JP3279335B2 - 高強度高靭性構造用鋼板の製造法 - Google Patents
高強度高靭性構造用鋼板の製造法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高強度高靭性構造用鋼
板を生産性よく製造する方法に関するものである。
板を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。
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。
【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。
−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。
【０００５】また、溶接性の改善のために鋼中に添加す
る合金元素添加量を削減し、加速冷却法によって、少な
い成分で強度を上げ、かつ良好な靭性を有する厚鋼板を
製造する技術が提案され、この技術によって製造された
鋼板は造船用あるいは海洋構造物用鋼板等の分野を中心
に、構造物への適用が展開されている。
る合金元素添加量を削減し、加速冷却法によって、少な
い成分で強度を上げ、かつ良好な靭性を有する厚鋼板を
製造する技術が提案され、この技術によって製造された
鋼板は造船用あるいは海洋構造物用鋼板等の分野を中心
に、構造物への適用が展開されている。
【０００６】例えば、特公昭６２−１３０２１６号公報
に見られる「Ｔｉ添加鋼に低温のオーステナイト未再結
晶域で熱間圧延を施した後、これを直ちに冷却速度１℃
／秒以上で加速冷却することによって高強度・高靭性の
厚鋼板を製造する方法」や、特公昭６２−１６４８２０
号公報に見られる「鋼片を熱間圧延した後、直ちに炭素
当量をも考慮した所定の水量密度で加速冷却して極厚鋼
板を得る方法」等がある。
に見られる「Ｔｉ添加鋼に低温のオーステナイト未再結
晶域で熱間圧延を施した後、これを直ちに冷却速度１℃
／秒以上で加速冷却することによって高強度・高靭性の
厚鋼板を製造する方法」や、特公昭６２−１６４８２０
号公報に見られる「鋼片を熱間圧延した後、直ちに炭素
当量をも考慮した所定の水量密度で加速冷却して極厚鋼
板を得る方法」等がある。
【０００７】前記「加速冷却法」を適用する場合でも、
少量ではあるが圧延−加速冷却による強化作用を高める
ためにＮｂ，Ｖ，Ｔｉ等の析出型合金元素が添加される
のが普通であり、これらの元素の強化作用は加熱時に再
固溶した量にほぼ比例するとされていて、溶接性を考慮
した上で目的強度に応じた合金元素の添加量の調整がな
されている。
少量ではあるが圧延−加速冷却による強化作用を高める
ためにＮｂ，Ｖ，Ｔｉ等の析出型合金元素が添加される
のが普通であり、これらの元素の強化作用は加熱時に再
固溶した量にほぼ比例するとされていて、溶接性を考慮
した上で目的強度に応じた合金元素の添加量の調整がな
されている。
【０００８】この加速冷却法を更に改善する方法とし
て、オーステナイト中で析出する圧延中の析出物を制御
して、加速冷却時の析出制御による厚鋼板の高強度・高
靭化方法が特開平１−２７５７１９号公報に見られる。
この方法は粗圧延を終了して仕上げ圧延にかかる間の１
０００℃から８５０℃の間において、その少なくとも７
０℃以上にわたる温度範囲を０．５℃／秒以上の冷却速
度で冷却し、Ｎｂ炭窒化物やＶ炭窒化物等の圧延歪によ
る析出ノーズたる８５０℃〜１０００℃の温度域での析
出制御を行ない、強度で約９kgf/mm2 の上昇効果を提示
している。
て、オーステナイト中で析出する圧延中の析出物を制御
して、加速冷却時の析出制御による厚鋼板の高強度・高
靭化方法が特開平１−２７５７１９号公報に見られる。
この方法は粗圧延を終了して仕上げ圧延にかかる間の１
０００℃から８５０℃の間において、その少なくとも７
０℃以上にわたる温度範囲を０．５℃／秒以上の冷却速
度で冷却し、Ｎｂ炭窒化物やＶ炭窒化物等の圧延歪によ
る析出ノーズたる８５０℃〜１０００℃の温度域での析
出制御を行ない、強度で約９kgf/mm2 の上昇効果を提示
している。
【０００９】
【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。
【００１０】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、圧延後再加熱して安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、圧延後再加熱して安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。
【００１１】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。
【００１２】また、従来行なわれてきた加速冷却法によ
る厚鋼板の製造手段では、鋳片加熱時に再固溶した析出
強化元素であるＮｂやＶが、圧延中にオーステナイト内
に析出し、析出強化時に必要な析出が見られず、添加し
たＮｂやＶが十分寄与せず、材質的にも、コスト的にも
共に加速冷却法適用による利益を十分に享受していな
い。
る厚鋼板の製造手段では、鋳片加熱時に再固溶した析出
強化元素であるＮｂやＶが、圧延中にオーステナイト内
に析出し、析出強化時に必要な析出が見られず、添加し
たＮｂやＶが十分寄与せず、材質的にも、コスト的にも
共に加速冷却法適用による利益を十分に享受していな
い。
【００１３】上記加速冷却法を更に改善する方法として
特開平１−２７５７１９号公報記載の方法では、水冷を
粗圧延と仕上げ圧延間に限定している。このため、実際
には圧延中に導入される歪により誘起された析出物がオ
ーステナイト中に析出してしまい、強度に有効とされて
いる加速冷却時に析出できる析出物が減少し、析出強化
作用が十分に発揮されない。
特開平１−２７５７１９号公報記載の方法では、水冷を
粗圧延と仕上げ圧延間に限定している。このため、実際
には圧延中に導入される歪により誘起された析出物がオ
ーステナイト中に析出してしまい、強度に有効とされて
