JPH01111815A - 強靭な直送圧延厚鋼板の製造方法 - 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） 本発明は優れた強靭性を持った直送圧延Ｗ、鋼板の製造
方法に関するものである。

（従来の技術） 一般に鋼の強化法としては、固溶強化、析出強化、結晶
粒微細化による方法などがある。このうち結晶粒微細化
は唯一、靭性を犠牲にすることなく強化できる方法であ
り、鋼の強靭化には非常に有効な手段である。

一方熱間圧延プロセスにおける省エネルギ一対策の一環
として連Ｖ、鋳造熱鋳片を直接あるいは表面温度を中心
温度と同じにする程度の加熱を行った後、熱間圧延を開
始するいわゆる直送圧延法が開発されている。

直送圧延法により強靭な鋼を製造する際の材質的な課題
は圧延前の粗大なオーステナイト粒から、いかに微細な
変態組織を得るかにある。ホットストリップ圧延は各バ
スの圧下率が大きく、オーステナイトの再結晶は主とし
て動的再結晶挙動に支配されているといわれている。

さらに全圧下比が数１０〜１００と大きいことから、直
送圧延法の特徴である圧延前の粗大オーステナイト粒も
圧延により、従来再加熱圧延法のそれと同等になりうろ
ことが推定される。

したしながら厚鋼板の圧延は、各バスの圧下率が小さく
、オーステナイトの再結晶は主として静的再結晶挙動に
支配されていると考えられており、更に全圧下比が小さ
いことから圧延によるオーステナイト粒の微細化の観点
からは、直送圧延法は従来の再加熱圧延法よりも不利で
あることが予測される。

直送圧延法の技術は多くのものが公知である。

例えば特公昭５６−２４０１８号公報、特公昭５Ｂ−９
８１２号公報、特開昭５７−１２３９２７号公報、特開
昭６０−５６０２４号公報に記載された方法等がある。

しかしながらこれらは主としてホットストリップ圧延へ
の直送圧延の適用が多く、また詳細な圧延条件にふれた
ものはなく、公知の技術のみでは直送圧延により強靭な
厚鋼板を製造することは困難である。

（発明が解決しようとする課題） 本発明はこの様な欠点を除き、直送圧延法により優れた
強靭性を有するｒ！ｉ、鋼板を製造する方法を提供しよ
うとするものである。

（課題を解決するための手段） 直送圧延法の冶金的な最大の課題は、凝固ままの粗大な
オーステナイト粒をいかに微細にするかにある。特に厚
鋼板製造の場合、全圧下比が小さいこと、各バスの圧下
率が小さいことから適切な圧延条件を設定することが不
可欠である。

本発明では圧延条件を全圧下比４以上、再結晶域圧延率
５０％以上とし、Ａｒ＝点以上の温度で熱間圧延を終了
することを特徴とする。このような圧延を行えば、凝固
ままの粗大なオーステナイト粒も再結晶の繰返しにより
、再結晶域圧延終了時には従来の再加熱圧延でのそれと
同等まで微細にすることが可能である。圧延後は空冷で
も水冷でも目的によって使いわける。

以下、本発明について詳細に説明する。

まず本発明の綱の成分限定理由について述べる。

Ｃは鋼を強化するのに有効であり、０．０５％未満では
有効な強度が得られず、一方０．１８％を超では靭性さ
らには溶接性をも劣化させるので０．０５％以上０．１
８％以下とする。

Ｓｔは脱酸元素および鋼の強化元素として有効であるが
０．０５％未満ではその効果がなく０．４０％超では加
工性の劣化を生じ、また鋼板の表面性状を損なう。

Ｍｎは鋼の強化に有効であるが０．３０％未満ではその
効果がなく１．８０％超では加工性が劣化する。

以上３種の元素についてＣ＋　Ｓ　ｉ　／　２４土Ｍｎ
／６なる炭素当量が０．３５超では溶接性が劣化するの
で０．３５以下と限定する。

Ａｌは脱酸元素として添加されるが０．００５％未満で
は、その効果がなく０．０５％超ではその効果が飽和す
る。

Ｎｂ、Ｔｉはいずれも微量の添加で結晶粒の微細化と析
出硬化に有利であるので、溶接部靭性を劣化させない程
度添加してもよい。そのため添加量の上限はＮｂ、Ｔｉ
とも０．０５％とする。

Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒＳＭｏはいずれも焼入れ性を向上させ
る元素として知られており、本発明鋼に添加した場合、
鋼の強度を上昇させることができるが、過度の添加は溶
接性を損なうため、Ｃｕは１．０％以下、Ｎｉは１．５
％以下、Ｃｒは１．０％以下、Ｍｏは０．５％以下に限
定する。

