JPH0583607B2 - - Google Patents
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- JPH0583607B2 JPH0583607B2 JP62009100A JP910087A JPH0583607B2 JP H0583607 B2 JPH0583607 B2 JP H0583607B2 JP 62009100 A JP62009100 A JP 62009100A JP 910087 A JP910087 A JP 910087A JP H0583607 B2 JPH0583607 B2 JP H0583607B2
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（産業上の利用分野）
本発明は、熱間圧延を比較的低温である未再結
晶域で行う、所謂制御圧延を必要とせず、所望の
強度・靱性を有し、且つ板厚方向の断面硬度差が
小さい鋼板の高能率製造法に関するものである。 （従来の技術） 従来の水冷型高張力鋼の製造方法の一つに、例
えば特開昭54−71714号公報に示された様に、鋼
を加熱後圧延し、未再結晶域で30％以上の圧延を
行つた後、Ar3以上の温度から３℃／sec以上の
冷却速度で500℃以上650℃以下の温度域まで冷却
し、優れた強度・靱性を得る方法がある。 かかる製造方法では、すぐれた靱性を得るため
に熱間圧延を比較的低温である未再結晶域でおこ
なう所謂制御圧延が必須要件となつており、鋼板
の温度が適正な800℃程度の温度範囲まで低下す
るのを待つて圧延を終了せしめるので、通常の圧
延に比べ著しく圧延能率を低下させる工業生産上
の欠点を有している。 これに対し、特開昭55−28318号公報に示され
ているように、Ｃの上限を0.09wt％とした鋼を通
常の熱間圧延後30℃／sec以上の冷却速度で、500
℃以下まで冷却する溶接性の優れた50キロ級の高
張力鋼の製造方法がある。 この方法では、圧延能率の低下は避けられるも
のの、靱性を向上させるためにＣの上限を0.09wt
％に制限している。 かかる低Ｃ成分では、強度を確保するために30
℃／sec以上の冷却速度で500℃以下まで冷却する
ことを必須要件としており、板厚方向の断面硬度
差が大きくなる欠点を有する。 また特開昭55−115922号公報に示されているよ
うに、Ｃの上限を0.09wt％とし、さらに0.50wt％
以下のCu、0.50wt％以下のNi、0.30wt％以下の
Cr、0.30wt％以下のMo、0.10wt％以下のＶ、
0.10wt％以下のTiを１種または２種以上含有す
る鋼を、通常の熱間圧延後600℃以下まで冷却す
る溶接性の優れた50Kg／mm2以上級の高張力鋼の製
造方法がある。 この方法では、圧延能率の低下は避けられるも
のの、低Ｃ成分では50Kg／mm2以上の強度を得るた
めに、コストの高い合金元素を含有することを必
須としており、合金コスト削減上の制約を有する
欠点がある。 （発明が解決しようとする問題点） 本発明は、従来の水冷型高張力鋼で合金元素の
多量添加、もしくは低温域での制御圧延を行うこ
とによつて、はじめて得られた良好な強度・靱性
及び板厚断面硬さの均一性を、合金コストの増大
や圧延能率の低下等をもたらさず、実現しようと
するものである。 すなわち、オーステナイトの再結晶温度域での
適切な圧延条件と圧延後の制御冷却の組合わせに
よつて、低温域での制御圧延を行うこと無しに、
優れた強度・靱性を有し且つ板厚方向の断面硬度
差が小さい鋼板を製造する方法を提供するもの
で、この種用途において、経済性に優れた鋼材の
提供を可能にするものである。 （問題点を解決するための手段） 本発明は、上記の問題点を解決するために、
Ｃ：0.09wt％超0.18wt％未満、Si：0.05wt％以上
0.50wt％未満、Mn：0.7wt％以上1.8wt％未満、
Al：0.005wt％以上0.01wt％未満、Ｎ：0.006wt
％未満を含有し、又はこれらの成分の外にTi，
Zr，Nb，Ｖ，Ta，Caを0.1wt％以下、Ni，Cr，
Mo，Cuを1.0wt％以下、Ｂを0.003wt％以下の範
囲で一種または二種以上加え且つ、Ｃ＋Mn／６
＋（Cr＋Mo＋Ｖ）／５＋（Ni＋Cu）／15なる炭
素当量が0.36以下で、残部Fe及び不可避的不純物
より成る鋼を、連続鋳造後1000℃以上1200℃以下
に加熱し、オーステナイトの再結晶域で全圧下率
を60％以上確保し、且つ再結晶温度域で圧延を終
了する熱間圧延後、鋼板の温度がAr3温度以上か
ら、15℃／sec以上の冷却速度で500℃以上650℃
以下の温度域まで冷却することを特徴とする強
度・靱性に優れ且つ、板厚方向の断面硬度差が小
さい鋼板の製造法である。 （作用） 本発明の構成要件の各限定は次の各理由に基づ
いて定めている。 即ちＣは強度を高めるのに有効な元素である
が、多すぎるとＰcm値（Ｐcm＝Ｃ＋１／30Si＋
１／20Mn＋１／20Cu＋１／60Ni＋１／20Cr＋
１／15Mo＋１／10V＋5B）を高め、溶接性を損
うので、上限を0.18wt％未満にすると共に、Ｃが
