JP3212347B2 - 低温での靭性が優れた構造用厚鋼板の製造法 - Google Patents
低温での靭性が優れた構造用厚鋼板の製造法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、低温での靭性が優れた
構造用の厚鋼板を経済的にかつ生産性よく製造する方法
に関するものである。
構造用の厚鋼板を経済的にかつ生産性よく製造する方法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、海洋構造物、船舶、貯蔵タンク等
の大型構造物に使用される溶接構造用鋼の材質特性に対
する要望は厳しさを増しており、破壊がもたらす被害の
大きさ及び社会不安の大きさから、鋼材の母材靭性の改
善が要望されている。
の大型構造物に使用される溶接構造用鋼の材質特性に対
する要望は厳しさを増しており、破壊がもたらす被害の
大きさ及び社会不安の大きさから、鋼材の母材靭性の改
善が要望されている。
【０００３】母材の低温靭性を向上させるためには変態
後のフェライト粒径を微細化することが有効であり、そ
のために変態前のオーステナイト粒を細粒化させること
が有効なことは知られている。その方法としては多数の
提案があり、例えば、特開昭５９−４７３２３号公報記
載のように低温で加熱し、未再結晶域での加工量を大き
くする方法がある。
後のフェライト粒径を微細化することが有効であり、そ
のために変態前のオーステナイト粒を細粒化させること
が有効なことは知られている。その方法としては多数の
提案があり、例えば、特開昭５９−４７３２３号公報記
載のように低温で加熱し、未再結晶域での加工量を大き
くする方法がある。
【０００４】また従来から鋼材の細粒化には特開昭５８
−１９４３１号公報に開示されているようにＮｉやＮｂ
等の合金元素を使用し、これにより母材の靭性をシャル
ピー衝撃試験で−５０℃から−７０℃のｖＴｒｓ値を得
ている。また、加工熱処理技術による細粒化技術とし
て、材料とプロセス，６（１９９０）．ｐ１７９６に記
載のように加工と熱処理を組み合わせてフェライト粒径
を３μｍ程度に細粒化技術がある。
−１９４３１号公報に開示されているようにＮｉやＮｂ
等の合金元素を使用し、これにより母材の靭性をシャル
ピー衝撃試験で−５０℃から−７０℃のｖＴｒｓ値を得
ている。また、加工熱処理技術による細粒化技術とし
て、材料とプロセス，６（１９９０）．ｐ１７９６に記
載のように加工と熱処理を組み合わせてフェライト粒径
を３μｍ程度に細粒化技術がある。
【０００５】更に、変態前のオーステナイトを細粒化す
る方法として特開平２−３０１５１号公報記載の方法が
ある。この方法は塑性加工を加えつつ変態点を超えさせ
る技術で、到達オーステナイト粒径は５μｍである。ま
た、鉄鋼の結晶粒超微細化部会報告書（１９９１，３）
に記載のようにＳＣＭ４３５材、オーステナイト系ステ
ンレス鋼等において冷間加工を付与したマルテンサイト
をＡｃ3 変態点直上に逆変態させてオーステナイトを超
細粒化する方法が提案されている。
る方法として特開平２−３０１５１号公報記載の方法が
ある。この方法は塑性加工を加えつつ変態点を超えさせ
る技術で、到達オーステナイト粒径は５μｍである。ま
た、鉄鋼の結晶粒超微細化部会報告書（１９９１，３）
に記載のようにＳＣＭ４３５材、オーステナイト系ステ
ンレス鋼等において冷間加工を付与したマルテンサイト
をＡｃ3 変態点直上に逆変態させてオーステナイトを超
細粒化する方法が提案されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記し
た提案は何れも実用時に次に述べる様々な問題を内在し
ており、それぞれに改善が待たれている。特開昭５９−
