JPH04362126A - 靭性の優れた高強度鋼板の製造方法 - Google Patents
靭性の優れた高強度鋼板の製造方法Info
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- JPH04362126A JPH04362126A JP16399591A JP16399591A JPH04362126A JP H04362126 A JPH04362126 A JP H04362126A JP 16399591 A JP16399591 A JP 16399591A JP 16399591 A JP16399591 A JP 16399591A JP H04362126 A JPH04362126 A JP H04362126A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は靭性の優れた高強度鋼板
の製造方法に関し、さらに詳しくは、優れた溶接性と降
伏強さを有しており、さらに、靭性にも優れている高強
度鋼板の製造方法に関するものである。
の製造方法に関し、さらに詳しくは、優れた溶接性と降
伏強さを有しており、さらに、靭性にも優れている高強
度鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来技術】従来より、高強度であり、かつ、溶接性に
優れている鋼板として、Ｃｕ析出強化型高張力鋼がよく
知られており、例えば、米国特許第３６９２５１４号明
細書およびＡＳＴＭ規格Ａ７１０において記載されてい
る。しかしながら、最近になって構造物の大型化および
使用環境の苛酷化に伴って、使用される鋼材に要求され
る特性が極めて厳しくなって来ている。
優れている鋼板として、Ｃｕ析出強化型高張力鋼がよく
知られており、例えば、米国特許第３６９２５１４号明
細書およびＡＳＴＭ規格Ａ７１０において記載されてい
る。しかしながら、最近になって構造物の大型化および
使用環境の苛酷化に伴って、使用される鋼材に要求され
る特性が極めて厳しくなって来ている。
【０００３】最近のこのような要求に対して、次に説明
するような技術が提案されている。そして、例えば、特
開昭６０−０５９０１８号公報および特開昭６１−１４
９４３０号公報には、制御圧延、直接焼入れ、時効処理
を組み合わせることにより、溶接性および靭性を改善す
る方法が提案されている。
するような技術が提案されている。そして、例えば、特
開昭６０−０５９０１８号公報および特開昭６１−１４
９４３０号公報には、制御圧延、直接焼入れ、時効処理
を組み合わせることにより、溶接性および靭性を改善す
る方法が提案されている。
【０００４】しかし、特開昭６０−０５９０１８号公報
および特開昭６１−１４９４３０号公報において提案さ
れている方法は、少ない含有量の合金元素で、降伏強さ
７０ｋｇｆ／ｍｍ２以上、ｖＴｒｓ≦−８０℃の高強度
、高靭性を安定して確保することは困難である。
および特開昭６１−１４９４３０号公報において提案さ
れている方法は、少ない含有量の合金元素で、降伏強さ
７０ｋｇｆ／ｍｍ２以上、ｖＴｒｓ≦−８０℃の高強度
、高靭性を安定して確保することは困難である。
【０００５】即ち、これらの方法においては、オーステ
ナイトの未再結晶域と考えられる９００℃以下の温度に
おける圧延と仕上げ温度を限定している通常の制御圧延
であるため、加熱されたスラブは炉から抽出した直後か
ら圧延が開始され、９００℃以下における圧下量が確保
できるスラブ厚まで圧延された後、スラブ温度を調整し
て限定された圧延が行われるものと理解される。
ナイトの未再結晶域と考えられる９００℃以下の温度に
おける圧延と仕上げ温度を限定している通常の制御圧延
であるため、加熱されたスラブは炉から抽出した直後か
ら圧延が開始され、９００℃以下における圧下量が確保
できるスラブ厚まで圧延された後、スラブ温度を調整し
て限定された圧延が行われるものと理解される。
【０００６】また、Ｎｂの析出強化を利用して、強度を
確保するためにはＮｂをできるだけ多く固溶させるため
には高温が望ましく、例えば、１１５０℃程度の高温に
加熱されたスラブは、最初にこの温度において圧延され
るのであるが、この圧延では温度が高いために、オース
テナイト粒の細粒化は殆ど認められず、その後の未再結
晶域において圧下を何回行っても、γ粒が大きいために
高靭性を得ることはできない。従って、この強度の水準
では上部ベイナイトが生成し易く、靭性の良好な微細フ
ェライトを生成させるためには、変態前のオーステナイ
ト粒を可能な限り微細化しておく必要がある。
確保するためにはＮｂをできるだけ多く固溶させるため
には高温が望ましく、例えば、１１５０℃程度の高温に
加熱されたスラブは、最初にこの温度において圧延され
るのであるが、この圧延では温度が高いために、オース
テナイト粒の細粒化は殆ど認められず、その後の未再結
晶域において圧下を何回行っても、γ粒が大きいために
高靭性を得ることはできない。従って、この強度の水準
では上部ベイナイトが生成し易く、靭性の良好な微細フ
ェライトを生成させるためには、変態前のオーステナイ
ト粒を可能な限り微細化しておく必要がある。
【０００７】このオーステナイト粒を細粒化する方法と
