JP2828303B2 - 強靭な厚鋼板の製造方法 - Google Patents
強靭な厚鋼板の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は靭性、とりわけ板厚中心部の靭性に優れた厚
鋼板の製造方法に関するものである。
鋼板の製造方法に関するものである。
（従来の技術） 従来、高強度かつ低温靭性に優れた厚鋼板の製造過程
においては圧延、冷却前に再加熱を行い鋳片全体の金属
組織をオーステナイト化することが行われる。また、再
加熱では板厚方向の温度差および金属組織差をできるだ
け均一化することが指向され、Ac3点より高温での長時
間の保持が行われてきた。
においては圧延、冷却前に再加熱を行い鋳片全体の金属
組織をオーステナイト化することが行われる。また、再
加熱では板厚方向の温度差および金属組織差をできるだ
け均一化することが指向され、Ac3点より高温での長時
間の保持が行われてきた。
しかしながらAc3点以上での長時間保持は生産効率の
低下を招き、オーステナイトの粗大化による変態後の金
属組織の粗大化に連がり、靭性の低下にも連がるもので
ある。
低下を招き、オーステナイトの粗大化による変態後の金
属組織の粗大化に連がり、靭性の低下にも連がるもので
ある。
（発明が解決しようとする課題） 本発明は強靭鋼を製造するに際し、従来法に見られる
ように再加熱時に圧延時の板厚方向の温度を均一化する
ことをまたず、鋳片の板厚方向の一部あるいは全部をフ
ェライトのままで再加熱を終了し、圧延中の加工熱およ
び表層部からの復熱により、これを微細なオーステナイ
トに変態させて金属組織の微細化を図り、低温靭性、と
りわけ板厚中心部の低温靭性を向上させ得る厚鋼板の効
率的製造方法を提供するものである。
ように再加熱時に圧延時の板厚方向の温度を均一化する
ことをまたず、鋳片の板厚方向の一部あるいは全部をフ
ェライトのままで再加熱を終了し、圧延中の加工熱およ
び表層部からの復熱により、これを微細なオーステナイ
トに変態させて金属組織の微細化を図り、低温靭性、と
りわけ板厚中心部の低温靭性を向上させ得る厚鋼板の効
率的製造方法を提供するものである。
（課題を解決するための手段） 本発明の特徴とするところは、重量比で、C:0.03〜0.
2％、Si:0.03〜0.5％、Mn:0.3〜2.0％、残部:Feおよび
不可避的不純物からなる鋼を、鋳造まま或いは圧延を行
ってAr3点以下の温度まで冷却した後、鋼板表面部をAc3
−50℃以上Ac3＋100℃以下、板厚中心部をAc3−30℃以
下Ac3−100℃以上で両者の平均がAc3−50℃以上の温度
になるような再加熱を行い、表層部オーステナイト、中
心部フェライトの組織或いは全体がフェライトの組織と
し、これに引続き表面温度がAc3−50℃以上の温度から3
0％以上の圧延を行い、フェライト部を未再結晶状態で
加工すると共に加工熱および表層部からの復熱によりこ
れを微細なオーステナイトに変態させ、その後の空冷も
しくは水冷により微細なフェライト主体組織に変態させ
ること及び重量比で、C:0.03〜0.2％、Si:0.03〜0.5
％、Mn:0.3〜2.0％を含有しさらに、Ni≦10％、Mo≦２
％、Co≦２％、Cr≦２％、Cu≦２％、Ｂ≦0.005％の１
種または２種以上を含みまた、Al≦0.05％、Ti≦0.10％
の１種または２種を含有しさらに、Nb≦0.05％、Ｖ≦0.