いる加速冷却時に析出できる析出物が減少し、析出強化
作用が十分に発揮されない。
【００１４】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またはそれ以上の高強度
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またはそれ以上の高強度
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。
【００１５】
【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、以下の構成を要旨とする。 （１）重量％
で、 Ｃ ：０．２％以下、 Ｓｉ：０．０１〜１．０
％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％、 Ａｌ：０．００１〜０．２
０％、 Ｎ ：０．０２０％以下、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００５％以下 を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、 凝固
後Ａｃ3 以上に加熱した構造用鋼の鋳片をそのまま又は
圧下を加え、表面温度をＡｒ3 点以下の温度域まで２℃
／秒以上の冷却速度にて冷却し、その後復熱させ、板厚
中心部が再結晶終了温度〜再結晶終了温度＋１５０℃の
温度域の状態において圧下率３０％以上の圧延を行な
い、更に板厚中心部が再結晶終了温度以下の温度域にな
った状態において、板厚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
する冷却を行ないながら圧延し、圧延仕上げ温度をＡｒ
3 点以上とすることを特徴とする高強度高靭性構造用鋼
板の製造法。（２）鋼成分として、重量％で更に、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｎ
ｂ，Ｃｒ，Ｖ，Ｍｏ，Ｂ，Ｔｉ，Ｃａ，Ｚｒの１種又は
２種以上を合計で４．５％以下含有することを特徴とす
る前記（１）記載の高強度高靭性構造用鋼板の製造法。
するために、以下の構成を要旨とする。 （１）重量％
で、 Ｃ ：０．２％以下、 Ｓｉ：０．０１〜１．０
％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％、 Ａｌ：０．００１〜０．２
０％、 Ｎ ：０．０２０％以下、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００５％以下 を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、 凝固
後Ａｃ3 以上に加熱した構造用鋼の鋳片をそのまま又は
圧下を加え、表面温度をＡｒ3 点以下の温度域まで２℃
／秒以上の冷却速度にて冷却し、その後復熱させ、板厚
中心部が再結晶終了温度〜再結晶終了温度＋１５０℃の
温度域の状態において圧下率３０％以上の圧延を行な
い、更に板厚中心部が再結晶終了温度以下の温度域にな
った状態において、板厚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
する冷却を行ないながら圧延し、圧延仕上げ温度をＡｒ
3 点以上とすることを特徴とする高強度高靭性構造用鋼
板の製造法。（２）鋼成分として、重量％で更に、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｎ
ｂ，Ｃｒ，Ｖ，Ｍｏ，Ｂ，Ｔｉ，Ｃａ，Ｚｒの１種又は
２種以上を合計で４．５％以下含有することを特徴とす
る前記（１）記載の高強度高靭性構造用鋼板の製造法。
【００１６】（３）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
とする前記（１）又は（２）に記載の高強度高靭性構造
用鋼板の製造法。 （４） 圧延終了後に引き続き焼入れ焼戻し処理を行なう
ことを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の高強度
高靭性構造用鋼板の製造法。
度で６５０℃以下の温度に加速冷却を行なうことを特徴
とする前記（１）又は（２）に記載の高強度高靭性構造
用鋼板の製造法。 （４） 圧延終了後に引き続き焼入れ焼戻し処理を行なう
ことを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の高強度
高靭性構造用鋼板の製造法。
【００１７】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。
【００１８】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。
【００１９】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。
【００２０】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。
【００２１】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０．００１〜０．２０％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０．００１〜０．２０％に規制する。
【００２２】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。
【００２３】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。
【００２４】
【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，鋼種９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，鋼種９を用いて種々実験検討を繰り返した。