しては、加熱温度を低くする方法もあるが、可能な限り
Ｎｂの析出強化を利用し、合金元素の削減、溶接性の向
上を図るためには、良好な方法ではない。
しては、加熱温度を低くする方法もあるが、可能な限り
Ｎｂの析出強化を利用し、合金元素の削減、溶接性の向
上を図るためには、良好な方法ではない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記に説明し
た従来の靭性の良好な高強度鋼板の製造方法の種々の問
題点に鑑み、本発明者が鋭意研究を行い、検討を重ねた
結果、溶接性を良好にするためにＣｕの析出強化を利用
することにより、Ｃ含有量を低減し、また、Ｎｂの析出
強化を行い、特に、加熱温度、圧延温度範囲を適切に制
御することにより、降伏強さ７０ｋｇｆ／ｍｍ２以上、
スラブ厚中央部の靭性がシャルピー衝撃試験で破面遷移
温度（ｖＴｒｓ）−８０℃以下を満足する靭性の優れた
高強度鋼板の製造方法を開発したのである。
た従来の靭性の良好な高強度鋼板の製造方法の種々の問
題点に鑑み、本発明者が鋭意研究を行い、検討を重ねた
結果、溶接性を良好にするためにＣｕの析出強化を利用
することにより、Ｃ含有量を低減し、また、Ｎｂの析出
強化を行い、特に、加熱温度、圧延温度範囲を適切に制
御することにより、降伏強さ７０ｋｇｆ／ｍｍ２以上、
スラブ厚中央部の靭性がシャルピー衝撃試験で破面遷移
温度（ｖＴｒｓ）−８０℃以下を満足する靭性の優れた
高強度鋼板の製造方法を開発したのである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明に係る靭性に優れ
た高強度鋼板の製造方法は、Ｃ ０．０１〜０．１０
ｗｔ％、Ｓｉ ０．０５〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ
０．８〜２．０ｗｔ％、Ｓ ０．００５ｗｔ％以下、
Ａｌ ０．００５〜０．１０ｗｔ％、Ｃｕ ０．５
〜２．０ｗｔ％、Ｎｉ ０．３〜３．５ｗｔ％、Ｎｂ
０．０１〜０．１０ｗｔ％、Ｔｉ ０．００５〜
０．０２０ｗｔ％、Ｎ ０．００３０〜０．０１００
ｗｔ％、を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からな
るスラブを１０５０℃以上の温度に加熱後、圧延を開始
する前に、スラブの厚さの中央部の温度が１０００℃以
下、８５０℃以上であり、かつ、スラブ表面温度が８５
０℃以下、Ａｒ３以上になるまで冷却を行い、次いで、
全圧下量が６０％以上の圧延を行って、表面温度が（Ａ
ｒ３−３０℃）〜８００℃の温度において圧延を終了さ
せ、２℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で６００℃以下の温度
まで冷却を行い、さらに、５５０℃〜Ａｃ１の温度にお
いて析出強化処理を行うことを特徴とする靭性の優れた
高強度鋼板の製造方法を第１の発明とし、Ｃ ０．０
１〜０．１０ｗｔ％、Ｓｉ ０．０５〜０．５０ｗｔ
％、Ｍｎ ０．８〜２．０ｗｔ％、Ｓ ０．００５
ｗｔ％以下、Ａｌ ０．００５〜０．１０ｗｔ％、Ｃ
ｕ ０．５〜２．０ｗｔ％、Ｎｉ ０．３〜３．５
ｗｔ％、Ｎｂ ０．０１〜０．１０ｗｔ％、Ｔｉ
０．００５〜０．０２０ｗｔ％、Ｎ ０．００３０〜
０．０１００ｗｔ％、を含有し、さらに、Ｃｒ ０．
０１〜０．５０ｗｔ％、Ｍｏ ０．０１〜０．５０ｗ
ｔ％、Ｖ ０．００５〜０．１０ｗｔ％、Ｃａ ０
．０００５〜０．００５０ｗｔ％、ＲＥＭ ０．００
５〜０．０５０ｗｔ％の内から選んだ１種または２種以
上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなるスラ
ブを１０５０℃以上の温度に加熱後、圧延を開始する前
に、スラブの厚さの中央部の温度が１０００℃以下、８
５０℃以上であり、かつ、スラブ表面温度が８５０℃以
下、Ａｒ３以上になるまで冷却を行い、次いで、全圧下
量が６０％以上の圧延を行って、表面温度が（Ａｒ３−
３０℃）〜８００℃の温度において圧延を終了させ、２
℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で６００℃以下の温度まで冷
却を行い、さらに、５５０℃〜Ａｃ１の温度において析
出強化処理を行うことを特徴とする靭性の優れた高強度
鋼板の製造方法を第２の発明とする２つの発明よりなる
ものである。
た高強度鋼板の製造方法は、Ｃ ０．０１〜０．１０
ｗｔ％、Ｓｉ ０．０５〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ
０．８〜２．０ｗｔ％、Ｓ ０．００５ｗｔ％以下、
Ａｌ ０．００５〜０．１０ｗｔ％、Ｃｕ ０．５
〜２．０ｗｔ％、Ｎｉ ０．３〜３．５ｗｔ％、Ｎｂ
０．０１〜０．１０ｗｔ％、Ｔｉ ０．００５〜
０．０２０ｗｔ％、Ｎ ０．００３０〜０．０１００
ｗｔ％、を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からな
るスラブを１０５０℃以上の温度に加熱後、圧延を開始
する前に、スラブの厚さの中央部の温度が１０００℃以
下、８５０℃以上であり、かつ、スラブ表面温度が８５
０℃以下、Ａｒ３以上になるまで冷却を行い、次いで、
全圧下量が６０％以上の圧延を行って、表面温度が（Ａ
ｒ３−３０℃）〜８００℃の温度において圧延を終了さ
せ、２℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で６００℃以下の温度
まで冷却を行い、さらに、５５０℃〜Ａｃ１の温度にお
いて析出強化処理を行うことを特徴とする靭性の優れた
高強度鋼板の製造方法を第１の発明とし、Ｃ ０．０
１〜０．１０ｗｔ％、Ｓｉ ０．０５〜０．５０ｗｔ
％、Ｍｎ ０．８〜２．０ｗｔ％、Ｓ ０．００５
ｗｔ％以下、Ａｌ ０．００５〜０．１０ｗｔ％、Ｃ
ｕ ０．５〜２．０ｗｔ％、Ｎｉ ０．３〜３．５
ｗｔ％、Ｎｂ ０．０１〜０．１０ｗｔ％、Ｔｉ
０．００５〜０．０２０ｗｔ％、Ｎ ０．００３０〜
０．０１００ｗｔ％、を含有し、さらに、Ｃｒ ０．
０１〜０．５０ｗｔ％、Ｍｏ ０．０１〜０．５０ｗ
ｔ％、Ｖ ０．００５〜０．１０ｗｔ％、Ｃａ ０
．０００５〜０．００５０ｗｔ％、ＲＥＭ ０．００
５〜０．０５０ｗｔ％の内から選んだ１種または２種以
上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなるスラ
ブを１０５０℃以上の温度に加熱後、圧延を開始する前
に、スラブの厚さの中央部の温度が１０００℃以下、８
５０℃以上であり、かつ、スラブ表面温度が８５０℃以
下、Ａｒ３以上になるまで冷却を行い、次いで、全圧下
量が６０％以上の圧延を行って、表面温度が（Ａｒ３−
３０℃）〜８００℃の温度において圧延を終了させ、２
℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で６００℃以下の温度まで冷
却を行い、さらに、５５０℃〜Ａｃ１の温度において析
出強化処理を行うことを特徴とする靭性の優れた高強度
鋼板の製造方法を第２の発明とする２つの発明よりなる
ものである。
【００１０】先ず、本発明に係る靭性の優れた高強度鋼
板の製造方法において使用する鋼の含有成分および成分
割合について説明する。
板の製造方法において使用する鋼の含有成分および成分
割合について説明する。
【００１１】Ｃは溶接性を阻害するので少ない方が望ま
しく、含有量が０．０１ｗｔ％未満では強度を確保する
ことができず、また、０．１０ｗｔ％を越えて含有させ
ると圧延前の鋼片加熱時に低温の加熱温度においてＮｂ
の固溶量を多くすることができない。よって、Ｃ含有量
は０．０１〜０．１０ｗｔ％とする。
しく、含有量が０．０１ｗｔ％未満では強度を確保する
ことができず、また、０．１０ｗｔ％を越えて含有させ
ると圧延前の鋼片加熱時に低温の加熱温度においてＮｂ
の固溶量を多くすることができない。よって、Ｃ含有量
は０．０１〜０．１０ｗｔ％とする。
【００１２】Ｓｉは鋼の脱酸と強化に対して有用な元素
であり、含有量が０．０５ｗｔ％未満ではこのような効
果は少なく、また、０．５０ｗｔ％を越えて過剰に含有
させると溶接性および靭性が劣化する。よって、Ｓｉ含
有量は０．０５〜０．５０ｗｔ％とする。
であり、含有量が０．０５ｗｔ％未満ではこのような効
果は少なく、また、０．５０ｗｔ％を越えて過剰に含有
させると溶接性および靭性が劣化する。よって、Ｓｉ含
有量は０．０５〜０．５０ｗｔ％とする。
【００１３】Ｍｎは強度を上昇させるのに有効な元素で
あり、含有量が０．８ｗｔ％未満ではこの効果は少なく
、また、２．０ｗｔ％を越えて含有させると溶接性を劣
化させる。よって、Ｍｎ含有量は０．８〜２．０ｗｔ％
とする。
あり、含有量が０．８ｗｔ％未満ではこの効果は少なく
、また、２．０ｗｔ％を越えて含有させると溶接性を劣
化させる。よって、Ｍｎ含有量は０．８〜２．０ｗｔ％
とする。
【００１４】ＳはＭｎＳ介在物を生成して、シャルピー
吸収エネルギーを低下させる元素であり、従って、Ｓ含
有量は０．００５ｗｔ％以下とする。
吸収エネルギーを低下させる元素であり、従って、Ｓ含
有量は０．００５ｗｔ％以下とする。
【００１５】Ａｌは脱酸元素であり、含有量が０．００
５ｗｔ％未満ではこの効果は少なく、また、０．１０ｗ
ｔ％を越えて過剰に含有させると介在物を生成して、靭
性を劣化させる。よって、Ａｌ含有量は０．００５〜０
．１０ｗｔ％とする。
５ｗｔ％未満ではこの効果は少なく、また、０．１０ｗ
ｔ％を越えて過剰に含有させると介在物を生成して、靭
性を劣化させる。よって、Ａｌ含有量は０．００５〜０
．１０ｗｔ％とする。
【００１６】Ｃｕは本発明に係る靭性の優れた高強度鋼
板の製造方法において、重要な元素であり、圧延冷却後
の析出強化処理による析出強化作用を活用することによ
り、低Ｃ化、低炭素当量化を可能とし、溶接性を向上さ
せる元素であり、含有量が０．５ｗｔ％未満ではこの析
出強化作用を有効に活用することができず、また、２．
０ｗｔ％を越えて多量に含有させると靭性を低下させる
。よって、Ｃｕ含有量は０．５〜２．０ｗｔ％とする。
板の製造方法において、重要な元素であり、圧延冷却後
の析出強化処理による析出強化作用を活用することによ
り、低Ｃ化、低炭素当量化を可能とし、溶接性を向上さ
せる元素であり、含有量が０．５ｗｔ％未満ではこの析