４７３２３号公報の提案のように低温で加熱し、未再結
晶域での加工量を大きくし、かつ制御冷却を必須とし、
圧延後の急冷により微細なフェライト及びマルテンサイ
トとする方法は、他のスラブの加熱温度と対象のスラブ
の加熱温度が異なるため、この前後で加熱操業条件を調
整する時間が必要となる。また、加熱効率の大幅な低下
が避けられず、更には未再結晶域での加工量を大きくす
るため、制御圧延時の温度待ち時間が極めて長くなり、
圧延効率の低下、再加熱、及び制御冷却に伴うコスト上
昇を招き、生産性の低下は著しい。
た提案は何れも実用時に次に述べる様々な問題を内在し
ており、それぞれに改善が待たれている。特開昭５９−
４７３２３号公報の提案のように低温で加熱し、未再結
晶域での加工量を大きくし、かつ制御冷却を必須とし、
圧延後の急冷により微細なフェライト及びマルテンサイ
トとする方法は、他のスラブの加熱温度と対象のスラブ
の加熱温度が異なるため、この前後で加熱操業条件を調
整する時間が必要となる。また、加熱効率の大幅な低下
が避けられず、更には未再結晶域での加工量を大きくす
るため、制御圧延時の温度待ち時間が極めて長くなり、
圧延効率の低下、再加熱、及び制御冷却に伴うコスト上
昇を招き、生産性の低下は著しい。
【０００７】また、特開昭５８−１９４３１号公報に記
載のようにアレスト特性に優れた高張力鋼は、Ｎｉ及び
Ｎｂに加えて、圧延後再加熱して完全にオーステナイト
化することを必須としており、再加熱に伴うコスト上昇
と生産性の低下が避けられない。
載のようにアレスト特性に優れた高張力鋼は、Ｎｉ及び
Ｎｂに加えて、圧延後再加熱して完全にオーステナイト
化することを必須としており、再加熱に伴うコスト上昇
と生産性の低下が避けられない。
【０００８】更に、ＮｉやＮｂは高価な合金成分であ
り、その添加は鋼材のコストを著しく上昇させる。それ
にもかかわらず母材の靭性を示すシャルピー衝撃試験で
のｖＴｒｓは−５０℃から−７０℃レベルでしかない。
特にＮｂの多量の添加は後述するようにＨＡＺの靭性を
著しく低下させるため溶接用鋼材としては好ましくな
い。
り、その添加は鋼材のコストを著しく上昇させる。それ
にもかかわらず母材の靭性を示すシャルピー衝撃試験で
のｖＴｒｓは−５０℃から−７０℃レベルでしかない。
特にＮｂの多量の添加は後述するようにＨＡＺの靭性を
著しく低下させるため溶接用鋼材としては好ましくな
い。
【０００９】また、加工熱処理技術を駆使して細粒化す
る技術として、材料とプロセス，６（１９９０）．ｐ１
７９６や特開平２−３０１５１号公報記載の方法では、
加工と熱処理を組み合わせる必要があるので、鋼板の製
造時の生産性の低下ばかりでなく、圧延機等の加工設備
近傍に熱処理ができる設備が必要で、設備面からも膨大
なコスト上昇を招く。冷間加工しその後γに逆変態させ
る技術もきわめて強力な冷間圧延機が必要になり、鋼板
製造設備面からも大幅なコスト上昇を招く。
る技術として、材料とプロセス，６（１９９０）．ｐ１
７９６や特開平２−３０１５１号公報記載の方法では、
加工と熱処理を組み合わせる必要があるので、鋼板の製
造時の生産性の低下ばかりでなく、圧延機等の加工設備
近傍に熱処理ができる設備が必要で、設備面からも膨大
なコスト上昇を招く。冷間加工しその後γに逆変態させ
る技術もきわめて強力な冷間圧延機が必要になり、鋼板
製造設備面からも大幅なコスト上昇を招く。
【００１０】本発明はこれらの問題点を伴わずに、つま
り、多量な合金元素の添加、温度調整のための滞留・待
機、更には低温域での再加熱圧延等を行なうことなく、
従来技術で得られていたと同等又はそれ以上の高靭性を
有する構造用鋼板を生産性よく、経済的に効率よく製造
する方法を提供することを課題とするものである。
