JPH05271770A - 細粒厚鋼板の製造法 - Google Patents
細粒厚鋼板の製造法Info
- Publication number
- JPH05271770A JPH05271770A JP4066422A JP6642292A JPH05271770A JP H05271770 A JPH05271770 A JP H05271770A JP 4066422 A JP4066422 A JP 4066422A JP 6642292 A JP6642292 A JP 6642292A JP H05271770 A JPH05271770 A JP H05271770A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling
- cooling
- steel
- temperature
- recrystallization
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
- Control Of Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、細粒高靭性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。 【構成】 凝固後Ａｃ3 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℃の温度域で３０％以上圧
延されるようにスラブ厚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、更に未再結晶域にてＶ＞（１８／ｔ）0.5
を満足する冷却を行ないながら圧延を実施する。 【効果】 母材の靭性が優れた鋼板を安定して経済的に
製造する技術を確立する。
的にかつ生産性よく製造する方法に関するものである。 【構成】 凝固後Ａｃ3 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℃の温度域で３０％以上圧
延されるようにスラブ厚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、更に未再結晶域にてＶ＞（１８／ｔ）0.5
を満足する冷却を行ないながら圧延を実施する。 【効果】 母材の靭性が優れた鋼板を安定して経済的に
製造する技術を確立する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、細粒高靭性構造用の厚
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。
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、鋼材の強度、靭性、加工性等の諸
特性はその組織が微細化するほど向上することが一般的
な事実として広く知られ、鋼材の低温での靭性を向上さ
せるには結晶粒微細化がきわめて有効で各種分野で検討
がなされている。例えば、制御圧延の例として、フェラ
イト粒径を微細化する技術として特開昭５９−４７３２
３号公報の提案がある。しかしこの圧延方法は低温で加
熱し、未再結晶域で大きな加工を加える方法である。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等の合金を使
用している。
特性はその組織が微細化するほど向上することが一般的
な事実として広く知られ、鋼材の低温での靭性を向上さ
せるには結晶粒微細化がきわめて有効で各種分野で検討
がなされている。例えば、制御圧延の例として、フェラ
イト粒径を微細化する技術として特開昭５９−４７３２
３号公報の提案がある。しかしこの圧延方法は低温で加
熱し、未再結晶域で大きな加工を加える方法である。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等の合金を使
用している。
【０００３】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程度に細粒化する技術がある。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２−３
０１５１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。
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程度に細粒化する技術がある。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２−３
０１５１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。
【０００４】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。
（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。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記し
た提案は実用時に次に述べるような問題を内在してお
り、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、
生産性の向上を追求している現状における問題が多い。
た提案は実用時に次に述べるような問題を内在してお
り、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、
生産性の向上を追求している現状における問題が多い。
【０００６】特開昭５８−１９４３１号公報に開示され
ているように、ＮｉやＮｂ等の合金の添加は、鋼材の製
造コストを引き上げるばかりでなく、多量の使用は鋼材
の溶接性の劣化を招き、溶接部の所定の特性を満足でき
ないことになる。
ているように、ＮｉやＮｂ等の合金の添加は、鋼材の製
造コストを引き上げるばかりでなく、多量の使用は鋼材
の溶接性の劣化を招き、溶接部の所定の特性を満足でき
ないことになる。
【０００７】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。
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。
【０００８】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。本発明はこれらの問
題点を伴わずに、鋼材を細粒化させ母材の靭性を改善し
た鋼材を生産性良く、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。
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。本発明はこれらの問
題点を伴わずに、鋼材を細粒化させ母材の靭性を改善し
た鋼材を生産性良く、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。
【０００９】
【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 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℃の温度域で３０％以上
圧延されるようにスラブ厚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、更に未再結晶域にてＶ＞（１８／
ｔ）0.5 を満足する冷却を行ないながら圧延を実施する
ことを第１の手段とする。
するために、凝固後Ａｃ3 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℃の温度域で３０％以上
圧延されるようにスラブ厚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、更に未再結晶域にてＶ＞（１８／
ｔ）0.5 を満足する冷却を行ないながら圧延を実施する
ことを第１の手段とする。
【００１０】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。
℃／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。
【００１１】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。
【００１２】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 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。