出強化作用を有効に活用することができず、また、２．
０ｗｔ％を越えて多量に含有させると靭性を低下させる
。よって、Ｃｕ含有量は０．５〜２．０ｗｔ％とする。
【００１７】ＮｉはＣｕ析出強化型鋼板において、Ｃｕ
含有に起因する熱間圧延時の割れを防止する効果を有す
る元素であり、含有量が０．３ｗｔ％未満ではこのよう
な効果を期待することができず、また、Ｎｉ含有により
靭性を向上させる効果があるが、高価であるため３．５
ｗｔ％を越えて含有させる必要はない。よって、Ｎｉ含
有量は０．３〜３．５ｗｔ％とする。
含有に起因する熱間圧延時の割れを防止する効果を有す
る元素であり、含有量が０．３ｗｔ％未満ではこのよう
な効果を期待することができず、また、Ｎｉ含有により
靭性を向上させる効果があるが、高価であるため３．５
ｗｔ％を越えて含有させる必要はない。よって、Ｎｉ含
有量は０．３〜３．５ｗｔ％とする。
【００１８】Ｎｂは圧延時の結晶粒微細化により靭性向
上効果および圧延冷却後の析出強化処理による析出強化
効果を有する元素であり、０．０１ｗｔ％未満ではこの
効果は期待できず、また、０．１０ｗｔ％を越えて含有
させると靭性を損なう。よって、Ｎｂ含有量は０．０１
〜０．１０ｗｔ％とする。
上効果および圧延冷却後の析出強化処理による析出強化
効果を有する元素であり、０．０１ｗｔ％未満ではこの
効果は期待できず、また、０．１０ｗｔ％を越えて含有
させると靭性を損なう。よって、Ｎｂ含有量は０．０１
〜０．１０ｗｔ％とする。
【００１９】Ｔｉは強い窒化物形成元素であり、ＴｉＮ
の微細析出による結晶粒微細化効果をもたらし、靭性の
向上に有効な元素であり、含有量が０．００５ｗｔ％未
満ではこのような効果は少なく、また。０．０２０ｗｔ
％を越えて多量に含有させると靭性が劣化する。よって
、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０２０ｗｔ％とする。
の微細析出による結晶粒微細化効果をもたらし、靭性の
向上に有効な元素であり、含有量が０．００５ｗｔ％未
満ではこのような効果は少なく、また。０．０２０ｗｔ
％を越えて多量に含有させると靭性が劣化する。よって
、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０２０ｗｔ％とする。
【００２０】ＮはＴｉと共にＴｉＮの微細析出による低
温靭性を改善する効果を有する元素であり、含有量が０
．００３０ｗｔ％未満ではこのような効果は少なく、ま
た、０．０１００ｗｔ％を越えて含有させると靭性を劣
化させる。よって、Ｎ含有量は０．００３０ｗｔ％〜０
．０１００ｗｔ％とする。
温靭性を改善する効果を有する元素であり、含有量が０
．００３０ｗｔ％未満ではこのような効果は少なく、ま
た、０．０１００ｗｔ％を越えて含有させると靭性を劣
化させる。よって、Ｎ含有量は０．００３０ｗｔ％〜０
．０１００ｗｔ％とする。
【００２１】以上説明した各成分以外に、本発明に係る
靭性の優れた高強度鋼板の製造方法に使用する鋼におい
ては、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭの内から選んだ１
種または２種以上を含有させることができる。
靭性の優れた高強度鋼板の製造方法に使用する鋼におい
ては、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭの内から選んだ１
種または２種以上を含有させることができる。
【００２２】Ｃｒは強度上昇に有効な元素であり、含有
量が０．０１ｗｔ％未満ではこのような効果は少なく、
また、０．５０ｗｔ％を越えて多量に含有させると溶接
性を阻害するようになる。よって、Ｃｒ含有量は０．０
１〜０．５０ｗｔ％とする。
量が０．０１ｗｔ％未満ではこのような効果は少なく、
また、０．５０ｗｔ％を越えて多量に含有させると溶接
性を阻害するようになる。よって、Ｃｒ含有量は０．０
１〜０．５０ｗｔ％とする。
【００２３】Ｍｏは強度上昇に有効な元素であり、含有
量が０．０１ｗｔ％未満ではこの効果は少なく、また、
０．５０ｗｔ％を越えて多量に含有させると溶接性を阻
害するようになる。よって、Ｍｏ含有量は０．０１〜０
．５０ｗｔ％とする。
量が０．０１ｗｔ％未満ではこの効果は少なく、また、
０．５０ｗｔ％を越えて多量に含有させると溶接性を阻
害するようになる。よって、Ｍｏ含有量は０．０１〜０
．５０ｗｔ％とする。
【００２４】Ｖは強度上昇に有効な元素であり、含有量
が０．００５ｗｔ％未満ではこの効果は少なく、また、
０．１０ｗｔ％を越えて多量に含有させると溶接性、靭
性を低下させる。よって、Ｖ含有量は０．００５〜０．
１０ｗｔ％とする。
が０．００５ｗｔ％未満ではこの効果は少なく、また、
０．１０ｗｔ％を越えて多量に含有させると溶接性、靭
性を低下させる。よって、Ｖ含有量は０．００５〜０．
１０ｗｔ％とする。
【００２５】Ｃａは介在物形態制御元素であり、靭性を
改善し、板厚方向の延性を改善する効果を有する元素で
あり、含有量が０．０００５ｗｔ％未満ではこのような
効果を期待できず、また、０．００５０ｗｔ％を越えて
含有させても効果の向上は認められない。よって、Ｃａ
含有量は０．０００５〜０．００５０ｗｔ％とする。
改善し、板厚方向の延性を改善する効果を有する元素で
あり、含有量が０．０００５ｗｔ％未満ではこのような
効果を期待できず、また、０．００５０ｗｔ％を越えて
含有させても効果の向上は認められない。よって、Ｃａ
含有量は０．０００５〜０．００５０ｗｔ％とする。
【００２６】ＲＥＭは介在物形態制御元素であり、靭性
を改善し、板厚方向の延性を改善する効果を有する元素
であり、含有量が０．００５ｗｔ％未満ではこの効果は
少なく、また、０．０５０ｗｔ％を越えて含有させても
効果向上は認められない。よって、ＲＥＭ含有量は０．
００５〜０．０５０ｗｔ％とする。
を改善し、板厚方向の延性を改善する効果を有する元素
であり、含有量が０．００５ｗｔ％未満ではこの効果は
少なく、また、０．０５０ｗｔ％を越えて含有させても
効果向上は認められない。よって、ＲＥＭ含有量は０．
００５〜０．０５０ｗｔ％とする。
【００２７】次に、本発明に係る靭性の優れた高強度鋼
板の製造方法の圧延条件について説明する。
板の製造方法の圧延条件について説明する。
【００２８】スラブの加熱温度は、圧延中の結晶粒の微
細化および圧延後の析出強化に有効なＮｂを充分に固溶
させるためには、１０５０℃以上の温度とする必要があ
り、この１０５０℃未満の温度では上記の効果を期待す
ることはできない。よって、スラブの加熱温度は１０５
０℃以上とする。しかし、加熱時のオーステナイト結晶
粒の粗大化を防止するためには、低温に加熱するのがよ
く、スラブ加熱温度は１０５０〜１１５０℃とすること
が望ましい。
細化および圧延後の析出強化に有効なＮｂを充分に固溶
させるためには、１０５０℃以上の温度とする必要があ
り、この１０５０℃未満の温度では上記の効果を期待す
ることはできない。よって、スラブの加熱温度は１０５
０℃以上とする。しかし、加熱時のオーステナイト結晶
粒の粗大化を防止するためには、低温に加熱するのがよ
く、スラブ加熱温度は１０５０〜１１５０℃とすること
が望ましい。
【００２９】スラブ加熱後、適正温度域で圧延を行い、
オーステナイト粒を細粒化するために、スラブ加熱後直
ちに圧延を行わずに適正温度域まで加熱されたスラブを
冷却する必要があり、この冷却は空冷でも水冷でも何れ
でもよいが、スラブ厚の中央部の温度が１０００℃以下
、８５０℃以上となるまで冷却を行い、その温度におい
て圧下を行う。
オーステナイト粒を細粒化するために、スラブ加熱後直
ちに圧延を行わずに適正温度域まで加熱されたスラブを
冷却する必要があり、この冷却は空冷でも水冷でも何れ
でもよいが、スラブ厚の中央部の温度が１０００℃以下
、８５０℃以上となるまで冷却を行い、その温度におい
て圧下を行う。
【００３０】スラブ厚中央部が１０００℃を越える温度
において圧下する場合には、再結晶後の粒成長が大きい
ため、効果的にオーステナイト粒を細粒化することがで
きない。また、スラブ中央部が８５０℃未満の温度にな
るまで冷却後圧下した場合には、圧下に多大の時間を必
要とし、生産性を著しく低下させるという問題がある。 よって、スラブ厚中央部の温度は１０００℃以下、８５
０℃以上とする。
において圧下する場合には、再結晶後の粒成長が大きい
ため、効果的にオーステナイト粒を細粒化することがで
きない。また、スラブ中央部が８５０℃未満の温度にな
るまで冷却後圧下した場合には、圧下に多大の時間を必
要とし、生産性を著しく低下させるという問題がある。 よって、スラブ厚中央部の温度は１０００℃以下、８５
０℃以上とする。
【００３１】また、スラブ表面温度は８５０℃以下、Ａ
ｒ３以上とするのであり、これはスラブ厚中央部の温度
を１０００℃以下とするためには、表面温度はスラブ厚
によっても異なるが、中央部の温度より１５０℃程度低
くなるので表面温度を８５０℃以下とする必要がある。 しかし、スラブ厚中央部が１０００℃以下、８５０℃以
上の温度に冷却することが重要なことであって、単に、
スラブ表面温度だけを水冷等により８５０℃以下にまで
急冷しても、スラブ厚中央部の温度が低下していなけれ
ば意味のないことである。
ｒ３以上とするのであり、これはスラブ厚中央部の温度
を１０００℃以下とするためには、表面温度はスラブ厚
によっても異なるが、中央部の温度より１５０℃程度低
くなるので表面温度を８５０℃以下とする必要がある。 しかし、スラブ厚中央部が１０００℃以下、８５０℃以
上の温度に冷却することが重要なことであって、単に、
スラブ表面温度だけを水冷等により８５０℃以下にまで
急冷しても、スラブ厚中央部の温度が低下していなけれ
ば意味のないことである。
【００３２】しかして、スラブ厚中央部の温度を５０℃
低下させるためには、空冷の場合には、例えば、スラブ
厚１５０ｍｍで５分程度、スラブ厚２００ｍｍでは８分
程度必要である。この時、生産性を阻害することが考え
られるが、これはスラブを１本ずつ加熱して圧延するの
ではなく、予め、圧延する前のスラブを複数本加熱した
ものを待機させておくというような方法により解決でき
る。
低下させるためには、空冷の場合には、例えば、スラブ
厚１５０ｍｍで５分程度、スラブ厚２００ｍｍでは８分
程度必要である。この時、生産性を阻害することが考え
られるが、これはスラブを１本ずつ加熱して圧延するの
