JPH05345917A - 高強度熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
高強度熱延鋼板の製造方法Info
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Abstract
高強度熱延鋼板を的確に製造し得る新しい方法を提供す
る。 【構成】 1)C:0.05〜0.20%,Si:≦
0.60%,Mn:0.10〜2.50%,Sol.A
l:0.004〜0.10%,Ti:0.04〜0.3
0%,B:0.0005〜0.0015%を含み、残部
Feおよび不可避不純物からなる連続鋳造スラブを加熱
するに際して、少なくとも1100℃からTiCの溶体
化温度以上1400℃以下の加熱温度までの温度領域を
毎時150℃以上の昇温速度で加熱し、加熱温度での保
定時間を5分以上30分以下とし、その後熱間圧延する
ことを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。 2)上記の成分に更にNiを0.2〜1.50%を含む
上記と同様の製造方法。
Description
化、軽量化に好適な靱性の優れた高強度熱延鋼板の製造
方法に関するものである。
近年Tiを添加して制御圧延・制御冷却を組み合わせる
非調質鋼板が著しく進歩しており、その鋼板として例え
ば特公昭55−49147号公報,特公平3−6542
5号公報に示されるものがある。特公昭55−4914
7号公報はTiを0.04〜0.20%添加した低炭素
鋼に関するものであるが、その製造における加熱条件は
Ti炭化物の溶体化のため高温加熱が行われ、Ar3 変
態点以上で熱間圧延を終了し、550℃〜750℃の範
囲で巻取りが行われている。この方法は強度および加工
性の良い鋼板を得る優れた方法である。さらに、靱性の
優れた鋼板を得るために良く知られている方法である熱
間圧延時の圧下率を制限したり、圧延後の冷却速度を制
限する方法が行われていた。しかし、この方法では通常
厚み200〜300mmのスラブをガスまたは重油を燃
焼する加熱炉を用いて中心部までTi炭化物の溶体化温
度以上に加熱するため高温で長時間の加熱が行われる。
そのため、加熱後のスラブのオーステナイト結晶粒径は
著しく大きくなり、制御圧延によりオーステナイト結晶
粒径を微細化しても鋼板のフェライト結晶粒微細化に限
界があった。
5%から0.20%以下,Si:1.2%以下,Mn:
0.5%から2.0%以下で、Tiを0.04%から
0.20%添加し、必要に応じてBを添加し、Tiの析
出形態を制限し、ベイナイト組織の量を制限した鋼板の
発明である。その引張強さは950N/mm2 級以下
で、この方法も厚み200〜300mmのスラブをガス
または重油を燃焼する加熱炉を用いて中心部までTi炭
化物の溶体化温度以上に加熱するため高温で長時間の加
熱が行われるため、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度
もせいぜい−60℃である。
Bを添加した非調質高強度熱延鋼板の結晶粒を微細化す
る新しい製造方法を提供することを目的とし、この方法
により靱性の優れた建設機械用等の高強度熱延鋼板を提
供するものである。
ろは次のとおりである。 (1)C:0.05〜0.20%,Si:≦0.60
%,Mn:0.10〜2.50%,Sol.Al:0.
004〜0.10%,Ti:0.04〜0.30%,
B:0.0005〜0.0015%を含み、残部Feお
よび不可避不純物からなる連続鋳造スラブを加熱するに
際して、少なくとも1100℃からTiCの溶体化温度
以上1400℃以下の加熱温度までの温度領域を毎時1
50℃以上の昇温速度で加熱し、加熱温度での保定時間
を5分以上30分以下とし、その後熱間圧延することを
特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法 (2)C:0.05〜0.20%,Si:≦0.60
%,Mn:0.10〜2.50%,Sol.Al:0.
004〜0.10%,Ti:0.04〜0.30%,
B:0.0005〜0.0015%,Ni:0.2〜
1.50%を含み、残部Feおよび不可避不純物からな
る連続鋳造スラブを加熱するに際して、少なくとも11
00℃からTiCの溶体化温度以上1400℃以下の加
熱温度までの温度領域を毎時150℃以上の昇温速度で
加熱し、加熱温度での保定時間を5分以上30分以下と
し、その後熱間圧延することを特徴とする高強度熱延鋼
板の製造方法にある。
性の優れたTiを添加した非調質高強度熱延鋼板を製造
するためには、微量のTiを析出硬化元素として、微量
の固溶Bを冷却時の変態温度を低下させることによる変
態後のフェライト組織を微細化させるオーステナイト安
定化元素として利用し、且つ加熱・熱延・冷却の工程を
とる熱間圧延工程を工夫することにより結晶粒の微細化
を行うことが必要である。通常、目的の成分に調整され
た鋼は連続鋳造されAr3 変態点以下に冷却されるが、
その冷却速度は鋳片の厚みが200〜300mmあるた
め遅い。そのため鋳片にはTiC,TiN等の添加した
元素の0.05ミクロン以上の大きな析出物が析出して
いる。強度向上に寄与するTiは整合析出している極め
て微細なTiであると言われている。従って、添加され
た微量のTiが熱間圧延前の加熱段階で溶体化され、圧
延後に析出される必要がある。
出物の溶解度積と温度(T:°K)との関係の温度T°
K以上必要である。 log10〔%Ti〕・〔%C〕 =2.75−7, 000/T・・・(1) しかし、この温度で加熱すると高温のため通常はオース
テナイト結晶粒が粗大化するため、その後の熱延・冷却
工程で種々の工夫がなされ、鋼板のフェライト結晶粒が
微細化される。熱延工程では、熱間圧延によるオーステ
ナイト粒の微細化のため圧延温度と圧下率が種々工夫さ
れている。また、冷却工程ではフェライト粒の微細化の
ため、微量のBを添加してオーステナイトを安定化させ
たり、圧延後の冷却速度を速くしAr3 変態点を低下さ
せるなどの工夫がなされている。
なく、加熱工程を工夫して熱間圧延前のオーステナイト
結晶粒を細かくできれば熱延・冷却後の鋼板のフェライ
ト結晶粒を細かくでき、靱性改善に極めて有効である。
特に、板厚が厚くなると熱間圧延時の低温での圧下率が
充分得られず、また冷却速度にも限界があるので、熱間
圧延前のオーステナイト結晶粒を細かくすることは有効
である。本発明者等は、種々の実験の結果、少なくとも
1100℃から、TiCの溶体化温度以上1400℃以
下の加熱温度までの温度領域を毎時150℃以上の昇温
速度で加熱し、加熱温度での保定時間を5分以上30分
以下と限定することによってオーステナイト結晶粒の粗
大化を防止しつつ析出物を溶体化させ得ることを新たに
知見したものである。
1.90%Mn−0.20%Ti−0.0008%B−
0.030%Sol.Al鋼の250mmスラブを加熱
条件を変えて加熱し、その温度に15分保持後、圧延を
開始し、仕上げ入り側板厚40mm、熱延仕上げ温度8
80℃で板厚8mmに熱延後、圧延後の冷却速度50℃
/sec、室温巻取りで熱間圧延した鋼板の引張強さを
示す。このときのスラブを加熱条件はスラブ断面平均の