0.09wt％以下では強度が不足するので、Ｃの添加
範囲を0.09wt％超0.18wt％未満とする。 Siは脱酸及び地鉄の強化に加え、0.05wt％以上
の添加より、靱性の向上に有効であるため下限を
0.05wt％に、また多すぎると溶接性及びHAZ部
靱性に有害なので上限を0.5wt％未満とする。 Mnは強度・靱性を高めるのに必要な元素であ
るが、0.7wt％未満では強度が不十分であつたり
靱性を劣化させ、また1.8wt％以上とすると溶接
性が著しく悪くなるので、Mnの添加範囲を
0.7wt％以上1.8wt％未満とする。 Alは脱酸と細粒化に必要で、そのための充分
な量として0.005wt％以上0.1wt％未満に限定す
る。Ｎは溶接性及び継手部の靱性を良好に保つた
めに、0.006wt％未満にする。 以上の成分範囲限定に加え、Ｃ＋Mn／６＋
（Cr＋Mo＋Ｖ）／５＋（Ni＋Cu）／15なる炭素
当量が、0.36超では溶接性が劣化するので0.36以
下に限定する。 上記成分範囲の鋼を製造するにあたり、加熱前
の鋳片（以下スラブと称する）の凝固組織並びに
Alその他の従量元素の析出物の粗大化を防止し、
スラブ加熱時のオーステナイト粒を細かくするこ
とが重要で、連続鋳造工程を必須要件とする。 このようにして得たスラブの加熱温度は、オー
ステナイト粒の粗大化防止のために、低温程好ま
しいが、圧延中の温度低下を考慮して1000℃以上
1200℃以下に限定する。 次に再結晶域圧延は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重要であ
る。この際、圧下率が大きい程細粒化に有効であ
るので、再結晶域の全圧下率を60％以上に限定す
る。 再結晶域で上記限定の圧延を行わない場合は、
細粒化が十分でないので靱性が劣化し、板厚方向
の硬度差が増大する等の問題が生じる。 熱間圧延を再結晶温度域で終了するのは、再結
晶したオーステナイトのポリゴナルな粒から水冷
を行うことにより強度・靱性の優れたベイナイト
変態組織を得るためである。 再結晶温度域で圧延を終了せず、未再結晶域ま
で圧延を継続した場合は、オーステナイト粒が伸
長する。かかるオーステナイト粒から水冷を行つ
た場合は、ポリゴナルなオーステナイト粒から水
冷した場合に比較して焼入性が低下し、フエライ
ト組織が多く生成するため、優れた靱性は得られ
るものの強度が低下する。 熱間圧延後、冷却開始までの時間は可能な限り
短時間が好ましく、圧延後長時間放置すると、結
晶粒の粗大化や温度むらが生じ、更にはAr3温度
以下に下がるとフエライト変態が始まるので、最
大10分以内にAr3温度以上から冷却を開始する必
要がある。 厚板圧延のような、多パス圧延における再結晶
下限温度については、Si−Mn系での再結晶下限
温度は850℃程度、NbやMoのような再結晶抑制
効果を有する元素を含有する場合には、再結晶下
限温度は950℃程度となることが知られている
［例えば、日本鉄鋼協会主催・西山記念技術講座
（テキスト）P.146、「新制御圧延技術」（昭和57年
11月１〜２日）］。 従つて、本発明でのSi−Mn系の再結晶下限温
度は850℃程度、Nb或はＶ等の選択元素添加系で
は、再結晶下限温度は950℃程度である。本発明
では、再結晶温度域での圧延終了を要件としてお
り、圧延仕上げ温度は、上記再結晶下限温度以上
となる。 冷却時の冷却速度は鋼の強度及び靱性向上に必
要なベイナイト組織を得るため、15℃／sec以上
とした。また冷却を完了する温度、すなわち水冷
停止温度の上限を650℃としたのは、これより高
い停止温度ではベイナイト組織が得られず、強
度・靱性が劣化し、下限を500℃としたのは、こ
れより低い温度では島状マルテンサイト等の低温
変態生成物が生じ、靱性を著しく劣化させるから
である。 従来、水冷型高張力厚鋼板の強度・靱性を向上
させるためには、合金元素の多量添加、あるいは
低温域での制御圧延を行うことが必須要件とされ
ている。 本発明は、本発明者等がオーステナイトの再結
晶温度域での適切な圧延条件と圧延後の制御冷却
を組合せることによつて、圧延能率を低下させる
低温域での制御圧延を用いること無く、優れた強
度・靱性を有し、かつ板厚方向の断面硬度が小さ
い鋼板を製造出来ることを見出したことに基づい
ている。 特に、比較的細粒とした再結晶オーステナイト
粒から15℃／sec以上の冷却速度で500℃以上650
℃以下の温度域まで水冷することにより、従来、
靱性の劣化を招くとされていたベイナイト組織
で、優れた強度及び靱性が得られることを見出し
た。 以下その点を中心に述べる。 第１図〜第３図は本発明者等が上記の検討のた
めに行つた実験の結果を示す。 第１図はＣを0.13wt％、Mnを1.2wt％、Siを
0.2wt％含む鋼において、スラブを1050℃に加熱
後、再結晶域で異なるスラブ厚から30mmまで圧延
し、冷却速度15℃／secで550℃まで水冷した場合
の全圧下率（％）と靱性（vTrs）及び板厚方向
の断面硬度差（ΔHv（10Kg））の関係を示す。 ここでΔHv（10Kg）とは鋼板断面の表層部と中
心部のビツカース硬さを荷重10Kgにて測定した硬
さの差である。 第１図に明らかなように、再結晶域での全圧下
率が60％未満では、良好な靱性を得ることができ
ない上に、板厚方向の断面硬度差も増加する。上
記の結果から、良好な靱性を得且つ、断面硬度差
を小さくするために、下限の全圧下率として60％
を規定するのである。 また第２、第３図は冷却条件に関する実験結果
を示す。 第２図は第１図と同じ成分の180mm厚スラブを、
1050℃に加熱後板厚30mmまで再結晶域で圧延した
鋼板を、Ar3温度以上から24℃／ｓの冷却速度
で、種々の温度まで水冷した場合の靱性及び板厚
方向断面硬度差と水冷停止温度の関係を示す。 第２図に明らかなように、水冷停止温度の低下
により靱性は著しく劣化する。これは、500℃未
満の水冷停止温度では、靱性に有害である島状マ
ルテンサイト等の低温変態生成物が生じるためで
ある。また、650℃超の高温で水冷を停止した場
合は、靱性が劣化する。これは、組織がベイナイ
ト主体とならず、粗大なフエライト・パーライト
となつたためである。 一方、断面硬度差は水冷停止温度が500℃未満
では著しく大きくなるが、500℃以上の水冷停止
により、十分小さな値とすることができる。以上
の結果から良好な靱性を得、且つ、断面硬度差を
小さくするために、水冷停止温度を500℃以上650
℃以下に規定するのである。 第３図は第２図と同じスラブを、同様にだ圧延
後、鋼板をAr3温度以上から種々の冷却速度に
て、500℃以上650℃以下の温度まで水冷した場合
の靱性及び板厚方向断面硬度差と、冷却速度の関
係を示す。 図から明らかな様に靱性は冷却速度の増加によ
り向上する。冷却速度が15℃／sec未満では靱性
の劣化が大きい。また15℃／secの冷却速度は、
組織がフエライト・パーライトからベイナイト主
体へ変化する点に対応している。 これらから、再結晶したポリゴナルなオーステ
ナイト粒から水冷する場合、冷却速度を15℃／
sec以上に上昇させてベイナイト主体の組織とす
ると、靱性が向上する事実が見出されたのであ
る。 一方、板厚方向の断面硬度差は、冷却速度を上
昇させても水冷停止温度を、500℃以上650℃以下
とすることにより、十分小さな値にすることがで
きることを見出した。以上の結果から冷却速度の
下限を15℃／secに規定する。 本発明は上記の諸元の数値制限に加え、さらに
厚鋼板の用途に応じて、一般公知の効能元素、例
えば、靱性向上元素として、0.1％以下のTi，
Zr，Ta，Ca、強度向上元素として、0.1％以下
のNb，Ｖ、及び1.0％以下のNi，Cr，Mo，Cu、
及び0.003％以下のＢの中から、１種又は２種以
上を加えることによつて、より一層の強度、及び
又は靱性を向上させた厚鋼板を製造することが可
能である。 そこで、靱性向上元素の含有量を0.1％以下と
する理由は、周知のように0.1％超とすると鋼の
精錬過程で添加した際に、酸化生成して残つた介
在物が表層部に多く集積し欠陥部となるためであ
る。 又、強度向上元素はいずれの場合もその上記含
有量を超えると、周知のように溶接継手靱性が悪
くなるためである。 （実施例） 表１及び２は表中の各成分の各鋼を付記した熱
延条件及び冷却条件にて製造し、その機械的性質
として引張試験、衝撃試験及び板厚方向断面硬度
差（ΔHv（10Kg））を示したものである。 記号１〜５はＣ量を0.055〜0.17wt％、Mn量を
0.65〜1.71wt％に変化して添加した鋼である。 本発明例２，３及び４はいずれも強度（TS）
が50Kgｆ／mm2以上でかつvTrsも−40℃以下の良
好な値を示すのに対し、比較例１は、靱性は良好
なもののTSは50Kgｆ／mm2未満の値を示し、本発
明のＣ添加による強度上昇効果が明らかに認めら
れる。また比較例５はMnが低いため強度も靱性
も劣化する。 一方、記号６〜16はＣを0.13wt％、Siを0.23wt
％、Mnを1.2wt％含む鋼に於いて、表中に示す
製造条件を変化させた。 記号６は加熱温度が1250℃の比較例で、本発明
例の記号７の加熱温度1200℃のものと比較する
と、靱性レベルがvTrsで28℃程度劣り、これは
加熱温度が高いためオーステナイト粒が粗大にな
つたためである。また、靱性の劣化に加え、記号
６では板厚方向の断面硬度差ΔHvも本発明例７
に比し増大しており、疲労特性等の特性劣化がみ
られた。 記号８は比較例で水冷開始温度が700℃と低い
もので、本発明例の記号９の水冷開始温度が892
℃のものと比べると、強度・靱性共に劣り、本発
明の冷却開始温度の確保が、強度・靱性改善に有
効なことが明らかである。 記号10，11は冷却速度の影響を見たものであ
る。比較例の記号11は冷却速度が８℃／secと遅
い場合で、本発明例記号９及び10の冷却速度が15
℃／sec以上と比較すると強度・靱性共に劣つて
おり、本発明の冷却速度の確保が強度・靱性の向
上に有効なことが明らかである。 記号12は水冷停止温度が300℃と低い場合で、
本発明例の記号９の水冷停止温度が530℃のもの
に比較して、靱性が著しく劣化しており、本発明
の水冷停止温度の確保が強度・靱性の向上に有効