ではなく、予め、圧延する前のスラブを複数本加熱した
ものを待機させておくというような方法により解決でき
る。
【００３３】冷却を空冷ではなく水冷を行えば、圧延待
機時間を短縮することが可能であるが、急速に冷却しす
ぎるとスラブ表面およびスラブ四周部が過度に冷却され
、スラブ内部との温度差が大きくなりすぎ、圧延に支障
をきたすことがあるので注意する必要がある。特に、水
冷により表面温度をＡｒ３以下に冷却した場合には、初
析フェライトが生成し、続いて行う圧延において、その
フェライトが加工されて靭性が劣化するため、冷却後の
表面温度はＡｒ３以上とする必要がある。
機時間を短縮することが可能であるが、急速に冷却しす
ぎるとスラブ表面およびスラブ四周部が過度に冷却され
、スラブ内部との温度差が大きくなりすぎ、圧延に支障
をきたすことがあるので注意する必要がある。特に、水
冷により表面温度をＡｒ３以下に冷却した場合には、初
析フェライトが生成し、続いて行う圧延において、その
フェライトが加工されて靭性が劣化するため、冷却後の
表面温度はＡｒ３以上とする必要がある。
【００３３】次いで、全圧下量が６０％以上の圧延を行
い、表面温度が（Ａｒ３−３０℃）〜８００℃において
圧延を終了させるのであり、オーステナイト粒の細粒化
およびフェライト変態核導入のためには全圧下量は６０
％以上とする必要があり、また、この圧延においてフェ
ライト変態核導入のための未再結晶域圧延を必要とし、
そのためには、圧延終了温度は８００℃以下としなけれ
ばならず、この圧延は歪の蓄積のためにオーステナイト
のより低温域において圧延を行うのが効果的であるが、
低温になり過ぎるとフェライトが析出して、このフェラ
イトが加工されることにより靭性が劣化する。従って、
圧延終了温度を表面温度で（Ａｒ３−３０℃）以上とす
るのである。このＡｒ３は次式により与えられる。式中
の元素は含有量（ｗｔ％）、ｔは板厚（ｍｍ）により示
す。 Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０
Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ
−８０Ｍｏ＋０．３５（ｔ−８）
い、表面温度が（Ａｒ３−３０℃）〜８００℃において
圧延を終了させるのであり、オーステナイト粒の細粒化
およびフェライト変態核導入のためには全圧下量は６０
％以上とする必要があり、また、この圧延においてフェ
ライト変態核導入のための未再結晶域圧延を必要とし、
そのためには、圧延終了温度は８００℃以下としなけれ
ばならず、この圧延は歪の蓄積のためにオーステナイト
のより低温域において圧延を行うのが効果的であるが、
低温になり過ぎるとフェライトが析出して、このフェラ
イトが加工されることにより靭性が劣化する。従って、
圧延終了温度を表面温度で（Ａｒ３−３０℃）以上とす
るのである。このＡｒ３は次式により与えられる。式中
の元素は含有量（ｗｔ％）、ｔは板厚（ｍｍ）により示
す。 Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０
Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ
−８０Ｍｏ＋０．３５（ｔ−８）
【００３４】圧延
後の冷却は、組織を細粒化し、Ｃｕ、Ｎｂをできるだけ
固溶させた状態において、冷却後の析出強化処理により
析出強化作用を発揮することができるように、２℃／ｓ
ｅｃ以上の冷却速度で６００℃以下の温度まで冷却を行
うのである。 このような、加熱、圧延、冷却条件を
組み合わせることにより、鋼板の板厚中央部においても
ベイナイト単相組織ではなく、フェライトを含有する組
織とすることができ、高靭性を確保することが可能とな
る。
後の冷却は、組織を細粒化し、Ｃｕ、Ｎｂをできるだけ
固溶させた状態において、冷却後の析出強化処理により
析出強化作用を発揮することができるように、２℃／ｓ
ｅｃ以上の冷却速度で６００℃以下の温度まで冷却を行
うのである。 このような、加熱、圧延、冷却条件を
組み合わせることにより、鋼板の板厚中央部においても
ベイナイト単相組織ではなく、フェライトを含有する組
織とすることができ、高靭性を確保することが可能とな
る。
【００３５】さらに、冷却後の析出強化処理は、Ｃｕの
析出およびＮｂ炭化物の析出による強化を図るために行
うのであり、このために、析出強化処理は５５０℃〜Ａ
ｃ１の温度において行う必要があり、５５０℃未満の温
度ではＣｕおよびＮｂ炭化物の析出に長時間を必要とし
、また、Ａｃ１を越える温度ではＣｕおよびＮｂ炭化物
が粗大化して充分な析出強化を得ることができない。 従って、析出強化処理温度は５５０℃〜Ａｃ１とする。 なお、Ａｃ１は次式により与えられる。なお、各元素は
含有量（ｗｔ％）で示す。 Ａｃ１（℃）＝７２３−１４Ｍｎ＋２２Ｓｉ−１４
．４Ｎｉ＋２３．３Ｃｒ
析出およびＮｂ炭化物の析出による強化を図るために行
うのであり、このために、析出強化処理は５５０℃〜Ａ
ｃ１の温度において行う必要があり、５５０℃未満の温
度ではＣｕおよびＮｂ炭化物の析出に長時間を必要とし
、また、Ａｃ１を越える温度ではＣｕおよびＮｂ炭化物
が粗大化して充分な析出強化を得ることができない。 従って、析出強化処理温度は５５０℃〜Ａｃ１とする。 なお、Ａｃ１は次式により与えられる。なお、各元素は
含有量（ｗｔ％）で示す。 Ａｃ１（℃）＝７２３−１４Ｍｎ＋２２Ｓｉ−１４
．４Ｎｉ＋２３．３Ｃｒ
【００３６】
【実 施 例】本発明に係る靭性の優れた高強度鋼
板の製造方法について、実施例を説明する。
板の製造方法について、実施例を説明する。
【００３７】
【実 施 例】表１に示す含有成分および成分割合の鋼
を常法により溶製、鋳造を行い、製作された鋳片を表２
に示す製造条件に従って、加熱、圧延、冷却および析出
強化処理を行って供試鋼板を作製した。これらの鋼板か
ら試験片を採取し、引張試験および２ｍｍＶノッチシャ
ルピー衝撃試験を行った。表２にその結果を示す。
を常法により溶製、鋳造を行い、製作された鋳片を表２
に示す製造条件に従って、加熱、圧延、冷却および析出
強化処理を行って供試鋼板を作製した。これらの鋼板か
ら試験片を採取し、引張試験および２ｍｍＶノッチシャ
ルピー衝撃試験を行った。表２にその結果を示す。
【００３８】表３から次に説明するように、本発明に係
る靭性の優れた高強度鋼板の製造方法（以下、単に本発
明法ということがある。）により製造された鋼板が、高
強度、かつ、低温靭性に優れていることがわかる。
る靭性の優れた高強度鋼板の製造方法（以下、単に本発
明法ということがある。）により製造された鋼板が、高
強度、かつ、低温靭性に優れていることがわかる。
【００３９】即ち、本発明法によるＮｏ．１、Ｎｏ．２
、Ｎｏ．５、Ｎｏ．６、Ｎｏ．１５、Ｎｏ．１６は何れ
も、降伏強度７２ｋｇｆ／ｍｍ２以上の値を示しており
、また、−８０℃におけるシャルピー吸収エネルギーは
２３ｋｇｆ以上であり、遷移温度（ｖＴｒｓ）は−９０
℃以下であり、優れた値を示している。
、Ｎｏ．５、Ｎｏ．６、Ｎｏ．１５、Ｎｏ．１６は何れ
も、降伏強度７２ｋｇｆ／ｍｍ２以上の値を示しており
、また、−８０℃におけるシャルピー吸収エネルギーは
２３ｋｇｆ以上であり、遷移温度（ｖＴｒｓ）は−９０
℃以下であり、優れた値を示している。
【００４０】これに対して、比較例Ｎｏ．３、Ｎｏ．８
は加熱温度か低いために、良好な靭性は有するものの、
強度が低い。また、比較例Ｎｏ．４、Ｎｏ．９は圧延開
始時の表面温度およびスラブ厚中央部の温度が高いため
、強度は高いが靭性はよくない。比較例Ｎｏ．１０は圧
延開始時の表面温度は低いが、スラブ厚中央部の温度が
高いので靭性がよくない。比較例Ｎｏ．７は全圧下量が
小さいため靭性がよくない。比較例Ｎｏ．１１は圧延仕
上表面温度が高く、また、比較例Ｎｏ．１３は析出強化
処理温度が低いため靭性がよくない。比較例Ｎｏ．１２
は空冷による冷却速度が遅いので、強度が低く、また、
比較例Ｎｏ．１４はＡｃ１以上の温度において析出強化
処理を行っているためＹＳが低い。比較例Ｎｏ．１７は
Ｃｕ含有量が少なく、比較例Ｎｏ．１８はＮｂ含有量が
少ないので、何れも強度が低い。
は加熱温度か低いために、良好な靭性は有するものの、
強度が低い。また、比較例Ｎｏ．４、Ｎｏ．９は圧延開
始時の表面温度およびスラブ厚中央部の温度が高いため
、強度は高いが靭性はよくない。比較例Ｎｏ．１０は圧
延開始時の表面温度は低いが、スラブ厚中央部の温度が
高いので靭性がよくない。比較例Ｎｏ．７は全圧下量が
小さいため靭性がよくない。比較例Ｎｏ．１１は圧延仕
上表面温度が高く、また、比較例Ｎｏ．１３は析出強化
処理温度が低いため靭性がよくない。比較例Ｎｏ．１２
は空冷による冷却速度が遅いので、強度が低く、また、
比較例Ｎｏ．１４はＡｃ１以上の温度において析出強化
処理を行っているためＹＳが低い。比較例Ｎｏ．１７は
Ｃｕ含有量が少なく、比較例Ｎｏ．１８はＮｂ含有量が
少ないので、何れも強度が低い。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】
【表３】
【００４４】
【発明の効果】以上説明したように、本発明に係る靭性
の優れた高強度鋼板の製造方法は上記の構成であるから
、Ｃｕ、Ｎｂの析出強化を利用し、特に、加熱条件、圧
延温度域を適切に制御しており、合金元素の含有量を低
くし、溶接性を向上させることができ、降伏強さ７０ｋ
ｇｆ／ｍｍ２以上であり、板厚中央部の靭性がｖＴｒｓ
≦−８０℃を満足するという優れた効果を有するもので
ある。
の優れた高強度鋼板の製造方法は上記の構成であるから
、Ｃｕ、Ｎｂの析出強化を利用し、特に、加熱条件、圧
延温度域を適切に制御しており、合金元素の含有量を低
くし、溶接性を向上させることができ、降伏強さ７０ｋ
ｇｆ／ｍｍ２以上であり、板厚中央部の靭性がｖＴｒｓ
≦−８０℃を満足するという優れた効果を有するもので
ある。
Claims (2)
- 【請求項１】Ｃ ０．０１〜０．１０ｗｔ％、Ｓｉ
０．０５〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ ０．８〜２．０
ｗｔ％、Ｓ ０．００５ｗｔ％以下、Ａｌ ０．０
０５〜０．１０ｗｔ％、Ｃｕ ０．５〜２．０ｗｔ％
、Ｎｉ ０．３〜３．５ｗｔ％、Ｎｂ ０．０１〜
０．１０ｗｔ％、Ｔｉ ０．００５〜０．０２０ｗｔ