1％の１種または２種を含み、残部:Feおよび不可避的不
純物からなる鋼を、鋳造まま或いは圧延後Ar3点以下の
温度まで冷却した後、鋼板表面部がAc3−50℃以上Ac3＋
100℃以下、板厚方向中心部がAc3−30℃以下Ac3−100℃
以上かつ両者の平均がAc3−50℃以上の温度となるよう
に再加熱して鋼板表層部をオーステナイト、板厚方向中
心部をフェライト或いは全体をフェライト組織とせし
め、次いで鋼板表面温度がAc3−50℃以上の温度域にあ
る状態で30％以上の圧下率を適用する圧延を施してフェ
ライト部が未再結晶状態で加工を加えられるようにする
と共に、加工熱および鋼板表層部からの復熱によって組
織を微細なオーステナイトに変態させ、然る後鋼板を空
冷或いは水冷して微細なフェライト主体の組織に変態さ
せることを特徴とする強靭な厚鋼板の製造方法である。
2％、Si:0.03〜0.5％、Mn:0.3〜2.0％、残部:Feおよび
不可避的不純物からなる鋼を、鋳造まま或いは圧延を行
ってAr3点以下の温度まで冷却した後、鋼板表面部をAc3
−50℃以上Ac3＋100℃以下、板厚中心部をAc3−30℃以
下Ac3−100℃以上で両者の平均がAc3−50℃以上の温度
になるような再加熱を行い、表層部オーステナイト、中
心部フェライトの組織或いは全体がフェライトの組織と
し、これに引続き表面温度がAc3−50℃以上の温度から3
0％以上の圧延を行い、フェライト部を未再結晶状態で
加工すると共に加工熱および表層部からの復熱によりこ
れを微細なオーステナイトに変態させ、その後の空冷も
しくは水冷により微細なフェライト主体組織に変態させ
ること及び重量比で、C:0.03〜0.2％、Si:0.03〜0.5
％、Mn:0.3〜2.0％を含有しさらに、Ni≦10％、Mo≦２
％、Co≦２％、Cr≦２％、Cu≦２％、Ｂ≦0.005％の１
種または２種以上を含みまた、Al≦0.05％、Ti≦0.10％
の１種または２種を含有しさらに、Nb≦0.05％、Ｖ≦0.
1％の１種または２種を含み、残部:Feおよび不可避的不
純物からなる鋼を、鋳造まま或いは圧延後Ar3点以下の
温度まで冷却した後、鋼板表面部がAc3−50℃以上Ac3＋
100℃以下、板厚方向中心部がAc3−30℃以下Ac3−100℃
以上かつ両者の平均がAc3−50℃以上の温度となるよう
に再加熱して鋼板表層部をオーステナイト、板厚方向中
心部をフェライト或いは全体をフェライト組織とせし
め、次いで鋼板表面温度がAc3−50℃以上の温度域にあ
る状態で30％以上の圧下率を適用する圧延を施してフェ
ライト部が未再結晶状態で加工を加えられるようにする
と共に、加工熱および鋼板表層部からの復熱によって組
織を微細なオーステナイトに変態させ、然る後鋼板を空
冷或いは水冷して微細なフェライト主体の組織に変態さ
せることを特徴とする強靭な厚鋼板の製造方法である。
これにより、容易にオーステナイト粒を極めて微細な
ものとし、変態後の金属組織も微細化し、優れた靭性を
有する高張力鋼を製造することができる。
ものとし、変態後の金属組織も微細化し、優れた靭性を
有する高張力鋼を製造することができる。
以下、本発明を詳細に説明する。
本発明においては前記成分の鋼を鋳造まま或いは圧延
を行ってAr3点以下の温度まで冷却した後、再加熱を行
い表層部オーステナイト、中心部フェライトの組織或い
は全体がフェライトの組織とし、これに引続くAc3−50
℃以上の温度での圧延によりフェライト部を未再結晶状
態で加工、さらに加工熱および表層部からの復熱によ
り、これを微細なオーステナイトに変態させ、その後の
空冷もしくは水冷により微細のフェライト主体組織に変
態させる。
を行ってAr3点以下の温度まで冷却した後、再加熱を行
い表層部オーステナイト、中心部フェライトの組織或い
は全体がフェライトの組織とし、これに引続くAc3−50
℃以上の温度での圧延によりフェライト部を未再結晶状
態で加工、さらに加工熱および表層部からの復熱によ
り、これを微細なオーステナイトに変態させ、その後の
空冷もしくは水冷により微細のフェライト主体組織に変
態させる。
従来法では再加熱時に鋳片全体の金属組織をオーステ
ナイト化し、板厚方向の温度差および金属組織差をでき
るだけ均一化するために、Ac3点より高温での長時間の
保持を行うので、オーステナイトの粗大化による靭性の
低下に連がるのであるが、本発明鋼ではオーステナイト
粒は極めて微細であり、これに基づき変態後の金属組織
も微細化することができるので、極めて良い靭性を得る
ことができる。
ナイト化し、板厚方向の温度差および金属組織差をでき
るだけ均一化するために、Ac3点より高温での長時間の
保持を行うので、オーステナイトの粗大化による靭性の
低下に連がるのであるが、本発明鋼ではオーステナイト
粒は極めて微細であり、これに基づき変態後の金属組織
も微細化することができるので、極めて良い靭性を得る
ことができる。
次に成分および製造法の限定理由について述べる。
Ｃは鋼を強化するために不可欠な元素であって、0.03
未満では所用の強度が得られず、0.2％超では母材およ
び溶接部の靭性が損なわれるので、0.03％以上0.2％以
下とした。
未満では所用の強度が得られず、0.2％超では母材およ
び溶接部の靭性が損なわれるので、0.03％以上0.2％以
下とした。
Siは脱酸元素および鋼の強化元素として有効であり0.
03％以上添加するが、0.5％超では加工性および表面性
状の劣化を生じる。
03％以上添加するが、0.5％超では加工性および表面性
状の劣化を生じる。
Mnは鋼の強化に有効であるが0.3％超では効果が無
く、2.0％超では加工性が劣化するために0.3％以上2.0
％以下とした。
く、2.0％超では加工性が劣化するために0.3％以上2.0
％以下とした。
Ni,Mo,Cr,B,Cuは、鋼の強度を高めるのに有効な元素
である。
である。
Niは、鋼の強度を高めさらに靭性を向上させる元素で
ある。しかし、10％を超えて添加しても効果を飽和し、
コストを著しく高くする。
ある。しかし、10％を超えて添加しても効果を飽和し、
コストを著しく高くする。
Mo,Co,Cr,Bは、鋼の焼入れ性を高め鋼の焼入性を高め
鋼を強化するのに有効な元素である。しかし、Mo,Co,Cr
についてはそれぞれ２％を超えて添加するとまた、Ｂに
ついては0.005％を超えて添加すると、鋼の変態時に熱
間割れを招く。
鋼を強化するのに有効な元素である。しかし、Mo,Co,Cr
についてはそれぞれ２％を超えて添加するとまた、Ｂに
ついては0.005％を超えて添加すると、鋼の変態時に熱
間割れを招く。
Cuは、鋼の強度を高めるのみならず、耐食性の向上に
も有効な元素である。しかし、２％を超えて添加する
と、溶接金属の熱間割れを惹起する。
も有効な元素である。しかし、２％を超えて添加する
と、溶接金属の熱間割れを惹起する。
Ti,Alは、鋼の脱酸剤として機能するほか、窒化物を
形成しオーステナイト粒の成長を抑制する元素である。
しかし、Tiについては0.1％、Alについては0.05％を超
えて添加すると鋼の脱酸効果は飽和し、母材および溶接
継手部の靭性を損なう。
形成しオーステナイト粒の成長を抑制する元素である。
しかし、Tiについては0.1％、Alについては0.05％を超
えて添加すると鋼の脱酸効果は飽和し、母材および溶接
継手部の靭性を損なう。
Nb,Vは、鋼の圧延中或いは圧延後の冷却過程におい
て、微細な炭窒化物として析出し、鋼を強靭化するのに
有効な元素である。しかし、Nbについては0.05％、Ｖに
ついては0.1％を超えて添加すると、母材および溶接継
手部の靭性を損なう。
て、微細な炭窒化物として析出し、鋼を強靭化するのに
有効な元素である。しかし、Nbについては0.05％、Ｖに
ついては0.1％を超えて添加すると、母材および溶接継
手部の靭性を損なう。
次に製造方法について述べる。
本発明においては前記成分の鋼を鋳造まま或いは圧延
を行って、Ar3点以下の温度まで冷却した後、鋼板表面
部をAc3−50℃以上Ac3＋100℃以下、板厚中心部をAc3−
30℃以下Ac3−100℃以上で、両者の平均がAc3−50℃以
上の温度になるような再加熱を行い、表層部オーステナ
イト、中心部フェライトの組織或いは全体がフェライト
の組織とし、これに引続き表面温度がAc3−50℃以上の
温度から30％以上の圧延を行い、フェライト部を未再結
晶状態で加工すると共に、加工熱および表層部からの復
熱によりこれを微細なオーステナイトに変態させ、その
後の空冷もしくは水冷により、微細なフェライト主体組
織に変態させる。
を行って、Ar3点以下の温度まで冷却した後、鋼板表面
部をAc3−50℃以上Ac3＋100℃以下、板厚中心部をAc3−
30℃以下Ac3−100℃以上で、両者の平均がAc3−50℃以
上の温度になるような再加熱を行い、表層部オーステナ
イト、中心部フェライトの組織或いは全体がフェライト
の組織とし、これに引続き表面温度がAc3−50℃以上の
温度から30％以上の圧延を行い、フェライト部を未再結
晶状態で加工すると共に、加工熱および表層部からの復
熱によりこれを微細なオーステナイトに変態させ、その
後の空冷もしくは水冷により、微細なフェライト主体組
織に変態させる。
これにより極めて良好な靭性を得ることができる。こ
の過程を通じて、極めて微細なオーステナイト粒が得ら
れ、冷却後の変態組織の微細化が得られるのである。
の過程を通じて、極めて微細なオーステナイト粒が得ら
れ、冷却後の変態組織の微細化が得られるのである。
以下に製造法に限定理由について述べる。
まず、鋳造後一度Ar3点以下の温度まで冷却するの
は、一般に鋳造後のオーステナイト組織は極めて粗大で
あるため、一度変態させ組織の微細化を図るためであ
る。
は、一般に鋳造後のオーステナイト組織は極めて粗大で
あるため、一度変態させ組織の微細化を図るためであ
る。
次に再加熱時の温度を鋼板表面部をAc3−50℃以上、
板厚中心部をAc3−100℃以上の温度と限定するのは、こ
れ以下では再加熱温度として低すぎ圧延後も全板厚に亙
ってAc3以上にすることができず、粗大な加工フェライ
トが残留してしまい靭性を著しく損ねるからである。
板厚中心部をAc3−100℃以上の温度と限定するのは、こ
れ以下では再加熱温度として低すぎ圧延後も全板厚に亙
ってAc3以上にすることができず、粗大な加工フェライ
