JPS62139816A - 高張力高じん性鋼厚板の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） じん性のすぐれた非調質高張力鋼板の製造方法に関し、
とくに加熱圧延条件と冷却条件を制御することにより、
じん性の劣化なしに高強度化して、しかも板表面から中
心まで均一な機械的性質を具備させることについての開
発研究の成果を以下に述べる。

（従来の技術） 加熱圧延条件及び冷却条件の適当な組合せにより非調質
高張力鋼板を製造する方法についてはよく知られている
。たとえば特公昭５５−３００４７号公報に示すところ
によればＣ：　０．０３〜０．２０ｗｔ％（以下単に％
と示す）　、Ｓｔ　：　０．０５〜０．６０％、Ｍｎ二
０．５０〜１．８％を基本成分とし、これに特殊元素を
添加する場合には０．１０％以下のＡｌ．０．５０％以
下のＣｕ、１％以下の旧、０．５０％以下のＣｒ、０．
０３％以下のＭＯｌｏ、２０％以下の■、０．１０％以
下のＮｂ、０．１０％以下のＴｉを１　、ｆｆｆｉ又は
２種含有させ残部は鉄および不可避的不純物よりなる鋼
を８００〜■０００°Ｃの温度範囲に加熱後５０％以上
の加工度を施し８００℃以下の温度で熱間圧延終了後直
ちに２・〜１５°Ｃ／ｓｅｃの冷却速度で６００°Ｃ以
下の任意の温度まで冷却することによりじん性を劣化さ
せず高強度を附与した非３Ｉ］ｉ高張力鋼板が製造でき
るとしている。

（発明が解決しようとする問題点） しかし上掲公報の開示に代表される公知の製造方法を工
業的規模の鋼板製造ラインに適用した場合に、下記に示
すような技術的問題点があり、必ずしも目的とする高張
力高靭性鋼板が製造できるとはかぎらないことが解明さ
れた。

（１）加熱温度がＡｃ３近傍であっても完全にオーステ
ナイト化を完了しない限り、圧延・冷却後に異常組織が
出現し、じん性が劣化すること。

（２）全加工度を大きくしたとしてもとくに未再結晶域
での加工度が小さい場合には変態後の結晶粒径が十分微
細化せず、十分なしん性が得られないこと。

（３）圧延終了温度、冷却開始温度の管理が不十分な場
合には強度上昇量の制御ができず、特に板厚が厚（なる
と冷却速度が異なる板表面と中心に大きな強度差を生じ
ること。

（４）冷却停止温度が高すぎる場合には十分な強度上昇
効果が得られず、また逆に低すぎる場合には低温変態組
織を生成しじん性が劣化すること。

したがって加熱条件、圧延条件、冷却条件の管理を厳密
に行い、加熱時のオーステナイト粒成長挙動の制御、オ
ーステナイト低温域圧延によるフェライト変態の促進、
及び冷却時の第２相変態挙動の制御による、じん性にす
ぐれとくに厚さ方向に均一な強度を有する高張力鋼板の
製造技術を確立することが必要であり、しかも工業的規
模での生産を考えた場合多少の条件変動があっても強度
・じん性の変化が小さくなるような制御圧延・制御冷却
方法が望まれるわけ、である。

（問題点を解決するための手段） この発明は炭素鋼または低合金を９３０〜１０６０°Ｃ
の温度範囲に加熱後、未再結晶オーステナイト域で７０
％以上の加工度を施し、板厚中心部の温度が７５０〜８
５０°Ｃの温度範囲にて熱間圧延を終了し、板厚中心部
で７５０℃以上の温度から、板厚中心部における１〜８
°Ｃ／秒の冷却速度範囲で冷却を行い、板厚中心部の温
度が２００〜５００°Ｃの温度範囲にて冷却を停止する ことを特徴とする高張力高じん性鋼板の製造方法である
。

この製造方法は炭素鋼又は低合金鋼が化学成分としてＡ
ｌ：０．００５〜０．０８ｗｔ％、Ｎ　：０．００５ｗ
ｔ％以下を含有するか又は炭素鋼又は低合金鋼が化学成
分としてＡｌ：０．００５〜０．０８ｗｔ％、Ｎ：０．
００５ｉｖｔ％以下を含有しさらに全希土類元素：０．
００３〜０．０３ｗｔ％及び／又はＺｒ：０．００３〜
０．０６ｗｔ％を含有する場合においてとくに好適であ
り、またこれらの成分以外の一般的な鋼中成分の組成範
囲については次のとおりである。

Ｃ：ｏ、ｏｉ〜０．２０ｗｔ％　　Ｓｉ：０．１〜０．
５　ｗｔ％Ｍｎ　：　０．６〜２．Ｏｗｔ％ 発明者らは種々の加熱条件、圧延条件、冷却条件での加
工熱処理実験をくりかえした結果炭素鋼または低合金鋼
の組織、強度しん性の変化について以下のような知見を
得た。

