Ｐ，Ｓ量をそれぞれ０．０１５％、０．００３％未満と
する。この主たる理由は低温靱性をより一層向上させる
ためである。Ｐ量の低減は連続鋳造スラブの中心偏析を
軽減するとともに、粒界破壊を防止して低温靱性を向上
させる。また、Ｓ量の低減は熱間圧延で延伸化するＭｎ
Ｓを低減して延靱性を向上させる効果がある。
Ｐ，Ｓ量をそれぞれ０．０１５％、０．００３％未満と
する。この主たる理由は低温靱性をより一層向上させる
ためである。Ｐ量の低減は連続鋳造スラブの中心偏析を
軽減するとともに、粒界破壊を防止して低温靱性を向上
させる。また、Ｓ量の低減は熱間圧延で延伸化するＭｎ
Ｓを低減して延靱性を向上させる効果がある。
【００２０】つぎに、Ｖ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｂ，Ｃａ，ＲＥ
Ｍ，Ｍｇ，Ｚｒを添加する目的について説明する。基本
となる成分に、更にこれらの元素を添加する主たる目的
は、特徴を損なうことなく、強度・靱性の一層の向上や
製造可能な鋼材サイズの拡大をはかるためである。した
がって、その添加量は自ずから制限されるべき性質のも
のである。
Ｍ，Ｍｇ，Ｚｒを添加する目的について説明する。基本
となる成分に、更にこれらの元素を添加する主たる目的
は、特徴を損なうことなく、強度・靱性の一層の向上や
製造可能な鋼材サイズの拡大をはかるためである。した
がって、その添加量は自ずから制限されるべき性質のも
のである。
【００２１】ＶはＮｂとほぼ同様の効果を有するが、そ
の効果はＮｂに比較して弱い。しかし、超高強度鋼にお
けるＶ添加の効果は大きく、ＮｂとＶの複合添加は本発
明鋼の優れた特徴をさらに顕著なものとする。上限はＨ
ＡＺ靱性、現地溶接性の点から０．１０％まで許容でき
る。Ｃｕは母材、溶接部の強度を増加させるが、多すぎ
るとＨＡＺ靱性や現地溶接性を著しく劣化させる。この
ためＣｕ量の上限は１．０％である。
の効果はＮｂに比較して弱い。しかし、超高強度鋼にお
けるＶ添加の効果は大きく、ＮｂとＶの複合添加は本発
明鋼の優れた特徴をさらに顕著なものとする。上限はＨ
ＡＺ靱性、現地溶接性の点から０．１０％まで許容でき
る。Ｃｕは母材、溶接部の強度を増加させるが、多すぎ
るとＨＡＺ靱性や現地溶接性を著しく劣化させる。この
ためＣｕ量の上限は１．０％である。
【００２２】Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加させる
が、多すぎるとＨＡＺ靱性や現地溶接性を著しく劣化さ
せる。このためＣｒ量の上限は１．０％である。Ｂは極
微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高め、上部ベイナイトの
生成を抑制し下部ベイナイト主体の組織を得るために、
極めて有効な元素である。１％Ｍｎに相当する効果があ
る。さらに、ＢはＭｏの焼入れ性向上効果を高めると共
に、Ｎｂと共存して相乗的に焼入れ性を増す。このよう
な効果を得るためには、Ｂは最低でも０．０００５％必
要である。一方、過剰に添加すると、低温靱性を劣化さ
せるだけでなく、かえってＢの焼入れ性向上効果を消失
せしめることもあるので、その上限を０．００２０％と
した。
が、多すぎるとＨＡＺ靱性や現地溶接性を著しく劣化さ
せる。このためＣｒ量の上限は１．０％である。Ｂは極
微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高め、上部ベイナイトの
生成を抑制し下部ベイナイト主体の組織を得るために、
極めて有効な元素である。１％Ｍｎに相当する効果があ
る。さらに、ＢはＭｏの焼入れ性向上効果を高めると共
に、Ｎｂと共存して相乗的に焼入れ性を増す。このよう
な効果を得るためには、Ｂは最低でも０．０００５％必
要である。一方、過剰に添加すると、低温靱性を劣化さ
せるだけでなく、かえってＢの焼入れ性向上効果を消失
せしめることもあるので、その上限を０．００２０％と
した。
【００２３】ＣａおよびＲＥＭは硫化物（ＭｎＳ）の形
態を制御し、低温靱性を向上（シャルピー試験の吸収エ
ネルギーの増加など）させる。Ｃａ量が０．００６％、
ＲＥＭが０．０２％を越えて添加するとＣａＯ−ＣａＳ
またはＲＥＭ−ＣａＳが大量に生成して大型クラスタ
ー、大型介在物となり、鋼の清浄度を害するだけでな
く、現地溶接性にも悪影響をおよぼす。このためＣａ添
加量の上限を０．００６％またはＲＥＭ添加量の条件を
０．０２％に制限した。
態を制御し、低温靱性を向上（シャルピー試験の吸収エ
ネルギーの増加など）させる。Ｃａ量が０．００６％、
ＲＥＭが０．０２％を越えて添加するとＣａＯ−ＣａＳ
またはＲＥＭ−ＣａＳが大量に生成して大型クラスタ
ー、大型介在物となり、鋼の清浄度を害するだけでな
く、現地溶接性にも悪影響をおよぼす。このためＣａ添
加量の上限を０．００６％またはＲＥＭ添加量の条件を
０．０２％に制限した。
【００２４】Ｍｇは微細分散した酸化物を形成し、溶接
熱影響部の粒粗大化を抑制して低温靱性を向上させる。