【００２５】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、圧延温度が下がりにく
い板厚中心部の温度と時間の関係、更に圧延中の冷却速
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
態をそれぞれ図１，図２に曲線Ａで示す。
向上する方法を確立するために、圧延温度が下がりにく
い板厚中心部の温度と時間の関係、更に圧延中の冷却速
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
態をそれぞれ図１，図２に曲線Ａで示す。
【００２６】本発明者等は析出物の高強度効果を享受し
つつ、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またはそれ以上の高
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。
つつ、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またはそれ以上の高
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。
【００２７】圧延中の鋳片を再結晶終了温度近傍まで
の高温域で冷却することによる鋳片滞留時間の減少、圧
延温度域の低下、析出強化用合金元素の固溶及び板厚中
心部靭性と結晶粒微細化の関係。 圧延中の鋳片を再結晶終了後、Ａｒ3 点温度までの温
度域で圧延しながら冷却することによるフェライト変態
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。 との組合せと母材の強度及び靭性の関係。
の高温域で冷却することによる鋳片滞留時間の減少、圧
延温度域の低下、析出強化用合金元素の固溶及び板厚中
心部靭性と結晶粒微細化の関係。 圧延中の鋳片を再結晶終了後、Ａｒ3 点温度までの温
度域で圧延しながら冷却することによるフェライト変態
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。 との組合せと母材の強度及び靭性の関係。
【００２８】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。
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。
【００２９】この実験検討で、強度４７kgf/mm2 、母材
靭性としてのシャルピー衝撃試験でのｖＴｒｓが−１０
８℃を示した鋼材の再結晶終了温度までの板厚中心部の
温度履歴、再結晶終了から圧延終了までの各厚み別冷却
速度をそれぞれ図１，図２にそれぞれ曲線Ｂで示す。
靭性としてのシャルピー衝撃試験でのｖＴｒｓが−１０
８℃を示した鋼材の再結晶終了温度までの板厚中心部の
温度履歴、再結晶終了から圧延終了までの各厚み別冷却
速度をそれぞれ図１，図２にそれぞれ曲線Ｂで示す。
【００３０】本発明者等は、板厚中心部の温度に着目
し、再結晶域での圧延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３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４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。
し、再結晶域での圧延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３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４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。
【００３１】更に、本発明者等は板厚中心部の温度を制
御することを目的に種々の検討を実施した結果、圧延前
もしくは圧延途中で、表面温度をＡｒ3 点以下まで冷却
し、板厚中心部が前記した温度域で圧延されるように所
定の復熱待ちをすることが有効であるとの知見を得た。
オーステナイト粒の細粒化の観点から、板厚中心部の温
度を上記最適温度域まで早期に到達させるための表面の
冷却条件として、Ａｒ3 点以下に２℃／秒以上の冷却速
度で冷却することが有効であることが板厚方向の熱伝導
解析結果から明らかとなった。
御することを目的に種々の検討を実施した結果、圧延前
もしくは圧延途中で、表面温度をＡｒ3 点以下まで冷却
し、板厚中心部が前記した温度域で圧延されるように所
定の復熱待ちをすることが有効であるとの知見を得た。
オーステナイト粒の細粒化の観点から、板厚中心部の温
度を上記最適温度域まで早期に到達させるための表面の
冷却条件として、Ａｒ3 点以下に２℃／秒以上の冷却速
度で冷却することが有効であることが板厚方向の熱伝導
解析結果から明らかとなった。
【００３２】図１の曲線は鋳片の厚みをｔとすると、
（１８／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 以上を満足す
ると本発明の課題が達成できることが判明した。図５，
６に冷却条件ｔ×Ｖ2 〔mm・（℃／秒）2 〕と圧延後の
鋼板のｔ／２母材靭性の関係を示す。
（１８／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 以上を満足す
ると本発明の課題が達成できることが判明した。図５，
６に冷却条件ｔ×Ｖ2 〔mm・（℃／秒）2 〕と圧延後の
鋼板のｔ／２母材靭性の関係を示す。
【００３３】図５により、強度４７kgf/mm2 、靭性（ｖ
Ｔｒｓ値）−８５℃を示す従来の圧延方法で得られた鋼
種２の構造用鋼板が、本発明の方法により大幅に改善さ
れ、同一強度で靭性（ｖＴｒｓ値）は−１０８℃に向上
することが判明した。図５の製造条件は次の通りであ
る。 加熱温度：１０５０℃ 仕上温度： ７７０℃ 鋳片厚 ： １５０mm 製品厚 ： ２５mm 鋼種 ：表１の２ 再結晶終了温度〜再結晶終了温度＋１５０℃での圧下
