JP3043517B2 - 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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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は近年の建設機械の大型
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。
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。
【０００２】
【従来の技術】強度と加工性の優れた高強度鋼板として
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。
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。
【０００３】特公平３−６５４２５号公報はＣ：０．０
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。
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。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、Ｔｉおよび
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。
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。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
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。
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。
【０００６】以下、本発明の詳細について説明する。靱
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。
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。
【０００７】溶体化のための加熱温度は、以下に示す析
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。
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。
【０００８】ところで、熱延・冷却工程での工夫だけで
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。
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。
【０００９】図１は０．１０％Ｃ−０．３０％Ｓｉ−
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。
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。
【００１０】図２は図１と同じ条件で熱延した鋼板のシ
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。
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。
【００１１】図３は鋼板の破面遷移温度に及ぼす加熱昇
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。
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。
【００１２】本発明における上記鋼成分の限定理由は次
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。
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。
【００１３】Ｔｉ：Ｔｉは少量の添加によってＣ，Ｎ，
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。
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。
【００１４】次に加熱条件の限定理由は次の如くであ
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。
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。
【００１５】加熱温度をＴｉＣの溶体化温度以上とした
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。
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。
【００１６】なお、本発明におけるスラブの加熱昇温速
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。
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。
【００１７】
【実施例】表１に示される化学成分を持った鋼を転炉で
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。
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。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【表２】
【００２０】これによると、鋼板Ａ−１，Ａ−２，Ａ−
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。
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。
【００２１】
【発明の効果】以上説明したような、本発明によるとき
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。
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。
【図１】０．１０％Ｃ−０．３０％Ｓｉ−１．９０％Ｍ
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、
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、
【図２】シ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、
【図３】シャルピー試験破面遷移温度（ｖＴｒｓ）に及
ぼす加熱昇温速度の影響を示した図である。
ぼす加熱昇温速度の影響を示した図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/14 Ｃ２２Ｃ 38/14 (56)参考文献 特開 平10−46258（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−271932（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−79116（ＪＰ，Ａ) 特公 平７−35540（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/02 - 8/04 C21D 9/46 - 9/48 C21D 6/00,9/00 C22C 38/00 - 38/14
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 |
Applications Claiming Priority (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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05345917A JPH05345917A (ja) | 1993-12-27 |
| JP3043517B2 true JP3043517B2 (ja) | 2000-05-22 |
Family
ID=15573323
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4153936A Expired - Fee Related JP3043517B2 (ja) | 1992-06-15 | 1992-06-15 | 高強度熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3043517B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1865086B1 (de) * | 2006-06-07 | 2010-08-11 | ThyssenKrupp Steel Europe AG | Verwendung eines aus einem Mangan-Bor-Stahl hergestellten Flachproduktes und Verfahren zu dessen Herstellung |
| JP5195413B2 (ja) * | 2008-12-26 | 2013-05-08 | 新日鐵住金株式会社 | 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 |
| WO2013065346A1 (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 |
| CN110832095B (zh) | 2017-08-09 | 2021-09-28 | 日本制铁株式会社 | 热轧钢板及其制造方法 |
-
1992
- 1992-06-15 JP JP4153936A patent/JP3043517B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05345917A (ja) | 1993-12-27 |
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