なことが明らかである。 記号13は再結晶域の全圧下率が50％と低い場合
で、本発明例記号14の全圧下率60％以上を確保し
たものに比べて、vTrsが35℃程度劣化しており、
ΔHvも増大している。本発明の再結晶域での圧
延の確保が、靱性の向上に有効なことが明らかで
ある。 記号15は仕上温度が810℃と低く、未再結晶域
まで圧延を続けた比較例である。本発明例記号16
に比較して、靱性はやや優れているが、強度が低
く50Kg／mm2を満足していない。本発明の再結晶オ
ーステナイトからの水冷が、靱性をあまり損なう
こと無く強度を高めるのに有効なことが明らかで
ある。 表２は合金添加例を示す。記号17〜21はＣ，
Si，Mn，Alに加え、表に示す合金元素を添加し
た本発明例である。表１の記号９の合金を添加し
ていない発明例に比べ、強度・靱性共に向上する
ことが明らかである。
晶域で行う、所謂制御圧延を必要とせず、所望の
強度・靱性を有し、且つ板厚方向の断面硬度差が
小さい鋼板の高能率製造法に関するものである。 （従来の技術） 従来の水冷型高張力鋼の製造方法の一つに、例
えば特開昭54−71714号公報に示された様に、鋼
を加熱後圧延し、未再結晶域で30％以上の圧延を
行つた後、Ar3以上の温度から３℃／sec以上の
冷却速度で500℃以上650℃以下の温度域まで冷却
し、優れた強度・靱性を得る方法がある。 かかる製造方法では、すぐれた靱性を得るため
に熱間圧延を比較的低温である未再結晶域でおこ
なう所謂制御圧延が必須要件となつており、鋼板
の温度が適正な800℃程度の温度範囲まで低下す
るのを待つて圧延を終了せしめるので、通常の圧
延に比べ著しく圧延能率を低下させる工業生産上
の欠点を有している。 これに対し、特開昭55−28318号公報に示され
ているように、Ｃの上限を0.09wt％とした鋼を通
常の熱間圧延後30℃／sec以上の冷却速度で、500
℃以下まで冷却する溶接性の優れた50キロ級の高
張力鋼の製造方法がある。 この方法では、圧延能率の低下は避けられるも
のの、靱性を向上させるためにＣの上限を0.09wt
％に制限している。 かかる低Ｃ成分では、強度を確保するために30
℃／sec以上の冷却速度で500℃以下まで冷却する
ことを必須要件としており、板厚方向の断面硬度
差が大きくなる欠点を有する。 また特開昭55−115922号公報に示されているよ
うに、Ｃの上限を0.09wt％とし、さらに0.50wt％
以下のCu、0.50wt％以下のNi、0.30wt％以下の
Cr、0.30wt％以下のMo、0.10wt％以下のＶ、
0.10wt％以下のTiを１種または２種以上含有す
る鋼を、通常の熱間圧延後600℃以下まで冷却す
る溶接性の優れた50Kg／mm2以上級の高張力鋼の製
造方法がある。 この方法では、圧延能率の低下は避けられるも
のの、低Ｃ成分では50Kg／mm2以上の強度を得るた
めに、コストの高い合金元素を含有することを必
須としており、合金コスト削減上の制約を有する
欠点がある。 （発明が解決しようとする問題点） 本発明は、従来の水冷型高張力鋼で合金元素の
多量添加、もしくは低温域での制御圧延を行うこ
とによつて、はじめて得られた良好な強度・靱性
及び板厚断面硬さの均一性を、合金コストの増大
や圧延能率の低下等をもたらさず、実現しようと
するものである。 すなわち、オーステナイトの再結晶温度域での
適切な圧延条件と圧延後の制御冷却の組合わせに
よつて、低温域での制御圧延を行うこと無しに、
優れた強度・靱性を有し且つ板厚方向の断面硬度
差が小さい鋼板を製造する方法を提供するもの
で、この種用途において、経済性に優れた鋼材の
提供を可能にするものである。 （問題点を解決するための手段） 本発明は、上記の問題点を解決するために、
Ｃ：0.09wt％超0.18wt％未満、Si：0.05wt％以上
0.50wt％未満、Mn：0.7wt％以上1.8wt％未満、
Al：0.005wt％以上0.01wt％未満、Ｎ：0.006wt
％未満を含有し、又はこれらの成分の外にTi，
Zr，Nb，Ｖ，Ta，Caを0.1wt％以下、Ni，Cr，
Mo，Cuを1.0wt％以下、Ｂを0.003wt％以下の範
囲で一種または二種以上加え且つ、Ｃ＋Mn／６
＋（Cr＋Mo＋Ｖ）／５＋（Ni＋Cu）／15なる炭
素当量が0.36以下で、残部Fe及び不可避的不純物
より成る鋼を、連続鋳造後1000℃以上1200℃以下
に加熱し、オーステナイトの再結晶域で全圧下率
を60％以上確保し、且つ再結晶温度域で圧延を終
了する熱間圧延後、鋼板の温度がAr3温度以上か
ら、15℃／sec以上の冷却速度で500℃以上650℃
以下の温度域まで冷却することを特徴とする強
度・靱性に優れ且つ、板厚方向の断面硬度差が小
さい鋼板の製造法である。 （作用） 本発明の構成要件の各限定は次の各理由に基づ
いて定めている。 即ちＣは強度を高めるのに有効な元素である
が、多すぎるとＰcm値（Ｐcm＝Ｃ＋１／30Si＋
１／20Mn＋１／20Cu＋１／60Ni＋１／20Cr＋
１／15Mo＋１／10V＋5B）を高め、溶接性を損
うので、上限を0.18wt％未満にすると共に、Ｃが
0.09wt％以下では強度が不足するので、Ｃの添加
