JPS6220821A - 高強度厚鋼板の製造法 - Google Patents
高強度厚鋼板の製造法Info
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- JPS6220821A JPS6220821A JP15786885A JP15786885A JPS6220821A JP S6220821 A JPS6220821 A JP S6220821A JP 15786885 A JP15786885 A JP 15786885A JP 15786885 A JP15786885 A JP 15786885A JP S6220821 A JPS6220821 A JP S6220821A
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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）
本発明はスラブ加熱工程における省エネルギー化を徹底
した高強度厚鋼板（板厚５ＦＷ１〜１５０■）の製造法
に関するもので、鉄鋼業において厚板ミルに適用するこ
とが最も望ましい方法である。
した高強度厚鋼板（板厚５ＦＷ１〜１５０■）の製造法
に関するもので、鉄鋼業において厚板ミルに適用するこ
とが最も望ましい方法である。
（従来の技術）
近年、厚鋼板の製造工程における省エネルギーのため、
連続鋳造法によりて製造した高温鋳片（スラブ）を再加
熱せずに直接熱間圧延する方法（ダイレクト・ローリン
グ、以下ＤＲと呼ぶ）、あるいはＡｒ１変態完了前に高
温鋳片を加熱炉に装入し、再加熱後、圧延する方法（ホ
ットチャージ・ローリング、以下ＨＣＲと呼ぶ）が開発
され、実用化されつつある。ＤＲに、関しては例えば特
公昭５８−９８１２号公報があるが、しかし、ＤＲを厚
板高級鋼の製造に適用する場合、特にＮｂ 、 Ｔｉ鋼
では各々の鋳片の温度バラツキあるいは鋳片内の温度バ
ラツキ（四周辺部と中央部の温度差など）によって制御
圧延、冷却後の鋼板において一様な材質が得られないと
いう問題がある。一方、ＨＣＲでは、Ａｒ１変態点以下
の温度の鋳片を加熱炉に装入し、析出したＮｂ、ＴＩを
十分に再固溶させるため１２００℃以上の温度で数時間
加熱しているのが実情であυ、十分な省エネルギー効果
が得られていない。
連続鋳造法によりて製造した高温鋳片（スラブ）を再加
熱せずに直接熱間圧延する方法（ダイレクト・ローリン
グ、以下ＤＲと呼ぶ）、あるいはＡｒ１変態完了前に高
温鋳片を加熱炉に装入し、再加熱後、圧延する方法（ホ
ットチャージ・ローリング、以下ＨＣＲと呼ぶ）が開発
され、実用化されつつある。ＤＲに、関しては例えば特
公昭５８−９８１２号公報があるが、しかし、ＤＲを厚
板高級鋼の製造に適用する場合、特にＮｂ 、 Ｔｉ鋼
では各々の鋳片の温度バラツキあるいは鋳片内の温度バ
ラツキ（四周辺部と中央部の温度差など）によって制御
圧延、冷却後の鋼板において一様な材質が得られないと
いう問題がある。一方、ＨＣＲでは、Ａｒ１変態点以下
の温度の鋳片を加熱炉に装入し、析出したＮｂ、ＴＩを
十分に再固溶させるため１２００℃以上の温度で数時間
加熱しているのが実情であυ、十分な省エネルギー効果
が得られていない。
（発明が解決しようとする問題点）
本発明は厚板高級鋼の製造において、）ＩＣＲ又はＤＲ
プロセスを積極的かつ有効に利用し、省エネルギーを徹
底させ、かつＮｂ、Ｔｉを有効活用して高強度厚鋼板を
製造することを目的とする方法である。前述したように
Ｎｂ鋼、Ｔｉ鋼のＨＣＨにおいては現在、冷鋳片と同様
Ｎｂ、ＴＩが溶体化する高温で数時間加熱する方法がと
られているが、このような方法では省エネルギーの効果
を十分に発揮していないばかシか、Ｎｂ、ＴＩの効果を
十分に活用できない。そこで、本発明者らは、鋭意研究
の結果、省エネルギーが行なえるとともに、Ｎｂ、Ｔｉ
を有効活用できる高強度厚鋼板の製造法を発明するに至
ったものである。
プロセスを積極的かつ有効に利用し、省エネルギーを徹
底させ、かつＮｂ、Ｔｉを有効活用して高強度厚鋼板を
製造することを目的とする方法である。前述したように
Ｎｂ鋼、Ｔｉ鋼のＨＣＨにおいては現在、冷鋳片と同様
Ｎｂ、ＴＩが溶体化する高温で数時間加熱する方法がと
られているが、このような方法では省エネルギーの効果
を十分に発揮していないばかシか、Ｎｂ、ＴＩの効果を
十分に活用できない。そこで、本発明者らは、鋭意研究
の結果、省エネルギーが行なえるとともに、Ｎｂ、Ｔｉ
を有効活用できる高強度厚鋼板の製造法を発明するに至
ったものである。
（問題点を解決するための手段）
本発明の要旨は、
Ｃ： ０．０１〜０．２５％、８１ ： ０．６％以下
、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ｐ ： ０．０３０チ以下
、Ｓ ： ０．０１０チ以下、Ａｌ： ０．００１〜０
．１０％、Ｎ ： ０．０１０チ以下に加えてＮｂ ：
０．０１〜０．２０％、Ｔｉ二０．００５〜０．２０
％の１程または２種、また必要に応じてｖ ： ０．
０１〜０．２０ Ｔｏ、 Ｎｔ ：０．０５〜２．０チ
、Ｃｕ ： ０．０５〜２．０％、Ｃｒ ： ０．０５
〜２．０ ％、Ｍｏ ： ０．０５〜０．５％、Ｂ：Ｏ
，０Ｏ０３〜０．００５％、Ｃｍ ： ０．０００５〜
０．００５ ％、 ＲＥＭ：ｏ、ｏ ｏ ｓ〜０．０５
チの１種または２種以上を含有し、残部Ｆ・及び不可避
的不純物よりなる鋼を連続鋳造法によって鋳片とし、Ａ
ｒ３変態点以上の温度の鋳片を加熱炉に装入し、９００
〜１２００℃の温度で在炉時間１０分以上６０分以内で
均熱あるいは保熱後、制御圧延し、その後放冷または強
制冷却することを特徴とする高強度厚鋼板の製造法であ
る。
、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ｐ ： ０．０３０チ以下
、Ｓ ： ０．０１０チ以下、Ａｌ： ０．００１〜０
．１０％、Ｎ ： ０．０１０チ以下に加えてＮｂ ：
０．０１〜０．２０％、Ｔｉ二０．００５〜０．２０
％の１程または２種、また必要に応じてｖ ： ０．
０１〜０．２０ Ｔｏ、 Ｎｔ ：０．０５〜２．０チ
、Ｃｕ ： ０．０５〜２．０％、Ｃｒ ： ０．０５
〜２．０ ％、Ｍｏ ： ０．０５〜０．５％、Ｂ：Ｏ
，０Ｏ０３〜０．００５％、Ｃｍ ： ０．０００５〜
０．００５ ％、 ＲＥＭ：ｏ、ｏ ｏ ｓ〜０．０５
チの１種または２種以上を含有し、残部Ｆ・及び不可避
的不純物よりなる鋼を連続鋳造法によって鋳片とし、Ａ
ｒ３変態点以上の温度の鋳片を加熱炉に装入し、９００
〜１２００℃の温度で在炉時間１０分以上６０分以内で
均熱あるいは保熱後、制御圧延し、その後放冷または強
制冷却することを特徴とする高強度厚鋼板の製造法であ
る。
以下、本発明について詳しく説明する。
連続鋳造法によって製造された高温鋳片をＤＲ法によっ
て製造することは省エネルギー面ばかシでなく、Ｎｂ鋼
、Ｔｉ鋼ではＮｂ、ＴＩを鋳片冷却時に析出させずに、
圧延冷却後の析出硬化にフルに利用でき強度の点からも
有効である。しかしながら鋳片の表層部は冷却されやす
いために内部との温度差が大きくなる。また鋳片四周部
と中央部との温度差も大きくなるため、そのまま圧延を
行なうと圧延冷却（加速冷却を含む）後の鋼板の特性に
大きく影響を与えるために、ＤＲ材においても表層部と
内部、四周部と中央部の温度差がなくなる程度に鋳片を
加熱することが望ましい、ｔた、ＨＣＨにおいては省エ
ネルギーの面、 Ｎｂ 、 ＴＩの有効利用の面から加
熱炉への鋳片装入温度をｋｒｓ変態点以上の高温とし、
再加熱に際しても低温短時間加熱することが理想的であ
る。
て製造することは省エネルギー面ばかシでなく、Ｎｂ鋼
、Ｔｉ鋼ではＮｂ、ＴＩを鋳片冷却時に析出させずに、
圧延冷却後の析出硬化にフルに利用でき強度の点からも
有効である。しかしながら鋳片の表層部は冷却されやす
いために内部との温度差が大きくなる。また鋳片四周部
と中央部との温度差も大きくなるため、そのまま圧延を
行なうと圧延冷却（加速冷却を含む）後の鋼板の特性に
大きく影響を与えるために、ＤＲ材においても表層部と
内部、四周部と中央部の温度差がなくなる程度に鋳片を
加熱することが望ましい、ｔた、ＨＣＨにおいては省エ
ネルギーの面、 Ｎｂ 、 ＴＩの有効利用の面から加
熱炉への鋳片装入温度をｋｒｓ変態点以上の高温とし、
再加熱に際しても低温短時間加熱することが理想的であ
る。
本発明者らは鋭意研究の結果、Ａｒ３変態点以上の高温
鋳片を９００℃以上１２００℃以下の温度で短時間１０
分以上６０分以内均熱あるいは保熱することが、省エネ
ルギーの面ばかシでなく’ Ｎｂ、Ｔ１添加による鋼の
高強度化にも非常に有効であることを知見した。加熱炉
へ装入する高温鋳片の温度はＮｂの析出を極力抑えるこ
ととともに省エネルギーの面からＡｒ３変態点以上とし
た。加熱温度は、あ″１シ高温にすると省エネルギー上
メリットはな（１２００℃程度で十分であるので、上限
を１２００℃以下とした。
鋳片を９００℃以上１２００℃以下の温度で短時間１０
分以上６０分以内均熱あるいは保熱することが、省エネ
ルギーの面ばかシでなく’ Ｎｂ、Ｔ１添加による鋼の
高強度化にも非常に有効であることを知見した。加熱炉
へ装入する高温鋳片の温度はＮｂの析出を極力抑えるこ
ととともに省エネルギーの面からＡｒ３変態点以上とし
た。加熱温度は、あ″１シ高温にすると省エネルギー上
メリットはな（１２００℃程度で十分であるので、上限
を１２００℃以下とした。
また、ＤＲ材において均質な材質を得るために加熱温度
の下限は９００℃以上とした。望ましくは加熱温度９０
０℃以上１１００℃以下である。
の下限は９００℃以上とした。望ましくは加熱温度９０
０℃以上１１００℃以下である。
次に、加熱における保持時間については、１０分以上で
あれば、ＤＲ材の表層部と内部、四周辺と中央部の温度
を均一にし、Ｎｂ、Ｔ１等の析出硬化元素を粗大に析出
させない。しかし、保持時間が６０分を超えると、省エ
ネルギーの効果がなくなるばかシか、加熱炉装入温度が
Ａｒ３変態点以上であっても鋼中に固溶しているＮｂ、
ＴＩ等の析出硬化元素を粗大に析出させてしまい、保持
時間の増加とともに強度を著しく低下させてしまう。つ
ｔ、ｂ、１０分以上６０分以内の保持時間というのは、
Ｎｂ、ＴＩ等の析出硬化元素を最大限に有効利用するこ
とができるため、通常の冷鋳片材以上の高強度を得るこ
とができ、材質の均質化、省エネルギーにも有効である
。次に、以上のように均熱または保熱した鋳片を制御圧
延した後に放冷または、スプレー水、ミストあるいは空
気で強制冷却する。
あれば、ＤＲ材の表層部と内部、四周辺と中央部の温度
を均一にし、Ｎｂ、Ｔ１等の析出硬化元素を粗大に析出
させない。しかし、保持時間が６０分を超えると、省エ
ネルギーの効果がなくなるばかシか、加熱炉装入温度が
Ａｒ３変態点以上であっても鋼中に固溶しているＮｂ、
ＴＩ等の析出硬化元素を粗大に析出させてしまい、保持
時間の増加とともに強度を著しく低下させてしまう。つ
ｔ、ｂ、１０分以上６０分以内の保持時間というのは、
Ｎｂ、ＴＩ等の析出硬化元素を最大限に有効利用するこ
とができるため、通常の冷鋳片材以上の高強度を得るこ
とができ、材質の均質化、省エネルギーにも有効である
。次に、以上のように均熱または保熱した鋳片を制御圧
延した後に放冷または、スプレー水、ミストあるいは空
気で強制冷却する。
次に成分について説明する。
Ｃについては、０．０１％未満ではＮｂ、Ｔｉの析出硬
化作用低下のため強度が低下し、また０、２５チを超え
ると溶接熱影響部靭性の劣化、溶接部に各種の溶接割れ
が発生するため成分範囲を０．０１〜０．２５ ％と限
定した。
化作用低下のため強度が低下し、また０、２５チを超え
ると溶接熱影響部靭性の劣化、溶接部に各種の溶接割れ
が発生するため成分範囲を０．０１〜０．２５ ％と限
定した。
８１は、脱酸上、鋼に必然的に含有される元素であるが
、ｓｉは溶接性及び溶接熱影響部靭性対策上好ましくな
い元素であるため、その上限を０．６ ％とした。
、ｓｉは溶接性及び溶接熱影響部靭性対策上好ましくな
い元素であるため、その上限を０．６ ％とした。
Ｍｎは０．２％未満では母材の強度靭性が劣化するため
下限を０．２チとした。一方、Ｍｎが多過ぎると溶接性
及び溶接部の靭性が急激に低下するため、上限を２．５
チとした。
下限を０．２チとした。一方、Ｍｎが多過ぎると溶接性
及び溶接部の靭性が急激に低下するため、上限を２．５
チとした。
Ｐは不純物元素であシ、特に材質面への効果から製造上
可能な限シ低減することが有効であるため０．０３０チ
以下とした。
可能な限シ低減することが有効であるため０．０３０チ
以下とした。
Ｓも不純物元素であシ、特に母材及び溶接部の吸収エネ
ルギーを劣化させるために帆０１０％以下とした。
ルギーを劣化させるために帆０１０％以下とした。
Ｐ、Ｓの望ましい範囲はそれぞれＰく帆０１５チ、Ｓく
帆ｏｏｓｓである。
帆ｏｏｓｓである。
Ａｌは脱酸上、この種のキルド鋼に必然的に含有される
元素であるが、Ａｌｔｏｔａｌ Ｏ，００１チ未満では
脱酸が不十分となシ、母材靭性が劣化するため下限を０
．００１チとした。一方Ａｌｔｏｔａｌが０．１０チを
超えるとＨＡＺの靭性が劣化するため上限な０．１０チ
とした。
元素であるが、Ａｌｔｏｔａｌ Ｏ，００１チ未満では
脱酸が不十分となシ、母材靭性が劣化するため下限を０
．００１チとした。一方Ａｌｔｏｔａｌが０．１０チを
超えるとＨＡＺの靭性が劣化するため上限な０．１０チ
とした。
Ｎは不純物元素であシ、材質上とくに、溶接部の靭性を
劣化させるので低減する必要があるため上限を０．０１
０チとした。
劣化させるので低減する必要があるため上限を０．０１
０チとした。
Ｎｂは圧延組織の細粒化、焼入性向上と、特に本発明に
おいては析出硬化作用を最大限に利用するために含有さ
せるもので、０．０１％未満では十分にその効果が得ら
れずまた、０．２０ ％を超えると溶接性及び溶接部靭
性に有害であるためその範囲を０．０１ Ｓ以上帆２０
％以下とした。
おいては析出硬化作用を最大限に利用するために含有さ
せるもので、０．０１％未満では十分にその効果が得ら
れずまた、０．２０ ％を超えると溶接性及び溶接部靭
性に有害であるためその範囲を０．０１ Ｓ以上帆２０
％以下とした。
ＴＩは析出硬化作用を有する元素であシ、強度上昇に重
要であるばかシでなく、圧延組織及び溶接熱影響部の細
粒化にも有効である。Ｔｉの下限は母材及び溶接熱影響
部の靭性向上及び強度上昇のために０．００５１以上と
し、上限はこれを超えると母材及び溶接熱影響部の靭性
を劣化させるため０．２０−以下とした。
要であるばかシでなく、圧延組織及び溶接熱影響部の細
粒化にも有効である。Ｔｉの下限は母材及び溶接熱影響
部の靭性向上及び強度上昇のために０．００５１以上と
し、上限はこれを超えると母材及び溶接熱影響部の靭性
を劣化させるため０．２０−以下とした。
■は、本発明鋼の圧延組織の細粒化と析出硬化のために
添加するもので強度、靭性な共に向上させる元素である
。しかし、０．０１％未満では十分にその効果が得られ
ず、また溶接性及び溶接部靭性の点からその上限を０．
２０ ％とした。
添加するもので強度、靭性な共に向上させる元素である
。しかし、０．０１％未満では十分にその効果が得られ
ず、また溶接性及び溶接部靭性の点からその上限を０．
２０ ％とした。
Ｎ１は溶接性に悪影響を与えることなしに母材の強度、
靭性、溶接熱影響部靭性を向上させる極めて好ましい元
素であるが、０．０５４未満では効果がなく、２．０％
を超えると悪影響が出るため上限を２．０チとした。
靭性、溶接熱影響部靭性を向上させる極めて好ましい元
素であるが、０．０５４未満では効果がなく、２．０％
を超えると悪影響が出るため上限を２．０チとした。
ＣｕはＮｉと同様の効果の他、耐環境腐食性に効果があ
る。材質上の効果を得るために下限を０．０５チとする
。しかし、２．０ ％を超えると、本発明の条件内であ
っても鋼の熱間圧延中のＣｕ−クラック、Ｉ（Ａｚの粒
界割れが顕著になル、製造は難しくなる。
る。材質上の効果を得るために下限を０．０５チとする
。しかし、２．０ ％を超えると、本発明の条件内であ
っても鋼の熱間圧延中のＣｕ−クラック、Ｉ（Ａｚの粒
界割れが顕著になル、製造は難しくなる。
このため上限を２．０％とした。
Ｃｒは圧延組織のベイナイト化を促進し、強度、靭性を
向上させる他、耐環境腐食性を有し安価な元素である。
向上させる他、耐環境腐食性を有し安価な元素である。
しかし多量に添加すると溶接部の硬化性を増大させ、靭
性及び耐割れ性の低下を招き好ましくない。そこで上限
を２．０％とし、下限は添加による材質上の効果が得ら
れるための必要最小量とすることが望ましく ０．０５
％である。
性及び耐割れ性の低下を招き好ましくない。そこで上限
を２．０％とし、下限は添加による材質上の効果が得ら
れるための必要最小量とすることが望ましく ０．０５
％である。
ＭＯは本発明鋼の強度靭性を向上させる元素であるが、
多きに失すると母材及び溶接部ＨＡＺ靭性、溶接性が劣
化するため、上限を０．５チとし、下限は必要最小量の
０．０５ ％とする。
多きに失すると母材及び溶接部ＨＡＺ靭性、溶接性が劣
化するため、上限を０．５チとし、下限は必要最小量の
０．０５ ％とする。
Ｂは微量で圧延組織のベイナイト化に有効でかつ安価な
元素である。しかし、Ｂは溶接部靭性、溶接性にとって
標めて有害であシ、これは本発明鋼の如き低Ｃ鋼におい
ても同様である。このためＢの含有量についてはとシわ
け十分な配慮が必要でちる。Ｂ量が多いとＨＡＺが硬化
するだけでなく、オーステナイト粒界にＢ化合物が生成
し、粒界強度が低下するためである。したがってＢ量の
上限を帆００５％とする。一方、Ｂの焼入性の安定確保
のためには少なくとも０．０００３％が必要である。
元素である。しかし、Ｂは溶接部靭性、溶接性にとって
標めて有害であシ、これは本発明鋼の如き低Ｃ鋼におい
ても同様である。このためＢの含有量についてはとシわ
け十分な配慮が必要でちる。Ｂ量が多いとＨＡＺが硬化
するだけでなく、オーステナイト粒界にＢ化合物が生成
し、粒界強度が低下するためである。したがってＢ量の
上限を帆００５％とする。一方、Ｂの焼入性の安定確保
のためには少なくとも０．０００３％が必要である。
ＲＥＭ （希土類金属）、ＣａはＭｎＳを球状化させ衝
撃値を向上させる他、制御圧延（ＣＲ）によって延伸化
したＭｎＳと水素による欠陥の発生を防止する。
撃値を向上させる他、制御圧延（ＣＲ）によって延伸化
したＭｎＳと水素による欠陥の発生を防止する。
ＲＥＭの含有量については０．００１１未満でおると実
用上効果がなく、また０、０５％を超えて添加するとＲ
ＩｉｌｉＭ−８またはＲＥＭ−０−８が大量に生成して
大観介在物とな夛、鋼板の靭性のみならず清浄度を損な
いかつ溶接性に対し悪影響を及ぼす。またＲＥＭはＳと
の相関において靭性向上、安定化に効果があシ、この最
適範囲は（ＲＫＭ％）／（８％）で１〜２０である。よ
って、ＲＥＭの範囲なｏ、ｏ ｏ ｓ〜０．０５０ ％
とした。ＣａについてもＲＥＭと同様の効果をもちその
有効範囲はｏ、ｏ ｏ ｏ ｓ〜０．００５％である。
用上効果がなく、また０、０５％を超えて添加するとＲ
ＩｉｌｉＭ−８またはＲＥＭ−０−８が大量に生成して
大観介在物とな夛、鋼板の靭性のみならず清浄度を損な
いかつ溶接性に対し悪影響を及ぼす。またＲＥＭはＳと
の相関において靭性向上、安定化に効果があシ、この最
適範囲は（ＲＫＭ％）／（８％）で１〜２０である。よ
って、ＲＥＭの範囲なｏ、ｏ ｏ ｓ〜０．０５０ ％
とした。ＣａについてもＲＥＭと同様の効果をもちその
有効範囲はｏ、ｏ ｏ ｏ ｓ〜０．００５％である。
特にＣａ添加は本発明鋼の如き高ＨＡＺ靭性鋼に極めて
有効であυ、低Ｓ化と共にＣａ添加が好ましい。
有効であυ、低Ｓ化と共にＣａ添加が好ましい。
（実施例）
次に本発明の実施例について述べる。
第１表は連続鋳造により製造した高温鋳片をＤＲ。
ＨＣＲｌ、 、厚鋼板に圧延した供試鋼の化学成分を示
す・ 第２表は加熱条件及び鋼板強度を示す。
す・ 第２表は加熱条件及び鋼板強度を示す。
圧延方法としては、すべて制御圧延を行ない、仕上温度
７４０℃で一部のものについては強制冷却を行ない、板
厚１０＋ｍ〜３２ｍとした。第２表中、鋼！〜８は本発
明法で製造した鋼であシ、鋼９〜１６は従来法で製造し
た鋼である。本発明法で製造した鋼はＮｂ、ＴＩによる
析出硬化作用が最大限に利用されているために従来法に
比べて同等以上の高強度が得られているばかりでなく省
エネルギーの効果が大である。
７４０℃で一部のものについては強制冷却を行ない、板
厚１０＋ｍ〜３２ｍとした。第２表中、鋼！〜８は本発
明法で製造した鋼であシ、鋼９〜１６は従来法で製造し
た鋼である。本発明法で製造した鋼はＮｂ、ＴＩによる
析出硬化作用が最大限に利用されているために従来法に
比べて同等以上の高強度が得られているばかりでなく省
エネルギーの効果が大である。
鋼９は、ＤＲ材で加熱していないために鋳片表層部と内
部及び四周部と中央部の温度差が犬であるために鋼板の
材質が不均一となる。鋼１０は、ＨＣＲ材で加熱保持時
間が９６分と長いために、加熱保持中にＮｂが粗大に析
出し、著しく強度が劣っている。鋼１４も鋼１０と同様
である。鋼１１は、加熱温度が低くすぎるために、一部
析出したＮｂが加熱時に再固溶しきれなかりたために、
その後の圧延時の析出硬化作用が低下したことによシ強
度が劣っている。鋼１２は、Ｉ（ＣＲ材で加熱温度は高
めであるものの、加熱炉への装入温度が６４０℃と低い
ために、一旦析出してしまったＮｂは、５５分という保
持時間では再固溶しきれずに強度が劣っている。鋼１５
も同様である。鋼１３は、ＨＣＲ材を通常の加熱条件で
加熱しているため、一旦析出したＴＩはかなシ固溶し強
度は高いものの、省エネルギー°の効果は全くない。鋼
１６は加熱炉への装入温度が４６４℃と低いためにＴｉ
は析出してしまっており、１１６８℃の加熱温度では再
固溶できないため、析出硬化作用が低下したため強度が
劣っている。
部及び四周部と中央部の温度差が犬であるために鋼板の
材質が不均一となる。鋼１０は、ＨＣＲ材で加熱保持時
間が９６分と長いために、加熱保持中にＮｂが粗大に析
出し、著しく強度が劣っている。鋼１４も鋼１０と同様
である。鋼１１は、加熱温度が低くすぎるために、一部
析出したＮｂが加熱時に再固溶しきれなかりたために、
その後の圧延時の析出硬化作用が低下したことによシ強
度が劣っている。鋼１２は、Ｉ（ＣＲ材で加熱温度は高
めであるものの、加熱炉への装入温度が６４０℃と低い
ために、一旦析出してしまったＮｂは、５５分という保
持時間では再固溶しきれずに強度が劣っている。鋼１５
も同様である。鋼１３は、ＨＣＲ材を通常の加熱条件で
加熱しているため、一旦析出したＴＩはかなシ固溶し強
度は高いものの、省エネルギー°の効果は全くない。鋼
１６は加熱炉への装入温度が４６４℃と低いためにＴｉ
は析出してしまっており、１１６８℃の加熱温度では再
固溶できないため、析出硬化作用が低下したため強度が
劣っている。
（発明の効果）
本発明によシ厚鋼板を製造することによｐ、ＤＲｌＨＣ
Ｒの省エネルギーの利益を最大限に享受するとともに、
Ｎｂ、Ｔｉ等の析出硬化を有効に活用可能となシ鋼の高
強度化が行なえる。本発明による利益は大である。
Ｒの省エネルギーの利益を最大限に享受するとともに、
Ｎｂ、Ｔｉ等の析出硬化を有効に活用可能となシ鋼の高
強度化が行なえる。本発明による利益は大である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 重量％で Ｃ：０．０１〜０．２５％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．２〜２．５％、 Ｐ：０．０３０％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．００１〜０．１０％、 Ｎ：０．０１０％以下 に加えてＮｂ：０．０１〜０．２０％、Ｔｉ：０．００
５〜０．２０％の１種または２種、 また必要に応じてＶ：０．０１〜０．２０％、Ｎｉ：０
．０５〜２．０％、Ｃｕ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：
０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｂ：
０．０００３〜０．００５％、Ｃａ：０．０００５〜０
．００５％、ＲＥＭ：０．００５〜０．０５％の１種ま
たは２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よ
りなる鋼を連続鋳造法によって鋳片とし、Ａｒ＿３変位
点以上の温度の鋳片を加熱炉に装入し、９００〜１２０
０℃の温度で在炉時間１０分以上６０分以内で均熱ある
いは保熱後、制御圧延し、その後放冷または、強制冷却
することを特徴とする高強度厚鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15786885A JPS6220821A (ja) | 1985-07-17 | 1985-07-17 | 高強度厚鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15786885A JPS6220821A (ja) | 1985-07-17 | 1985-07-17 | 高強度厚鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6220821A true JPS6220821A (ja) | 1987-01-29 |
Family
ID=15659157
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15786885A Pending JPS6220821A (ja) | 1985-07-17 | 1985-07-17 | 高強度厚鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6220821A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0247218A (ja) * | 1988-08-05 | 1990-02-16 | Nippon Steel Corp | 高靱性鋼材の製造方法 |
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| WO2011148755A1 (ja) * | 2010-05-27 | 2011-12-01 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接構造用高強度鋼板の製造方法 |
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-
1985
- 1985-07-17 JP JP15786885A patent/JPS6220821A/ja active Pending
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| JP4897126B2 (ja) * | 2010-05-27 | 2012-03-14 | 新日本製鐵株式会社 | 厚鋼板の製造方法 |
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