０．００６％以上では粗大酸化物を生成し逆に靱性を劣
化させるので上限を０．００６％とした。ＺｒはＰ化合
物を形成して実質的に低Ｐ化を実現し、低温靱性を向上
させる効果がある。しかし、０．１０％を越えて含有す
ると粗大な酸化物を形成し、却って低温靱性を劣化させ
るので添加量の０．１０％以下とした。
熱影響部の粒粗大化を抑制して低温靱性を向上させる。
０．００６％以上では粗大酸化物を生成し逆に靱性を劣
化させるので上限を０．００６％とした。ＺｒはＰ化合
物を形成して実質的に低Ｐ化を実現し、低温靱性を向上
させる効果がある。しかし、０．１０％を越えて含有す
ると粗大な酸化物を形成し、却って低温靱性を劣化させ
るので添加量の０．１０％以下とした。
【００２５】上記のような化学成分組成を有する鋼は基
本的に低温靱性が優れた高強度鋼になる。このような鋼
において、さらにＡｌ含有量を０．００４％未満にする
ことで通常の連続鋳造において微細に分散したＴｉ酸化
物が形成され、これから粒内変態フェライトが生成す
る。表面温度にして８００〜５００℃を１００分以下で
冷却すると、特に粒内変態フェライトは生成しやすい。
本的に低温靱性が優れた高強度鋼になる。このような鋼
において、さらにＡｌ含有量を０．００４％未満にする
ことで通常の連続鋳造において微細に分散したＴｉ酸化
物が形成され、これから粒内変態フェライトが生成す
る。表面温度にして８００〜５００℃を１００分以下で
冷却すると、特に粒内変態フェライトは生成しやすい。
【００２６】このように、粒内変態フェライトが面積率
にして１０％以上存在する本発明の鋳片をオーステナイ
ト域に再加熱すると細粒のオーステナイトになり、これ
から制御圧延をおこなうと低温靱性の優れた高強度鋼が
得られる。
にして１０％以上存在する本発明の鋳片をオーステナイ
ト域に再加熱すると細粒のオーステナイトになり、これ
から制御圧延をおこなうと低温靱性の優れた高強度鋼が
得られる。
【００２７】
【実施例】表１に示す化学成分の鋼を転炉で溶成し、連
続鋳造により２５０mm厚の鋳片を製造した。これらを１
０５０℃に再加熱し（６００℃から９００℃の平均加熱
速度は約６℃／分）、９５０℃以下の温度で１００mmか
ら２０mmまで制御圧延し、７４０℃で圧延を終了して、
板厚中央の平均冷却速度が約２０℃／秒となるように４
００℃まで冷却し鋼板を製造した。
続鋳造により２５０mm厚の鋳片を製造した。これらを１
０５０℃に再加熱し（６００℃から９００℃の平均加熱
速度は約６℃／分）、９５０℃以下の温度で１００mmか
ら２０mmまで制御圧延し、７４０℃で圧延を終了して、
板厚中央の平均冷却速度が約２０℃／秒となるように４
００℃まで冷却し鋼板を製造した。
【００２８】これらについて、鋳片でのフェライト割
合、再加熱後そのまま冷却して観察した結晶粒径、圧延
後の鋼板の引張り試験結果（ＴＳ）、シャルピー試験結
果（ｖＴｒｓ）、板厚方向に測定した結晶粒径を表２に
示す。
合、再加熱後そのまま冷却して観察した結晶粒径、圧延
後の鋼板の引張り試験結果（ＴＳ）、シャルピー試験結
果（ｖＴｒｓ）、板厚方向に測定した結晶粒径を表２に
示す。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【発明の効果】本発明によれば、従来と同じ熱間加工工
程で容易に低温靱性に優れた細粒組織の高強度鋼が製造
可能になった。
程で容易に低温靱性に優れた細粒組織の高強度鋼が製造
可能になった。
【図１】図１は、鋳片の粒内変態フェライト生成量と、
１１００℃加熱後の結晶粒径との関係を示すグラフであ
る。
１１００℃加熱後の結晶粒径との関係を示すグラフであ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 植森 龍治 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 (8)
- 【請求項１】 マルテンサイト、ベイナイト組織中の粒
内変態フェライトの面積率が１０％以上であることを特
徴とする低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片。 - 【請求項２】 マルテンサイト、ベイナイト組織中の粒
内変態フェライトの面積率が１０％以上でかつポリゴナ
ルフェライトが生成していることを特徴とする低温靱性
に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片。 - 【請求項３】 質量％で、 Ｃ：０．０３−０．１０％， Ｓｉ：＜０．６％， Ｍｎ：１．２−２．５％， Ｐ：＜０．０１５％， Ｓ：＜０．００３％， Ｎｉ：０．１−１．０％， Ｍｏ：０．１５−０．６０％， Ｎｂ：０．００５−０．１０％， Ｎ：０．００１−０．００６％， Ｔｉ：０．００５−０．０５０％， Ａｌ：＜０．０６％， を含有し、必要に応じて、 Ｃｒ：＜１．０％， Ｃｕ：＜１．０％， Ｖ：＜０．１０％， Ｂ：０．０００５−０．００２０％， Ｃａ：＜０．００６％， ＲＥＭ：＜０．０２％， Ｍｇ：＜０．００６％， Ｚｒ：＜０．１０％， の１種または２種以上、を含有し残部が実質的に鉄であ