加熱温度と加熱昇温速度を変えて実験を行った。これに
よると、引張強さは加熱温度が1100℃から1320
℃まで高くなるにつれて高くなり、1320℃以上では
殆ど変化がないことが示されており、かつ加熱昇温速度
の影響は殆どみられないことを示している。即ち、この
鋼のTiが窒化物、酸化物および硫化物になる量を除い
た有効に作用する量のTiCの計算溶体化温度が130
0℃であることから、TiCが溶体化していさえすれば
引張強さは殆ど変わらないことを示している。
ャルピー試験破面遷移温度(vTrs)に及ぼす加熱温
度および加熱昇温速度の影響を示す。これによると、加
熱昇温速度を70℃/hrの場合、加熱温度が高くなる
につれて破面遷移温度は高くなり(靱性が劣化する)、
1320℃以上で引張強さが同じであるにもかかわら
ず、破面遷移温度は急激に高くなっている。これは、1
320℃以上の加熱でTiCの溶体化後、オーステナイ
ト結晶粒が急激に大きくなり、圧延後も鋼板のフェライ
ト結晶粒が大きく、従って破面遷移温度が高くなってい
る。一方、加熱昇温速度を150℃/hr以上の場合、
加熱温度1320℃までは加熱温度が高くなるにつれて
破面遷移温度は高くなるが、加熱温度1320℃から1
380℃までは殆ど変わらない。これは、加熱温度13
20℃までの鋼板は引張強さが高くなるにつれて破面遷
移温度は高くなったものであり、それより高い温度では
引張強さは変わらず、しかも急速加熱のためオーステナ
イト結晶粒も大きくならず、従ってこの条件で加熱した
鋼板の破面遷移温度も高くならない。
温速度の影響を示す。これは加熱昇温速度が150℃/
hr未満では破面遷移温度が上昇することを示してい
る。これらのことは、加熱昇温速度を150℃/hr以
上にすることは引張強さが高く、しかも破面遷移温度が
低い(靱性が良好な)鋼板を製造する有効な方法である
ことを示している。
の如くである。 C:Cは高い引張り強さを得るために最も効果的な元素
であって、この目的のために少なくとも0.05%の添
加が必要である。しかし、Cの増加と共に加工性、靱性
および溶接性が低下するので、その上限を0.20%と
限定し、0.05〜0.20%とした。 Si:Siは強化元素として有用であるが、鋼を経済的
に製造するために0.60%を上限として添加すること
とした。 Mn:Mnも強度の向上には効果的な元素であって、こ
の目的のために少なくとも0.10%の添加が必要であ
る。しかし、2.50%を越すと溶鋼製造上困難になる
ので上限を2.50%とした。 Al:Alは脱酸上0.004%以上必要であるが、
0.10%を越すと結晶粒の粗大化を来たし強度を劣化
させるので0.10%以下に限定した。
O,Sと結合して、炭化物、窒化物、酸化物および硫化
物を形成する。炭化物を形成し強度向上に有効に作用す
るためには少なくとも0.04%を必要とする。Tiが
多くなると表面疵の原因になるので上限を0.30%と
し、0.04〜0.30%の範囲に限定した。 B:Bは熱間圧延終了後の冷却速度が30℃/sec以
上の急冷下においてオーステナイトを安定化させ、ベイ
ナイト組織を得やすくする作用があるが、0.0005
%未満では前記作用に所望の効果が得られず、一方0.
0015%以上含有させてもその効果が飽和し、さらに
鋳片割れ等の表面疵が発生し易くなることから、その含
有量を0.0005〜0.0015%に限定した。 Ni:TiおよびBを添加した鋼でもNiを添加するこ
とによって鋼板および溶接継ぎ手部の低温靱性が向上す
ることが明らかになり、その効果を明確に示すためには
少なくとも0.2%添加する必要がある。添加量が増加
するにつれて低温靱性改善の効果は大きくなるが経済性
の観点からその添加量の上限を1.5%とし、0.2〜
1.5%の範囲に限定した。
る。鋼板の靱性を改善するためには鋼板の結晶粒を細か
くすることが必要であり、加熱時のスラブのオーステナ
イト結晶粒を細かくすることにより、鋼板のフェライト
結晶粒も細かくできる。スラブのオーステナイト結晶粒
径は、保持される温度と時間および結晶粒の成長をとめ
る析出物の有無に影響される。したがって、加熱時の昇
温速度は保持される温度と時間に影響し、昇温速度15
0℃/hr未満では加熱後スラブのオーステナイト結晶
粒が大きくなり、その結果、鋼板のフェライト結晶粒も
大きくなり靱性が劣化する。そのため、昇温速度150
℃/hr以上に限定した。また、昇温速度150℃/h
r以上にする加熱温度範囲を1100℃以上と限定した
のはそれまでの温度では、昇温速度が低くても結晶粒の
成長が比較的少ないためである。
のは、スラブの鋳造時の徐冷により析出した粗大なTi
Cを溶体化して熱延後の冷却時に微細析出させ鋼板の強
度を得るためであり、上限を1400℃としたのは、そ
れ以上の温度では表面スケールの溶融がおこり鋼板の表
面性状を劣化させるためである。加熱温度での保定時間
を5分以上30分以下としたのは、5分未満ではTiC
の溶体化が不十分であり30分超では保定時間中にオー
ステナイト結晶粒が大きくなってしまうためである。
度を150℃/hr以上と速くする加熱方法には、誘導
加熱を使う方法、直接通電による方法等あるが、とくに
限定するものではない。また、昇温速度を規定しない1
100℃までの温度域は燃料加熱による炉加熱を行い、
加熱昇温速度を150℃/hr以上にする1100℃以
上のみを誘導加熱または直接通電による方法を利用して
も良い。また、鋼板の製造方法として、ホットストリッ
プミルで製造しても、仕上げ圧延もリバース圧延が行わ
れる厚板圧延機を用いるいずれの方法でも良い。
溶製し、連続鋳造により厚み250mmの鋳片とした。
化学成分についてみると、A,B鋼はTi−B添加の低
炭素鋼で、C鋼はTi−B−Ni添加の低炭素鋼で本発
明の成分条件を満足するものである。表2にスラブの加
熱条件とホットストリップミルで熱延した鋼板の材質試
験結果を示す。加熱方法としては、加熱法I:1100
℃までガス加熱で1100℃以上を誘導加熱で150℃
/hr以上の昇温速度を行う方法、加熱法 II :室温か
ら目的の温度まで誘導加熱で150℃/hr以上の昇温
速度を行う方法、加熱法 III:室温から目的の温度まで
ガス加熱で1100℃以上では70℃/hrの昇温速度
を行う方法の3つを比較した。熱延条件は熱延仕上げ温
度を880℃とし、圧延後の冷却を50℃/secと
し、巻取り温度を室温とし、同一鋼種では熱延条件が同
じで加熱条件だけ違うようにした。
3,A−4,A−5,A−6,A−7は鋼種Aを用いた
本発明の製造条件を満足するものである。しかし、鋼板
A−8は鋼種Aを用いているが加熱温度での保持時間が
短く、TiCの溶体化が不十分なため必要な強度が得ら
れていない比較例である。鋼板A−9は鋼種Aを用いて
いるが昇温速度が70℃/hrと遅く、鋼板A−2に比
べてvTrsが高い比較例である。鋼板A−10は鋼種
Aを用いて昇温速度が150℃/hrと速いが、保定温
度は40分と長くvTrsが高い比較例である。鋼板B
−1は鋼種B,Cを用いた本発明の製造条件を満足する
ものである。しかし、鋼板B−2は昇温速度が70℃/
hrと遅く、鋼板B−1に比べてvTrsが高い比較例
である。C−1は鋼種Cを用いた本発明の製造条件を満
足するもので鋼種Bを用いた鋼板B−1に比べNiを含
有しているためシャルピー試験でのvTrsが低くなっ
ている。
は同じ鋼種および同一熱延条件でも優れた靱性の鋼板製
造が可能になる。従って、強度および靱性の優れた鋼板
を経済的に製造し得るもので工業的にその効果は大き
い。
n−0.20%Ti−0.0008%B−0.030%
Sol.Al鋼を用いた鋼板の引張強さに及ぼす加熱温
度および加熱昇温速度の影響を示した図、
ぼす加熱温度および加熱昇温速度の影響を示した図、
ぼす加熱昇温速度の影響を示した図である。
Claims (2)
- 【請求項1】C :0.05〜0.20% Si:≦0.60% Mn:0.10〜2.50% Sol.Al:0.004〜0.10% Ti:0.04〜0.30% B :0.0005〜0.0015% を含み、残部Feおよび不可避不純物からなる連続鋳造
スラブを加熱するに際して、少なくとも1100℃か
ら、TiCの溶体化温度以上1400℃以下の加熱温度
までの温度領域を毎時150℃以上の昇温速度で加熱
し、加熱温度での保定時間を5分以上30分以下とし、
その後熱間圧延することを特徴とする高強度熱延鋼板の
製造方法 - 【請求項2】C :0.05〜0.20% Si:≦0.60% Mn:0.10〜2.50% Sol.Al:0.004〜0.10% Ti:0.04〜0.30% B:0.0005〜0.0015% Ni:0.2〜1.50% を含み、残部Feおよび不可避不純物からなる連続鋳造
スラブを加熱するに際して、少なくとも1100℃か
ら、TiCの溶体化温度以上1400℃以下の加熱温度
までの温度領域を毎時150℃以上の昇温速度で加熱
し、加熱温度での保定時間を5分以上30分以下とし、
その後熱間圧延することを特徴とする高強度熱延鋼板の
製造方法