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 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。
【００１３】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。
【００１４】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。
【００１５】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，Ｐ，Ｃｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚ
ｒ，Ｔａ，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，Ｐ，Ｃｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚ
ｒ，Ｔａ，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。
【００１６】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。
【００１７】
【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。
【００１８】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。
【００１９】本発明者等は、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
延等を用いることなく、従来技術で得られていたと同等
又はそれ以上の母材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点から実験を重ねた。
度調整のための滞留・待機、更には低温域での再加熱圧
延等を用いることなく、従来技術で得られていたと同等
又はそれ以上の母材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点から実験を重ねた。
【００２０】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。 鋳片を再結晶後からＡｒ3 点温度に至るまでの未再結
晶域で冷却しながら圧延して変態前のオーステナイトに
蓄積した歪みと変態フェライト粒径の関係。 との組み合わせと母材靭性の関係。
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。 鋳片を再結晶後からＡｒ3 点温度に至るまでの未再結
晶域で冷却しながら圧延して変態前のオーステナイトに
蓄積した歪みと変態フェライト粒径の関係。 との組み合わせと母材靭性の関係。
【００２１】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。
【００２２】本発明者等は、板厚中心部の温度に着目
し、再結晶域での圧下温度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。
し、再結晶域での圧下温度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。
【００２３】更に前記再結晶最適温度範囲での圧下率と
１パス当りの歪量との影響を調査した結果をそれぞれ図
３，４に示す。図３，４により圧下量は３０％以上、１
パス当りの歪量が真歪で０．２以上になると再結晶した
オーステナイト粒径が細粒化することが判明した。
１パス当りの歪量との影響を調査した結果をそれぞれ図
３，４に示す。図３，４により圧下量は３０％以上、１
パス当りの歪量が真歪で０．２以上になると再結晶した
オーステナイト粒径が細粒化することが判明した。
【００２４】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−１１０℃を示した鋼材の
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に曲線Ｂで示す。
ピー衝撃試験でのｖＴｒｓが−１１０℃を示した鋼材の
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に曲線Ｂで示す。
【００２５】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５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５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。
【００２６】図５の製造条件は次の通りである。 加熱温度：１０５０℃ 仕上温度： ０℃ 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％ １パス当りの真歪量＞０．２
＝３５％ １パス当りの真歪量＞０．２
【００２７】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。
【００２８】
【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。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【表３】
【００３２】
【表４】
【００３３】
【表５】
【００３４】
【表６】
【００３５】
【表７】
【００３６】
【表８】
【００３７】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は優れた所要の強度を有
し、靭性もｖＴｒｓで−１００〜−１３０℃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
れた母材特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は優れた所要の強度を有
し、靭性もｖＴｒｓで−１００〜−１３０℃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
れた母材特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。
【００３８】これに対し、No．Ｂ１〜Ｂ１０の比較例は
何れも本発明に示す製造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N
o．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．Ａ９に比べ母材靭性が劣化していた。
何れも本発明に示す製造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N
o．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．Ａ９に比べ母材靭性が劣化していた。
【００３９】圧延中に冷却がない比較例のNo．Ｂ１，Ｂ
３，Ｂ４，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，
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。
３，Ｂ４，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，
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。
【００４０】
【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、母材靭性が優れた構造用鋼板を高い生産性のもと
に円滑に安定して経済的に製造する技術を確立したもの
で、本発明の利用分野にもたらす効果、及び関係する分
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、母材靭性が優れた構造用鋼板を高い生産性のもと
に円滑に安定して経済的に製造する技術を確立したもの
で、本発明の利用分野にもたらす効果、及び関係する分
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。
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】冷却条件と母材靭性の関係を示す図表である。
───────────────────────────────────────────────────── 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
Claims (3)
- 【請求項１】 凝固後Ａｃ3 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℃の温度域で３０％以
上圧延されるように、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、更に未再結晶域にてＶ＞（１８／
ｔ）0.5を満足する冷却を行ないながら圧延を実施する
ことを特徴とする細粒厚鋼板の製造法。 - 【請求項２】 圧延終了後、冷却速度５℃／秒以上、冷
却停止温度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に記載の細粒厚鋼板の製造法。 - 【請求項３】 圧延終了後、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に記載の細粒厚鋼板の製
造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06642292A JP3212348B2 (ja) | 1992-03-24 | 1992-03-24 | 細粒厚鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06642292A JP3212348B2 (ja) | 1992-03-24 | 1992-03-24 | 細粒厚鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05271770A true JPH05271770A (ja) | 1993-10-19 |
| JP3212348B2 JP3212348B2 (ja) | 2001-09-25 |
Family
ID=13315344
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06642292A Expired - Fee Related JP3212348B2 (ja) | 1992-03-24 | 1992-03-24 | 細粒厚鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3212348B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006320923A (ja) * | 2005-05-18 | 2006-11-30 | Jfe Steel Kk | 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 |
| JP2008169440A (ja) * | 2007-01-12 | 2008-07-24 | Jfe Steel Kk | 薄肉低降伏比高張力鋼板およびその製造方法 |
| CN102671941A (zh) * | 2012-06-11 | 2012-09-19 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种双机架中厚板轧机薄规格管线钢的生产工艺 |
| CN102688884A (zh) * | 2012-06-11 | 2012-09-26 | 南京钢铁股份有限公司 | 2800mm双机架中厚板轧机极限规格钢板轧制工艺 |
-
1992
- 1992-03-24 JP JP06642292A patent/JP3212348B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006320923A (ja) * | 2005-05-18 | 2006-11-30 | Jfe Steel Kk | 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 |
| JP4626394B2 (ja) * | 2005-05-18 | 2011-02-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 |
| JP2008169440A (ja) * | 2007-01-12 | 2008-07-24 | Jfe Steel Kk | 薄肉低降伏比高張力鋼板およびその製造方法 |
| CN102671941A (zh) * | 2012-06-11 | 2012-09-19 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种双机架中厚板轧机薄规格管线钢的生产工艺 |
| CN102688884A (zh) * | 2012-06-11 | 2012-09-26 | 南京钢铁股份有限公司 | 2800mm双机架中厚板轧机极限规格钢板轧制工艺 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3212348B2 (ja) | 2001-09-25 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3314295B2 (ja) | 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JPH10306316A (ja) | 低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法 | |
| JPH093609A (ja) | 高い強度と優れた延伸性を有するニオブ含有圧延鋼板とその製造方法 | |
| JP3879440B2 (ja) | 高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3383148B2 (ja) | 靱性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JP3242303B2 (ja) | 超微細粒を有する延性、靱性、疲労特性、強度延性バランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH09202919A (ja) | 低温靱性に優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| JP3261515B2 (ja) | 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JP3246993B2 (ja) | 低温靭性に優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JP3212348B2 (ja) | 細粒厚鋼板の製造法 | |
| JPH07258788A (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性と低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JPH0629480B2 (ja) | 強度、延性、靱性及び疲労特性に優れた熱延高張力鋼板及びその製造方法 | |
| JP3462922B2 (ja) | 強度・靭性に優れた高張力鋼板の製造方法 | |
| JP4116708B2 (ja) | 微細結晶粒組織鋼の製造方法 | |
| JP2555436B2 (ja) | 加工性の優れた熱延鋼板とその製造法 | |
| JPH0617125A (ja) | ラインパイプ用熱延鋼板の製造方法 | |
| JP3217111B2 (ja) | 高強度高靭性構造用厚鋼板の製造法 | |
| JPH1088230A (ja) | 靱性に優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| JP3279335B2 (ja) | 高強度高靭性構造用鋼板の製造法 | |
| JP3021071B2 (ja) | 高強度高靭性構造用厚鋼板の製造方法 | |
| JPH05271756A (ja) | 低温での靭性が優れた溶接用構造用厚鋼板の製造法 | |
| JP3502809B2 (ja) | 靭性の優れた鋼材の製造方法 | |
| JP3212349B2 (ja) | 細粒高靭性構造用鋼板の製造法 | |
| JP3237861B2 (ja) | 高強度高靭性構造用鋼板の製造方法 | |
| JP2003129133A (ja) | 高強度高靭性厚鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20010612 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |