JPH01283344A - 低温靭性の優れた高強度鋼板の製造方法 - Google Patents
低温靭性の優れた高強度鋼板の製造方法Info
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- JPH01283344A JPH01283344A JP3794488A JP3794488A JPH01283344A JP H01283344 A JPH01283344 A JP H01283344A JP 3794488 A JP3794488 A JP 3794488A JP 3794488 A JP3794488 A JP 3794488A JP H01283344 A JPH01283344 A JP H01283344A
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- steel
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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、所要成分を含有する溶鋼を凝固せしめ、政綱
がＡｒ、＋点温度以上にある間に圧延する事なくその侭
の状態から、或いは該鋼かへｒ、点以上の温度にある間
に圧延後、Ａｒ３点温度以上から少なくとも下部ヘーナ
イト又はマルテンサイトの変態終了迄の温度範囲を所要
の冷却速度で連続的に冷却して造船Ｅグレード鋼に必要
なりＴ ｒｓ −８０°Ｃレヘルを安定して得る低温靭
性の優れた高強度鋼板を製造する方法に関するものであ
る。
がＡｒ、＋点温度以上にある間に圧延する事なくその侭
の状態から、或いは該鋼かへｒ、点以上の温度にある間
に圧延後、Ａｒ３点温度以上から少なくとも下部ヘーナ
イト又はマルテンサイトの変態終了迄の温度範囲を所要
の冷却速度で連続的に冷却して造船Ｅグレード鋼に必要
なりＴ ｒｓ −８０°Ｃレヘルを安定して得る低温靭
性の優れた高強度鋼板を製造する方法に関するものであ
る。
〈従来の技術〉
熱間圧延プロセスにおいては近年省エネルギー効果が高
いことから連続鋳造鋳片を連続鋳造後に直接熱間圧延（
以下ＤＲと括す）する方法が実用されている。
いことから連続鋳造鋳片を連続鋳造後に直接熱間圧延（
以下ＤＲと括す）する方法が実用されている。
他方では連続鋳造鋳片の厚さを製品厚さに近い５０ｍｍ
〜１００ｍｍで製造する連続鋳造方法が実用化されつつ
あり、該連続鋳造方法で鋳造したスラブをＤＲにより鋼
板とする製造プロセスが種々、検討されている。
〜１００ｍｍで製造する連続鋳造方法が実用化されつつ
あり、該連続鋳造方法で鋳造したスラブをＤＲにより鋼
板とする製造プロセスが種々、検討されている。
この場合、ＤＲはａ同時の粗大オーステナイトから圧延
を開始し、しかも従来の厚さ２５０〜３００ｍｍの鋳片
に加える圧下比より格段に小さい、１〜２程度の圧下比
においても安定・円滑に目標とする形状・材質が得られ
る事が望まれている。
を開始し、しかも従来の厚さ２５０〜３００ｍｍの鋳片
に加える圧下比より格段に小さい、１〜２程度の圧下比
においても安定・円滑に目標とする形状・材質が得られ
る事が望まれている。
これに応える提案の１つが特開昭６０−５６０２４号公
報に開示されている。この提案は従来の圧下比の分野に
おいて、鋼に微量のＴｉを添加して粗大な大型窒化物で
あるＴｉＮの析出を抑制しつつ一部を微細なＴｉＮとし
て析出させ、固溶状態にある残りの大部分のＴｉを圧延
中又は圧延後にＴｉ （Ｃ，Ｎ）として微細に析出さセ
、Ｔ結晶粒の再結晶を阻止して微細組織を確保すると共
にＴｉ （Ｃ，Ｎ）の析出強化により鋼を強化するもの
であって、ＴｉとＮを必須としている。
報に開示されている。この提案は従来の圧下比の分野に
おいて、鋼に微量のＴｉを添加して粗大な大型窒化物で
あるＴｉＮの析出を抑制しつつ一部を微細なＴｉＮとし
て析出させ、固溶状態にある残りの大部分のＴｉを圧延
中又は圧延後にＴｉ （Ｃ，Ｎ）として微細に析出さセ
、Ｔ結晶粒の再結晶を阻止して微細組織を確保すると共
にＴｉ （Ｃ，Ｎ）の析出強化により鋼を強化するもの
であって、ＴｉとＮを必須としている。
他の１つは特開昭６１−２１３３２２号公報の提案であ
る。この提案は鋼にＡ１を全く添加セす、鋼中ＡＩ量は
不可避的な侵入量を含んで０．００７％以下とし、鋼の
脱酸はＴｉで行い、且つ鋼の溶製、鋳造過程で鋳片内に
形成したＴｉ酸化物系析出物を利用して鋼板の変態組織
の微細化を図るもので、鋼の変態を１粒界からではなく
、γ粒界とは独立に鋼材中に微細に分散析出したＴｉ酸
化物系介在物から粒内変態の形で行って微細ヘーナイト
組織を得ようとするもので、ＡＩの無添加とＴｉの添加
及びＴｉ脱酸を必須としている。
る。この提案は鋼にＡ１を全く添加セす、鋼中ＡＩ量は
不可避的な侵入量を含んで０．００７％以下とし、鋼の
脱酸はＴｉで行い、且つ鋼の溶製、鋳造過程で鋳片内に
形成したＴｉ酸化物系析出物を利用して鋼板の変態組織
の微細化を図るもので、鋼の変態を１粒界からではなく
、γ粒界とは独立に鋼材中に微細に分散析出したＴｉ酸
化物系介在物から粒内変態の形で行って微細ヘーナイト
組織を得ようとするもので、ＡＩの無添加とＴｉの添加
及びＴｉ脱酸を必須としている。
〈発明が解決しようとする問題点〉
しかしながら特開昭６０−５６０２４号公報の提案はそ
の第５表に明らかな如く、本発明が目的としている造船
Ｅグレードに必要なりＴｒｓ−−８０’Ｃ以下の低温靭
性が安定して得られない。
の第５表に明らかな如く、本発明が目的としている造船
Ｅグレードに必要なりＴｒｓ−−８０’Ｃ以下の低温靭
性が安定して得られない。
又特開昭６１−２１３３２２号公報の提案もその第１表
及び第２表に明らかな如く、本発明が目的としている造
船Ｅグレードに必要なりＴｒｓ＝−８０°Ｃ以下の低温
靭性が得られない。
及び第２表に明らかな如く、本発明が目的としている造
船Ｅグレードに必要なりＴｒｓ＝−８０°Ｃ以下の低温
靭性が得られない。
本発明は上記した従来技術の問題点を伴う事なく、前記
提案が達成出来なかった造船Ｅグレードに必要なりＴｒ
ｓ −−８０°Ｃ以下の優れた低温靭性を有する鋼板を
変態強化によって安定して円滑に製造する方法を提供す
るものである。
提案が達成出来なかった造船Ｅグレードに必要なりＴｒ
ｓ −−８０°Ｃ以下の優れた低温靭性を有する鋼板を
変態強化によって安定して円滑に製造する方法を提供す
るものである。
〈問題点を解決するための手段〉
本発明は上記した従来技術の問題点を伴う事なく目的の
材質を有する鋼板を確保する為に次の手段を用いる事を
特徴としている。即ち、（１）重量％で、 Ｃ： ０．０５−０．２０！ Ｓ ： ≦０．０３０
ＸＳｉ ： ０．０３−０．８０Ｚ Ａｌ ： ≦
０．１００ ”１目ｎ ： ０．５０〜２．００χ Ｎ
、≦０．０１００χＰｚ≦ｏ、ｏ２５ｚ を含み残部鉄及び不可避的不純物からなる溶鋼を鋳造凝
固せしめ、該鋼がＡｒ、点温度以上にある間に圧延する
事なくその侭の状態から、或いは政綱がＡｒ、点以上の
温度にある間に圧延後、Ａｒ３点温度以上から少なくと
も下部ヘーナイトの変態終了温度迄の温度範囲を１０〜
１００°Ｃ／ｓｅｃの冷却速度で連続的に冷却する事を
第１の手段とするものであり、 （２）重量％で、 Ｃ・０．０５〜０．２０宋 Ｓ；≦０．０３０％Ｓｉ
： ０．０３−０．８０Ｘ Ａｌ ： ≦０．１００
”ＩＫｎ ： ０．５０−２．ＯＯＺ Ｎ ：≦０
．０１００χＰ；≦０．０２５ｙ。
材質を有する鋼板を確保する為に次の手段を用いる事を
特徴としている。即ち、（１）重量％で、 Ｃ： ０．０５−０．２０！ Ｓ ： ≦０．０３０
ＸＳｉ ： ０．０３−０．８０Ｚ Ａｌ ： ≦
０．１００ ”１目ｎ ： ０．５０〜２．００χ Ｎ
、≦０．０１００χＰｚ≦ｏ、ｏ２５ｚ を含み残部鉄及び不可避的不純物からなる溶鋼を鋳造凝
固せしめ、該鋼がＡｒ、点温度以上にある間に圧延する
事なくその侭の状態から、或いは政綱がＡｒ、点以上の
温度にある間に圧延後、Ａｒ３点温度以上から少なくと
も下部ヘーナイトの変態終了温度迄の温度範囲を１０〜
１００°Ｃ／ｓｅｃの冷却速度で連続的に冷却する事を
第１の手段とするものであり、 （２）重量％で、 Ｃ・０．０５〜０．２０宋 Ｓ；≦０．０３０％Ｓｉ
： ０．０３−０．８０Ｘ Ａｌ ： ≦０．１００
”ＩＫｎ ： ０．５０−２．ＯＯＺ Ｎ ：≦０
．０１００χＰ；≦０．０２５ｙ。
を含み残部鉄及び不可避的不純物からなる溶鋼を鋳造凝
固せしめ、政綱がＡｒ３点温度以上にある間に圧延する
事なくその侭の状態から、或いは政綱がＡｒ、点以上の
温度にある間に圧延後、８００°Ｃ〜３００°Ｃの温度
範囲を１０−１００°Ｃ／ｓｅｅの冷却速度で連続的に
冷却する事を第１の手段の具体的な手段とし、 （３）重量％で、 Ｃ： ０．０５〜０，２０χ Ｓ：≦０．０３０％Ｓｉ
： ０．０３−０．８０Ｚ Ａｌ ： ＜０．１０
０ ”ＡＭｎ ： ０．５０−２．ＯＯＸ Ｎ ：
≦０．０１００Ｘｐ ： ≦ｏ、ｏ２ｓｚ を含み残部鉄及び不可避的不純物からなる溶鋼を鋳造凝
固せしめ、政綱がＡｒ３点温度以上にある間に圧延する
事なくその侭の状態から、或いは政綱がＡｒｓ点以上の
温度にある間に圧延後、Ａｒ３点温度以上から少なくと
もマルテンサイトの変態終了温度迄の温度範囲を１０〜
１００°Ｃ／ｓｅｃの冷却速度で連続的に冷却する事を
第２の手段と髪するものであって、 （４）重量％で、 Ｃ： ０．０５〜０．２０Ｘ Ｓ ： ≦０．０３０
ＸＳｉ ： ０．０３〜０．８０２： Ａｌ ：
≦０．１００ ”ＩＭｎ ： ０．５０〜２．ＯＯ
Ｘ Ｎ ： ≦０．０１００ＺＰ ： ≦０
．０２５Ｘ を含み残部鉄及び不可避的不純物からなる溶鋼を鋳造凝
固−ｕしめ、政綱がＡｒ３点温度以上にある間に圧延す
る事なくその侭の状態から、或いは政綱がＡｒｚ点以上
の温度にある間に圧延後、８００°Ｃ〜５０°Ｃの温度
範囲を１０〜１００°（： ／ｓｅｃの冷却速度で連続
的に冷却する事を第２の手段の具体的な手段と寛し、 （５）重量％で、 Ｃｒ：≦１ ”Ｘ Ｚｒ ：≦０．ＩＺＮｉ
： ＜ＩＯＺ Ｎｂ ： ≦０．１”ＸＭＯ＝
≦１χ Ｂ：≦０．００：Ｖ ： ≦０．２ｙ、
Ｃｕ ：≦１ｚ Ｔｉ ： ≦０．ＩＸ Ｃａ ： ≦０．００
８Ｚの何れか１種又は２種以上を第１の手段及び第２の
手段並びに各手段の具体的実施手段に含む事を第５乃至
第８の手段とし、 （６）冷却後Ａｃ、点以上の温度で焼き戻す事を第９乃
至第１６の手段とするものである。
固せしめ、政綱がＡｒ３点温度以上にある間に圧延する
事なくその侭の状態から、或いは政綱がＡｒ、点以上の
温度にある間に圧延後、８００°Ｃ〜３００°Ｃの温度
範囲を１０−１００°Ｃ／ｓｅｅの冷却速度で連続的に
冷却する事を第１の手段の具体的な手段とし、 （３）重量％で、 Ｃ： ０．０５〜０，２０χ Ｓ：≦０．０３０％Ｓｉ
： ０．０３−０．８０Ｚ Ａｌ ： ＜０．１０
０ ”ＡＭｎ ： ０．５０−２．ＯＯＸ Ｎ ：
≦０．０１００Ｘｐ ： ≦ｏ、ｏ２ｓｚ を含み残部鉄及び不可避的不純物からなる溶鋼を鋳造凝
固せしめ、政綱がＡｒ３点温度以上にある間に圧延する
事なくその侭の状態から、或いは政綱がＡｒｓ点以上の
温度にある間に圧延後、Ａｒ３点温度以上から少なくと
もマルテンサイトの変態終了温度迄の温度範囲を１０〜
１００°Ｃ／ｓｅｃの冷却速度で連続的に冷却する事を
第２の手段と髪するものであって、 （４）重量％で、 Ｃ： ０．０５〜０．２０Ｘ Ｓ ： ≦０．０３０
ＸＳｉ ： ０．０３〜０．８０２： Ａｌ ：
≦０．１００ ”ＩＭｎ ： ０．５０〜２．ＯＯ
Ｘ Ｎ ： ≦０．０１００ＺＰ ： ≦０
．０２５Ｘ を含み残部鉄及び不可避的不純物からなる溶鋼を鋳造凝
固−ｕしめ、政綱がＡｒ３点温度以上にある間に圧延す