範囲を0.09wt％超0.18wt％未満とする。 Siは脱酸及び地鉄の強化に加え、0.05wt％以上
の添加より、靱性の向上に有効であるため下限を
0.05wt％に、また多すぎると溶接性及びHAZ部
靱性に有害なので上限を0.5wt％未満とする。 Mnは強度・靱性を高めるのに必要な元素であ
るが、0.7wt％未満では強度が不十分であつたり
靱性を劣化させ、また1.8wt％以上とすると溶接
性が著しく悪くなるので、Mnの添加範囲を
0.7wt％以上1.8wt％未満とする。 Alは脱酸と細粒化に必要で、そのための充分
な量として0.005wt％以上0.1wt％未満に限定す
る。Ｎは溶接性及び継手部の靱性を良好に保つた
めに、0.006wt％未満にする。 以上の成分範囲限定に加え、Ｃ＋Mn／６＋
（Cr＋Mo＋Ｖ）／５＋（Ni＋Cu）／15なる炭素
当量が、0.36超では溶接性が劣化するので0.36以
下に限定する。 上記成分範囲の鋼を製造するにあたり、加熱前
の鋳片（以下スラブと称する）の凝固組織並びに
Alその他の従量元素の析出物の粗大化を防止し、
スラブ加熱時のオーステナイト粒を細かくするこ
とが重要で、連続鋳造工程を必須要件とする。 このようにして得たスラブの加熱温度は、オー
ステナイト粒の粗大化防止のために、低温程好ま
しいが、圧延中の温度低下を考慮して1000℃以上
1200℃以下に限定する。 次に再結晶域圧延は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重要であ
る。この際、圧下率が大きい程細粒化に有効であ
るので、再結晶域の全圧下率を60％以上に限定す
る。 再結晶域で上記限定の圧延を行わない場合は、
細粒化が十分でないので靱性が劣化し、板厚方向
の硬度差が増大する等の問題が生じる。 熱間圧延を再結晶温度域で終了するのは、再結
晶したオーステナイトのポリゴナルな粒から水冷
を行うことにより強度・靱性の優れたベイナイト
変態組織を得るためである。 再結晶温度域で圧延を終了せず、未再結晶域ま
で圧延を継続した場合は、オーステナイト粒が伸
長する。かかるオーステナイト粒から水冷を行つ
た場合は、ポリゴナルなオーステナイト粒から水
冷した場合に比較して焼入性が低下し、フエライ
ト組織が多く生成するため、優れた靱性は得られ
るものの強度が低下する。 熱間圧延後、冷却開始までの時間は可能な限り
短時間が好ましく、圧延後長時間放置すると、結
晶粒の粗大化や温度むらが生じ、更にはAr3温度
以下に下がるとフエライト変態が始まるので、最
大10分以内にAr3温度以上から冷却を開始する必
要がある。 厚板圧延のような、多パス圧延における再結晶
下限温度については、Si−Mn系での再結晶下限
温度は850℃程度、NbやMoのような再結晶抑制
効果を有する元素を含有する場合には、再結晶下
限温度は950℃程度となることが知られている
［例えば、日本鉄鋼協会主催・西山記念技術講座
（テキスト）P.146、「新制御圧延技術」（昭和57年
11月１〜２日）］。 従つて、本発明でのSi−Mn系の再結晶下限温
度は850℃程度、Nb或はＶ等の選択元素添加系で
は、再結晶下限温度は950℃程度である。本発明
では、再結晶温度域での圧延終了を要件としてお
り、圧延仕上げ温度は、上記再結晶下限温度以上
となる。 冷却時の冷却速度は鋼の強度及び靱性向上に必
要なベイナイト組織を得るため、15℃／sec以上
とした。また冷却を完了する温度、すなわち水冷
停止温度の上限を650℃としたのは、これより高
い停止温度ではベイナイト組織が得られず、強
度・靱性が劣化し、下限を500℃としたのは、こ
れより低い温度では島状マルテンサイト等の低温
変態生成物が生じ、靱性を著しく劣化させるから
である。 従来、水冷型高張力厚鋼板の強度・靱性を向上
させるためには、合金元素の多量添加、あるいは
低温域での制御圧延を行うことが必須要件とされ
ている。 本発明は、本発明者等がオーステナイトの再結
晶温度域での適切な圧延条件と圧延後の制御冷却
を組合せることによつて、圧延能率を低下させる
低温域での制御圧延を用いること無く、優れた強
度・靱性を有し、かつ板厚方向の断面硬度が小さ
い鋼板を製造出来ることを見出したことに基づい
ている。 特に、比較的細粒とした再結晶オーステナイト
粒から15℃／sec以上の冷却速度で500℃以上650
℃以下の温度域まで水冷することにより、従来、
靱性の劣化を招くとされていたベイナイト組織
で、優れた強度及び靱性が得られることを見出し
た。 以下その点を中心に述べる。 第１図〜第３図は本発明者等が上記の検討のた
めに行つた実験の結果を示す。 第１図はＣを0.13wt％、Mnを1.2wt％、Siを
0.2wt％含む鋼において、スラブを1050℃に加熱
後、再結晶域で異なるスラブ厚から30mmまで圧延
し、冷却速度15℃／secで550℃まで水冷した場合
の全圧下率（％）と靱性（vTrs）及び板厚方向
の断面硬度差（ΔHv（10Kg））の関係を示す。 ここでΔHv（10Kg）とは鋼板断面の表層部と中
心部のビツカース硬さを荷重10Kgにて測定した硬
さの差である。 第１図に明らかなように、再結晶域での全圧下
率が60％未満では、良好な靱性を得ることができ
ない上に、板厚方向の断面硬度差も増加する。上
記の結果から、良好な靱性を得且つ、断面硬度差
を小さくするために、下限の全圧下率として60％
を規定するのである。 また第２、第３図は冷却条件に関する実験結果
を示す。 第２図は第１図と同じ成分の180mm厚スラブを、
1050℃に加熱後板厚30mmまで再結晶域で圧延した
鋼板を、Ar3温度以上から24℃／ｓの冷却速度
で、種々の温度まで水冷した場合の靱性及び板厚
方向断面硬度差と水冷停止温度の関係を示す。 第２図に明らかなように、水冷停止温度の低下
により靱性は著しく劣化する。これは、500℃未
満の水冷停止温度では、靱性に有害である島状マ
ルテンサイト等の低温変態生成物が生じるためで
ある。また、650℃超の高温で水冷を停止した場
合は、靱性が劣化する。これは、組織がベイナイ
ト主体とならず、粗大なフエライト・パーライト
となつたためである。 一方、断面硬度差は水冷停止温度が500℃未満
では著しく大きくなるが、500℃以上の水冷停止
により、十分小さな値とすることができる。以上
の結果から良好な靱性を得、且つ、断面硬度差を
小さくするために、水冷停止温度を500℃以上650
℃以下に規定するのである。 第３図は第２図と同じスラブを、同様にだ圧延
後、鋼板をAr3温度以上から種々の冷却速度に
て、500℃以上650℃以下の温度まで水冷した場合
の靱性及び板厚方向断面硬度差と、冷却速度の関
係を示す。 図から明らかな様に靱性は冷却速度の増加によ
り向上する。冷却速度が15℃／sec未満では靱性
の劣化が大きい。また15℃／secの冷却速度は、
組織がフエライト・パーライトからベイナイト主
体へ変化する点に対応している。 これらから、再結晶したポリゴナルなオーステ
ナイト粒から水冷する場合、冷却速度を15℃／
sec以上に上昇させてベイナイト主体の組織とす
ると、靱性が向上する事実が見出されたのであ
る。 一方、板厚方向の断面硬度差は、冷却速度を上
昇させても水冷停止温度を、500℃以上650℃以下
とすることにより、十分小さな値にすることがで
きることを見出した。以上の結果から冷却速度の
下限を15℃／secに規定する。 本発明は上記の諸元の数値制限に加え、さらに
厚鋼板の用途に応じて、一般公知の効能元素、例
えば、靱性向上元素として、0.1％以下のTi，
Zr，Ta，Ca、強度向上元素として、0.1％以下
のNb，Ｖ、及び1.0％以下のNi，Cr，Mo，Cu、
及び0.003％以下のＢの中から、１種又は２種以
上を加えることによつて、より一層の強度、及び
又は靱性を向上させた厚鋼板を製造することが可
能である。 そこで、靱性向上元素の含有量を0.1％以下と
する理由は、周知のように0.1％超とすると鋼の
精錬過程で添加した際に、酸化生成して残つた介
在物が表層部に多く集積し欠陥部となるためであ
る。 又、強度向上元素はいずれの場合もその上記含
有量を超えると、周知のように溶接継手靱性が悪
くなるためである。 （実施例） 表１及び２は表中の各成分の各鋼を付記した熱
延条件及び冷却条件にて製造し、その機械的性質
として引張試験、衝撃試験及び板厚方向断面硬度
差（ΔHv（10Kg））を示したものである。 記号１〜５はＣ量を0.055〜0.17wt％、Mn量を
0.65〜1.71wt％に変化して添加した鋼である。 本発明例２，３及び４はいずれも強度（TS）
が50Kgｆ／mm2以上でかつvTrsも−40℃以下の良
好な値を示すのに対し、比較例１は、靱性は良好
なもののTSは50Kgｆ／mm2未満の値を示し、本発
明のＣ添加による強度上昇効果が明らかに認めら
れる。また比較例５はMnが低いため強度も靱性
も劣化する。 一方、記号６〜16はＣを0.13wt％、Siを0.23wt
％、Mnを1.2wt％含む鋼に於いて、表中に示す
製造条件を変化させた。 記号６は加熱温度が1250℃の比較例で、本発明
例の記号７の加熱温度1200℃のものと比較する
と、靱性レベルがvTrsで28℃程度劣り、これは
加熱温度が高いためオーステナイト粒が粗大にな
つたためである。また、靱性の劣化に加え、記号
６では板厚方向の断面硬度差ΔHvも本発明例７
に比し増大しており、疲労特性等の特性劣化がみ
られた。 記号８は比較例で水冷開始温度が700℃と低い
もので、本発明例の記号９の水冷開始温度が892
℃のものと比べると、強度・靱性共に劣り、本発
明の冷却開始温度の確保が、強度・靱性改善に有
効なことが明らかである。 記号10，11は冷却速度の影響を見たものであ
る。比較例の記号11は冷却速度が８℃／secと遅
い場合で、本発明例記号９及び10の冷却速度が15
℃／sec以上と比較すると強度・靱性共に劣つて
おり、本発明の冷却速度の確保が強度・靱性の向
上に有効なことが明らかである。 記号12は水冷停止温度が300℃と低い場合で、
本発明例の記号９の水冷停止温度が530℃のもの
に比較して、靱性が著しく劣化しており、本発明
の水冷停止温度の確保が強度・靱性の向上に有効
なことが明らかである。 記号13は再結晶域の全圧下率が50％と低い場合
で、本発明例記号14の全圧下率60％以上を確保し
たものに比べて、vTrsが35℃程度劣化しており、
ΔHvも増大している。本発明の再結晶域での圧
延の確保が、靱性の向上に有効なことが明らかで
ある。 記号15は仕上温度が810℃と低く、未再結晶域
まで圧延を続けた比較例である。本発明例記号16
に比較して、靱性はやや優れているが、強度が低
く50Kg／mm2を満足していない。本発明の再結晶オ
ーステナイトからの水冷が、靱性をあまり損なう
こと無く強度を高めるのに有効なことが明らかで
ある。 表２は合金添加例を示す。記号17〜21はＣ，
Si，Mn，Alに加え、表に示す合金元素を添加し
た本発明例である。表１の記号９の合金を添加し
ていない発明例に比べ、強度・靱性共に向上する
ことが明らかである。
【表】
【表】
【表】
【表】
（発明の効果）
以上説明したように、本発明は成分を限定した
溶鋼を連続鋳造し、特定した熱延条件と冷却条件
を組合せて製造するので、Ceqを0.36以下としな
がらTS50Kgｆ／mm2以上でvTrs−35〜−68℃の高
強度・高靱性でかつ板厚方向の断面硬度差が小さ
い溶接性に優れた鋼材を、生産性が低下する低温
域での制御圧延を用いることなく、製造可能とし
たものである。 これによりこの種用途分野に、品質の優れた安
価な鋼材の供給が可能となり、工業上にもたらす
効果は大きい。
溶鋼を連続鋳造し、特定した熱延条件と冷却条件
を組合せて製造するので、Ceqを0.36以下としな
がらTS50Kgｆ／mm2以上でvTrs−35〜−68℃の高
強度・高靱性でかつ板厚方向の断面硬度差が小さ
い溶接性に優れた鋼材を、生産性が低下する低温
域での制御圧延を用いることなく、製造可能とし
たものである。 これによりこの種用途分野に、品質の優れた安
価な鋼材の供給が可能となり、工業上にもたらす
効果は大きい。
第１図は靱性及び板厚方向の断面硬度差に及ぼ
す全圧下率の影響を示すグラフ、第２図は靱性及
び板厚方向の断面硬度差に及ぼす水冷停止温度の
影響を示すグラフ、第３図は靱性及び板厚方向の
断面硬度差に及ぼす冷却速度の影響を示すグラフ
である。
す全圧下率の影響を示すグラフ、第２図は靱性及
び板厚方向の断面硬度差に及ぼす水冷停止温度の
影響を示すグラフ、第３図は靱性及び板厚方向の
断面硬度差に及ぼす冷却速度の影響を示すグラフ
である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.09％超0.18％未満 Si：0.05％以上0.50％未満 Mn：0.7％以上1.8％未満 Al：0.005％以上0.1％未満 Ｎ：0.006％未満 を含有し、 Ｃ＋Mn／６＋（Cr＋Mo＋Ｖ）／５＋（Ni＋
Cu）／15なる炭素等量が0.36以下で、残部Fe及
び不可避的不純物よりなる鋼を、連続鋳造後1000
℃以上1200℃以下に加熱し、オーステナイトの再
結晶域で全圧下率60％以上を確保し、且つ再結晶
温度域で圧延を終了する熱間圧延後、鋼板の温度
がAr3温度以上から、15℃／sec以上の冷却速度
で500℃以上650℃以下の温度域まで冷却すること
を特徴とする強度・靱性に優れ板厚方向の断面硬
度の差が小さい鋼板の製造法。 ２ Ｃ：0.09％超0.18％未満 Si：0.05％以上0.50％未満 Mn：0.7％以上1.8％未満 Al：0.005％以上0.1％未満 Ｎ：0.006％未満 を含有し、更に0.1％以下のTi，Zr，Ta，Caの
中から選ばれた１種又は２種以上を加え、且つ、
Ｃ＋Mn／６＋（Cr＋Mo＋Ｖ）／５＋（Ni＋
Cu）／15なる炭素等量が0.36以下で、残部Fe及
び不可避的不純物より成る鋼を、連続鋳造後1000
℃以上1200℃以下に加熱し、オーステナイトの再
結晶域で全圧下率60％以上を確保し、且つ再結晶
温度域で圧延を終了する熱間圧延後、鋼板の温度
がAr3温度以上から、15℃／sec以上の冷却速度
で500℃以上650℃以下の温度域まで冷却すること
を特徴とする強度・靱性に優れ板厚方向の断面硬
度の差が小さい鋼板の製造法。 ３ Ｃ：0.09％超0.18％未満 Si：0.05％以上0.50％未満 Mn：0.7％以上1.8％未満 Al：0.005％以上0.1％未満 Ｎ：0.006％未満 を含有し、更に0.1％以下のNb，Ｖ、1.0％以下の
Ni，Cr，Mo，Cu及び0.003％以下のＢの中から
選ばれた１種又は２種以上を加え、且つ、Ｃ＋
Mn／６＋（Cr＋Mo＋Ｖ）／５＋（Ni＋Cu）／15
なる炭素等量が0.36以下で、残部Fe及び不可避的
不純物よりなる鋼を、連続鋳造後1000℃以上1200
℃以下に加熱し、オーステナイトの再結晶域で全
圧下率を60％以上確保し、且つ再結晶温度域で圧
延を終了する熱間圧延後、鋼板の温度がAr3温度
以上から、15℃／sec以上の冷却速度で500℃以上
650℃以下の温度域まで冷却することを特徴とす
る強度・靱性に優れ板厚方向の断面硬度の差が小
さい鋼板の製造法。 ４ Ｃ：0.09％超0.18％未満 Si：0.05％以上0.50％未満 Mn：0.7％以上1.8％未満 Al：0.005％以上0.1％未満 Ｎ：0.006％未満 を含有し、 更に0.1％以下のTi，Zr，Ta，Caの中から選
ばれた１種又は２種以上と、0.1％以下のNb，
Ｖ、1.0％以下のNi，Cr，Mo，Cu及び0.003％以
下のＢの中から選ばれた１種又は２種以上を加
え、 且つ、Ｃ＋Mn／６＋（Cr＋Mo＋Ｖ）／５＋
（Ni＋Cu）／15なる炭素等量が0.36以下で、残部
Fe及び不可避的不純物よりなる鋼を、連続鋳造
後1000℃以上1200℃以下に加熱し、オーステナイ
トの再結晶域で全圧下率60％以上を確保し、且つ
再結晶温度域で圧延を終了する熱間圧延後、鋼板
の温度がAr3温度以上から、15℃／sec以上の冷
却速度で500℃以上650℃以下の温度域まで冷却す
ることを特徴とする強度・靱性に優れ板厚方向の
断面硬度の差が小さい鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP910087A JPS63179020A (ja) | 1987-01-20 | 1987-01-20 | 強度・靭性に優れ、板厚方向の断面硬度の差が小さい鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP910087A JPS63179020A (ja) | 1987-01-20 | 1987-01-20 | 強度・靭性に優れ、板厚方向の断面硬度の差が小さい鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63179020A JPS63179020A (ja) | 1988-07-23 |
| JPH0583607B2 true JPH0583607B2 (ja) | 1993-11-26 |
Family
ID=11711203
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP910087A Granted JPS63179020A (ja) | 1987-01-20 | 1987-01-20 | 強度・靭性に優れ、板厚方向の断面硬度の差が小さい鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63179020A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07116504B2 (ja) * | 1990-12-25 | 1995-12-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 板厚方向の硬度差が小さい板厚５０ｍｍ以上の５０キロ級低降伏比厚肉高張力鋼板の製造方法 |
| JP4110652B2 (ja) * | 1999-01-05 | 2008-07-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 材質ばらつきが少なくかつ溶接部低温靱性に優れた鋼材の製造方法 |
| JP5029748B2 (ja) * | 2010-09-17 | 2012-09-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP5605136B2 (ja) * | 2010-09-30 | 2014-10-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板内の材質均一性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
| JP5640614B2 (ja) * | 2010-09-30 | 2014-12-17 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ラインパイプ用高強度鋼板及びその製造方法並びにラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57143430A (en) * | 1981-02-27 | 1982-09-04 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of high tensile steel with weldability and >=50kg/mm2 strength |
| JPS60204826A (ja) * | 1984-03-29 | 1985-10-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低温靭性の優れたＴｉ系高張力鋼の製造方法 |
-
1987
- 1987-01-20 JP JP910087A patent/JPS63179020A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63179020A (ja) | 1988-07-23 |
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|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |