JPH0344418A - 強度・靭性の良好な鋼材の製造方法 - Google Patents
強度・靭性の良好な鋼材の製造方法Info
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- JPH0344418A JPH0344418A JP17637489A JP17637489A JPH0344418A JP H0344418 A JPH0344418 A JP H0344418A JP 17637489 A JP17637489 A JP 17637489A JP 17637489 A JP17637489 A JP 17637489A JP H0344418 A JPH0344418 A JP H0344418A
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Landscapes
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〈産業上の利用分野〉
本発明は鋳造凝固した鋼をオーステナイト(以下Tと略
す)の再結晶可能下限温度(以下rpと略す)以上、好
ましくはTP以上Tρ+150℃以下の温度域で圧延を
開始し、Ar3点温度以上、好ましくはAr、意思上A
r3点+100℃以下で鋳造厚の1oz以上の圧延を終
了し、引き続き連続的に40℃/sec以上100℃/
sec以下の冷却速度で冷却することにより、ベーナイ
トを含む組織を得て、強度・靭性の良好な鋼材を経済的
に製造する方法に関するものである。
す)の再結晶可能下限温度(以下rpと略す)以上、好
ましくはTP以上Tρ+150℃以下の温度域で圧延を
開始し、Ar3点温度以上、好ましくはAr、意思上A
r3点+100℃以下で鋳造厚の1oz以上の圧延を終
了し、引き続き連続的に40℃/sec以上100℃/
sec以下の冷却速度で冷却することにより、ベーナイ
トを含む組織を得て、強度・靭性の良好な鋼材を経済的
に製造する方法に関するものである。
〈従来の技術〉
熱間圧延プロセスにおいては近年、省エネルギー効果が
高いことから、連続鋳造鋳片を鋳造直後に直接熱間圧延
(以下DRと略す)する方法が実用化されている。
高いことから、連続鋳造鋳片を鋳造直後に直接熱間圧延
(以下DRと略す)する方法が実用化されている。
他方では連続鋳造鋳片の厚さを製品厚さに近い50mm
〜100mmで抽出する連続鋳造方法が実用化されつつ
あり、該連続鋳造方法で鋳造したスラブをDRにより鋼
板とする製造プロセスが種々検討されている。
〜100mmで抽出する連続鋳造方法が実用化されつつ
あり、該連続鋳造方法で鋳造したスラブをDRにより鋼
板とする製造プロセスが種々検討されている。
この場合ORは数W〜数十■という凝固時の粗大7粒か
ら圧延を開始し、しかも従来の厚さ250〜300朧朧
の鋳片に加える圧下比より格段に小さい1〜2程度でも
安定・円滑に目標とする形状、材質を提供することが望
まれている。
ら圧延を開始し、しかも従来の厚さ250〜300朧朧
の鋳片に加える圧下比より格段に小さい1〜2程度でも
安定・円滑に目標とする形状、材質を提供することが望
まれている。
この要望に応えるものとして例えば、
■特開昭61−213322号公報に記載があるように
、圧延再結晶によらずに微細かつ多量に分散析出させた
Ti酸化物を含有する鋳片を、その後の冷却途上に於い
て900℃以上の温度で最終的な厚み迄圧延を行った後
、加速冷却して微細なウィドマンシュテラテン状のフェ
ライトプレート組織、即ち微細ベーナイトm16(以下
微細ベーナイト組織と略す)を有する強靭鋼板を製造す
る方法。
、圧延再結晶によらずに微細かつ多量に分散析出させた
Ti酸化物を含有する鋳片を、その後の冷却途上に於い
て900℃以上の温度で最終的な厚み迄圧延を行った後
、加速冷却して微細なウィドマンシュテラテン状のフェ
ライトプレート組織、即ち微細ベーナイトm16(以下
微細ベーナイト組織と略す)を有する強靭鋼板を製造す
る方法。
■特願昭61−146072号公報に記載があるように
、Tiを含む鋼から連続鋳造によって得られた高温鋳片
を直接あるいは表面温度を中心温度と同じにする程度の
保熱、加熱を行った後、圧延を開始し、Ar2点以上で
圧下比4以上(圧下率≧75z)、再結晶域圧延率50
Z以上で熱間圧延を終了することを特徴とする強靭な厚
鋼板の製造方法。
、Tiを含む鋼から連続鋳造によって得られた高温鋳片
を直接あるいは表面温度を中心温度と同じにする程度の
保熱、加熱を行った後、圧延を開始し、Ar2点以上で
圧下比4以上(圧下率≧75z)、再結晶域圧延率50
Z以上で熱間圧延を終了することを特徴とする強靭な厚
鋼板の製造方法。
■特開昭60−75518号公報に示されているように
、連続鋳造によって得られた鋳片を直接あるいは変態完