る事なくその侭の状態から、或いは政綱がＡｒｚ点以上
の温度にある間に圧延後、８００°Ｃ〜５０°Ｃの温度
範囲を１０〜１００°（： ／ｓｅｃの冷却速度で連続
的に冷却する事を第２の手段の具体的な手段と寛し、 （５）重量％で、 Ｃｒ：≦１ ”Ｘ Ｚｒ ：≦０．ＩＺＮｉ
： ＜ＩＯＺ Ｎｂ ： ≦０．１”ＸＭＯ＝
≦１χ Ｂ：≦０．００：Ｖ ： ≦０．２ｙ、
Ｃｕ ：≦１ｚ Ｔｉ ： ≦０．ＩＸ Ｃａ ： ≦０．００
８Ｚの何れか１種又は２種以上を第１の手段及び第２の
手段並びに各手段の具体的実施手段に含む事を第５乃至
第８の手段とし、 （６）冷却後Ａｃ、点以上の温度で焼き戻す事を第９乃
至第１６の手段とするものである。
以下に各手段を構成する各要件の限定理由を説明する。
Ｃ，Ｓｉ、 Ｍｎはそれぞれ強度確保の為に添加するが
、Ｃは靭性、溶接性の悪化防止の為、Ｓｉ＝ Ｍｎは共
に溶接性悪化防止の為に各々上限を定め、Ｐ、Ｓは共に
不可避的に混入する不純物で、共に靭性を損なうので上
記の範囲を上限とする。
、Ｃは靭性、溶接性の悪化防止の為、Ｓｉ＝ Ｍｎは共
に溶接性悪化防止の為に各々上限を定め、Ｐ、Ｓは共に
不可避的に混入する不純物で、共に靭性を損なうので上
記の範囲を上限とする。
Ａ１は脱酸剤であるが効果の飽和に基づく経済性から上
限を定め、ＮはＰ、Ｓと同様不可避的に混入する不純物
であるが、大入熱溶接時の熱影響部の靭性確保の為に−
Ｌ限を定めている。
限を定め、ＮはＰ、Ｓと同様不可避的に混入する不純物
であるが、大入熱溶接時の熱影響部の靭性確保の為に−
Ｌ限を定めている。
又任意添加剤として母材と溶接部の強度を高めるＣ（Ｎ
ｏは熱影響部の靭性劣化の点から、母材の７ 熱影響
部の靭性及び強度を高めるＮｉ、 Ｔｉは効果の飽和か
らくる不経済性の点から、析出強化剤としてのＮｂ、■
は溶接部の靭性劣化の点から、延性や切り欠き靭性を向
上するＺｒ、 Ｃａは各々表面欠陥、鋼の清浄度低下を
防止する点から、焼き入れ性と熱影響部の靭性を向上す
るＢは変態過程での熱間割れの発生を防止する点から、
耐蝕性と強度を向上するＣｕは溶接金属の熱間割れの発
生を防止する点からそれぞれ上限を定めている。
ｏは熱影響部の靭性劣化の点から、母材の７ 熱影響
部の靭性及び強度を高めるＮｉ、 Ｔｉは効果の飽和か
らくる不経済性の点から、析出強化剤としてのＮｂ、■
は溶接部の靭性劣化の点から、延性や切り欠き靭性を向
上するＺｒ、 Ｃａは各々表面欠陥、鋼の清浄度低下を
防止する点から、焼き入れ性と熱影響部の靭性を向上す
るＢは変態過程での熱間割れの発生を防止する点から、
耐蝕性と強度を向上するＣｕは溶接金属の熱間割れの発
生を防止する点からそれぞれ上限を定めている。
又圧延を本発明の目的とは関係なく必要とする時に、Δ
ｒ３点以上の温度で圧延を終了するのは、鋼の溶製に続
く鋳造で高温状態にある鋼片の熱エネルギーを有効に活
用すると共に、粗大オーステナイト組織を維持して引き
続き行う制御冷却によって本発明が目的とする高強度と
共に優れた低温靭性を発揮する鋼板に必須の組織を経済
的に且つ生産性良く生成せしめるためである。
ｒ３点以上の温度で圧延を終了するのは、鋼の溶製に続
く鋳造で高温状態にある鋼片の熱エネルギーを有効に活
用すると共に、粗大オーステナイト組織を維持して引き
続き行う制御冷却によって本発明が目的とする高強度と
共に優れた低温靭性を発揮する鋼板に必須の組織を経済
的に且つ生産性良く生成せしめるためである。
〈作用〉
本発明者等は、ｖＴｒｓ−８０°Ｃ以下を示す低温靭性
の優れた高強度鋼板を熱経済性良く、円滑な操業の下に
歩留高く製造する方法を実験・検嗣した結果、前記した
従来技術の問題点を悉く解決すると共に、それ等から得
られる鋼板より優れた鋼板を製造する方法を見出した。
の優れた高強度鋼板を熱経済性良く、円滑な操業の下に
歩留高く製造する方法を実験・検嗣した結果、前記した
従来技術の問題点を悉く解決すると共に、それ等から得