％、Ｎ ０．００３０〜０．０１００ｗｔ％、を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなるスラブを１０
５０℃以上の温度に加熱後、圧延を開始する前に、スラ
ブの厚さの中央部の温度が１０００℃以下、８５０℃以
上であり、かつ、スラブ表面温度が８５０℃以下、Ａｒ
３以上になるまで冷却を行い、次いで、全圧下量が６０
％以上の圧延を行って、表面温度が（Ａｒ３−３０℃）
〜８００℃の温度において圧延を終了させ、２℃／ｓｅ
ｃ以上の冷却速度で６００℃以下の温度まで冷却を行い
、さらに、５５０℃〜Ａｃ１の温度において析出強化処
理を行うことを特徴とする靭性の優れた高強度鋼板の製
造方法。 - 【請求項２】Ｃ ０．０１〜０．１０ｗｔ％、Ｓｉ
０．０５〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ ０．８〜２．０
ｗｔ％、Ｓ ０．００５ｗｔ％以下、Ａｌ ０．０
０５〜０．１０ｗｔ％、Ｃｕ ０．５〜２．０ｗｔ％
、Ｎｉ ０．３〜３．５ｗｔ％、Ｎｂ ０．０１〜
０．１０ｗｔ％、Ｔｉ ０．００５〜０．０２０ｗｔ
％、Ｎ ０．００３０〜０．０１００ｗｔ％、を含有
し、さらに、Ｃｒ ０．０１〜０．５０ｗｔ％、Ｍｏ
０．０１〜０．５０ｗｔ％、Ｖ ０．００５〜０
．１０ｗｔ％、Ｃａ ０．０００５〜０．００５０ｗ
ｔ％、ＲＥＭ ０．００５〜０．０５０ｗｔ％の内か
ら選んだ１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび
不可避不純物からなるスラブを１０５０℃以上の温度に
加熱後、圧延を開始する前に、スラブの厚さの中央部の
温度が１０００℃以下、８５０℃以上であり、かつ、ス
ラブ表面温度が８５０℃以下、Ａｒ３以上になるまで冷
却を行い、次いで、全圧下量が６０％以上の圧延を行っ
て、表面温度が（Ａｒ３−３０℃）〜８００℃の温度に
おいて圧延を終了させ、２℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で
６００℃以下の温度まで冷却を行い、さらに、５５０℃
〜Ａｃ１の温度において析出強化処理を行うことを特徴
とする靭性の優れた高強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16399591A JPH04362126A (ja) | 1991-06-07 | 1991-06-07 | 靭性の優れた高強度鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16399591A JPH04362126A (ja) | 1991-06-07 | 1991-06-07 | 靭性の優れた高強度鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04362126A true JPH04362126A (ja) | 1992-12-15 |
Family
ID=15784760
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16399591A Withdrawn JPH04362126A (ja) | 1991-06-07 | 1991-06-07 | 靭性の優れた高強度鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04362126A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100605721B1 (ko) * | 2004-10-26 | 2006-08-01 | 주식회사 포스코 | 저합금 석출강화형 고강도 강판의 제조방법 |
| JP2010150608A (ja) * | 2008-12-25 | 2010-07-08 | Kobe Steel Ltd | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用厚鋼板 |
-
1991
- 1991-06-07 JP JP16399591A patent/JPH04362126A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100605721B1 (ko) * | 2004-10-26 | 2006-08-01 | 주식회사 포스코 | 저합금 석출강화형 고강도 강판의 제조방법 |
| JP2010150608A (ja) * | 2008-12-25 | 2010-07-08 | Kobe Steel Ltd | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用厚鋼板 |
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Application deemed to be withdrawn because no request for examination was validly filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 19980903 |