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4153936A JP3043517B2 (ja) | 1992-06-15 | 1992-06-15 | 高強度熱延鋼板の製造方法 |
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Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP4153936A JP3043517B2 (ja) | 1992-06-15 | 1992-06-15 | 高強度熱延鋼板の製造方法 |
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Publication Number | Publication Date |
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JPH05345917A true JPH05345917A (ja) | 1993-12-27 |
JP3043517B2 JP3043517B2 (ja) | 2000-05-22 |
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ID=15573323
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Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1865086A1 (de) * | 2006-06-07 | 2007-12-12 | ThyssenKrupp Steel AG | Mangan-Bor-Stahl, aus einem solchen Stahl hergestelltes Flachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung |
JP2010156016A (ja) * | 2008-12-26 | 2010-07-15 | Nippon Steel Corp | 曲げ加工性及び靭性の異方性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
WO2013065298A1 (ja) | 2011-11-01 | 2013-05-10 | Jfeスチール株式会社 | 曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
WO2019031583A1 (ja) | 2017-08-09 | 2019-02-14 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
-
1992
- 1992-06-15 JP JP4153936A patent/JP3043517B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1865086A1 (de) * | 2006-06-07 | 2007-12-12 | ThyssenKrupp Steel AG | Mangan-Bor-Stahl, aus einem solchen Stahl hergestelltes Flachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung |
WO2007141152A1 (de) * | 2006-06-07 | 2007-12-13 | Thyssenkrupp Steel Ag | Mangan-bor-stahl, aus einem solchen stahl hergestelltes flachprodukt und verfahren zu dessen herstellung |
JP2010156016A (ja) * | 2008-12-26 | 2010-07-15 | Nippon Steel Corp | 曲げ加工性及び靭性の異方性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
WO2013065298A1 (ja) | 2011-11-01 | 2013-05-10 | Jfeスチール株式会社 | 曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
US9752216B2 (en) | 2011-11-01 | 2017-09-05 | Jfe Steel Corporation | High-strength hot rolled steel sheet with excellent bendability and low-temperature toughness, and method for manufacturing the same |
WO2019031583A1 (ja) | 2017-08-09 | 2019-02-14 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
KR20200011458A (ko) | 2017-08-09 | 2020-02-03 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 열연 강판 및 그 제조 방법 |
US11326235B2 (en) | 2017-08-09 | 2022-05-10 | Nippon Steel Corporation | Hot rolled steel sheet and method for manufacturing same |
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