り、多量な合金元素の添加、温度調整のための滞留・待
機、更には低温域での再加熱圧延等を行なうことなく、
従来技術で得られていたと同等又はそれ以上の高靭性を
有する構造用鋼板を生産性よく、経済的に効率よく製造
する方法を提供することを課題とするものである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明は上記課題を達成
するために、凝固後Ａｃ3 点以上に加熱した構造用鋼の
鋳片をＡｒ3 点温度以上で終了する圧延中に、１パス当
りの圧下量が真歪で０．２以上であり、かつ板厚中心部
が再結晶終了温度〜再結晶終了温度＋１５０℃の範囲で
ある温度域において、圧下率３０％以上の圧延を、スラ
ブ厚ｔ(mm)と平均冷却速度Ｖ（℃／秒）との間の関係が
Ｖ＞（１８／ｔ）0.5 を満足する冷却を実施しながら行
い、更に板厚中心部が未再結晶域において圧下率５０％
以上で圧延することを第１の手段とする。更に本発明
は、上記手段１の圧延終了後に５℃／秒以上の冷却速度
で６５０℃以下の温度に加速冷却を行なうことを第２の
手段とし、上記手段１の圧延終了後引き続き焼入れ焼戻
し処理を行なうことを第３の手段とする。
するために、凝固後Ａｃ3 点以上に加熱した構造用鋼の
鋳片をＡｒ3 点温度以上で終了する圧延中に、１パス当
りの圧下量が真歪で０．２以上であり、かつ板厚中心部
が再結晶終了温度〜再結晶終了温度＋１５０℃の範囲で
ある温度域において、圧下率３０％以上の圧延を、スラ
ブ厚ｔ(mm)と平均冷却速度Ｖ（℃／秒）との間の関係が
Ｖ＞（１８／ｔ）0.5 を満足する冷却を実施しながら行
い、更に板厚中心部が未再結晶域において圧下率５０％
以上で圧延することを第１の手段とする。更に本発明
は、上記手段１の圧延終了後に５℃／秒以上の冷却速度
で６５０℃以下の温度に加速冷却を行なうことを第２の
手段とし、上記手段１の圧延終了後引き続き焼入れ焼戻
し処理を行なうことを第３の手段とする。
【００１２】本発明が対象とする構造用鋼は、例えば、
前記した特公昭５８−１４８４９号公報に記載され、次
記するように、通常の溶接構造用鋼が所要の材質を得る
ために、従来から当業分野での活用で確認されている作
用・効果の関係を基に定めている添加元素の種類と量を
同様に使用して同等の作用と効果が得られる。従って、
これ等を含む鋼を本発明は対象鋼とするものである。
前記した特公昭５８−１４８４９号公報に記載され、次
記するように、通常の溶接構造用鋼が所要の材質を得る
ために、従来から当業分野での活用で確認されている作
用・効果の関係を基に定めている添加元素の種類と量を
同様に使用して同等の作用と効果が得られる。従って、
これ等を含む鋼を本発明は対象鋼とするものである。
【００１３】これ等の各成分元素につきその添加理由と
量を以下に示す。Ｃは鋼の強度を向上させるために有効
な成分として添加するものであるが、０．２０％を超え
る過剰な含有量では、島状マルテンサイトを析出し、Ｈ
ＡＺ靭性を著しく劣化させるので０．２０％以下に規制
する。
量を以下に示す。Ｃは鋼の強度を向上させるために有効
な成分として添加するものであるが、０．２０％を超え
る過剰な含有量では、島状マルテンサイトを析出し、Ｈ
ＡＺ靭性を著しく劣化させるので０．２０％以下に規制
する。
【００１４】Ｓｉは溶鋼の脱酸元素と強度増加元素とし
て添加するが、０．０１％未満では脱酸効果が不十分で
あり、１．０％を超えて添加すると、ＨＡＺの靭性が低
下するため、添加量は０．０１〜１．０％に規制する。
て添加するが、０．０１％未満では脱酸効果が不十分で
あり、１．０％を超えて添加すると、ＨＡＺの靭性が低
下するため、添加量は０．０１〜１．０％に規制する。
【００１５】Ｍｎも脱酸成分元素として必要であり、
０．３％未満では鋼の清浄度を低下して加工性を害す
る。また鋼材の強度を向上する成分として０．３％以上
の添加が必要である。しかし、Ｍｎは過剰の添加により
溶接性を著しく劣化する。そのため２．０％を上限とす
る。
０．３％未満では鋼の清浄度を低下して加工性を害す
る。また鋼材の強度を向上する成分として０．３％以上
の添加が必要である。しかし、Ｍｎは過剰の添加により
溶接性を著しく劣化する。そのため２．０％を上限とす
る。
【００１６】ＡｌはＡｌ窒化物により鋼の結晶粒径が微
細化できるので必要である。しかし添加量が少ないとそ
の効果がなく、過剰の場合には鋼中の酸素との結合によ
り酸化物系の介在物を形成して鋼の清浄度を低下させる
ため、添加量は０．００１〜０．２％に規制する。
細化できるので必要である。しかし添加量が少ないとそ
の効果がなく、過剰の場合には鋼中の酸素との結合によ
り酸化物系の介在物を形成して鋼の清浄度を低下させる
ため、添加量は０．００１〜０．２％に規制する。
【００１７】Ｎは不可避的に含有される元素であるが、
過剰の添加は島状マルテンサイトの生成を促進するた
め、０．０２０％を上限とする。Ｐはミクロ偏析による
ＨＡＺの靭性と耐割れ性の劣化を防ぐため、０．０１５
％を上限としている。Ｓは粗大なＡ系介在物を形成して
母材の靭性、異方性（圧延方向とそれに直角方向の物性
の差）の悪化を防止するため、０．００５％を上限とし
て規定する。本発明が対象とする構造用鋼の基本成分は
以上である。これを基本に母材強度の上昇或いは、継手
靭性の向上を目的として、要求される性質に応じて合金
元素を添加する場合は、添加し過ぎると、溶接性の確保
が困難になる。そこで合金の添加量としては、Ｎｉ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｃｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔ
ａ，Ｈｆ，希土類元素，Ｙ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｔｅ，Ｓｅ，
Ｂの１種類以上を添加できるが合計で４．５％以内に規
制している。
過剰の添加は島状マルテンサイトの生成を促進するた
め、０．０２０％を上限とする。Ｐはミクロ偏析による
ＨＡＺの靭性と耐割れ性の劣化を防ぐため、０．０１５
％を上限としている。Ｓは粗大なＡ系介在物を形成して
母材の靭性、異方性（圧延方向とそれに直角方向の物性
の差）の悪化を防止するため、０．００５％を上限とし
て規定する。本発明が対象とする構造用鋼の基本成分は
以上である。これを基本に母材強度の上昇或いは、継手
靭性の向上を目的として、要求される性質に応じて合金
元素を添加する場合は、添加し過ぎると、溶接性の確保
が困難になる。そこで合金の添加量としては、Ｎｉ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｗ，Ｃｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔ
ａ，Ｈｆ，希土類元素，Ｙ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｔｅ，Ｓｅ，
Ｂの１種類以上を添加できるが合計で４．５％以内に規
制している。
【００１８】本発明における鋳片の加熱温度はオーステ
ナイトの粗大化防止のため１２００℃を上限とし、下限
温度は圧延の作業を考慮すると９００℃以上が望まし
い。またＮｂ元素を含む鋼材は、Ｎｂを完全固溶させる
ために１１００℃以上の加熱が必要となる。また、圧延
の終了温度をＡｒ3 点温度未満にするとオーステナイト
から変態したフェライトが加工されて表層部の靭性が劣
化するので、本発明における圧延終了温度はＡｒ3 点温
度以上とした。
ナイトの粗大化防止のため１２００℃を上限とし、下限
温度は圧延の作業を考慮すると９００℃以上が望まし
い。またＮｂ元素を含む鋼材は、Ｎｂを完全固溶させる
ために１１００℃以上の加熱が必要となる。また、圧延
の終了温度をＡｒ3 点温度未満にするとオーステナイト
から変態したフェライトが加工されて表層部の靭性が劣
化するので、本発明における圧延終了温度はＡｒ3 点温
度以上とした。
【００１９】
【作用】本発明者等は、前記従来技術が有する問題を解
決すると共に、本発明の課題を達成するため、一般的な
構造用鋼を代表する供試鋼として実施例の表１に示す鋼
種２を用いて種々実験検討を繰り返した。
決すると共に、本発明の課題を達成するため、一般的な
構造用鋼を代表する供試鋼として実施例の表１に示す鋼
種２を用いて種々実験検討を繰り返した。
【００２０】生産性良く、経済的に強度及び母材靭性を
向上する方法を確立するために、圧延中の冷却速度が
０．４℃〜０．５℃／秒と認識されている通常の圧延に
おける鋳片厚みと冷却速度の関係を調査した。その結
果、従来の圧延技術では全く活用されていない被圧延材
の厚みに対応した冷却速度の実態が判明した。その実態
を図１に曲線Ａで示す。
向上する方法を確立するために、圧延中の冷却速度が
０．４℃〜０．５℃／秒と認識されている通常の圧延に
おける鋳片厚みと冷却速度の関係を調査した。その結
果、従来の圧延技術では全く活用されていない被圧延材
の厚みに対応した冷却速度の実態が判明した。その実態
を図１に曲線Ａで示す。
【００２１】本発明者等は、温度調整のための滞留・待
機、更には低温域での再加熱圧延等を行なうことなく、
従来技術で得られていたと同等又はそれ以上の高強度高
靭性を有する構造用鋼板の製造方法を確立するため、次
の３点から実験検討を重ねた。
機、更には低温域での再加熱圧延等を行なうことなく、
従来技術で得られていたと同等又はそれ以上の高強度高
靭性を有する構造用鋼板の製造方法を確立するため、次
の３点から実験検討を重ねた。
【００２２】鋳片を圧延開始から再結晶終了温度まで
の高温域で冷却することによる鋳片滞留時間の減少及び
再結晶域での圧下率、１パス当りの歪量と鋼板の結晶粒
の微細化及び粒成長の抑制効果の関係。 圧延中の鋳片を再結晶終了後、未再結晶域での圧下率
とフェライト変態前のオーステナイト粒への歪の蓄積と
変態フェライト粒径の関係。 との組み合わせと母材の強度及び靭性の関係。 よく知られているように被加工鋼材の温度履歴と加工量
が変化すれば再結晶が終了する温度は変化する。従って
図示した再結晶終了温度及びこれに対応する圧延材の板
厚は一例である。
の高温域で冷却することによる鋳片滞留時間の減少及び
再結晶域での圧下率、１パス当りの歪量と鋼板の結晶粒
の微細化及び粒成長の抑制効果の関係。 圧延中の鋳片を再結晶終了後、未再結晶域での圧下率
とフェライト変態前のオーステナイト粒への歪の蓄積と
変態フェライト粒径の関係。 との組み合わせと母材の強度及び靭性の関係。 よく知られているように被加工鋼材の温度履歴と加工量
が変化すれば再結晶が終了する温度は変化する。従って
図示した再結晶終了温度及びこれに対応する圧延材の板
厚は一例である。
【００２３】本発明者らは、板厚中心部の温度に着目
し、再結晶域での圧下温度域と再結晶完了後のオーステ
ナイト粒径の関係を調査した。その結果を図２に示す。
同図より再結晶終了温度〜再結晶終了温度＋１５０℃の
範囲が、再結晶後のオーステナイト粒径の細粒化に有効
であることがわかった。上記温度範囲での圧下率の影響
を調査した結果を図３に示す。同図より圧下率は３０％
以上必要であることが判明した。上記温度範囲での１パ
ス当りの歪量の影響を調査した結果を図４に示す。圧下
量４５％、圧延温度＝再結晶終了温度＋１００℃とし
た。同図より１パス当りの圧下量は真歪で０．２必要で
あることが判明した。
し、再結晶域での圧下温度域と再結晶完了後のオーステ
ナイト粒径の関係を調査した。その結果を図２に示す。
同図より再結晶終了温度〜再結晶終了温度＋１５０℃の
範囲が、再結晶後のオーステナイト粒径の細粒化に有効
であることがわかった。上記温度範囲での圧下率の影響
を調査した結果を図３に示す。同図より圧下率は３０％
以上必要であることが判明した。上記温度範囲での１パ
ス当りの歪量の影響を調査した結果を図４に示す。圧下
量４５％、圧延温度＝再結晶終了温度＋１００℃とし
た。同図より１パス当りの圧下量は真歪で０．２必要で
あることが判明した。
【００２４】再結晶終了後からＡｒ3 点温度までの温度
域での圧下率と母材靭性の関係を図５に示す。
域での圧下率と母材靭性の関係を図５に示す。
【００２５】図５の製造条件は次の通りである。 鋼種 ：表１の９ 加熱温度：１１７０℃ 鋳片厚 ：２５０mm 仕上温度：７７０℃ 製品厚 ：１９mm 再結晶終了温度〜再結晶終了温度＋１５０℃での圧下率
＝３７％
＝３７％
【００２６】再結晶終了後からＡｒ3 点温度までの温度
域での圧下率が５０％以上になると母材靭性がｖＴｒｓ
で−１３０℃以下となり、本発明で解決すべき課題が達
成できることが判明した。
域での圧下率が５０％以上になると母材靭性がｖＴｒｓ
で−１３０℃以下となり、本発明で解決すべき課題が達
成できることが判明した。
【００２７】この実験検討で、母材靭性としてのシャル
ピー衝撃試験でのｖＴｒｓが−１１８℃を示した鋼材の
再結晶終了温度までの各厚み別冷却速度をそれぞれ図１
に曲線Ｂで示す。
ピー衝撃試験でのｖＴｒｓが−１１８℃を示した鋼材の
再結晶終了温度までの各厚み別冷却速度をそれぞれ図１
に曲線Ｂで示す。
【００２８】この曲線は、鋳片の厚みをｔとすると（１
８／ｔ）0.5 で近似できることが判明した。これにより
圧延中に被圧延材が圧延により厚みが変化しても、冷却
速度Ｖ（℃／秒）が（１８／ｔ）0.5 以上を維持すると
本発明の課題が達成できることが判明した。図６に冷却
条件ｔ×Ｖ2 〔mm・（℃／秒）2 〕と圧延後の鋼板の母
材靭性の関係を示す。
８／ｔ）0.5 で近似できることが判明した。これにより
圧延中に被圧延材が圧延により厚みが変化しても、冷却
速度Ｖ（℃／秒）が（１８／ｔ）0.5 以上を維持すると
本発明の課題が達成できることが判明した。図６に冷却
条件ｔ×Ｖ2 〔mm・（℃／秒）2 〕と圧延後の鋼板の母
材靭性の関係を示す。
【００２９】図６の製造条件は次の通りである。 加熱温度：１１８０℃ 仕上温度：７５６℃ 鋳片厚 ：１６０mm 製品厚 ：１７mm 鋼種 ：表１の９ 本発明例は再結晶終了温度〜再結晶終了温度＋１５０℃
での圧下率＝３８％ 未再結晶域での圧下率＝７０％
での圧下率＝３８％ 未再結晶域での圧下率＝７０％
【００３０】以上により得た構造用鋼板の強度を加速冷
却により向上するには、圧延終了後に水、水蒸気、気水
混合体等の何れかの冷却剤を使用して、冷却速度５℃／
秒以上、冷却停止温度６５０℃以下の加速冷却を行なえ
ば良く、また、以上により得た本発明の構造用鋼板を上
記圧延後、焼入れ焼戻しを行なうと本発明の効果を損な
うことなく強度、靭性を向上できることが判明した。本
発明は以上の知見を基になされたものである。
却により向上するには、圧延終了後に水、水蒸気、気水
混合体等の何れかの冷却剤を使用して、冷却速度５℃／
秒以上、冷却停止温度６５０℃以下の加速冷却を行なえ
ば良く、また、以上により得た本発明の構造用鋼板を上
記圧延後、焼入れ焼戻しを行なうと本発明の効果を損な
うことなく強度、靭性を向上できることが判明した。本
発明は以上の知見を基になされたものである。
【００３１】
【実施例】本発明の供試鋼の成分は、前記した一般的な
構造用鋼の元素と添加量であれば何れの組み合わせでも
良いが、強度レベルが異なる代表的な構造用鋼として本
実施例に用いた鋼の化学成分を表１に、製造条件を表２
に、その時使用した圧延パススケジュールと圧延中の冷
却条件を表３に、得られた材質を表４に従来例を併記し
て示す。
構造用鋼の元素と添加量であれば何れの組み合わせでも
良いが、強度レベルが異なる代表的な構造用鋼として本
実施例に用いた鋼の化学成分を表１に、製造条件を表２
に、その時使用した圧延パススケジュールと圧延中の冷
却条件を表３に、得られた材質を表４に従来例を併記し
て示す。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】
【表４】
【００３６】
【表５】
【００３７】
【表６】
【００３８】
【表７】
【００３９】
【表８】
【００４０】表１に示す供試鋼の鋼種１〜３は４０キロ
級鋼、鋼種４〜７は５０キロ級鋼、鋼種８〜１０は６０
キロ級鋼である。それぞれには必要に応じ合金元素を添
加している。表２に示す通り、鋼種１〜１０を使用した
本発明例のNo．Ａ１〜Ａ１０は、所要の強度を示し、靭
性もｖＴｒｓで−１２０℃〜−１３８℃と良好な値であ
った。また指定パス冷却とゾーン冷却の何れも優れた強
度、靭性を有する鋼板を生産性、経済性良く製造するこ
とができた。
級鋼、鋼種４〜７は５０キロ級鋼、鋼種８〜１０は６０
キロ級鋼である。それぞれには必要に応じ合金元素を添
加している。表２に示す通り、鋼種１〜１０を使用した
本発明例のNo．Ａ１〜Ａ１０は、所要の強度を示し、靭
性もｖＴｒｓで−１２０℃〜−１３８℃と良好な値であ
った。また指定パス冷却とゾーン冷却の何れも優れた強
度、靭性を有する鋼板を生産性、経済性良く製造するこ
とができた。
【００４１】これに対し、No．Ｂ１〜Ｂ１０の従来例は
何れも本発明に示す条件を満足しておらずそれぞれに問
題がある。圧延中に冷却がない比較例のNo．Ｂ１，Ｂ
３，Ｂ４，Ｂ５，Ｂ６，Ｂ７，Ｂ８，Ｂ９はそれぞれ同
じ供試鋼を用いて製造した本発明例のNo．Ａ１，Ａ３，
Ａ４，Ａ５，Ａ６，Ａ７，Ａ８，Ａ９に比べ母材靭性が
劣化していた。再結晶域での圧延中の真歪量が０．２を
超えていない比較例のNo．Ｂ２，Ｂ５はそれぞれ同じ供
試鋼を用いて製造した本発明例のNo．Ａ２，Ａ５に比べ
母材靭性が劣化していた。また、Ｎｂ添加鋼で加熱温度
が９８５℃と低い比較例No．Ｂ１０は靭性は優れている
ものの強度が所要の強度に達しなかった。
何れも本発明に示す条件を満足しておらずそれぞれに問
題がある。圧延中に冷却がない比較例のNo．Ｂ１，Ｂ
３，Ｂ４，Ｂ５，Ｂ６，Ｂ７，Ｂ８，Ｂ９はそれぞれ同
じ供試鋼を用いて製造した本発明例のNo．Ａ１，Ａ３，
Ａ４，Ａ５，Ａ６，Ａ７，Ａ８，Ａ９に比べ母材靭性が
劣化していた。再結晶域での圧延中の真歪量が０．２を
超えていない比較例のNo．Ｂ２，Ｂ５はそれぞれ同じ供
試鋼を用いて製造した本発明例のNo．Ａ２，Ａ５に比べ
母材靭性が劣化していた。また、Ｎｂ添加鋼で加熱温度
が９８５℃と低い比較例No．Ｂ１０は靭性は優れている
ものの強度が所要の強度に達しなかった。
【００４２】
【発明の効果】本発明は以上の説明から明らかな通り、
前記の手段により発生する前記の作用を活用することに
より、母材の靭性がともに安定して経済的に製造する技
術を確立したもので、本発明の利用分野への波及効果は
きわめて大きい。
前記の手段により発生する前記の作用を活用することに
より、母材の靭性がともに安定して経済的に製造する技
術を確立したもので、本発明の利用分野への波及効果は
きわめて大きい。
【図１】圧延中の鋳片厚みと該厚み板厚方向の平均冷却
速度の関係を示す図表である。
速度の関係を示す図表である。
【図２】再結晶域での圧延温度域と再結晶完了後の平均
γ粒径の関係を示す図表である。
γ粒径の関係を示す図表である。
【図３】再結晶適正温度域での圧下率と再結晶完了後の
平均γ粒径の関係を示す図表である。
平均γ粒径の関係を示す図表である。
【図４】１パス当りの真歪量と再結晶完了後の平均γ粒
径の関係を示す図表である。
径の関係を示す図表である。
【図５】未再結晶域での圧下率と靭性の関係を示す図表
である。
である。
【図６】冷却条件とｔ／２部の母材靭性を示す図表であ
る。
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 吉川 宏 大分市大字西ノ洲１番地 新日本製鐵株 式会社 大分製鐵所内 (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/00 - 8/10
Claims (3)
- 【請求項１】 凝固後Ａｃ3 点以上に加熱した構造用鋼
の鋳片をＡｒ3 点温度以上で終了する圧延中に、１パス
当りの圧下量が真歪で０．２以上であり、かつ板厚中心
部が再結晶終了温度〜再結晶終了温度＋１５０℃の範囲
である温度域において、圧下率３０％以上の圧延を、ス
ラブ厚ｔ(mm)と平均冷却速度Ｖ（℃／秒）との間の関係
がＶ＞（１８／ｔ）0.5 を満足する冷却を実施しながら
行い、更に板厚中心部が未再結晶域において圧下率５０
％以上で圧延することを特徴とする低温での靭性が優れ
た構造用厚鋼板の製造法。 - 【請求項２】 圧延終了後に５℃／秒以上の冷却速度で
６５０℃以下の温度に加速冷却を行なうことを特徴とす
る請求項１に記載の低温での靭性が優れた構造用厚鋼板
の製造法。 - 【請求項３】 圧延終了後引き続き焼入れ焼戻し処理を
行なうことを特徴とする請求項１に記載の低温での靭性
が優れた構造用厚鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06642192A JP3212347B2 (ja) | 1992-03-24 | 1992-03-24 | 低温での靭性が優れた構造用厚鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06642192A JP3212347B2 (ja) | 1992-03-24 | 1992-03-24 | 低温での靭性が優れた構造用厚鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05271762A JPH05271762A (ja) | 1993-10-19 |
| JP3212347B2 true JP3212347B2 (ja) | 2001-09-25 |
Family
ID=13315317
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06642192A Expired - Fee Related JP3212347B2 (ja) | 1992-03-24 | 1992-03-24 | 低温での靭性が優れた構造用厚鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3212347B2 (ja) |
-
1992
- 1992-03-24 JP JP06642192A patent/JP3212347B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05271762A (ja) | 1993-10-19 |
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