トが残留してしまい靭性を著しく損ねるからである。
鋼板表面部と板厚中心部の平均温度をAc3−50℃以上
とするのも同様な理由によるものである。
とするのも同様な理由によるものである。
次に鋼板表面部をAc3＋100℃以下、板厚中心部をAc3
−30℃の温度とするのは、Ac3＋100℃以下ではオーステ
ナイトが粗大化してしまうからであり、Ac3−30℃とす
るのは、板厚方向の少なくとも一部をフェライトとして
おかなければ、本発明の趣意に沿わないからである。
−30℃の温度とするのは、Ac3＋100℃以下ではオーステ
ナイトが粗大化してしまうからであり、Ac3−30℃とす
るのは、板厚方向の少なくとも一部をフェライトとして
おかなければ、本発明の趣意に沿わないからである。
次に、表面温度がAc3−50℃以上の温度から30％以上
の圧延を行うのは、これ以下の温度、加工度では加工熱
が不足し、全厚に亙ってオーステナイトに変態させるこ
とができないからである。
の圧延を行うのは、これ以下の温度、加工度では加工熱
が不足し、全厚に亙ってオーステナイトに変態させるこ
とができないからである。
（実 施 例） 第１表に示す部分の本発明鋼および比較鋼について行
った実験の結果を第２表に示す。
った実験の結果を第２表に示す。
なお、表中でアンダーラインで示したものについて
は、本発明の条件に合致しないものである。
は、本発明の条件に合致しないものである。
第１表における鋼Ａ〜Ｅは本発明鋼であり、Ｆ〜Ｊは
比較鋼である。
比較鋼である。
鋼ＦはＣ量が不足であり、鋼ＧはSi量が過剰である。
鋼ＨはMn量が不足している。また、鋼ＩはTiが過剰であ
り、鋼ＪはＢが過剰である。
鋼ＨはMn量が不足している。また、鋼ＩはTiが過剰であ
り、鋼ＪはＢが過剰である。
製造条件では第２表の番号で2,5,7,8,10,11,13,15は
本発明鋼であり、いずれも良好な強度、靭性を示してい
る。
本発明鋼であり、いずれも良好な強度、靭性を示してい
る。
一方、比較鋼である１では表面、中心の両方、14では
表面の再加熱温度が高すぎるためにオーステナイトが粗
大化した結果、靭性が損なわれている。３は再加熱後の
圧延を行わなかったために、鋳造後の冷却で生成した粗
大フェライトとベイナイトがそのまま残留しているた
め、靭性が損なわれている。4,12は板厚中心部の再加熱
温度が低く、４は同時に平均温度も低いために圧延後も
Ac3以上に温度が上昇せず、鋳造後に冷却で生成した粗
大フェライトとベイナイトが、オーステナイトに変態す
ること無く加工されたために靭性が劣る。6,9は圧延開
始温度が低く、９については再加熱時の表面温度および
表面−中心平均温度が低いため、前記同様な理由により
粗大な加工フェライトが認められ、このため靭性が損な
われている。また16,18はそれぞれC,Mn量が不足してお
り強度が不足である。17はSiの過剰添加により靭性が劣
る。20,21はそれぞれTi,Bの過剰添加のために靭性が劣
る。
表面の再加熱温度が高すぎるためにオーステナイトが粗
大化した結果、靭性が損なわれている。３は再加熱後の
圧延を行わなかったために、鋳造後の冷却で生成した粗
大フェライトとベイナイトがそのまま残留しているた
め、靭性が損なわれている。4,12は板厚中心部の再加熱
温度が低く、４は同時に平均温度も低いために圧延後も
Ac3以上に温度が上昇せず、鋳造後に冷却で生成した粗
大フェライトとベイナイトが、オーステナイトに変態す
ること無く加工されたために靭性が劣る。6,9は圧延開
始温度が低く、９については再加熱時の表面温度および
表面−中心平均温度が低いため、前記同様な理由により
粗大な加工フェライトが認められ、このため靭性が損な
われている。また16,18はそれぞれC,Mn量が不足してお
り強度が不足である。17はSiの過剰添加により靭性が劣
る。20,21はそれぞれTi,Bの過剰添加のために靭性が劣
る。
以上のように本発明になる均一化処理を適用した鋼で
は良好な強度、靭性が得られているのに対し、本発明で
規定した成分、製造条件を一つでも満たさない場合には
本発明の目的が達成されないことが判る。
は良好な強度、靭性が得られているのに対し、本発明で
規定した成分、製造条件を一つでも満たさない場合には
本発明の目的が達成されないことが判る。
（発明の効果） 以上述べたように本発明によれば、優れた特性を有す
る鋼板を製造することができるので産業上極めて有用で
ある。
る鋼板を製造することができるので産業上極めて有用で
ある。
フロントページの続き (72)発明者 藤田 崇史 福岡県北九州市八幡東区枝光１―１―１ 新日本製鐵株式会社第三技術研究所内 (56)参考文献 特開 平３−13524（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−75309（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−307216（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−80718（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C21D 8/00,8/02