られる鋼板より優れた鋼板を製造する方法を見出した。
その実験条件及び実験結果を以下に示す。
供試鋼の鉄以外の主要成分は次の通りである。
Ｃ： ０．０８χ Ｓ ： ０．０１０％Ｓｉ
： ０．１５Ｚ Ａｌ ：
０．Ｏ３ＸＭｎ ： １．５０Ｘ
Ｎ ： ０．００３５Ｚｐ ： ｏ、ｏｌ
ｏｚ 尚木供試鋼のＡｒ３は７３８°Ｃである。
： ０．１５Ｚ Ａｌ ：
０．Ｏ３ＸＭｎ ： １．５０Ｘ
Ｎ ： ０．００３５Ｚｐ ： ｏ、ｏｌ
ｏｚ 尚木供試鋼のＡｒ３は７３８°Ｃである。
本発明者等はこの鋼を連続鋳造工程を経て鋳片とした後
、」二記した種々の条件で前記した実験を行った。
、」二記した種々の条件で前記した実験を行った。
その結果を第１図及び第２図に示す。
第１図、第２図は、上記鋳片がＡｒ３点温度に降下する
迄に圧延を終り、その後水、水蒸気、気水混合体、空気
等を使用して、冷却開始温度と冷却終了温度及び冷却速
度を種々変更し、得られた銅板の中からＴＳが５０Ｋｇ
ｆ ７ｍｍ”以上のものを選び、下記に示す冷却温度範
囲において、連続的に冷却した時間と冷却温度から求め
た冷却速度と鋳片の圧下比を基にそれぞれのｖＴｒｓを
示したものである。
迄に圧延を終り、その後水、水蒸気、気水混合体、空気
等を使用して、冷却開始温度と冷却終了温度及び冷却速
度を種々変更し、得られた銅板の中からＴＳが５０Ｋｇ
ｆ ７ｍｍ”以上のものを選び、下記に示す冷却温度範
囲において、連続的に冷却した時間と冷却温度から求め
た冷却速度と鋳片の圧下比を基にそれぞれのｖＴｒｓを
示したものである。
第１図の冷却温度範囲は８００°Ｃから３００°Ｃであ
って、第２図の冷却温度範囲は８００°Ｃから５０°Ｃ
である。
って、第２図の冷却温度範囲は８００°Ｃから５０°Ｃ
である。
本実験の供試鋼成分から予測して、前者は冷却温度範囲
をＡｒ３点温度以上から下部ヘーナイト組織の変態終了
の温度範囲を含む範囲としたもであり、後者は冷却範囲
をＡｒ３点温度以上からマルテンサイト組織の変態終了
迄の温度範囲を含む範囲としたものである。
をＡｒ３点温度以上から下部ヘーナイト組織の変態終了
の温度範囲を含む範囲としたもであり、後者は冷却範囲
をＡｒ３点温度以上からマルテンサイト組織の変態終了
迄の温度範囲を含む範囲としたものである。
即ち、冷却速度かの２０°Ｃ／ｓｅｃ時と■４０’Ｃ／
ｓｅｃ時の各々は次の通りである。
ｓｅｃ時の各々は次の通りである。
本発明者等は、実験上の諸条件、特に被冷却材の厚み方
向、長さ方向、幅方向の温度のバラツキを配慮して、各
変態開始と変態終了の完全な取り込め等から上記範囲を
定めたが、第１図、第２図の結果から上記した冷却温度
範囲は本発明の各々の目標組織を得るのに必要且つ重要
な制御冷却の温度範囲である事を確認したのである。
向、長さ方向、幅方向の温度のバラツキを配慮して、各
変態開始と変態終了の完全な取り込め等から上記範囲を
定めたが、第１図、第２図の結果から上記した冷却温度
範囲は本発明の各々の目標組織を得るのに必要且つ重要
な制御冷却の温度範囲である事を確認したのである。
つまり、上記した各々の冷却温度範囲で冷却速度を１０
°Ｃ／ｓｅｃ以上に維持すると、各目的ｍ織即ち第１図
例は下部ヘーナイト組織が、第２図例はマルテンサイト
組織或いはマルテンサイト組織を主体として下部ベーナ
イト組織が混合共存する組織が圧下比に関係なく得られ
、得られた鋼板のＴＳは５０Ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強
度を示し、ｖＴ ｒｓは一８０’Ｃ以下の優れた低温靭
性を示した。
°Ｃ／ｓｅｃ以上に維持すると、各目的ｍ織即ち第１図
例は下部ヘーナイト組織が、第２図例はマルテンサイト
組織或いはマルテンサイト組織を主体として下部ベーナ
イト組織が混合共存する組織が圧下比に関係なく得られ
、得られた鋼板のＴＳは５０Ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強
