JPH11293383A - 水素性欠陥の少ない厚鋼板およびその製造方法 - Google Patents
水素性欠陥の少ない厚鋼板およびその製造方法Info
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- JPH11293383A JPH11293383A JP11285998A JP11285998A JPH11293383A JP H11293383 A JPH11293383 A JP H11293383A JP 11285998 A JP11285998 A JP 11285998A JP 11285998 A JP11285998 A JP 11285998A JP H11293383 A JPH11293383 A JP H11293383A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、極厚鋼板において、圧延後あるい
は加速冷却、焼入れ処理後に鋼板中に発生しやすい水素
性欠陥を防止する。 【解決手段】 酸化物を構成する元素（ただしＯを除
く）の割合が原子％で、（Ｔｉ＋Ｍｇ）≧６０％を満足
し、粒子径が０．０５〜５．０μｍの酸化物を１平方ｍ
ｍあたり１０〜５００個含有する厚鋼板であり、重量％
で、０．０４≦Ｃ≦０．２、０．０２≦Ｓｉ≦０．５、
０．６≦Ｍｎ≦２、Ｐ≦０．０２、Ｓ≦０．０２、０．
００５≦Ｔｉ≦０．０２５、０．０００２≦Ｍｇ≦０．
００５、Ａｌ≦０．０１、０．００１≦Ｎ≦０．００
６、０．０００５≦Ｏ≦０．００８を含有し、残部Ｆｅ
および不可避的不純物よりなる厚鋼板。さらに必要に応
じて、成分中にＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、
Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭを含有させることができる。
は加速冷却、焼入れ処理後に鋼板中に発生しやすい水素
性欠陥を防止する。 【解決手段】 酸化物を構成する元素（ただしＯを除
く）の割合が原子％で、（Ｔｉ＋Ｍｇ）≧６０％を満足
し、粒子径が０．０５〜５．０μｍの酸化物を１平方ｍ
ｍあたり１０〜５００個含有する厚鋼板であり、重量％
で、０．０４≦Ｃ≦０．２、０．０２≦Ｓｉ≦０．５、
０．６≦Ｍｎ≦２、Ｐ≦０．０２、Ｓ≦０．０２、０．
００５≦Ｔｉ≦０．０２５、０．０００２≦Ｍｇ≦０．
００５、Ａｌ≦０．０１、０．００１≦Ｎ≦０．００
６、０．０００５≦Ｏ≦０．００８を含有し、残部Ｆｅ
および不可避的不純物よりなる厚鋼板。さらに必要に応
じて、成分中にＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、
Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭを含有させることができる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、極厚鋼板あるいは
高張力鋼板において、圧延後あるいは加速冷却、焼入れ
処理後に鋼板中に発生しやすい水素性欠陥を防止する技
術に関するものである。
高張力鋼板において、圧延後あるいは加速冷却、焼入れ
処理後に鋼板中に発生しやすい水素性欠陥を防止する技
術に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】厚鋼板における水素性欠陥の防止に関す
る技術は従来から多くの検討がある。例えば、「鉄と
鋼」第６２年（１９７６）第１３号１７０８〜１７１９
頁、同第６４年（１９７８）第９号１３４３〜１３５２
頁に、鋼中水素の挙動と水素性欠陥について詳しい研究
の結果が報告されている。水素性欠陥は、鋼中に存在す
る水素がミクロ偏析部に集積して拡散性水素濃度が局所
的に高くなり、鋼板内部応力の作用により擬脆性破壊に
より生じるものである。あるいは、未圧着ザクあるいは
ＭｎＳをはじめとする粗大な介在物に集積し、ガスとし
て高い圧力を生成して割れを発生させる場合もある。
る技術は従来から多くの検討がある。例えば、「鉄と
鋼」第６２年（１９７６）第１３号１７０８〜１７１９
頁、同第６４年（１９７８）第９号１３４３〜１３５２
頁に、鋼中水素の挙動と水素性欠陥について詳しい研究
の結果が報告されている。水素性欠陥は、鋼中に存在す
る水素がミクロ偏析部に集積して拡散性水素濃度が局所
的に高くなり、鋼板内部応力の作用により擬脆性破壊に
より生じるものである。あるいは、未圧着ザクあるいは
ＭｎＳをはじめとする粗大な介在物に集積し、ガスとし
て高い圧力を生成して割れを発生させる場合もある。
【０００３】上記文献などに記載されている従来技術に
おける水素性欠陥防止法は、要約すると下記の４点に集
約される。（１）製鋼段階において溶鋼中の水素濃度を
低下させる、（２）鋳造時に生じる偏析を極力低減す
る、あるいは、均熱拡散処理により偏析を低減する、
（３）鋳片または圧延後の厚鋼板にフェライト域で水素
拡散熱処理を施す、（４）水素集積サイトとなる未圧着
ザクをなくすために高圧下比または高形状比圧延を施
す。
おける水素性欠陥防止法は、要約すると下記の４点に集
約される。（１）製鋼段階において溶鋼中の水素濃度を
低下させる、（２）鋳造時に生じる偏析を極力低減す
る、あるいは、均熱拡散処理により偏析を低減する、
（３）鋳片または圧延後の厚鋼板にフェライト域で水素
拡散熱処理を施す、（４）水素集積サイトとなる未圧着
ザクをなくすために高圧下比または高形状比圧延を施
す。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】上記のように、従来技
術により厚鋼板の水素性欠陥を防止するための手段が確
立されているが、このうち、（１）では、溶鋼中の水素
濃度を安定して低値に制御することは製鋼段階における
コスト上昇を招き、工業的には限度がある。（２）で
は、連続鋳造において特殊な鋳造方法を採用することに
より偏析を低減することは可能であるが、鋳造速度の低
下を招くなど、生産性を阻害しやすい。さらに、偏析を
低減するための均熱拡散処理はたとえば、１２５０℃以
上で１０時間以上の処理が必要であり、生産性阻害とコ
スト上昇をもたらす。（３）では、フェライト域で水素
を拡散させる必要があり、例えば６００℃以下の低温で
の熱処理となるために、水素拡散が遅く、必然的に長時
間熱処理となるため、生産性を阻害しやすい。（４）で
は、特に高圧下比圧延が困難な極厚鋼板、あるいは高形
状比圧延が困難な高張力鋼（例えば、引張り強さが７８
０ＭＰａ以上）においてはこのような圧延を実施するこ
とが困難であり、水素性欠陥を防止するためには、鋳片
あるいは圧延後鋼板の脱水素熱処理が必須となる。
術により厚鋼板の水素性欠陥を防止するための手段が確
立されているが、このうち、（１）では、溶鋼中の水素
濃度を安定して低値に制御することは製鋼段階における
コスト上昇を招き、工業的には限度がある。（２）で
は、連続鋳造において特殊な鋳造方法を採用することに
より偏析を低減することは可能であるが、鋳造速度の低
下を招くなど、生産性を阻害しやすい。さらに、偏析を
低減するための均熱拡散処理はたとえば、１２５０℃以
上で１０時間以上の処理が必要であり、生産性阻害とコ
スト上昇をもたらす。（３）では、フェライト域で水素
を拡散させる必要があり、例えば６００℃以下の低温で
の熱処理となるために、水素拡散が遅く、必然的に長時
間熱処理となるため、生産性を阻害しやすい。（４）で
は、特に高圧下比圧延が困難な極厚鋼板、あるいは高形
状比圧延が困難な高張力鋼（例えば、引張り強さが７８
０ＭＰａ以上）においてはこのような圧延を実施するこ
とが困難であり、水素性欠陥を防止するためには、鋳片
あるいは圧延後鋼板の脱水素熱処理が必須となる。
【０００５】本発明は生産性低下やコスト上昇をもたら
すことなく厚鋼板の水素性欠陥を防止することが可能な
画期的なものである。
すことなく厚鋼板の水素性欠陥を防止することが可能な
画期的なものである。
【０００６】本発明の要旨は次のとおりである。
【０００７】（１） 酸化物を構成する元素（ただしＯ
を除く）の割合が原子％で、（Ｔｉ＋Ｍｇ）≧６０％を
満足し、粒子径が０．０５〜５．０μｍの酸化物を１平
方ｍｍあたり１０〜５００個含有する鋼であることを特
徴とする水素性欠陥の少ない厚鋼板。
を除く）の割合が原子％で、（Ｔｉ＋Ｍｇ）≧６０％を
満足し、粒子径が０．０５〜５．０μｍの酸化物を１平
方ｍｍあたり１０〜５００個含有する鋼であることを特
徴とする水素性欠陥の少ない厚鋼板。
【０００８】（２） 重量％で、０．０４≦Ｃ≦０．
２、０．０２≦Ｓｉ≦０．５、０．６≦Ｍｎ≦２、Ｐ≦
０．０２、Ｓ≦０．０２、０．００５≦Ｔｉ≦０．０２
５、０．０００２≦Ｍｇ≦０．００５、Ａｌ≦０．０
１、０．００１≦Ｎ≦０．００６、０．０００５≦Ｏ≦
０．００８を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よ
りなる鋼であることを特徴とする上記（１）に記載の水
素性欠陥の少ない厚鋼板。
２、０．０２≦Ｓｉ≦０．５、０．６≦Ｍｎ≦２、Ｐ≦
０．０２、Ｓ≦０．０２、０．００５≦Ｔｉ≦０．０２
５、０．０００２≦Ｍｇ≦０．００５、Ａｌ≦０．０
１、０．００１≦Ｎ≦０．００６、０．０００５≦Ｏ≦
０．００８を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よ
りなる鋼であることを特徴とする上記（１）に記載の水
素性欠陥の少ない厚鋼板。
【０００９】（３） 鋼に、更に母材強度上昇元素群
を、重量％で、０．０５≦Ｃｕ≦１．５、０．０５≦Ｎ
ｉ≦２、０．０２≦Ｃｒ≦１、０．０２≦Ｍｏ≦１、
０．００５≦Ｎｂ≦０．０５、０．００５≦Ｖ≦０．
１、０．０００４≦Ｂ≦０．００４の１種または２種以
上を含有することを特徴とする上記（２）に記載の水素
性欠陥の少ない厚鋼板。
を、重量％で、０．０５≦Ｃｕ≦１．５、０．０５≦Ｎ
ｉ≦２、０．０２≦Ｃｒ≦１、０．０２≦Ｍｏ≦１、
０．００５≦Ｎｂ≦０．０５、０．００５≦Ｖ≦０．
１、０．０００４≦Ｂ≦０．００４の１種または２種以
上を含有することを特徴とする上記（２）に記載の水素
性欠陥の少ない厚鋼板。
【００１０】（４） 鋼に、更に、重量％で、０．００
０５≦Ｃａ≦０．００３、０．０００５≦ＲＥＭ≦０．
００３、を含有することを特徴とする上記（２）または
（３）に記載の水素性欠陥の少ない厚鋼板。
０５≦Ｃａ≦０．００３、０．０００５≦ＲＥＭ≦０．
００３、を含有することを特徴とする上記（２）または
（３）に記載の水素性欠陥の少ない厚鋼板。
【００１１】（５） 上記（２）ないし（４）のいずれ
かに記載の組成からなる鋳片を連続鋳造により製造し、
Ａｒ1変態点以下まで冷却後、Ａｃ3変態点以上且つ１３
５０℃以下に加熱し、７００℃以上で圧下比が１．５以
上となる熱間圧延を行った後、大気中放冷により常温ま
で冷却することを特徴とする水素性欠陥の少ない厚鋼板
の製造方法。
かに記載の組成からなる鋳片を連続鋳造により製造し、
Ａｒ1変態点以下まで冷却後、Ａｃ3変態点以上且つ１３
５０℃以下に加熱し、７００℃以上で圧下比が１．５以
上となる熱間圧延を行った後、大気中放冷により常温ま
で冷却することを特徴とする水素性欠陥の少ない厚鋼板
の製造方法。
【００１２】（６） 上記（２）ないし（４）のいずれ
かに記載の組成からなる鋳片を連続鋳造により製造し、
Ａｒ1変態点以下まで冷却後、Ａｃ3変態点以上且つ１３
５０℃以下に加熱し、７００℃以上で圧下比が１．５以
上となる熱間圧延を行った後、変態終了温度以下まで冷
却し、さらに、Ａｃ3変態点以上且つ１０００℃以下に
再加熱後冷却することを特徴とする水素性欠陥の少ない
厚鋼板の製造方法。
かに記載の組成からなる鋳片を連続鋳造により製造し、
Ａｒ1変態点以下まで冷却後、Ａｃ3変態点以上且つ１３
５０℃以下に加熱し、７００℃以上で圧下比が１．５以
上となる熱間圧延を行った後、変態終了温度以下まで冷
却し、さらに、Ａｃ3変態点以上且つ１０００℃以下に
再加熱後冷却することを特徴とする水素性欠陥の少ない
厚鋼板の製造方法。
【００１３】（７） 上記（２）ないし（４）のいずれ
かに記載の組成からなる鋳片を連続鋳造により製造し、
Ａｒ1変態点以下まで冷却後、Ａｃ3変態点以上且つ１３
５０℃以下に加熱し、７００℃以上で圧下比が１．５以
上となる熱間圧延を行った後、変態終了温度以下まで冷
却し、さらに、Ａｃ1変態点以上且つ１０００℃以下に
再加熱後焼入れ処理を行って変態終了温度以下に冷却し
た後、５００℃以上かつＡｃ1変態点以下に焼き戻すこ
とを特徴とする水素性欠陥の少ない厚鋼板の製造方法。
かに記載の組成からなる鋳片を連続鋳造により製造し、
Ａｒ1変態点以下まで冷却後、Ａｃ3変態点以上且つ１３
５０℃以下に加熱し、７００℃以上で圧下比が１．５以
上となる熱間圧延を行った後、変態終了温度以下まで冷
却し、さらに、Ａｃ1変態点以上且つ１０００℃以下に
再加熱後焼入れ処理を行って変態終了温度以下に冷却し
た後、５００℃以上かつＡｃ1変態点以下に焼き戻すこ
とを特徴とする水素性欠陥の少ない厚鋼板の製造方法。
【００１４】（８） 上記（２）ないし（４）のいずれ
かに記載の組成からなる鋳片を連続鋳造により製造し、
Ａｒ1変態点以下まで冷却後、Ａｃ3変態点以上且つ１３
５０℃以下に加熱し、７００℃以上で圧下比が１．５以
上となる熱間圧延を行った後、直接焼入れまたは加速冷
却により８００〜５００℃における平均冷却速度が２〜
１００℃／秒で室温まで冷却し、さらに、５００℃以上
かつＡｃ1変態点以下に焼き戻すことを特徴とする水素
性欠陥の少ない厚鋼板の製造方法。
かに記載の組成からなる鋳片を連続鋳造により製造し、
Ａｒ1変態点以下まで冷却後、Ａｃ3変態点以上且つ１３
５０℃以下に加熱し、７００℃以上で圧下比が１．５以
上となる熱間圧延を行った後、直接焼入れまたは加速冷
却により８００〜５００℃における平均冷却速度が２〜
１００℃／秒で室温まで冷却し、さらに、５００℃以上
かつＡｃ1変態点以下に焼き戻すことを特徴とする水素
性欠陥の少ない厚鋼板の製造方法。
【００１５】（９） 上記（２）ないし（４）のいずれ
かに記載の組成からなる鋳片を連続鋳造により製造し、
Ａｒ1変態点以下まで冷却後、Ａｃ3変態点以上且つ１３
５０℃以下に加熱し、７００℃以上で圧下比が１．５以
上となる熱間圧延を行った後、加速冷却により８００〜
５００℃における平均冷却速度が２〜１００℃／秒で冷
却して７００℃以下且つ５００℃以上で冷却を停止し、
室温まで放冷することを特徴とする水素性欠陥の少ない
厚鋼板の製造方法。
かに記載の組成からなる鋳片を連続鋳造により製造し、
Ａｒ1変態点以下まで冷却後、Ａｃ3変態点以上且つ１３
５０℃以下に加熱し、７００℃以上で圧下比が１．５以
上となる熱間圧延を行った後、加速冷却により８００〜
５００℃における平均冷却速度が２〜１００℃／秒で冷
却して７００℃以下且つ５００℃以上で冷却を停止し、
室温まで放冷することを特徴とする水素性欠陥の少ない
厚鋼板の製造方法。
【００１６】（１０） 上記（２）ないし（４）のいず
れかに記載の組成からなる鋳片を連続鋳造により製造
し、Ａｒ1変態点以下まで冷却後、Ａｃ3変態点以上且つ
１３５０℃以下に加熱し、７００℃以上で圧下比が１．
５以上となる熱間圧延を行った後、直接焼入れまたは加
速冷却により８００〜５００℃における平均冷却速度が
２〜１００℃／秒で室温まで冷却し、Ａｃ1変態点以上
Ａｃ3変態点以下に再加熱後焼き入れにより室温まで冷
却し、さらに、５００℃以上かつＡｃ1変態点以下に焼
き戻すことを特徴とする水素性欠陥の少ない厚鋼板の製
造方法。
れかに記載の組成からなる鋳片を連続鋳造により製造
し、Ａｒ1変態点以下まで冷却後、Ａｃ3変態点以上且つ
１３５０℃以下に加熱し、７００℃以上で圧下比が１．
５以上となる熱間圧延を行った後、直接焼入れまたは加
速冷却により８００〜５００℃における平均冷却速度が
２〜１００℃／秒で室温まで冷却し、Ａｃ1変態点以上
Ａｃ3変態点以下に再加熱後焼き入れにより室温まで冷
却し、さらに、５００℃以上かつＡｃ1変態点以下に焼
き戻すことを特徴とする水素性欠陥の少ない厚鋼板の製
造方法。
【００１７】
【発明の実施の形態】本発明者らは、水素性欠陥発生に
関する要因を再検討した結果、水素トラップサイトを微
細に分散させれてそこに水素をトラップさせれば、地鉄
中の拡散性水素濃度を下げることにより擬脆性破壊を生
じにくくできる、また、そこに集積した水素がガス状と
なって高い圧力を生じても微細であるために、水素性欠
陥には成長しない、これら結果として水素性欠陥を防止
できるものと考えた。
関する要因を再検討した結果、水素トラップサイトを微
細に分散させれてそこに水素をトラップさせれば、地鉄
中の拡散性水素濃度を下げることにより擬脆性破壊を生
じにくくできる、また、そこに集積した水素がガス状と
なって高い圧力を生じても微細であるために、水素性欠
陥には成長しない、これら結果として水素性欠陥を防止
できるものと考えた。
【００１８】ここで、問題となるのは水素をトラップす
る能力を有する粒子を如何に微細に分散させるかという
ことである。本発明者らは種々の酸化物について検討を
行った結果、ＴｉとＭｇを主体とする複合酸化物がこの
目的に最も適したものであることを発見した。ＴｉとＭ
ｇを主成分とする酸化物は水素を酸化物内に効果的にト
ラップすることに加えて、酸化物と地鉄との界面に水素
をガスとしてトラップする能力を有する。その機構の詳
細は不明であるが、酸化物中の格子欠陥中に水素がトラ
ップされる、酸化物を構成するＴｉあるいはＭｇが水素
化物を生成する、あるいは、酸化物が触媒作用を有して
拡散性水素をガス状水素に変換するものと推定してい
る。これらの水素トラップ作用は炭窒化物、例えば、Ｖ
Ｃ、ＶＮによる水素トラップ作用よりも強力なものであ
る。Ｔｉ・Ｍｇを主体とする酸化物の代表的な結晶構造
はＴｉ2Ｏ3、ＴｉＯ、ＴｉＯ2、ＭｇＯ、ＭｇＴｉＯ5、
ＭｇＴｉＯ3、Ｍｇ2ＴｉＯ4、ＭｇＴｉ2Ｏ4、ＭｇＴｉ2
Ｏ5などが考えられるが、本発明では結晶構造について
は特に限定するものではない。
る能力を有する粒子を如何に微細に分散させるかという
ことである。本発明者らは種々の酸化物について検討を
行った結果、ＴｉとＭｇを主体とする複合酸化物がこの
目的に最も適したものであることを発見した。ＴｉとＭ
ｇを主成分とする酸化物は水素を酸化物内に効果的にト
ラップすることに加えて、酸化物と地鉄との界面に水素
をガスとしてトラップする能力を有する。その機構の詳
細は不明であるが、酸化物中の格子欠陥中に水素がトラ
ップされる、酸化物を構成するＴｉあるいはＭｇが水素
化物を生成する、あるいは、酸化物が触媒作用を有して
拡散性水素をガス状水素に変換するものと推定してい
る。これらの水素トラップ作用は炭窒化物、例えば、Ｖ
Ｃ、ＶＮによる水素トラップ作用よりも強力なものであ
る。Ｔｉ・Ｍｇを主体とする酸化物の代表的な結晶構造
はＴｉ2Ｏ3、ＴｉＯ、ＴｉＯ2、ＭｇＯ、ＭｇＴｉＯ5、
ＭｇＴｉＯ3、Ｍｇ2ＴｉＯ4、ＭｇＴｉ2Ｏ4、ＭｇＴｉ2
Ｏ5などが考えられるが、本発明では結晶構造について
は特に限定するものではない。
【００１９】このような水素トラップ能は酸化物の種類
で大きく異なるものであり、ＴｉとＭｇを主成分とする
酸化物で顕著な効果を有する。酸化物を構成する元素の
うち、Ｏを除いて考えると、ＴｉとＭｇの量が多いほど
水素トラップ能は高く、Ｏを除いた元素について、原子
％でＴｉとＭｇの合計で６０％以上であれば、本発明の
効果を発揮できる。残余を構成する元素は特に限定する
ものではないが、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃａ、ＲＥＭなどを含有
してもよい。
で大きく異なるものであり、ＴｉとＭｇを主成分とする
酸化物で顕著な効果を有する。酸化物を構成する元素の
うち、Ｏを除いて考えると、ＴｉとＭｇの量が多いほど
水素トラップ能は高く、Ｏを除いた元素について、原子
％でＴｉとＭｇの合計で６０％以上であれば、本発明の
効果を発揮できる。残余を構成する元素は特に限定する
ものではないが、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃａ、ＲＥＭなどを含有
してもよい。
【００２０】さらに、ＴｉとＭｇを主成分とする酸化物
（以下、Ｔｉ・Ｍｇ主体酸化物と記す）は溶鋼の脱酸工
程において、溶鋼中に微細に晶出し、これが、凝固まで
の間、一部は凝集・合体・浮上するものの、多くが溶鋼
中に微細のまま残留し、連続鋳造の鋳片中に微細に残留
することができる。Ｔｉ・Ｍｇ主体酸化物といえども鋳
型鋳造では凝固までの時間が長くなるので、微細分散は
困難となる。
（以下、Ｔｉ・Ｍｇ主体酸化物と記す）は溶鋼の脱酸工
程において、溶鋼中に微細に晶出し、これが、凝固まで
の間、一部は凝集・合体・浮上するものの、多くが溶鋼
中に微細のまま残留し、連続鋳造の鋳片中に微細に残留
することができる。Ｔｉ・Ｍｇ主体酸化物といえども鋳
型鋳造では凝固までの時間が長くなるので、微細分散は
困難となる。
【００２１】本発明では、上記組成を有する酸化物の粒
子径を０．０５〜５．０μｍに限定した。水素トラップ
の観点からは酸化物が微細に且つ多数存在したほうがよ
い。Ｔｉ・Ｍｇ主体酸化物を０．０５μｍより小さく分
散させることは工業的には困難であるので、下限を０．
０５μｍとした。５．０μｍを超えると、酸化物にトラ
ップされたガス状水素の圧力により地鉄に割れを生じ易
くなり、かえって、水素性欠陥を多くする可能性が高く
なる。さらに、粗大酸化物を起点として脆性破壊が発生
しやすくなり、靭性を低下させる。従って、上限を５．
０μｍとした。
子径を０．０５〜５．０μｍに限定した。水素トラップ
の観点からは酸化物が微細に且つ多数存在したほうがよ
い。Ｔｉ・Ｍｇ主体酸化物を０．０５μｍより小さく分
散させることは工業的には困難であるので、下限を０．
０５μｍとした。５．０μｍを超えると、酸化物にトラ
ップされたガス状水素の圧力により地鉄に割れを生じ易
くなり、かえって、水素性欠陥を多くする可能性が高く
なる。さらに、粗大酸化物を起点として脆性破壊が発生
しやすくなり、靭性を低下させる。従って、上限を５．
０μｍとした。
【００２２】上記のＴｉ・Ｍｇ主体酸化物は１平方ｍｍ
あたり１０個以上存在することが必要である。１０個未
満では水素トラップ総量が低下する。５００個を超える
と、鋼板の延性を低下させる可能性が高くなる。ここ
で、Ｔｉ・Ｍｇ主体酸化物の個数はＥＰＭＡまたはＣＭ
Ａを用いて計測する。鋼板研磨面の１ｍｍ平方について
電子ビーム径を０．５μｍ以下にしてＴｉ、Ｍｇ、さら
には酸化物となる可能性ある元素（Ｃａ、Ａｌ、Ｍｎ、
ＲＥＭなど）、及びＯの二次元マップを作成し、各酸化
物組成を決定し、原子％で（Ｔｉ＋Ｍｇ）が６０％以上
の酸化物について個数をカウントすればよい。
あたり１０個以上存在することが必要である。１０個未
満では水素トラップ総量が低下する。５００個を超える
と、鋼板の延性を低下させる可能性が高くなる。ここ
で、Ｔｉ・Ｍｇ主体酸化物の個数はＥＰＭＡまたはＣＭ
Ａを用いて計測する。鋼板研磨面の１ｍｍ平方について
電子ビーム径を０．５μｍ以下にしてＴｉ、Ｍｇ、さら
には酸化物となる可能性ある元素（Ｃａ、Ａｌ、Ｍｎ、
ＲＥＭなど）、及びＯの二次元マップを作成し、各酸化
物組成を決定し、原子％で（Ｔｉ＋Ｍｇ）が６０％以上
の酸化物について個数をカウントすればよい。
【００２３】上記のＴｉ・Ｍｇを主体とする酸化物はフ
ェライト生成核としての作用も有するので、凝固時にお
けるデルタフェライトを微細に晶出する作用を有し、そ
の結果としてミクロ偏析を低減する効果も有する。その
結果として、水素性欠陥の発生確率を低下させる。さら
には、大入熱溶接熱影響部における粒内フェライト変態
の核としても作用しやすく、ＨＡＺ靭性も向上させるの
で、溶接構造溶鋼として特に好ましい。
ェライト生成核としての作用も有するので、凝固時にお
けるデルタフェライトを微細に晶出する作用を有し、そ
の結果としてミクロ偏析を低減する効果も有する。その
結果として、水素性欠陥の発生確率を低下させる。さら
には、大入熱溶接熱影響部における粒内フェライト変態
の核としても作用しやすく、ＨＡＺ靭性も向上させるの
で、溶接構造溶鋼として特に好ましい。
【００２４】上記のようなＴｉ・Ｍｇ主体酸化物を鋼中
に生成させるためには、Ｔｉ、Ｍｇ、Ａｌ及びＯを重量
％で以下の範囲とすることが望ましい。
に生成させるためには、Ｔｉ、Ｍｇ、Ａｌ及びＯを重量
％で以下の範囲とすることが望ましい。
【００２５】ＴｉはＴｉ・Ｍｇ主体酸化物を生成させる
ために必要な元素である。０．００５％未満では酸化物
個数が低下する。０．０２５％超では粗大酸化物が生成
する上に、ＴｉＣも多量に生成して靭性を低下させる。
従って、Ｔｉ量の範囲を０．００５〜０．０２５％とし
た。
ために必要な元素である。０．００５％未満では酸化物
個数が低下する。０．０２５％超では粗大酸化物が生成
する上に、ＴｉＣも多量に生成して靭性を低下させる。
従って、Ｔｉ量の範囲を０．００５〜０．０２５％とし
た。
【００２６】ＭｇはＴｉ・Ｍｇ主体酸化物を生成させる
ために必要な元素である。０．０００２％未満では酸化
物個数が低下する。０．００５％超では粗大酸化物を生
成して靭性を低下させる。従って、Ｍｇ量の範囲を０．
０００２〜０．００５％とした。
ために必要な元素である。０．０００２％未満では酸化
物個数が低下する。０．００５％超では粗大酸化物を生
成して靭性を低下させる。従って、Ｍｇ量の範囲を０．
０００２〜０．００５％とした。
【００２７】ＡｌはＴｉとＭｇより脱酸力が強いので、
Ｔｉ・Ｍｇ主体酸化物を生成させるためには低いほうが
よい。０．０１％を超えるとＴｉ・Ｍｇ主体酸化物が減
少し、アルミナが増えるので、０．０１％を上限とす
る。
Ｔｉ・Ｍｇ主体酸化物を生成させるためには低いほうが
よい。０．０１％を超えるとＴｉ・Ｍｇ主体酸化物が減
少し、アルミナが増えるので、０．０１％を上限とす
る。
【００２８】Ｎは、ＴｉＮを形成し、γ粒のピンニング
効果を有するが、ＴｉＮとしては、０．００１％以上が
好ましい。Ｎが０．００６％超では、粗大なＡｌＮが形
成する場合があり、表面性状や靭性や厚鋼板の加工（例
えば曲げ加工等）において好ましくない。
効果を有するが、ＴｉＮとしては、０．００１％以上が
好ましい。Ｎが０．００６％超では、粗大なＡｌＮが形
成する場合があり、表面性状や靭性や厚鋼板の加工（例
えば曲げ加工等）において好ましくない。
【００２９】ＯはＴｉ・Ｍｇ主体酸化物を生成させるた
めに必要な元素である。０．０００５％未満では酸化物
個数が低下する。０．００８％超では粗大酸化物を生成
して靭性を低下させる。従って、Ｏ量の範囲を０．００
０５〜０．００８％とした。
めに必要な元素である。０．０００５％未満では酸化物
個数が低下する。０．００８％超では粗大酸化物を生成
して靭性を低下させる。従って、Ｏ量の範囲を０．００
０５〜０．００８％とした。
【００３０】上記のように特定組成の酸化物が鋼中に分
散していれば、水素性欠陥の防止に効果を発揮するが、
如何にこのような酸化物を含有してる鋼でも鋼中の水素
濃度が高いと水素性欠陥の防止は困難となる。かかる観
点から鋼中水素濃度は３ｐｐｍ以下とすることが望まし
い。
散していれば、水素性欠陥の防止に効果を発揮するが、
如何にこのような酸化物を含有してる鋼でも鋼中の水素
濃度が高いと水素性欠陥の防止は困難となる。かかる観
点から鋼中水素濃度は３ｐｐｍ以下とすることが望まし
い。
【００３１】本発明の対象は厚鋼板であり、鋼板として
の強度及び母材・ＨＡＺ靭性を確保するために、以下の
ように成分元素の範囲を定めた。
の強度及び母材・ＨＡＺ靭性を確保するために、以下の
ように成分元素の範囲を定めた。
【００３２】Ｃは母材の強度を上昇できる元素である。
０．０４％未満では母材強度の確保が得られないので
０．０４％を下限値とした。逆にＣを多く含有すると、
脆性破壊の起点となるセメンタイトを増加させるため、
母材・ＨＡＺの靱性を低下させる。０．２％を超えると
靱性低下が顕著となるので、これを上限値とした。な
お、母材・ＨＡＺ靭性をさらに向上させるためには、
０．０４〜０．１５％とすることが望ましい。
０．０４％未満では母材強度の確保が得られないので
０．０４％を下限値とした。逆にＣを多く含有すると、
脆性破壊の起点となるセメンタイトを増加させるため、
母材・ＨＡＺの靱性を低下させる。０．２％を超えると
靱性低下が顕著となるので、これを上限値とした。な
お、母材・ＨＡＺ靭性をさらに向上させるためには、
０．０４〜０．１５％とすることが望ましい。
【００３３】Ｓｉは母材強度上昇に有効な元素である。
０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を
０．０２％とした。逆に、０．５％超含有すると、ＨＡ
Ｚ組織中に島状マルテンサイトが多量に生成し、さら
に、フェライト地を硬化させるので、ＨＡＺ靱性を低下
させる。従って、上限を０．５％とした。なお、ＨＡＺ
靭性を向上させるためには０．３％以下とすることが望
ましい。
０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を
０．０２％とした。逆に、０．５％超含有すると、ＨＡ
Ｚ組織中に島状マルテンサイトが多量に生成し、さら
に、フェライト地を硬化させるので、ＨＡＺ靱性を低下
させる。従って、上限を０．５％とした。なお、ＨＡＺ
靭性を向上させるためには０．３％以下とすることが望
ましい。
【００３４】Ｍｎは母材の強度上昇に有効な元素であ
る。０．６％未満ではこの効果が得られないので下限値
を０．６％とした。逆に、２％超含有すると靱性低下が
顕著となる。従って、上限値を２％とした。
る。０．６％未満ではこの効果が得られないので下限値
を０．６％とした。逆に、２％超含有すると靱性低下が
顕著となる。従って、上限値を２％とした。
【００３５】Ｐは粒界脆化をもたらし、靱性に有害な元
素であり、低いほうが望ましい。０．０２％超含有する
と靱性低下が顕著となるので、０．０２％を上限とす
る。しかし、母材・ＨＡＺ靭性をさらに向上させるため
には０．０１％以下とすることが望ましい。
素であり、低いほうが望ましい。０．０２％超含有する
と靱性低下が顕著となるので、０．０２％を上限とす
る。しかし、母材・ＨＡＺ靭性をさらに向上させるため
には０．０１％以下とすることが望ましい。
【００３６】Ｓは伸長ＭｎＳを生成し、水素をトラップ
して水素性欠陥を生じ易くする。さらに、板厚方向の特
性を低下させる。０．０２％超のＳを含有すると水素性
欠陥防止が困難となるので、上限値を０．０２％とし
た。しかし、欠陥を防止して母材・ＨＡＺ靭性をさらに
向上させるためには０．０１％以下とすることが望まし
い。
して水素性欠陥を生じ易くする。さらに、板厚方向の特
性を低下させる。０．０２％超のＳを含有すると水素性
欠陥防止が困難となるので、上限値を０．０２％とし
た。しかし、欠陥を防止して母材・ＨＡＺ靭性をさらに
向上させるためには０．０１％以下とすることが望まし
い。
【００３７】さらに、母材強度上昇に効果のある選択元
素の限定範囲を以下の理由で決定した。
素の限定範囲を以下の理由で決定した。
【００３８】Ｃｕは母材強度上昇に有効な元素であり、
特に、時効熱処理により微細Ｃｕ相を析出させることに
より著しい強度上昇が得られる。０．０５％未満では強
度上昇が得られないので、０．０５％を下限値とした。
逆に、１．５％超含有すると母材やＨＡＺの脆化が顕著
となるので上限値を１．５％とした。しかし、母材及び
ＨＡＺ靭性をさらに向上させるためには過度のＣｕ析出
による硬化を防ぐ必要があり、このために１％以下とす
ることが望ましい。
特に、時効熱処理により微細Ｃｕ相を析出させることに
より著しい強度上昇が得られる。０．０５％未満では強
度上昇が得られないので、０．０５％を下限値とした。
逆に、１．５％超含有すると母材やＨＡＺの脆化が顕著
となるので上限値を１．５％とした。しかし、母材及び
ＨＡＺ靭性をさらに向上させるためには過度のＣｕ析出
による硬化を防ぐ必要があり、このために１％以下とす
ることが望ましい。
【００３９】Ｎｉは焼入れ性を上昇させることにより母
材強度上昇に効果を有し、さらに、靱性を向上させる。
０．０５％未満ではこれらの効果が得られないので下限
値を０．０５％とした。逆に、２％超含有すると焼入れ
性が高くなりすぎてＨＡＺ硬化組織を生成しやすくな
り、ＨＡＺ靱性を低下させる。従って、上限値を２％と
した。しかし、ＨＡＺの硬化性を抑えて溶接性とＨＡＺ
靭性を向上させるためには１．５％以下とすることが望
ましい。
材強度上昇に効果を有し、さらに、靱性を向上させる。
０．０５％未満ではこれらの効果が得られないので下限
値を０．０５％とした。逆に、２％超含有すると焼入れ
性が高くなりすぎてＨＡＺ硬化組織を生成しやすくな
り、ＨＡＺ靱性を低下させる。従って、上限値を２％と
した。しかし、ＨＡＺの硬化性を抑えて溶接性とＨＡＺ
靭性を向上させるためには１．５％以下とすることが望
ましい。
【００４０】Ｃｒは母材強度上昇に効果を有する。０．
０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．
０２％とした。逆に、１％超含有するとＨＡＺに硬化組
織を生成するので、ＨＡＺ靱性を低下させる。従って、
上限値を１％とした。しかし、ＨＡＺの硬化性を抑えて
溶接性とＨＡＺ靭性をさらに向上させるためには０．５
％以下とすることが望ましい。
０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．
０２％とした。逆に、１％超含有するとＨＡＺに硬化組
織を生成するので、ＨＡＺ靱性を低下させる。従って、
上限値を１％とした。しかし、ＨＡＺの硬化性を抑えて
溶接性とＨＡＺ靭性をさらに向上させるためには０．５
％以下とすることが望ましい。
【００４１】Ｍｏは母材強度上昇に効果を有する。０．
０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．
０２％とした。逆に、１％超含有するとＨＡＺに硬化組
織を生成するため、ＨＡＺ靱性を低下させる。従って、
上限値を１％とした。しかし、ＨＡＺの硬化性を抑えて
溶接性とＨＡＺ靭性をさらに向上させるためには０．５
％以下とすることが望ましい。
０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．
０２％とした。逆に、１％超含有するとＨＡＺに硬化組
織を生成するため、ＨＡＺ靱性を低下させる。従って、
上限値を１％とした。しかし、ＨＡＺの硬化性を抑えて
溶接性とＨＡＺ靭性をさらに向上させるためには０．５
％以下とすることが望ましい。
【００４２】Ｎｂは母材の強度上昇および細粒化に有効
な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得
られないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．
０５％超含有すると母材・ＨＡＺにおけるＮｂ炭窒化物
の析出が顕著となり、靱性低下が著しくなる。従って、
上限値を０．０５％とした。しかし、過度の炭窒化物析
出を抑制し、靭性をさらに向上させるためには０．０２
％以下とすることが望ましい。
な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得
られないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．
０５％超含有すると母材・ＨＡＺにおけるＮｂ炭窒化物
の析出が顕著となり、靱性低下が著しくなる。従って、
上限値を０．０５％とした。しかし、過度の炭窒化物析
出を抑制し、靭性をさらに向上させるためには０．０２
％以下とすることが望ましい。
【００４３】Ｖは母材の強度上昇および細粒化に有効な
元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得ら
れないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．１
％超含有すると母材・ＨＡＺにおける炭窒化物の析出が
顕著となり、靭性低下が著しくなる。従って、上限値を
０．１％とした。しかし、過度の炭窒化物析出を抑制
し、靭性をさらに向上させるためには０．０４％以下と
することが望ましい。
元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得ら
れないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．１
％超含有すると母材・ＨＡＺにおける炭窒化物の析出が
顕著となり、靭性低下が著しくなる。従って、上限値を
０．１％とした。しかし、過度の炭窒化物析出を抑制
し、靭性をさらに向上させるためには０．０４％以下と
することが望ましい。
【００４４】Ｂは制御冷却および焼入れ熱処理を施す場
合に特に顕著な強度上昇の効果を発揮する。０．０００
４％未満の含有量では強度上昇効果が得られないので下
限値を０．０００４％とした。逆に、０．００４％超含
有すると粗大なＢ窒化物や炭ホウ化物を析出してこれが
破壊の起点となるために、靱性を低下させる。従って、
上限値を０．００４％とした。しかし、過度の炭窒化物
析出を抑制し、靭性をさらに向上させるためには０．０
０２％以下とすることが望ましい。
合に特に顕著な強度上昇の効果を発揮する。０．０００
４％未満の含有量では強度上昇効果が得られないので下
限値を０．０００４％とした。逆に、０．００４％超含
有すると粗大なＢ窒化物や炭ホウ化物を析出してこれが
破壊の起点となるために、靱性を低下させる。従って、
上限値を０．００４％とした。しかし、過度の炭窒化物
析出を抑制し、靭性をさらに向上させるためには０．０
０２％以下とすることが望ましい。
【００４５】Ｃａ及びＲＥＭは、硫化物を生成すること
により伸長ＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特
性、特に耐ラメラテアー性を改善する。Ｃａ、ＲＥＭを
ともに０．０００５％未満では、この効果が得られない
ので、下限値を０．０００５％とした。逆に、０．００
３％超含有すると、Ｃａ及びＲＥＭの酸化物が増加し、
Ｔｉ・Ｍｇ主体酸化物の個数が減少する。従って、Ｃａ
及びＲＥＭの上限を０．００３％とした。Ｃａ及びＲＥ
Ｍ含有量の合計をＭｇ含有量よりも低くすることが望ま
しい。なお、粗大な酸化物生成を抑制するためにはＣａ
とＲＥＭの含有量の合計を０．００１５％以下とするこ
とが望ましい。
により伸長ＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特
性、特に耐ラメラテアー性を改善する。Ｃａ、ＲＥＭを
ともに０．０００５％未満では、この効果が得られない
ので、下限値を０．０００５％とした。逆に、０．００
３％超含有すると、Ｃａ及びＲＥＭの酸化物が増加し、
Ｔｉ・Ｍｇ主体酸化物の個数が減少する。従って、Ｃａ
及びＲＥＭの上限を０．００３％とした。Ｃａ及びＲＥ
Ｍ含有量の合計をＭｇ含有量よりも低くすることが望ま
しい。なお、粗大な酸化物生成を抑制するためにはＣａ
とＲＥＭの含有量の合計を０．００１５％以下とするこ
とが望ましい。
【００４６】厚鋼板の製造方法を以下の理由により限定
した。
した。
【００４７】本発明では連続鋳造鋳片を脱水素熱処理あ
るいは均熱拡散処理の工程を経ずに加熱・圧延をするこ
とができる。ただし、鋼板の寸法制約などから鋳片を熱
間で圧延して圧延前の幅・厚みを変えて鋼片とすること
は差し支えない。
るいは均熱拡散処理の工程を経ずに加熱・圧延をするこ
とができる。ただし、鋼板の寸法制約などから鋳片を熱
間で圧延して圧延前の幅・厚みを変えて鋼片とすること
は差し支えない。
【００４８】請求項５は圧延まま鋼板の製造方法であ
り、圧延に先立って、鋳片をオーステナイト化する必要
があるので、Ａｃ3変態点以上に加熱する必要がある。
１３５０℃以上の加熱は経済性の観点から好ましくな
く、また、オーステナイト粒が粗大化するので好ましく
ない。
り、圧延に先立って、鋳片をオーステナイト化する必要
があるので、Ａｃ3変態点以上に加熱する必要がある。
１３５０℃以上の加熱は経済性の観点から好ましくな
く、また、オーステナイト粒が粗大化するので好ましく
ない。
【００４９】熱間圧延における圧下比（鋼板板厚／鋳片
厚み）は１．５以上とする。これより低い圧下比ではザ
クが未圧着のまま残存し、本発明の酸化物で水素をトラ
ップしてもザクを起点として欠陥を生じ易くなる。ま
た、熱間圧延は７００℃以上で終了する。これより低い
温度での圧延ではザクの圧着が不十分となる。
厚み）は１．５以上とする。これより低い圧下比ではザ
クが未圧着のまま残存し、本発明の酸化物で水素をトラ
ップしてもザクを起点として欠陥を生じ易くなる。ま
た、熱間圧延は７００℃以上で終了する。これより低い
温度での圧延ではザクの圧着が不十分となる。
【００５０】請求項６は焼きならし鋼板の製造方法であ
り、圧延後再加熱により完全にオーステナイト化する必
要があるので、再加熱温度をＡｃ3変態点以上とする。
１０００℃を超えるとオーステナイト粒の粗大化が顕著
となるので、上限を１０００℃とする。
り、圧延後再加熱により完全にオーステナイト化する必
要があるので、再加熱温度をＡｃ3変態点以上とする。
１０００℃を超えるとオーステナイト粒の粗大化が顕著
となるので、上限を１０００℃とする。
【００５１】請求項７は焼入れ焼戻し鋼板の製造方法で
あり、圧延後の冷却により一旦変態を終了させる。しか
る後にＡｃ3変態点以上に再加熱後焼入れを行う。ただ
し、オーステナイト粒粗大化を抑制するために再加熱温
度を１０００℃以下とする。焼き戻しは５００℃未満で
は効果が少なく、Ａｃ1超では逆変態が生じるので、５
００℃〜Ａｃ1変態温度を焼き戻しの範囲とする。
あり、圧延後の冷却により一旦変態を終了させる。しか
る後にＡｃ3変態点以上に再加熱後焼入れを行う。ただ
し、オーステナイト粒粗大化を抑制するために再加熱温
度を１０００℃以下とする。焼き戻しは５００℃未満で
は効果が少なく、Ａｃ1超では逆変態が生じるので、５
００℃〜Ａｃ1変態温度を焼き戻しの範囲とする。
【００５２】請求項８は圧延後直接焼入れまたは加速冷
却後焼き戻し処理を行う鋼板の製造方法である。冷却速
度が２℃／秒未満では強度確保が困難である。厚鋼板で
１００℃／秒を超える冷却速度を得ることは工業的には
困難であるので、冷却速度を２〜１００℃／秒とした。
焼き戻し温度が５００℃未満では回復再結晶が不十分で
あり、Ａｃ1変態点超では逆変態が生じるので焼き戻し
温度を５００℃〜Ａｃ1変態点とした。
却後焼き戻し処理を行う鋼板の製造方法である。冷却速
度が２℃／秒未満では強度確保が困難である。厚鋼板で
１００℃／秒を超える冷却速度を得ることは工業的には
困難であるので、冷却速度を２〜１００℃／秒とした。
焼き戻し温度が５００℃未満では回復再結晶が不十分で
あり、Ａｃ1変態点超では逆変態が生じるので焼き戻し
温度を５００℃〜Ａｃ1変態点とした。
【００５３】請求項９は加速冷却後途中で冷却を停止し
て自己焼き戻しにより製造する鋼板の製造方法である。
冷却速度範囲は上記と同じ理由で限定した。冷却停止温
度が７００℃超では変態が充分に進行していないうちに
冷却を停止することになり、強度確保が困難となる。５
００℃未満では鋼板の顕熱が不十分で自己焼き戻しがで
きない。従って冷却停止温度を７００℃以下、５００℃
以上とした。
て自己焼き戻しにより製造する鋼板の製造方法である。
冷却速度範囲は上記と同じ理由で限定した。冷却停止温
度が７００℃超では変態が充分に進行していないうちに
冷却を停止することになり、強度確保が困難となる。５
００℃未満では鋼板の顕熱が不十分で自己焼き戻しがで
きない。従って冷却停止温度を７００℃以下、５００℃
以上とした。
【００５４】請求項１０は直接焼入れ後二相域に再加熱
焼入れ、さらに焼き戻し処理により製造する鋼板の製造
方法である。冷却速度は上記と同じ理由で限定した。二
相域熱処理によりオーステナイト・フェライト二相域か
ら焼入れる必要があるので、再加熱温度をＡｃ1〜Ａｃ3
変態点の範囲とした。焼き戻し温度範囲の限定理由は上
記と同じである。
焼入れ、さらに焼き戻し処理により製造する鋼板の製造
方法である。冷却速度は上記と同じ理由で限定した。二
相域熱処理によりオーステナイト・フェライト二相域か
ら焼入れる必要があるので、再加熱温度をＡｃ1〜Ａｃ3
変態点の範囲とした。焼き戻し温度範囲の限定理由は上
記と同じである。
【００５５】上記のとおり、Ｔ・Ｍｇ主体酸化物を微細
分散していない鋼では水素性欠陥を防止するために圧延
後あるいは焼入れ後などにフェライト域で脱水素熱処理
を施すことが必要になる場合があるが、本発明鋼ではこ
のような熱処理は大幅に軽減できるが、省略可能であ
る。
分散していない鋼では水素性欠陥を防止するために圧延
後あるいは焼入れ後などにフェライト域で脱水素熱処理
を施すことが必要になる場合があるが、本発明鋼ではこ
のような熱処理は大幅に軽減できるが、省略可能であ
る。
【００５６】本発明は厚鋼板における水素性欠陥を防止
するものであるが、同時に、板厚方向の引張り特性、特
に、伸び・断面減少率の向上にも効果を発揮する。
するものであるが、同時に、板厚方向の引張り特性、特
に、伸び・断面減少率の向上にも効果を発揮する。
【００５７】
【実施例】以下に、本発明の実施例を示す。転炉により
鋼を溶製し、連続鋳造により厚さが２４０ｍｍの鋳片を
製造した。表１に鋼材の化学成分を示す。
鋼を溶製し、連続鋳造により厚さが２４０ｍｍの鋳片を
製造した。表１に鋼材の化学成分を示す。
【００５８】
【表１】 表２に鋼板の製造方法と板厚、母材の機械的性質を示
す。表に示すとおり製造方法は、圧延まま、焼きなら
し、焼入れ焼き戻し、制御圧延後加速冷却、圧延後直接
焼入れ焼き戻し、圧延後直接焼入れ二相域熱処理焼き戻
し、とした。
す。表に示すとおり製造方法は、圧延まま、焼きなら
し、焼入れ焼き戻し、制御圧延後加速冷却、圧延後直接
焼入れ焼き戻し、圧延後直接焼入れ二相域熱処理焼き戻
し、とした。
【００５９】
【表２】 表３に、ＣＭＡで測定した酸化物の組成（１０個の測定
値の平均値）及び、請求項１を満足する酸化物の個数を
示す。請求項２〜４に一致する成分の鋼１〜８では、酸
化物の組成は原子％で（Ｔｉ＋Ｍｇ）≧６０％であり、
請求項１を満足する。また、個数も１平方ｍｍあたり１
０個以上である。
値の平均値）及び、請求項１を満足する酸化物の個数を
示す。請求項２〜４に一致する成分の鋼１〜８では、酸
化物の組成は原子％で（Ｔｉ＋Ｍｇ）≧６０％であり、
請求項１を満足する。また、個数も１平方ｍｍあたり１
０個以上である。
【００６０】鋼板の水素性欠陥の有無を超音波探傷試験
（ＪＩＳ Ｇ ０８０１による）により測定した。発明
鋼１〜８では欠陥なし、あるいは、欠陥が存在しても軽
微な欠陥である。これに対して比較鋼では拡散性水素を
吸蔵する酸化物が存在しないために、サイズの大きい欠
陥が生じている。これら鋼では従来技術で示した方法、
主に、圧延後脱水素処理を施すことにより水素性欠陥の
発生を防止する必要がある。本発明鋼ではこのような脱
水素処理を施す必要がなく、工程省略上のメリットが大
きい。
（ＪＩＳ Ｇ ０８０１による）により測定した。発明
鋼１〜８では欠陥なし、あるいは、欠陥が存在しても軽
微な欠陥である。これに対して比較鋼では拡散性水素を
吸蔵する酸化物が存在しないために、サイズの大きい欠