■は析出硬化により強度の上界に有効であるが、過度の
添加は靭性を損なうため上限を０．１０％とする。

Ｂは焼入れ性を向上させる元素として知られており、本
発明鋼に添加した場合、鋼の強度を上昇させることがで
きるが、過度の添加はＢの析出物を増加させて靭性を損
なうため上限を０．００２５％とする。

次に製造方法について延べる。

本発明では前に述べた直送圧延法を用いる。ここでいう
直送圧延法は、連続鋳造にて得られる熱鋳片を加熱炉を
経ることなく直送圧延する方法のみならず、鋳片の表面
温度を中心温度と同じにする程度の保熱あるいは加熱を
行った後、圧延を開始する方法も含む。

この直送圧延においては前述のように圧延条件が非常に
重要である。圧延の全圧下比を４以上としたのは、４未
満では圧延前の粗大なオーステナイト粒を圧延により微
細にすることが困難なためである。

再結晶域圧延は粗大オーステナイト粒を微細な再結晶オ
ーステナイト粒にするために必須である。

再結晶オーステナイト粒は、引続き行われる未再結晶域
圧延をを効にするために微細であるほどよい、そこで再
結晶域圧延率を５０％以上とした。

５０％未満では充分な再結晶域での微細化がなされない
ままに未再結晶域圧延を行うこととなり、粗大な伸粒オ
ーステナイトになりやすく変態＆Ｉｌ＄４１は著しい混
粒を呈し、特性の劣化をきたす。

熱間圧延をＡｒｓ点以上の温度で終了するのは、それよ
りも低い温度での圧延ではフェライトが加工され靭性が
劣化するからである。

圧延後、水冷するのはさらに強度を高めたい場合につい
て行う。この場合６００℃以下まで冷却するのはそれ以
上では冷却の効果が殆どないからである。

（実施例） 第１表に示す成分の本発明鋼および比較鋼について実験
を行った結果を第２表に示す、なお表中アンダーライン
を引いたものは本発明の条件に合致しないものである。

第２表の１〜９は本発明法であり、優れた強度靭性を示
している。このような特性は従来の再加熱法により製造
された鋼板の特性と同等以上である。特にＮｂ、Ｔｉな
どの微量元素を含む鋼では、それらが圧延前まで固溶し
ており、圧延中や圧延後に＠細に析出するためオーステ
ナイトの再結晶や粒成長の抑制、フェライト中での析出
強化などの現象があられれ優れた特性を示している。

１０−１７は本発明の範囲内の成分であるが、製造方法
すなわち全圧下比、再結晶域圧延率、圧延仕上温度のう
ち、ｌまたは２が本発明法と合致しないため靭性が劣化
している。１８．１９はそれぞれＣ，Ｓｉが過剰なため
靭性が著しく劣化している。

（以下余白、次頁へつづく） （発明の効果） 以上述べたように本発明によれば極めて低コストな直接
圧延法によって、従来の再加熱法で製造される厚鋼板の
特性と同等かあるいはそれ以上の特性のｒｇ−鋼板を製
造できるので、産業上極めて有利である。

代理人　弁理士　茶　野　木　立　夫

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で Ｃ：０．０５〜０．１８％、 Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、 Ｍｎ：０．３〜１．８０％、 Ａｌ：０．００５〜０．０５％、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、かつＣ＋Ｓｉ／２
   ４＋Ｍｎ／６なる炭素当量が、０．３５以下なる成分の
   鋼を連続鋳造して得られた熱鋳片を、直接あるいは表面
   温度を中心温度と同じにする程度の保熱、加熱を行った
   後圧延を開始し、全圧下比（スラブ厚／仕上板厚）を４
   以上、再結晶域圧延率を５０％以上とし、Ａｒ＿３点以
   上の温度で熱間圧延を終了することを特徴とする強靭な
   直送圧延厚鋼板の製造方法。
2. （２）熱間圧延後６００℃以下の任意の温度まで水冷す
   ることを特徴とする請求項１記載の強靭な直送圧延厚鋼
   板の製造方法。
3. （３）重量％で Ｃ：０．０５〜０．１８％、 Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、 Ｍｎ：０．３〜１．８０％、 Ａｌ：０．００５〜０．０５％、 更に Ｎｂ：≦０．０５％、 Ｔｉ：≦０．０５％、 Ｃｕ：≦１．０％、 Ｎｉ：≦１．５％、 Ｍｏ：≦０．５％、 Ｃｒ：≦１．０％、 Ｖ：≦０．１０％、 Ｂ：≦０．００２５％、 の１種または２種以上を含有し、残部鉄及び不可避的不
   純物よりなり、かつＣ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６なる炭素
   当量が０．３５以下なる成分の鋼を連続鋳造して得られ
   た熱鋳片を用いることを特徴とする請求項１に記載の強
   靭な直送圧延厚鋼板の製造方法。
4. （４）熱間圧延後６００℃以下の任意の温度まで水冷す
   ることを特徴とする請求項３に記載の強靭な直送圧延厚
   鋼板の製造方法。