る鋼において、マルテンサイト、ベイナイト組織中の粒
内変態フェライトの面積率が１０％以上であることを特
徴とする低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片。 - 【請求項４】 請求項３において、マルテンサイト、ベ
イナイト組織中の粒内変態フェライトの面積率が１０％
以上でかつポリゴナルフェライトが生成していることを
特徴とする低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳
片。 - 【請求項５】 請求項３または４において、Ａｌ：＜
０．００４％であることを特徴とする低温靱性に優れた
高強度鋼用の連続鋳造鋳片。 - 【請求項６】 質量％で、 Ｃ：０．０３−０．１０％， Ｓｉ：＜０．６％， Ｍｎ：１．２−２．５％， Ｐ：＜０．０１５％， Ｓ：＜０．００３％， Ｎｉ：０．１−１．０％， Ｍｏ：０．１５−０．６０％， Ｎｂ：０．００５−０．１０％， Ｎ：０．００１−０．００６％， Ｔｉ：０．００５−０．０５０％， を含有し、必要に応じて、 Ｃｒ：＜１．０％， Ｃｕ：＜１．０％， Ｖ：＜０．１０％， Ｂ：０．０００５−０．００２０％， Ｃａ：＜０．００６％， ＲＥＭ：＜０．０２％， Ｍｇ：＜０．００６％， Ｚｒ：＜０．１０％， の１種または２種以上、を含有し残部が実質的に鉄であ
る溶鋼において、Ａｌ：＜０．００４％とすることで、
マルテンサイト、ベイナイト組織中の粒内変態フェライ
トの面積率を１０％以上としたことを特徴とする低温靱
性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片の製造法。 - 【請求項７】 請求項６において、連続鋳造時の表面冷
却速度が８００〜５００℃間を１００分以下で冷却する
ことにより、マルテンサイト、ベイナイト組織中の粒内
変態フェライトの面積率を１０％以上としたことを特徴
とする低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片の製
造法。 - 【請求項８】 請求項１〜５のいずれかに記載の鋳片を
オーステナイト域に再加熱し、制御圧延を行い、その後
空冷以上の冷却速度で冷却したことを特徴とする低温靱
性に優れた高強度鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30178397A JP3898814B2 (ja) | 1997-11-04 | 1997-11-04 | 低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片およびその製造法、および低温靱性に優れた高強度鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30178397A JP3898814B2 (ja) | 1997-11-04 | 1997-11-04 | 低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片およびその製造法、および低温靱性に優れた高強度鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11140580A true JPH11140580A (ja) | 1999-05-25 |
| JP3898814B2 JP3898814B2 (ja) | 2007-03-28 |
Family
ID=17901126
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30178397A Expired - Fee Related JP3898814B2 (ja) | 1997-11-04 | 1997-11-04 | 低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片およびその製造法、および低温靱性に優れた高強度鋼 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3898814B2 (ja) |
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| CN115717220A (zh) * | 2022-11-29 | 2023-02-28 | 钢铁研究总院有限公司 | 一种具有低温韧性的590MPa级极地船体结构钢及其制备方法 |
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-
1997
- 1997-11-04 JP JP30178397A patent/JP3898814B2/ja not_active Expired - Fee Related
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