Claims (2)
- 【請求項１】重量比で、 C:0.03〜0.2％、 Si:0.03〜0.5％、 Mn:0.3〜2.0％、 残部:Feおよび不可避的不純物からなる鋼を、鋳造まま
或いは圧延を行ってAr3点以下の温度まで冷却した後、
鋼板表面部をAc3−50℃以上Ac3＋100℃以下、板厚中心
部をAc3−30℃以下Ac3−100℃以上で両者の平均がAc3−
50℃以上の温度になるような再加熱を行い、表層部オー
ステナイト、中心部フェライトの組織或いは全体がフェ
ライトの組織とし、これに引続き表面温度がAc3−50℃
以上の温度から30％以上の圧延を行い、フェライト部を
未再結晶状態で加工すると共に加工熱および表層部から
の復熱によりこれを微細なオーステナイトに変態させ、
その後の空冷もしくは水冷により微細なフェライト主体
組織に変態させることを特徴とする強靭な厚鋼板の製造
方法。 - 【請求項２】重量比で、 Ni≦10％、 Mo≦２％、 Co≦２％、 Cr≦２％、 Cu≦２％、 Ｂ≦0.005％ の１種または２種以上を含みまた、 Al≦0.05％、 Ti≦0.10％ の１種または２種を含有しさらに、 Nb≦0.05％、 Ｖ≦0.1％ の１種または２種を含む鋼である請求項１記載の強靭な
厚鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4783790A JP2828303B2 (ja) | 1990-02-28 | 1990-02-28 | 強靭な厚鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4783790A JP2828303B2 (ja) | 1990-02-28 | 1990-02-28 | 強靭な厚鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03249128A JPH03249128A (ja) | 1991-11-07 |
| JP2828303B2 true JP2828303B2 (ja) | 1998-11-25 |
Family
ID=12786481
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4783790A Expired - Fee Related JP2828303B2 (ja) | 1990-02-28 | 1990-02-28 | 強靭な厚鋼板の製造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2760713B2 (ja) * | 1992-09-24 | 1998-06-04 | 新日本製鐵株式会社 | 耐火性及び靱性の優れた制御圧延形鋼の製造方法 |
| WO1995013155A1 (en) * | 1993-11-08 | 1995-05-18 | Ishikawajima-Harima Heavy Industries Company Limited | In-line heat treatment of continuously cast steel strip |
| US10071416B2 (en) | 2005-10-20 | 2018-09-11 | Nucor Corporation | High strength thin cast strip product and method for making the same |
| US9149868B2 (en) | 2005-10-20 | 2015-10-06 | Nucor Corporation | Thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same |
| US9999918B2 (en) | 2005-10-20 | 2018-06-19 | Nucor Corporation | Thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same |
| WO2011100798A1 (en) | 2010-02-20 | 2011-08-25 | Bluescope Steel Limited | Nitriding of niobium steel and product made thereby |
-
1990
- 1990-02-28 JP JP4783790A patent/JP2828303B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JPH03249128A (ja) | 1991-11-07 |
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