陥が生じている。これら鋼では従来技術で示した方法、
主に、圧延後脱水素処理を施すことにより水素性欠陥の
発生を防止する必要がある。本発明鋼ではこのような脱
水素処理を施す必要がなく、工程省略上のメリットが大
きい。
【００６１】
【表３】
【００６２】
【発明の効果】以上説明したとおり、本発明鋼では鋳片
中に不可避的に存在するする水素を微細に分散したＴｉ
・Ｍｇ主体酸化物で吸蔵し、地鉄の拡散性水素濃度を低
下させることにより、脱水素熱処理などを施さなくても
鋼板の水素性欠陥の発生を防止することができ、工業上
極めて効果が大きい。
中に不可避的に存在するする水素を微細に分散したＴｉ
・Ｍｇ主体酸化物で吸蔵し、地鉄の拡散性水素濃度を低
下させることにより、脱水素熱処理などを施さなくても
鋼板の水素性欠陥の発生を防止することができ、工業上
極めて効果が大きい。
Claims (10)
- 【請求項１】 酸化物を構成する元素（ただしＯを除
く）の割合が原子％で、 （Ｔｉ＋Ｍｇ）≧６０％ を満足し、粒子径が０．０５〜５．０μｍの酸化物を１
平方ｍｍあたり１０〜５００個含有する鋼であることを
特徴とする水素性欠陥の少ない厚鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、 ０．０４≦Ｃ≦０．２、 ０．０２≦Ｓｉ≦０．５、 ０．６≦Ｍｎ≦２、 Ｐ≦０．０２、 Ｓ≦０．０２、 ０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５、 ０．０００２≦Ｍｇ≦０．００５、 Ａｌ≦０．０１、 ０．００１≦Ｎ≦０．００６、 ０．０００５≦Ｏ≦０．００８ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼で
あることを特徴とする請求項１に記載の水素性欠陥の少
ない厚鋼板。 - 【請求項３】 鋼に、更に母材強度上昇元素群を、重量
％で、 ０．０５≦Ｃｕ≦１．５、 ０．０５≦Ｎｉ≦２、 ０．０２≦Ｃｒ≦１、 ０．０２≦Ｍｏ≦１、 ０．００５≦Ｎｂ≦０．０５、 ０．００５≦Ｖ≦０．１、 ０．０００４≦Ｂ≦０．００４ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項２に記載の水素性欠陥の少ない厚鋼板。 - 【請求項４】 鋼に、更に、重量％で、 ０．０００５≦Ｃａ≦０．００３、 ０．０００５≦ＲＥＭ≦０．００３ の１種または２種を含有することを特徴とする請求項２
または３に記載の水素性欠陥の少ない厚鋼板。 - 【請求項５】 請求項２ないし４のいずれかに記載の組
成からなる鋳片を連続鋳造により製造し、Ａｒ1変態点
以下まで冷却後、Ａｃ3変態点以上且つ１３５０℃以下
に加熱し、７００℃以上で圧下比が１．５以上となる熱
間圧延を行った後、大気中放冷により常温まで冷却する
ことを特徴とする水素性欠陥の少ない厚鋼板の製造方
法。 - 【請求項６】 請求項２ないし４のいずれかに記載の組
成からなる鋳片を連続鋳造により製造し、Ａｒ1変態点
以下まで冷却後、Ａｃ3変態点以上且つ１３５０℃以下
に加熱し、７００℃以上で圧下比が１．５以上となる熱
間圧延を行った後、変態終了温度以下まで冷却し、さら
に、Ａｃ3変態点以上且つ１０００℃以下に再加熱後冷
却することを特徴とする水素性欠陥の少ない厚鋼板の製
造方法。 - 【請求項７】 請求項２ないし４のいずれかに記載の組
成からなる鋳片を連続鋳造により製造し、Ａｒ1変態点
以下まで冷却後、Ａｃ3変態点以上且つ１３５０℃以下
に加熱し、７００℃以上で圧下比が１．５以上となる熱
間圧延を行った後、変態終了温度以下まで冷却し、さら
に、Ａｃ1変態点以上且つ１０００℃以下に再加熱後焼
入れ処理を行って変態終了温度以下に冷却した後、５０
０℃以上かつＡｃ1変態点以下に焼き戻すことを特徴と
する水素性欠陥の少ない厚鋼板の製造方法。 - 【請求項８】 請求項２ないし４のいずれかに記載の組
成からなる鋳片を連続鋳造により製造し、Ａｒ1変態点
以下まで冷却後、Ａｃ3変態点以上且つ１３５０℃以下
に加熱し、７００℃以上で圧下比が１．５以上となる熱
間圧延を行った後、直接焼入れまたは加速冷却により８
００〜５００℃における平均冷却速度が２〜１００℃／
秒で室温まで冷却し、さらに、５００℃以上かつＡｃ1
変態点以下に焼き戻すことを特徴とする水素性欠陥の少
ない厚鋼板の製造方法。 - 【請求項９】 請求項２ないし４のいずれかに記載の組
成からなる鋳片を連続鋳造により製造し、Ａｒ1変態点
以下まで冷却後、Ａｃ3変態点以上且つ１３５０℃以下
に加熱し、７００℃以上で圧下比が１．５以上となる熱
間圧延を行った後、加速冷却により８００〜５００℃に
おける平均冷却速度が２〜１００℃／秒で冷却して７０
０℃以下且つ５００℃以上で冷却を停止し、室温まで放
冷することを特徴とする水素性欠陥の少ない厚鋼板の製
造方法。 - 【請求項１０】 請求項２ないし４のいずれかに記載の
組成からなる鋳片を連続鋳造により製造し、Ａｒ1変態
点以下まで冷却後、Ａｃ3変態点以上且つ１３５０℃以
下に加熱し、７００℃以上で圧下比が１．５以上となる
熱間圧延を行った後、直接焼入れまたは加速冷却により
８００〜５００℃における平均冷却速度が２〜１００℃
／秒で室温まで冷却し、Ａｃ1変態点以上Ａｃ3変態点以
下に再加熱後焼き入れにより室温まで冷却し、さらに、
５００℃以上かつＡｃ1変態点以下に焼き戻すことを特
徴とする水素性欠陥の少ない厚鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11285998A JPH11293383A (ja) | 1998-04-09 | 1998-04-09 | 水素性欠陥の少ない厚鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11285998A JPH11293383A (ja) | 1998-04-09 | 1998-04-09 | 水素性欠陥の少ない厚鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11293383A true JPH11293383A (ja) | 1999-10-26 |
Family
ID=14597329
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11285998A Withdrawn JPH11293383A (ja) | 1998-04-09 | 1998-04-09 | 水素性欠陥の少ない厚鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11293383A (ja) |
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