度を示し、ｖＴ ｒｓは一８０’Ｃ以下の優れた低温靭
性を示した。
一方上記した各々の冷却温度範囲で冷却速度が１０°Ｃ
／ｓｅｃ未溝の場合、鋼組織はフェライト・パーライト
、又は上部ヘーナイト組織となりその結果ｖＴｒｓは一
８０°Ｃに達しなかった。
／ｓｅｃ未溝の場合、鋼組織はフェライト・パーライト
、又は上部ヘーナイト組織となりその結果ｖＴｒｓは一
８０°Ｃに達しなかった。
現状の工業技術において冷却速度を１００ ’Ｃ／ｓｅ
ｃ以上とする事は実施上の困難が大きいが、本発明の効
果はそれ以上の冷却速度に於いても原理的には変わらな
いものと思われる。
ｃ以上とする事は実施上の困難が大きいが、本発明の効
果はそれ以上の冷却速度に於いても原理的には変わらな
いものと思われる。
本発明は以上に述べた知見を基になされたもので、鋳造
組織の粗大オーステナイトの侭圧延を完了して、その後
の制御冷却過程で、下部ヘーナイト組織又はマルテンサ
イト組織或いはマルテンサイト組織と下部ヘーナイト組
織の混合共存組織を効率良く生成する事によって、前記
した従来技術の問題点を悉く解消して本発明の目的とす
る鋼板を製造出来る事を見出したのである。
組織の粗大オーステナイトの侭圧延を完了して、その後
の制御冷却過程で、下部ヘーナイト組織又はマルテンサ
イト組織或いはマルテンサイト組織と下部ヘーナイト組
織の混合共存組織を効率良く生成する事によって、前記
した従来技術の問題点を悉く解消して本発明の目的とす
る鋼板を製造出来る事を見出したのである。
〈実施例〉
（実施例１）
第１表に、第１、第２、第５、第６、第９、第１０、第
１３、第１４の各発明例とそれぞれの比較例に用いた供
試鋼の成分、第２表乃至第９表の各々にそれぞれの鋼板
の製造条件とその結果得られた材質を示す。
１３、第１４の各発明例とそれぞれの比較例に用いた供
試鋼の成分、第２表乃至第９表の各々にそれぞれの鋼板
の製造条件とその結果得られた材質を示す。
表に明らかな如く、本発明例の調香１乃至８２は何れも
ｖＴｒｓは一８０°Ｃ以下を、ＴＳは５０Ｋｇｆ ／ｍ
ｍ ２以上を示し目的の材質を有する鋼板が得られた。
ｖＴｒｓは一８０°Ｃ以下を、ＴＳは５０Ｋｇｆ ／ｍ
ｍ ２以上を示し目的の材質を有する鋼板が得られた。
又調香４２乃至８２をＡｃ＋点以下の温度で焼き戻した
ところ更に靭性は向上しｖＴｒｓは−１００’Ｃを下回
る優れた低温靭性鋼板が得られた。
ところ更に靭性は向上しｖＴｒｓは−１００’Ｃを下回
る優れた低温靭性鋼板が得られた。
これ等の本発明例に対し、冷却条件が本発明の範囲を外
れた比較例の調香８３乃至１６４は、下部ヘーナイト組
織が得られず、ＴＳは５０Ｋｇｆ／ｍｍ２に達したもの
も見られたが、ｖＴｒｓは一８０°Ｃにも達しなかった
。
れた比較例の調香８３乃至１６４は、下部ヘーナイト組
織が得られず、ＴＳは５０Ｋｇｆ／ｍｍ２に達したもの
も見られたが、ｖＴｒｓは一８０°Ｃにも達しなかった
。
又調香１２４乃至１６４をＡｃ＋点以下の温度で焼き戻
したがｖＴｒｓは一８０°Ｃにも達しなかった。
したがｖＴｒｓは一８０°Ｃにも達しなかった。
（実施例２）
第１０表に、第３、第４、第７、第８、第１１、第１２
、第１５、第１６の各発明例とそれぞれの比較例に用い
た供試鋼の成分、第１１表乃至第１８表の各々にそれぞ
れの鋼板の製造条件とその結果得られた材質を示す。
、第１５、第１６の各発明例とそれぞれの比較例に用い
た供試鋼の成分、第１１表乃至第１８表の各々にそれぞ
れの鋼板の製造条件とその結果得られた材質を示す。
表に明らかな如く、本発明例の調香１乃至８４は何れも
ｖＴｒｓは一８０°Ｃ以下を、ＴＳは５０Ｋｇｆ／ｍｍ
２以上を示し目的の材質を有する鋼板が得られた。
ｖＴｒｓは一８０°Ｃ以下を、ＴＳは５０Ｋｇｆ／ｍｍ
２以上を示し目的の材質を有する鋼板が得られた。
又調香４３乃至８４をＡｃ１点以下の温度で焼き戻した
ところ更にｖＴ ｒｓは一１００°Ｃを下回る優れた低
温靭性を示した。
ところ更にｖＴ ｒｓは一１００°Ｃを下回る優れた低
温靭性を示した。
それに対し冷却条件が本発明の範囲を外れた比較例の調
香８５乃至１６８は、本発明が求める組織が得られず、
ＴＳは５０Ｋｇｆ／ｍｍ２に達したものもあるがｖＴｒ
ｓは一８０°Ｃにも達しなかった。
香８５乃至１６８は、本発明が求める組織が得られず、
ＴＳは５０Ｋｇｆ／ｍｍ２に達したものもあるがｖＴｒ
ｓは一８０°Ｃにも達しなかった。
又調香１２７乃至１６ＢをＡｃ１点以下の温度で焼き戻
したが、ｖＴｒｓは一８０°Ｃに達しなかった。
したが、ｖＴｒｓは一８０°Ｃに達しなかった。
〈発明の効果〉
本発明は以上の説明から明らかな如く、鋼の鋳造時の粗
大オーステナイト組織から、本発明が目的とする優れた
低温靭性と高強度を発揮する組織を生成して変態強化す
る制御冷却方法を確立したので、鋼成分に高価なＴｉの
添加を必須とする事なく、又酸化物系介在物による内質
劣化を伴う事なく、且つ鋳造時の粗大オーステナイト組
織の優で圧延温度調整の為の待ち時間の設定等を必要と
せずに熱間圧延を開始出来、核熱間圧延もＡｒ１温度以
上で圧延を終了するので、鋳造鋼が持っている膨大な熱
エネルギーを最大限に利用して熱経済性の高い熱間圧延
が生産性良く行える等、この分野にもたらす効果は大き
い。
大オーステナイト組織から、本発明が目的とする優れた
低温靭性と高強度を発揮する組織を生成して変態強化す
る制御冷却方法を確立したので、鋼成分に高価なＴｉの
添加を必須とする事なく、又酸化物系介在物による内質
劣化を伴う事なく、且つ鋳造時の粗大オーステナイト組
織の優で圧延温度調整の為の待ち時間の設定等を必要と
せずに熱間圧延を開始出来、核熱間圧延もＡｒ１温度以
上で圧延を終了するので、鋳造鋼が持っている膨大な熱
エネルギーを最大限に利用して熱経済性の高い熱間圧延
が生産性良く行える等、この分野にもたらす効果は大き
い。
第１図、第２図は木発嬰者等の実験結果を示す図である
。 特許出願人 新日本製鐵株式会社 代 理 人 中堀 益（他２名） 第１図 圧 下 比 → 第２図 圧 下 比 仲
。 特許出願人 新日本製鐵株式会社 代 理 人 中堀 益（他２名） 第１図 圧 下 比 → 第２図 圧 下 比 仲
Claims (6)
- （１）重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．２０％Ｓ：≦０．０３０％Ｓｉ：０
．０３〜０．８０％Ａｌ：≦０．１００％Ｍｎ：０．５
０〜２．００％Ｎ：≦０．０１００％Ｐ：≦０．０２５
％ を含み残部鉄及び不可避的不純物からなる溶鋼を鋳造凝
固せしめ、該鋼がＡｒ＿３点温度以上にある間に圧延す
る事なくその儘の状態から、或いは該鋼がＡｒ＿３点以
上の温度にある間に圧延後、Ａｒ＿３点温度以上から少
なくとも下部ベーナイトの変態終了温度迄の温度範囲を
１０〜１００℃／ｓｅｃの冷却速度で連続的に冷却する
事を特徴とする低温靭性の優れた高強度鋼板の製造方法
。 - （２）重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．２０％Ｓ：≦０．０３０％Ｓｉ：０
．０３〜０．８０％Ａｌ：≦０．１００％Ｍｎ：０．５
０〜２．００％Ｎ：≦０．０１００％Ｐ：≦０．０２５
％ を含み残部鉄及び不可避的不純物からなる溶鋼を鋳造凝
固せしめ、該鋼がＡｒ＿３点温度以上にある間に圧延す
る事なくその儘の状態から、或いは該鋼がＡｒ＿３点以
上の温度にある間に圧延後、８００℃〜３００℃の温度
範囲を１０〜１００℃／ｓｅｃの冷却速度で連続的に冷
却する事を特徴とする低温靭性の優れた高強度鋼板の製
造方法。 - （３）重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．２０％Ｓ：≦０．０３０％Ｓｉ：０
．０３〜０．８０％Ａｌ：≦０．１００％Ｍｎ：０．５
０〜２．００％Ｎ：≦０．０１００％Ｐ：≦０．０２５
％ を含み残部鉄及び不可避的不純物からなる溶鋼を鋳造凝
固せしめ、該鋼がＡｒ＿３点温度以上にある間に圧延す
る事なくその儘の状態から、或いは該鋼がＡｒ＿３点以
上の温度にある間に圧延後、Ａｒ＿３点温度以上から少
なくともマルテンサイトの変態終了温度迄の温度範囲を
１０〜１００℃／ｓｅｃの冷却速度で連続的に冷却する
事を特徴とする低温靭性の優れた高強度鋼板の製造方法
。 - （４）重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．２０％Ｓ：≦０．０３０％Ｓｉ：０
．０３〜０．８０％Ａｌ：≦０．１００％Ｍｎ：０．５
０〜２．００％Ｎ：≦０．０１００％Ｐ：≦０．０２５
％ を含み残部鉄及び不可避的不純物からなる溶鋼を鋳造凝
固せしめ、該鋼がＡｒ＿３点温度以上にある間に圧延す
る事なくその儘の状態から、或いは該鋼がＡｒ＿３点以
上の温度にある間に圧延後、８００℃〜５０℃の温度範
囲を１０〜１００℃／ｓｅｃの冷却速度で連続的に冷却
する事を特徴とする低温靭性の優れた高強度鋼板の製造
方法。 - （５）重量％で、 Ｃｒ：≦１％Ｚｒ：≦０．１％ Ｎｉ：≦１０％Ｎｂ：≦０．１％ Ｍｏ：≦１％Ｂ：≦０．０１％ Ｖ：≦０．２％Ｃｕ：≦１％ Ｔｉ：≦０、１％Ｃａ：≦０．００８％ の何れか１種又は２種以上を含む事を特徴とする特許請
求の範囲第１項乃至第４項に記載の何れかの低温靭性の
優れた高強度鋼板の製造方法。 - （６）冷却後Ａｃ＿１点以下の温度で焼き戻す事を特徴
とする特許請求の範囲第１項乃至第５項に記載の何れか
の低温靭性の優れた高強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3794488A JPH01283344A (ja) | 1988-01-27 | 1988-02-19 | 低温靭性の優れた高強度鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1844288 | 1988-01-27 | ||
| JP63-18442 | 1988-01-27 | ||
| JP3794488A JPH01283344A (ja) | 1988-01-27 | 1988-02-19 | 低温靭性の優れた高強度鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01283344A true JPH01283344A (ja) | 1989-11-14 |
Family
ID=26355122
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3794488A Pending JPH01283344A (ja) | 1988-01-27 | 1988-02-19 | 低温靭性の優れた高強度鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01283344A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006265722A (ja) * | 2005-02-24 | 2006-10-05 | Jfe Steel Kk | 高張力ラインパイプ用鋼板の製造方法 |
-
1988
- 1988-02-19 JP JP3794488A patent/JPH01283344A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006265722A (ja) * | 2005-02-24 | 2006-10-05 | Jfe Steel Kk | 高張力ラインパイプ用鋼板の製造方法 |
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