（１）加熱温度を９３０℃〜１０６０°Ｃに制御するこ
とにより加熱時の組織は完全にオーステナイト化し、し
かもオーステナイト粒の粗大化も起こらない。

また特に９７０〜１０３０℃の温度範囲においては均一
なオーステナイト粒が得られる。

（２）　　フェライト粒核形成サイトとなるオーステナ
イト中への変形帯を必要量生成させるためには未再結晶
域での累積圧下率を７０％以上にする必要がある。

（３）　　板厚中心部が未再結晶オーステナイト、表層
部がオーステナイト＋フェライト状態から強制冷却する
と、水量、冷却時間を適正に制御することにより、表層
部は微細フェライト士パーライト、中心部は微細フェラ
イト＋ベイナイト組織となり、均一な強度が得られる。

この発明は以上の発見事実に立脚している。この発明で
は、熱間圧延終了温度、冷却開始温度、冷却速度及び冷
却停止温度につき、板厚中心部における値をもって、制
御要因とし、そのためこれらの値は のようにして正しく把握することが重要である。

（作　用） 圧延条件について、 大量生産の場において、加熱時に綱片の各部で完全にオ
ーステナイト化するためには加熱温度の下限を９３０″
Ｃとする必要がある。また加熱時のオーステナイト粒の
粗大化を防止するためには加熱温度の上限を１０６０℃
にする必要がある。またそのうち炭窒化物が固溶し均一
で微細なオーステナイト粒を得ることができる９７０〜
１０３０℃の加熱範囲がとくにのぞましい。

次に十分な低温じん性を得るためには、加熱時のオース
テナイト粒の微細化のみでは不十分であり、オーステナ
イト粒界以外にもフェライトの核形成サイトを導入して
、フェライト核形成能を高める必要がある。このために
は未再結晶域加工度を７０％以上としオーステナイト中
の変形帯密度を冑くする必要がある。

未再結晶域の加工度が７０％以下では変形帯密度の十分
高い値が得られない。

板厚方向の強度変動を小さくし均一な鋼板を得るために
は圧延終了温度、そしてさらには冷却開始温度を制御し
表面と中心部の冷却速度差にともなう強度変動量を冷却
前の組織の差にともなう焼入性の違いにより補償する必
要がある。

これらの温度の制御は、冷却速度のもっとも遅い板厚中
心部で行う必要がある。

十分な低温じん性を得るための圧延終了温度は板厚中心
部の温度の上限を８５０℃にする必要がありそれという
のは８５０’Ｃをこえると未再結晶域圧延の硬化が十分
発揮されずじん性が劣化する。また冷却による強度上昇
効果を十分に発揮させるためには圧延終了時の板厚中心
部の温度の下限を７５０℃にする必要があり、７５０℃
よりも低くなった場合にはオーステナイト−フェライト
域でのフェライト加工により変態が起こりやすくなり、
焼入性が低下し十分な強度上昇効果は得られない。

とくに板厚が厚い場合には表層部はオーステナイト−フ
ェライト２相域となるが、冷却速度を速くして焼入性の
低下を補償できる。この場合には表層部は微細フェライ
ト＋パーライト、中心部は微細なフェライト＋ベイナイ
トとなるが、両者のフェライト強度の差とパーライト、
ベイナイト強度差は中心部の圧延終了温度が７５０℃以
上ではうまくバランスし板厚方向に均一な強度分布が得
られることによる。

従って板厚中心部での圧延終了温度は好ましくは８００
〜８５０℃に限定され、この温度範囲においては冷却後
の組織が表面、中心ともに微細フェライト＋ベイナイト
となり、強度のみならずＵ織も均一となる。

冷却条件について 圧延終了温度の限定に関してのべたところと同し技術的
な意味合いで冷却開始温度は７５０℃以上、好ましくは
８００°Ｃ以上に限定される。

冷却による強度上昇効果を十分発揮させるために板厚中
心部冷却速度の下限を１°Ｃ／秒にする必要がある。１
’Ｃ／秒未満では冷却による強度上昇効果が顕著でない
。

また本発明での冷却停止温度２００〜５００℃において
形状のすぐれた鋼板を製造するためには冷却速度の上限
を８℃／秒にする必要がある。８℃／秒超で２００〜５
００℃まで冷却すると膜沸騰から核沸騰への遷移による
微妙な温度のバランスのくずれにより、ひずみを生じ形
状が悪くなる。

板厚中心部での冷却停止温度を２００〜５００°Ｃに限
定したのは以下の理由による。

冷却停止温度が５００℃超では冷却による強度上昇効果
が顕著ではない。また冷却停止温度が２００°Ｃ未満で
は低温変態組織が多量に生成されしん１生が劣化する。

板厚が厚い場合には表層部は一時的には室温付近まで冷
却されるが、復熱効果により温度が上昇するため、中心
部の温度が２００°Ｃ以上であれば多量の低温変態組織
の生成をさけることができる。

この発明は特にこれまで板厚方向での均一な機械的性質
を得ることが困難であった板厚６０１１以上の鋼板に有
効である。

この発明は炭素鋼または低合金鋼を対象とし、その成分
組成については次の技術的意義をもつ。

Ｃは０．０１ｗｔ％未満では鋼の強度が低下し、母材の
熱影響部（以下１１ＡＺと記す）の軟化が顕著となる一
方、０゜２０ｗｔ％を越えると母材靭性の劣化および溶
接部の硬化、耐割れ性の劣化が大きくなることがらＣの
適正範囲は０．０１〜０．２．ｗｔ％である。

Ｓｉは０．１　ｗｔ％未満では母材じん性の劣化を招き
、一方０．５　ｗｔ％を越えると綱の清浄度が低下して
じん性劣化をまねくことから、Ｓｉの適正範囲は０．１
〜０．５　ｗｔ％にする必要がある。

Ｍｎは０．６　ｗｔ％未満では鋼の強度、じん性が劣化
しＩＩＡＺが軟化する傾向にある。しかし２ｗｔ％を越
えるとＩＩＡＺのじん性が低下するため、Ｍｎの適正範
囲は０．６〜２．０賀ｔ％である。

さらにこの発明の効果をより有効に発揮させるため鋼の
化学成分のうちＡｌとＮは、それぞれ八ｌ：０．００５
〜０．０８％、Ｎ　：０．００５％以下が望ましい。鋼
片を加熱前にＡＩとＮを固溶させ９３０〜１０６０’ｃ
の温度範囲での加熱を行ったときＡＩＮを微細に析出さ
せることによりオーステナイト組織を微細化かつ均一化
させるというのがその技術内容であるが、Ａｌ量、Ｎｌ
の上限は鋼片の冷却中におけるＡＩＮの析出を防止する
ためであり、Ａｌ量の下限は加熱時に有効なＡＩＮの体
積分率を確保するためである。

Ａｌ：０．００５〜０．０８ｗｔ％、Ｎ量：０．００５
ｗｔ％以下にすると鋼片の冷却速度が遅くなるような大
型素材についてもＡＩＮの析出が防止され、加熱時の微
細析出物生成が容易になる。

上記成分にさらに希土類元素及び／又はＺｒを適量加え
ることによりじん性の改善効果が著しくなる。

すなわち微細な炭窒化物を加熱時に生成してオーステナ
イトを微細化するとともにフェライト核形成サイトとな
り未再結晶域圧延の効果をより有効に発揮させるからで
ある。希土類元素量は０．００３〜０．０３ｗｔ％また
Ｚｒは０．００３〜０．０６ｗｔ％が好ましく、これら
添加量の上限は鋼片冷却時の析出防止のためであり、下
限は加熱時に十分な体積分率を確保するためである。

（実施例） 実施例１ 供試鋼の成分を表１に示し、この供試鋼のオーステナイ
ト未再結晶温度域は８７５℃である。

表２に示す加熱、熱間圧延、冷却条件で板厚６０■識の
厚板を製造した。

板厚中心部での機械的性質を表２に示す。

表２から加熱温度が１１００℃（番号１）あるいは８５
０℃（番号４）と加熱温度の上限あるいは下限をはずれ
る場合には、−７５℃あるいは一５５℃のｖＴｒｓしか
得られないが、１０２０℃（番号２）あるいは９６０℃
（番号３）の場合はｖＴｒｓが一１１０℃以下となりす
ぐれた低温じん性を示す。また好適範囲である１０２０
℃では引張強さ５６ｋｇｆ／ａｍ２と高い値を示す。

未再結晶域圧下率を５０％に減少させる（番号５）とｖ
Ｔｒｓが一７０℃となりじん性が劣化する。

圧延終了温度が８７５℃（番号６）と高い場合にはｖＴ
ｒｓ　−６５℃となり十分な低温じん性が得られない。

また圧延終了温度が７１５℃と低くなった場合（番号８
）には低温じん性はすぐれているが、引張強さが４８ｋ
ｉｒｆ／ｍｍ２と十分な冷却による強度上昇がみられな
い。

圧延終了温度が７６０℃で＾ｒ、付近にあっても７５０
°Ｃ以上で冷却（番号７）すれば５２ｋｇｆ／龍２と十
分な引張強さが得られるのに反し冷却開始温度が７１２
°Ｃと低くなる（番号９）と引張強度は４９ｋｇｆ／龍
２に下り冷却による強度上昇効果が顕著でなくなる。

圧延後空冷（番号１０）シた場合には当然のことながら
引張強さは４６ｋｇｆ／ｍｍ２と低いが２．５℃／秒の
速度で強制冷却（番号１１）を行うことにより引張強さ
は５１ｋｇｆ／ｗ２と５ｋｇｆ／ｓｎ２もの強度上昇が
ある。

冷却停止温度が５５０℃（番号１２）と高くなると強度
上昇効果が得られない。また室温まで冷却するとく番号
１４）じん性が劣化するが、冷却停止温度を２５０℃ま
で上昇させることによりじん性の劣化はみられずｖＴｒ
ｓ　−１０８℃とすぐれた低温じん性を示す。

実施例２ 表３に成分を示す供試鋼を、１０００℃に加熱後８７５
℃〜７９０℃または圧延終了温度の未再結晶域で７６％
の加工を行った後、板厚中心での圧延終了温度を表４に
示す条件で変化させ６０龍の厚板に圧延後、ただちに冷
却を開始し、中心部の冷却速度５℃／秒で４００℃まで
冷却した。表面下５龍と中心部の引張強さを表４にあわ
せ示す。

表３ 表４ 表４に示すように圧延終了温度が７５０〜８５０℃の範
囲である番号２．３．４は表層部と中心部の引張強さの
差が２ｋｇｆ／ｍｍ”と小さいが、圧延終了温度が８７
５°Ｃのように高すぎる場合は強度差が５ｋｇｆ／鳳冒
２と大きくなる。

また圧延終了温度が７５０°Ｃ以下になれば中心部の強
度が低下することがわかり、板厚方向に均一な強度を得
るためには圧延終了温度を７５０〜８５０℃以内に限定
する必要があることがわかる。

実施例３ 表５に成分を示す供試！ｉｔ　（Ａ）　、　（Ｂ）　、
　（Ｃ）　、　（Ｄ）を１０００°Ｃに加熱後、８７５
℃〜８１５℃のオーステナイト未再結晶域で７６％の加
工度を施し中心温度８１５℃で圧延を終了後、８１０℃
から冷却を開始し、中心部の冷却速度４℃／秒にて中心
温度４００°Ｃで冷却を終了し７５龍厚の厚鋼板を製造
した。得られた板厚中心部での機械的性質を表６に示す
。

表５ 表６ 表６に示すようにＮｌの高い（Ａ）鋼について引張強度
５３ｋｇｆ／ｍｍ２、ｖＴｒｓ−９５℃、ｖＥ−６ｏ　
１４．５ｋｇｆ−ｍとかなりすくれた値を示すが、Ｎ量
を２８　ｐｐｍにさげることによりｖＴｒｓ　−１１０
°ｃ　、　ｖＥ−６ｏ：２０．５ｋｇｆ−ｍとじん性の
向上効果が著しい。さらに希土類元素添加の（Ｃ）鋼、
Ｚｒ添加の（Ｄ）鋼はそれぞれｖＴｒｓ−１２５°Ｃ，
ｖＥ−ａｏ：２４．３ｋｇｆ　ＨｍおよびｖＴｒｓ　−
１２３°Ｃ１ｖＥ−ｂｏ：２４．５ｋｇｆ−ｍと靭性の
向上が顕著になり、Ｒｅｍ及び／又はＺｒの添加による
しん性向上効果も明らかである。

（発明の効果） この発明は工業的規模で安定に高張力高じん性鋼板を製
造することができ、加熱、圧延、冷却の管理ポイントは
かなりゆるやかな条件で与えられているため、大量生産
の場においても安定に目標とした鋼板の機械的性質を得
ることができる。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、炭素鋼または低合金鋼を９３０〜１０６０℃の温度
   範囲に加熱後、未再結晶オーステナイト域で７０％以上
   の加工度を施し、板厚中心部の温度が７５０〜８５０℃
   の温度範囲にて熱間圧延を終了し、 板厚中心部で７５０℃以上の温度から、板厚中心部にお
   ける１〜８℃／秒の冷却速度範囲で冷却を行い、板厚中
   心部の温度が２００〜５００℃の温度範囲にて冷却を停
   止する ことを特徴とする高張力高じん性鋼板の製造方法。 ２、炭素鋼又は低合金鋼が化学成分としてＡｌ：０．０
   ０５〜０．０８ｗｔ％、Ｎ：０．００５ｗｔ％以下を含
   有するのものである、１記載の方法。 ３、炭素鋼又は低合金鋼が化学成分としてＡｌ：０．０
   ０５〜０．０８ｗｔ％、Ｎ：０．００５ｗｔ％以下を含
   有しさらに全希土類元素：０．００３〜０．０３ｗｔ％
   及び／又はＺｒ：０．００３〜０．０６ｗｔ％を含有す
   るものである、１記載の方法。