了前に加熱炉へ装入し、再結晶温度以上で5%以上の圧
下を3回以上加え粗大Tを部分的再結晶により細粒化さ
せ、引き続き1050℃以下再結晶温度以上で15%以
上の圧下を3回以上加え再結晶域低温側における大圧下
圧延によりTを整細粒化させることを特徴とする低温靭
性の改善に有効な熱間圧延法が提示されている。
、連続鋳造によって得られた鋳片を直接あるいは変態完
了前に加熱炉へ装入し、再結晶温度以上で5%以上の圧
下を3回以上加え粗大Tを部分的再結晶により細粒化さ
せ、引き続き1050℃以下再結晶温度以上で15%以
上の圧下を3回以上加え再結晶域低温側における大圧下
圧延によりTを整細粒化させることを特徴とする低温靭
性の改善に有効な熱間圧延法が提示されている。
〈発明が解決しようとする課題〉
前記■の方法は鋼板の靭性を確保するために、鋳片内に
微細かつ多量に分散析出させたTl酸化物から、γ/α
〈フェライト)変態させ微細ベーナイト組織を確保する
ことをその達成手段としており、そのためのTi添加に
伴うコスト増加という課題がある。
微細かつ多量に分散析出させたTl酸化物から、γ/α
〈フェライト)変態させ微細ベーナイト組織を確保する
ことをその達成手段としており、そのためのTi添加に
伴うコスト増加という課題がある。
また、■の方法は、鋼板の靭性を確保するために、圧下
比、再結晶域圧延率、仕上げ温度について制約条件を設
けているが、実施例に示されている通り、圧下比1〜4
の時、靭性が確保できないという課題がある。
比、再結晶域圧延率、仕上げ温度について制約条件を設
けているが、実施例に示されている通り、圧下比1〜4
の時、靭性が確保できないという課題がある。
前記■の方法は凝固粗大γを整細粒化させるために、再
結晶温度以上でlバス5%以上の圧下を3回以上加え、
凝固粗大Tを部分再結晶させ、引き続き再結晶域低温側
、具体的には実施例で示されているように、Nb添加鋼
で1050℃以下900℃以上の温度域で1パス15z
以上の強圧下を行うことをその達成手段としており、合
計少なくとも6回以上の圧延を行わなければならず、パ
ス回数の増加に伴い圧延効率が低下する。
結晶温度以上でlバス5%以上の圧下を3回以上加え、
凝固粗大Tを部分再結晶させ、引き続き再結晶域低温側
、具体的には実施例で示されているように、Nb添加鋼
で1050℃以下900℃以上の温度域で1パス15z
以上の強圧下を行うことをその達成手段としており、合
計少なくとも6回以上の圧延を行わなければならず、パ
ス回数の増加に伴い圧延効率が低下する。
また、実施例に示されているのはNb添加鋼のみでTp
がNb鋼より低いと考えられる51−Mn鋼(関根寛、
丸山忠克二鉄と11458(1972)、p72) 、
アルイハSt−Mn @よりTpが高いと考えられるT
ifi(栗原−久ら二鉄と!1473(1987) 、
51399)については実施例の中で示されておらず、
St−Mn鋼、Tifiの高靭化方法は具体的には不明
である。
がNb鋼より低いと考えられる51−Mn鋼(関根寛、
丸山忠克二鉄と11458(1972)、p72) 、
アルイハSt−Mn @よりTpが高いと考えられるT
ifi(栗原−久ら二鉄と!1473(1987) 、
51399)については実施例の中で示されておらず、
St−Mn鋼、Tifiの高靭化方法は具体的には不明
である。
本発明は以上に説明した従来技術が有する、■析出酸化
物用のTi添加に伴うコスト増加。
物用のTi添加に伴うコスト増加。
■圧下比1〜4の時の靭性劣化。
■パス回数の増加に伴う圧延効率の低下。
■51−Mn w4、Ti鋼等の靭性確保方法の不明。
等の課題を従来の圧延技術で用いられなかった製造条件
により解決し、該提案で得られる鋼材と同等あるいはそ
れ以上の材質を有するブルーム、ビレツト、スラブ、鋼
板、型鋼、鋼管等の鋼材の製造方法を提供するものであ
る。
により解決し、該提案で得られる鋼材と同等あるいはそ
れ以上の材質を有するブルーム、ビレツト、スラブ、鋼
板、型鋼、鋼管等の鋼材の製造方法を提供するものであ
る。
く課題を解決するための手段〉
本発明は上記の目的を達成するために、溶tliili
JP造後、該鋼がAr2点温皮取上にある間に79以上
の温度域で圧延を開始し鋳造厚の101以上の圧延を行
うことにより、凝固時のTを少なくとも10%以上再結
晶させ、ことをAr3点−100℃以上から1000以
上までの温度範囲を40℃/sec以上100℃/se
c以下の冷却速度で連続的に冷却することを基本手段と
し、更に、 ■オーステナイトの再結晶可能下限温度以上オーステナ
イトの再結晶可能下限温度+150℃以下の温度域で圧
延を開始すること、 ■Ar3Ar3点温上Art00℃以下の温度域で圧延
を終了すること、 ■AcI点以下の温度で焼き戻すこと、の何れか一つ、
又は■と■と■の相乗効果により更に靭性向上を図るも
ので、具体的には次の手段を用いることを特徴としてい
る。
JP造後、該鋼がAr2点温皮取上にある間に79以上
の温度域で圧延を開始し鋳造厚の101以上の圧延を行
うことにより、凝固時のTを少なくとも10%以上再結
晶させ、ことをAr3点−100℃以上から1000以
上までの温度範囲を40℃/sec以上100℃/se
c以下の冷却速度で連続的に冷却することを基本手段と
し、更に、 ■オーステナイトの再結晶可能下限温度以上オーステナ
イトの再結晶可能下限温度+150℃以下の温度域で圧
延を開始すること、 ■Ar3Ar3点温上Art00℃以下の温度域で圧延
を終了すること、 ■AcI点以下の温度で焼き戻すこと、の何れか一つ、
又は■と■と■の相乗効果により更に靭性向上を図るも
ので、具体的には次の手段を用いることを特徴としてい
る。
(1)溶鋼を鋳造凝固後、該鋼がAr3点温度以上にあ
る間にオーステナイトの再結晶可能下限温度以上の温度
域で鋳造厚の10%以上の圧延を行った後、Ar3点−
100℃以上から100℃以上までの温度範囲を40℃
/sec以上100℃/sec以下の冷却速度で連続的
に冷却することを第1の手段とし、 (2)重量2で C:0.005〜o、2oz S:≦0.0252S
i:0.01〜0.80zAl:≦0.1%Mn:0.
20〜2.00! を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間に800℃以上の
温度域で鋳造厚の10%以上の圧延を行った後、Ar3
点−100℃以上から100℃以上までの温度範囲を4
0℃/sec以上100℃/sec以下の冷却速度で連
続的に冷却することを第2の手段とし、(3)重量2で C:0.005〜0.20! Sニー0.0251S
i:0.01〜0.80Z Al: ≦0.1%M
n:0.20〜2.00! Nb:0.002〜0
.1!を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳
造凝固後、該鋼がAr、皮取度以上にある間に900℃
以上の温度域で鋳造厚のl0%以上の圧延を行った後、
Art点−100℃以上から100℃以上までの温度範
囲を40℃/sec以上100℃/sec以下の冷却速
度で連続的に冷却することを第3の手段とし、 (4)重量%で C:0.005〜o、2oz S:全0.0252S
i:0.01〜0.80Z AI:≦0.1%Mn
:0.20〜2.OOZ Ti:0.002〜0.
1zを含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造
凝固後、咳鋼がArz点温度以上にある間に950℃以
上の温度域で鋳造厚の10%以上の圧延を行った後、A
r3点−100℃以上から100℃以上までの温度範囲
を40℃/see以上100り/sec以下の冷却速度
で連続的に冷却することを第4の手段とし、 (5)重itzで C:0.005〜o、2oz AI:全0.1%Si
:0.01〜0.80Z Nb:0.002〜0.
1ZMn:0.20〜2.00zTi:0.002〜0
.1%S :全0.025! を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、咳鋼がAr2点温皮取上にある間に950℃以上の
温度域で鋳造厚の10%以上の圧延を行った後、Ar2
点−100℃以上から100℃以上までの温度範囲を4
0℃/sec以上100℃/see以下の冷却速度で連
続的に冷却することを第5の手段とし、 (6)重12で Cu: ≦I%Zr:≦0.1z Ni: ≦l0zCa:≦0.008zCr: (1$
B:≦0.006zMo: ≦izRE
M: 全0.01zV:≦0.2z 01種又は2種以上を含むことを第1乃至第5の手段の
何れかに加えることを第6乃至第10の手段とし、 (7)第1乃至第1Oの手段において、オーステナイト
の再結晶可能下限温度以上オーステナイトの再結晶可能
下限温度+150℃以下の温度域で圧延を開始すること
を第11乃至第20の手段とし、(8)第1乃至第20
の手段の何れかにおいて、Ar3点以上Ar3点+10
0℃以下で圧延を終了することを第21乃至第40の手
段とし、 (9)第1乃至第40の手段の何れかにおいて、^C2
点以下で焼き戻すことを第41乃至第80の手段とする
ものである。
る間にオーステナイトの再結晶可能下限温度以上の温度
域で鋳造厚の10%以上の圧延を行った後、Ar3点−
100℃以上から100℃以上までの温度範囲を40℃
/sec以上100℃/sec以下の冷却速度で連続的
に冷却することを第1の手段とし、 (2)重量2で C:0.005〜o、2oz S:≦0.0252S
i:0.01〜0.80zAl:≦0.1%Mn:0.
20〜2.00! を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間に800℃以上の
温度域で鋳造厚の10%以上の圧延を行った後、Ar3
点−100℃以上から100℃以上までの温度範囲を4
0℃/sec以上100℃/sec以下の冷却速度で連
続的に冷却することを第2の手段とし、(3)重量2で C:0.005〜0.20! Sニー0.0251S
i:0.01〜0.80Z Al: ≦0.1%M
n:0.20〜2.00! Nb:0.002〜0
.1!を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳
造凝固後、該鋼がAr、皮取度以上にある間に900℃
以上の温度域で鋳造厚のl0%以上の圧延を行った後、
Art点−100℃以上から100℃以上までの温度範
囲を40℃/sec以上100℃/sec以下の冷却速
度で連続的に冷却することを第3の手段とし、 (4)重量%で C:0.005〜o、2oz S:全0.0252S
i:0.01〜0.80Z AI:≦0.1%Mn
:0.20〜2.OOZ Ti:0.002〜0.
1zを含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造
凝固後、咳鋼がArz点温度以上にある間に950℃以
上の温度域で鋳造厚の10%以上の圧延を行った後、A
r3点−100℃以上から100℃以上までの温度範囲
を40℃/see以上100り/sec以下の冷却速度
で連続的に冷却することを第4の手段とし、 (5)重itzで C:0.005〜o、2oz AI:全0.1%Si
:0.01〜0.80Z Nb:0.002〜0.
1ZMn:0.20〜2.00zTi:0.002〜0
.1%S :全0.025! を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、咳鋼がAr2点温皮取上にある間に950℃以上の
温度域で鋳造厚の10%以上の圧延を行った後、Ar2
点−100℃以上から100℃以上までの温度範囲を4
0℃/sec以上100℃/see以下の冷却速度で連
続的に冷却することを第5の手段とし、 (6)重12で Cu: ≦I%Zr:≦0.1z Ni: ≦l0zCa:≦0.008zCr: (1$
B:≦0.006zMo: ≦izRE
M: 全0.01zV:≦0.2z 01種又は2種以上を含むことを第1乃至第5の手段の
何れかに加えることを第6乃至第10の手段とし、 (7)第1乃至第1Oの手段において、オーステナイト
の再結晶可能下限温度以上オーステナイトの再結晶可能
下限温度+150℃以下の温度域で圧延を開始すること
を第11乃至第20の手段とし、(8)第1乃至第20
の手段の何れかにおいて、Ar3点以上Ar3点+10
0℃以下で圧延を終了することを第21乃至第40の手
段とし、 (9)第1乃至第40の手段の何れかにおいて、^C2
点以下で焼き戻すことを第41乃至第80の手段とする
ものである。
上記各手段における各元素の添加量限定理由を以下に述
べる。
べる。
C,St、Mnは、共に強度の他に靭性、溶接性の点か
ら、AIは経済性の点から、上記の範囲に限定するもの
であり、Sは靭性の点から上記の範囲とするものである
。又、Cuは、溶接金属の熱間割れを防止する点から、
Niは経済性を確保する点から、Tiは、結晶粒を細粒
化する析出酸化物用としてではなく、溶接による熱影響
部の靭性を確保する点から、Cr、No、V、Nbは、
熱影響部の靭性の劣化を防止する点から、又焼き入れ性
を向上するBは変態過程での熱間割れを防止する点から
、延性や切り欠き靭性を向上するZr、Caは、それぞ
れ表面欠陥の発生防止、清浄度維持の点から、REMは
Caと同様の理由から各々上記の範囲に限定する。上記
した、それぞれの元素の添加目的とその効果は、5利用
分野で通常用いられている添加目的と、それに期待して
いる効果の範囲にある。
ら、AIは経済性の点から、上記の範囲に限定するもの
であり、Sは靭性の点から上記の範囲とするものである
。又、Cuは、溶接金属の熱間割れを防止する点から、
Niは経済性を確保する点から、Tiは、結晶粒を細粒
化する析出酸化物用としてではなく、溶接による熱影響
部の靭性を確保する点から、Cr、No、V、Nbは、
熱影響部の靭性の劣化を防止する点から、又焼き入れ性
を向上するBは変態過程での熱間割れを防止する点から
、延性や切り欠き靭性を向上するZr、Caは、それぞ
れ表面欠陥の発生防止、清浄度維持の点から、REMは
Caと同様の理由から各々上記の範囲に限定する。上記
した、それぞれの元素の添加目的とその効果は、5利用
分野で通常用いられている添加目的と、それに期待して
いる効果の範囲にある。
〈作用〉
本発明者等は、前記した問題点を解決し、熱経済性の優
れた高い実用性を発揮する高靭性鋼材の製造方法を確立
するため、第1表に示す供試鋼を用いて実験・検討を重
ねた。
れた高い実用性を発揮する高靭性鋼材の製造方法を確立
するため、第1表に示す供試鋼を用いて実験・検討を重
ねた。
結果を第1図に示す。
第1図から本発明者等は、Tp以上の温度域で鋳造厚の
IO!以上の圧延を行い、引き続き本発明に記載の冷却