率：３５％ 未再結晶域での圧下率：６５％
Ｔｒｓ値）−８５℃を示す従来の圧延方法で得られた鋼
種２の構造用鋼板が、本発明の方法により大幅に改善さ
れ、同一強度で靭性（ｖＴｒｓ値）は−１０８℃に向上
することが判明した。図５の製造条件は次の通りであ
る。 加熱温度：１０５０℃ 仕上温度： ７７０℃ 鋳片厚 ： １５０mm 製品厚 ： ２５mm 鋼種 ：表１の２ 再結晶終了温度〜再結晶終了温度＋１５０℃での圧下
率：３５％ 未再結晶域での圧下率：６５％
【００３４】図６により、強度６６kgf/mm2 、靭性（ｖ
Ｔｒｓ値）−９５℃を示す従来の圧延方法で得られた鋼
種９の構造用鋼板が、本発明の方法により大幅に改善さ
れ、強度７３kgf/mm2 、靭性（ｖＴｒｓ値）は−１２３
℃に向上することが判明した。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 ： ２６０mm 製品厚 ： １７mm 鋼種 ：表１の９ 再結晶終了温度〜再結晶終了温度＋１５０℃での圧下
率：４０％ 未再結晶域での圧下率：７０％
Ｔｒｓ値）−９５℃を示す従来の圧延方法で得られた鋼
種９の構造用鋼板が、本発明の方法により大幅に改善さ
れ、強度７３kgf/mm2 、靭性（ｖＴｒｓ値）は−１２３
℃に向上することが判明した。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 ： ２６０mm 製品厚 ： １７mm 鋼種 ：表１の９ 再結晶終了温度〜再結晶終了温度＋１５０℃での圧下
率：４０％ 未再結晶域での圧下率：７０％
【００３５】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。
【００３６】
【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合せでも良い
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合せでも良い
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。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【表３】
【００４０】
【表４】
【００４１】
【表５】
【００４２】
【表６】
【００４３】
【表７】
【００４４】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−１０７〜−１３３℃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−１０７〜−１３３℃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。
【００４５】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。すなわち再結晶終了温度〜再結晶終了温度＋
１５０℃での圧下率が３０％に満たない比較例のNo．Ｂ
５，Ｂ９は、それぞれ同じ供試鋼を用いて製造した本発
明例のＡ５，Ａ９に比べ母材靭性が劣化していた。再結
晶域での冷却が実施されていない比較例No．Ｂ３，Ｂ
４，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Ａ３，Ａ４，Ａ７，Ａ８，Ａ９に比
べ、母材靭性が劣化していた。
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。すなわち再結晶終了温度〜再結晶終了温度＋
１５０℃での圧下率が３０％に満たない比較例のNo．Ｂ
５，Ｂ９は、それぞれ同じ供試鋼を用いて製造した本発
明例のＡ５，Ａ９に比べ母材靭性が劣化していた。再結
晶域での冷却が実施されていない比較例No．Ｂ３，Ｂ
４，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Ａ３，Ａ４，Ａ７，Ａ８，Ａ９に比
べ、母材靭性が劣化していた。
【００４６】未再結晶域での圧延中の冷却が実施されて
いない比較例No．Ｂ１，Ｂ２，Ｂ５，Ｂ６，Ｂ７，Ｂ
８，Ｂ９は、それぞれ同じ供試鋼を用いて製造した本発
明例のＡ１，Ａ２，Ａ５，Ａ６，Ａ７，Ａ８，Ａ９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。
いない比較例No．Ｂ１，Ｂ２，Ｂ５，Ｂ６，Ｂ７，Ｂ
８，Ｂ９は、それぞれ同じ供試鋼を用いて製造した本発
明例のＡ１，Ａ２，Ａ５，Ａ６，Ａ７，Ａ８，Ａ９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。
【００４７】実施例に示すように、Ｎｂ等の析出元素を
含まないＳｉ−Ｍｎ系鋼では、本発明に開示する方法に
より強度は変わらないものの、靭性は大幅に改善され
る。また、Ｎｂ等の析出元素を含む鋼材は、本発明の方
法により、強度靭性とも大幅に改善されている。
含まないＳｉ−Ｍｎ系鋼では、本発明に開示する方法に
より強度は変わらないものの、靭性は大幅に改善され
る。また、Ｎｂ等の析出元素を含む鋼材は、本発明の方
法により、強度靭性とも大幅に改善されている。
【００４８】
【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、母材の強度、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
効果は極めて大きい。
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、母材の強度、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
効果は極めて大きい。
【図１】加熱抽出からの時間と温度の関係を示す図表で
ある。
ある。
【図２】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３】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４】最適再結晶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５】冷却条件とｔ／２部の強度、母材靭性を示す図