方法を採ると、組織は40μm以下のフェライト粒とベ
ーナイトから成る組織となり、再結晶域低温側(丁ρ〜
Tp+150℃未満)における大圧下圧延を繰り返すこ
ともなく、1ozの圧下率を確保することにより、第1
図(a)に示す如く、vTrs≦−40℃の靭性が安定
して得られることを見出したのである。
IO!以上の圧延を行い、引き続き本発明に記載の冷却
方法を採ると、組織は40μm以下のフェライト粒とベ
ーナイトから成る組織となり、再結晶域低温側(丁ρ〜
Tp+150℃未満)における大圧下圧延を繰り返すこ
ともなく、1ozの圧下率を確保することにより、第1
図(a)に示す如く、vTrs≦−40℃の靭性が安定
して得られることを見出したのである。
また圧下率が鋳造厚の10z未満の場合は、本発明の冷
却を行ってもフェライト粒は40μ園以下にならず、第
1図(b)に示す如く、vTrs≦−40℃の靭性は得
られないことを知得したのである。
却を行ってもフェライト粒は40μ園以下にならず、第
1図(b)に示す如く、vTrs≦−40℃の靭性は得
られないことを知得したのである。
第1表
また、第2図(1)に綱掛けを施して示すように、11
以上の温度域で鋳造厚のlOx以上の圧延を開始し、A
r3点以上の温度範囲で圧延を終了し、引き続き本発明
の冷却を行うと、組織は40I!m以下のフェライト粒
とベーナイトから成る細粒組織となり、その時の靭性レ
ベルは、vTrs≦−40℃に安定することを見出した
。
以上の温度域で鋳造厚のlOx以上の圧延を開始し、A
r3点以上の温度範囲で圧延を終了し、引き続き本発明
の冷却を行うと、組織は40I!m以下のフェライト粒
とベーナイトから成る細粒組織となり、その時の靭性レ
ベルは、vTrs≦−40℃に安定することを見出した
。
更に、■Tρ以上τρ+150℃以下の温度域で圧延を
開始するか、または■Ar3点以上Ar3点+100℃
以下の温度範囲で圧延を終了する何れか、或いは両者を
行って後、本発明の冷却を行うと、組織は30μ重以下
のフェライト粒とベーナイトから成る細粒組織となり、
■は第2図(2)に斜線を施して示すように、■は第2
図(3)に斜線を施して示すように靭性レベルはvTr
s≦−50℃以下に安定し、初期の目的が達成できるこ
とを見出したのである。
開始するか、または■Ar3点以上Ar3点+100℃
以下の温度範囲で圧延を終了する何れか、或いは両者を
行って後、本発明の冷却を行うと、組織は30μ重以下
のフェライト粒とベーナイトから成る細粒組織となり、
■は第2図(2)に斜線を施して示すように、■は第2
図(3)に斜線を施して示すように靭性レベルはvTr
s≦−50℃以下に安定し、初期の目的が達成できるこ
とを見出したのである。
仕上げ温度がAr2点未満の場合は加工フェライトが残
りvTrs≦−40℃は安定しては得られない。
りvTrs≦−40℃は安定しては得られない。
更に、本発明の条件を満足する圧延を行った後に第3図
、第4図に示すようにAr2点−100℃以上から10
0℃以上迄の温度範囲を40℃/sec以上100℃/
sec以下の速度で連続的に冷却すると細粒フェライト
とベーナイトが得られ、TS≧50kgf/m++a2
vTrs≦−40℃を満足した。
、第4図に示すようにAr2点−100℃以上から10
0℃以上迄の温度範囲を40℃/sec以上100℃/
sec以下の速度で連続的に冷却すると細粒フェライト
とベーナイトが得られ、TS≧50kgf/m++a2
vTrs≦−40℃を満足した。
冷却開始温度がAr5−100℃未満になると粗大な粒
界フェライトが生威し、冷却停止温度がlOO℃未満の
場合及び冷却速度が100℃/sec超の場合マルテン
サイトが生威し、共にvTrsは一40℃を満足しなか
った。
界フェライトが生威し、冷却停止温度がlOO℃未満の
場合及び冷却速度が100℃/sec超の場合マルテン
サイトが生威し、共にvTrsは一40℃を満足しなか
った。
本発明は上記知見を基に威されたもので、本発明を実施
することにより、DR並びに不可避的に行われるHCH
による鋼材の製造方法を改革し、これ等の熱経済性、生
産性等から成る実用性を飛躍的に改善するものである。
することにより、DR並びに不可避的に行われるHCH
による鋼材の製造方法を改革し、これ等の熱経済性、生
産性等から成る実用性を飛躍的に改善するものである。
〈実施例〉
(実施例1)
第2表に第1乃至第20の各手段例とそれぞれの比較例
に用いた供試鋼の化学成分を、第3表及び第4表にそれ
ぞれの鋼板の製造条件と得られた材質を示す。
に用いた供試鋼の化学成分を、第3表及び第4表にそれ
ぞれの鋼板の製造条件と得られた材質を示す。
表に明らかな如く、本発明例の調香1乃至30は何れも
vTrsは一40℃以下を示し、目的の材質を有する鋼
材が得られた。
vTrsは一40℃以下を示し、目的の材質を有する鋼
材が得られた。
これ等の本発明例に対し、圧下率、圧延開始温度、仕上
げ温度の何れかが本発明の範囲を満足していない比較例
の調香31.32.34,35,37.3B、40,4
2゜43.45,47,49,50,53.54,56
,57.58はフェライト粒が40μm以下に細粒化し
ないため、vTrsは一40℃に達しなかった。
げ温度の何れかが本発明の範囲を満足していない比較例
の調香31.32.34,35,37.3B、40,4
2゜43.45,47,49,50,53.54,56
,57.58はフェライト粒が40μm以下に細粒化し
ないため、vTrsは一40℃に達しなかった。
また、比較例で冷却開始温度、冷却停止温度の何れかが
本発明の範囲を満足しない、調香36 、39 。
本発明の範囲を満足しない、調香36 、39 。
44.46,5L55,59はフェライト粒が40μ捌
以下に細粒化しないため、vTrsは−40℃に達しな
かった。
以下に細粒化しないため、vTrsは−40℃に達しな
かった。
また、冷却速度が本発明の範囲を満足していない比較例
、つまり調香33,41,48,52.60は冷却速度
が本発明の範囲より小さい場合、vTrs≦−40℃を
満足しても強度が5kgf/+sm”以上低下した。
、つまり調香33,41,48,52.60は冷却速度
が本発明の範囲より小さい場合、vTrs≦−40℃を
満足しても強度が5kgf/+sm”以上低下した。
(実施例2)
第2表に第21乃至第40の各手段例とそれぞれの比較
例に用いた供試鋼の化学成分を、第5表及び第6表にそ
れぞれの鋼板の製造条件と得られた材質を示す。
例に用いた供試鋼の化学成分を、第5表及び第6表にそ
れぞれの鋼板の製造条件と得られた材質を示す。
表に明らかな如く、本発明例の調香61乃至90は何れ
もvT rsは一50℃以下を示し、目的の材質を有す
る鋼材が得られた。
もvT rsは一50℃以下を示し、目的の材質を有す
る鋼材が得られた。
これ等の本発明例に対し、圧下率、圧延開始温度、仕上
げ温度の何れかが本発明の範囲を満足していない比較例
の調香 91,92,94,95,97,98.100
゜102、103.105.107.109.110.
113.114.116.117.118はフェライト
粒が30μ重以下に細粒化せず、vT rsは一50℃
は勿論、−40℃にも達しなかった。
げ温度の何れかが本発明の範囲を満足していない比較例
の調香 91,92,94,95,97,98.100
゜102、103.105.107.109.110.
113.114.116.117.118はフェライト
粒が30μ重以下に細粒化せず、vT rsは一50℃
は勿論、−40℃にも達しなかった。
また、冷却開始温度、冷却停止温度の何れかが本発明の
範囲を満足しない、比較例の調香96 、99104j
06,111,115,119はフェライト粒が30t
Im以下に細粒化せず、vTrsは一50゛Cは勿論、
−40℃にも達しなかった。
範囲を満足しない、比較例の調香96 、99104j
06,111,115,119はフェライト粒が30t
Im以下に細粒化せず、vTrsは一50゛Cは勿論、
−40℃にも達しなかった。
また、冷却速度が本発明の範囲を満足していない比較例
、つまり調香93.101,108,112.120は
冷却速度が本発明の範囲より小さい場合、vTrs≦−
50゛Cを満足しても強度が5kgf/am”以上低下
した。
、つまり調香93.101,108,112.120は
冷却速度が本発明の範囲より小さい場合、vTrs≦−
50゛Cを満足しても強度が5kgf/am”以上低下
した。
(実施例3)
第2表に第41乃至第80の各手段例とそれぞれの比較
例に用いた供試鋼の化学成分を、第7表及び第8表の各
々にそれぞれのw4板の製造条件と得られた材質を示す
。
例に用いた供試鋼の化学成分を、第7表及び第8表の各
々にそれぞれのw4板の製造条件と得られた材質を示す
。
表に明らかな如く本発明例の調香121乃至150は何
れもvT rsは一50℃以下を示し、目的の材質を有
する鋼材が得られた。
れもvT rsは一50℃以下を示し、目的の材質を有
する鋼材が得られた。
これ等の本発明例に対し、圧下率、圧延開始温度、仕上
げ温度の何れかが本発明の範囲を満足していない比較例
の調香151,152,156,158,160,16
1162、166、167、168.173.174
、177は、フェライト粒が30μm以下に細粒化しな
いため、vTrsは一50℃は勿論、−40℃にも達し
なかった。
げ温度の何れかが本発明の範囲を満足していない比較例
の調香151,152,156,158,160,16
1162、166、167、168.173.174
、177は、フェライト粒が30μm以下に細粒化しな
いため、vTrsは一50℃は勿論、−40℃にも達し
なかった。
また、冷却開始温度、冷却停止温度の何れかが本発明の
範囲を満足していない比較例の調香157゜163、1
69.170.178.179は、フェライト粒が30
μm以下に細粒化しないため、vTrsは一50℃は勿
論、−40℃にも達しなかった。
範囲を満足していない比較例の調香157゜163、1
69.170.178.179は、フェライト粒が30
μm以下に細粒化しないため、vTrsは一50℃は勿
論、−40℃にも達しなかった。
また、冷却速度が本発明の範囲を満足していない比較例
、つまり調香153.164.171.175は冷却速
度が本発明の範囲より小さい場合、vTrs≦−50℃
を満足しても強度が5kgf/mm2以上低下した。
、つまり調香153.164.171.175は冷却速
度が本発明の範囲より小さい場合、vTrs≦−50℃
を満足しても強度が5kgf/mm2以上低下した。
また、焼き戻し温度が本発明の範囲を満足しない比較例
の調香154 、155.159.165.172.1
76、180はフェライト粒が30μm以下に細粒化し
ないため、vTrsは一50℃は勿論、−40℃にも達
しなかった。
の調香154 、155.159.165.172.1
76、180はフェライト粒が30μm以下に細粒化し
ないため、vTrsは一50℃は勿論、−40℃にも達
しなかった。
〈発明の効果〉
本発明は、凝固Tを11以上の温度域で鋳造厚の10z
以上の圧延を行い、凝固時のTを少なくとも10X以上
再結晶させ、引き続きArc−100℃以上から100
℃以上までの温度範囲を40℃/see以上100”
C/sec以下の速度で連続的に冷却し、細粒フェライ
トとベーナイトから成る組織を得て強度・靭性を同時に
向上することにより従来技術の問題点を基本的に解消し
、更にTp以上Tp+150℃以下の温度域で圧延を開
始するか、仕上げ圧延をAr3点以上Arz点+100
℃以下の低温域で終了するかの何れか一方または両者を
同時に行い、加えて以上の何れかをAct点以下で焼き
戻すことにより、靭性を更に向上するものであって、鋳
造鋼を直接圧延するDRにおいても、また鋼片13<
A r 1点以上の温度域にある時点から再加熱を行っ
た後に圧延に供するHCHの場合も、それぞれが製造す
る靭性の優れた鋼材を熱経済性良く高い生産性の下に製
造することを可能にする等、当分野にもたらす経済的効
果は大きい。
以上の圧延を行い、凝固時のTを少なくとも10X以上
再結晶させ、引き続きArc−100℃以上から100
℃以上までの温度範囲を40℃/see以上100”
C/sec以下の速度で連続的に冷却し、細粒フェライ
トとベーナイトから成る組織を得て強度・靭性を同時に
向上することにより従来技術の問題点を基本的に解消し
、更にTp以上Tp+150℃以下の温度域で圧延を開
始するか、仕上げ圧延をAr3点以上Arz点+100
℃以下の低温域で終了するかの何れか一方または両者を
同時に行い、加えて以上の何れかをAct点以下で焼き
戻すことにより、靭性を更に向上するものであって、鋳
造鋼を直接圧延するDRにおいても、また鋼片13<
A r 1点以上の温度域にある時点から再加熱を行っ
た後に圧延に供するHCHの場合も、それぞれが製造す
る靭性の優れた鋼材を熱経済性良く高い生産性の下に製
造することを可能にする等、当分野にもたらす経済的効
果は大きい。
第1図は本発明における冷却を行った鋼材の圧下率とv
Trsの関係を示した図である。 第2図(1)乃至(3)は本発明における冷却を行った
鋼材の圧延開始温度及び仕上げ温度とvTrsの関係を
示した図である。 第3図は本発明の圧延を行った鋼材の圧延後の冷却速度
とvTrsSTSの関係を示した図である。 第4図は本発明の圧延を行った鋼材の圧延後の冷却開始
温度及び冷却停止温度とvT rsの関係を示した図で
ある。
Trsの関係を示した図である。 第2図(1)乃至(3)は本発明における冷却を行った
鋼材の圧延開始温度及び仕上げ温度とvTrsの関係を
示した図である。 第3図は本発明の圧延を行った鋼材の圧延後の冷却速度
とvTrsSTSの関係を示した図である。 第4図は本発明の圧延を行った鋼材の圧延後の冷却開始
温度及び冷却停止温度とvT rsの関係を示した図で
ある。
Claims (9)
- (1)溶鋼を鋳造凝固後、該鋼がAr_3点温度以上に
ある間にオーステナイトの再結晶可能下限温度以上の温
度域で鋳造厚の10%以上の圧延を行った後、Ar_3
点−100℃以上から100℃以上までの温度範囲を4
0℃/sec以上100℃/sec以下の冷却速度で連
続的に冷却することを特徴とする強度・靭性の良好な鋼
材の製造方法。 - (2)重量%で C:0.005〜0.20%S:≦0.025%Si:
0.01〜0.80%Al:≦0.1%Mn:0.20
〜2.00% を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr_3点温度以上にある間に800℃以上
の温度域で鋳造厚の10%以上の圧延を行った後、Ar
_3点−100℃以上から100℃以上までの温度範囲
を40℃/sec以上100℃/sec以下の冷却速度
で連続的に冷却することを特徴とする強度・靭性の良好
な鋼材の製造方法。 - (3)重量%で C:0.005〜0.20%S:≦0.025%Si:
0.01〜0.80%Al:≦0.1%Mn:0.20
〜2.00%Nb:0.002〜0.1%を含み残部鉄
及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固後、該鋼がA
r_3点温度以上にある間に900℃以上の温度域で鋳
造厚の10%以上の圧延を行った後、Ar_3点−10
0℃以上から100℃以上までの温度範囲を40℃/s
ec以上100℃/sec以下の冷却速度で連続的に冷
却することを特徴とする強度・靭性の良好な鋼材の製造
方法。 - (4)重量%で C:0.005〜0.20%S:≦0.025%Si:
0.01〜0.80%Al:≦0.1%Mn:0.20
〜2.00%Ti:0.002〜0.1%を含み残部鉄
及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固後、該鋼がA
r_3点温度以上にある間に950℃以上の温度域で鋳
造厚の10%以上の圧延を行った後、Ar_3点−10
0℃以上から100℃以上までの温度範囲を40℃/s
ec以上100℃/sec以下の冷却速度で連続的に冷
却することを特徴とする強度・靭性の良好な鋼材の製造
方法。 - (5)重量%で C:0.005〜0.20%Al:≦0.1%Si:0
.01〜0.80%Ti:0.002〜0.1%Mn:
0.20〜2.00%Nb:0.002〜0.1%S:
≦0.025% を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr_3点温度以上にある間に950℃以上
の温度域で鋳造厚の10%以上の圧延を行った後、Ar
_3点−100℃以上から100℃以上までの温度範囲
を40℃/sec以上100℃/sec以下の冷却速度
で連続的に冷却することを特徴とする強度・靭性の良好
な鋼材の製造方法。 - (6)重量%で Cu:≦1%Zr:≦0.1% Ni:≦10%Ca:≦0.008% Cr:≦1%B:≦0.006% Mo:≦1%REM:≦0.01% V:≦0.2% の1種または2種以上を含むことを特徴とする特許請求
範囲第1項乃至第5項の何れかに記載の強度・靭性の良
好な鋼材の製造方法。 - (7)特許請求範囲第1項乃至第6項の何れかに記載の
方法において、オーステナイトの再結晶可能下限温度以
上オーステナイトの再結晶可能下限温度+150℃以下
の温度域で圧延を開始することを特徴とする強度・靭性
の良好な鋼材の製造方法。 - (8)特許請求範囲第1項乃至第7項の何れかに記載の
方法において、Ar_3点以上Ar_3点+100℃以
下で圧延を終了することを特徴とする強度・靭性の良好
な鋼材の製造方法。 - (9)特許請求範囲第1項乃至第8項に記載の方法で冷
却した後、Ac_1点以下の温度で焼き戻すことを特徴
とする強度・靭性の良好な鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP17637489A JPH0344418A (ja) | 1989-07-08 | 1989-07-08 | 強度・靭性の良好な鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP17637489A JPH0344418A (ja) | 1989-07-08 | 1989-07-08 | 強度・靭性の良好な鋼材の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0344418A true JPH0344418A (ja) | 1991-02-26 |
Family
ID=16012513
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP17637489A Pending JPH0344418A (ja) | 1989-07-08 | 1989-07-08 | 強度・靭性の良好な鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0344418A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2003064442A (ja) * | 2001-08-21 | 2003-03-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐疲労亀裂進展性に優れた鋼板 |
JP2004508944A (ja) * | 2000-09-29 | 2004-03-25 | ニューコア・コーポレーション | 薄鋼ストリップの製造 |
JP2006274372A (ja) * | 2005-03-30 | 2006-10-12 | Jfe Steel Kk | 耐延性き裂発生特性に優れる高強度高変形能鋼板とその製造方法 |
-
1989
- 1989-07-08 JP JP17637489A patent/JPH0344418A/ja active Pending
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2004508944A (ja) * | 2000-09-29 | 2004-03-25 | ニューコア・コーポレーション | 薄鋼ストリップの製造 |
JP4875280B2 (ja) * | 2000-09-29 | 2012-02-15 | ニューコア・コーポレーション | 薄鋼ストリップの製造 |
JP2003064442A (ja) * | 2001-08-21 | 2003-03-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐疲労亀裂進展性に優れた鋼板 |
JP2006274372A (ja) * | 2005-03-30 | 2006-10-12 | Jfe Steel Kk | 耐延性き裂発生特性に優れる高強度高変形能鋼板とその製造方法 |
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