表である。
表である。
【図６】冷却条件とｔ／２部の強度、母材靭性を示す図
表である。
表である。
フロントページの続き (72)発明者 船津 裕二 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 (56)参考文献 特開 平４−311521（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−310400（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−275719（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−268818（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−217416（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−243220（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−179020（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−13524（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/02 B21B 1/22 B21B 37/76
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．２％以下、 Ｓｉ：０．０１〜１．０
％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％、 Ａｌ：０．００１〜０．２
０％、 Ｎ ：０．０２０％以下、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００５％以下 を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、 凝固
後Ａｃ3 以上に加熱した構造用鋼の鋳片をそのまま又は
圧下を加え、表面温度をＡｒ3 点以下の温度域まで２℃
／秒以上の冷却速度にて冷却し、その後復熱させ、板厚
中心部が再結晶終了温度〜再結晶終了温度＋１５０℃の
温度域の状態において圧下率３０％以上の圧延を行な
い、更に板厚中心部が再結晶終了温度以下の温度域にな
った状態において、板厚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
する冷却を行ないながら圧延し、圧延仕上げ温度をＡｒ
3 点以上とすることを特徴とする高強度高靭性構造用鋼
板の製造法。 - 【請求項２】 鋼成分として、重量％で更に、Ｃｕ，Ｎ
ｉ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｖ，Ｍｏ，Ｂ，Ｔｉ，Ｃａ，Ｚｒの１
種又は２種以上を合計で４．５％以下含有することを特
徴とする請求項１記載の高強度高靭性構造用鋼板の製造
法。 - 【請求項３】 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又は２に記載の高強度高靭性構造用鋼板の製
造法。 - 【請求項４】 圧延終了後に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又は２に記載の高強
度高靭性構造用鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06443792A JP3279335B2 (ja) | 1992-03-23 | 1992-03-23 | 高強度高靭性構造用鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06443792A JP3279335B2 (ja) | 1992-03-23 | 1992-03-23 | 高強度高靭性構造用鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1053812A JPH1053812A (ja) | 1998-02-24 |
| JP3279335B2 true JP3279335B2 (ja) | 2002-04-30 |
Family
ID=13258258
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06443792A Expired - Fee Related JP3279335B2 (ja) | 1992-03-23 | 1992-03-23 | 高強度高靭性構造用鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3279335B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE60206851T2 (de) * | 2001-03-16 | 2006-04-20 | Kawasaki Jukogyo K.K., Kobe | Warmwalzwerk und warmwalzverfahren |
| US7076983B2 (en) | 2001-03-16 | 2006-07-18 | Nakayama Steel Works, Ltd. | Apparatus and method for hot rolling |
-
1992
- 1992-03-23 JP JP06443792A patent/JP3279335B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH1053812A (ja) | 1998-02-24 |
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