JPH07328703A - 表面性状と溶接性に優れた複層鋼板の製造法 - Google Patents
表面性状と溶接性に優れた複層鋼板の製造法Info
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- JPH07328703A JPH07328703A JP15649394A JP15649394A JPH07328703A JP H07328703 A JPH07328703 A JP H07328703A JP 15649394 A JP15649394 A JP 15649394A JP 15649394 A JP15649394 A JP 15649394A JP H07328703 A JPH07328703 A JP H07328703A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 溶接性と表面性状に優れた複層鋼板を安価に
製造する。 【構成】 表層が重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５
％、Ｓｉ：０．５〜１．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０
％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａ
ｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００６％以下を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、内層が重量％
でＳｉ：０．５％以下、Ｎ：０．０６％以下とする以外
は表層と同様の成分を含有し、必要に応じてさらに、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．０
６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％の一種または二種
以上を含有し、表層と内層との境界部に鋼板板厚の２〜
１０％の厚さの遷移層を有する鋳片あるいは鋼塊を素材
として熱間圧延する際、１１５０〜１３００℃の温度範
囲に加熱後表面温度が１０００℃以上の温度域で１パス
当り１０ｍｍ以上の圧下を１回以上加え、８５０℃以上
で圧延を終了し、その後冷却する。
製造する。 【構成】 表層が重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５
％、Ｓｉ：０．５〜１．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０
％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａ
ｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００６％以下を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、内層が重量％
でＳｉ：０．５％以下、Ｎ：０．０６％以下とする以外
は表層と同様の成分を含有し、必要に応じてさらに、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．０
６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％の一種または二種
以上を含有し、表層と内層との境界部に鋼板板厚の２〜
１０％の厚さの遷移層を有する鋳片あるいは鋼塊を素材
として熱間圧延する際、１１５０〜１３００℃の温度範
囲に加熱後表面温度が１０００℃以上の温度域で１パス
当り１０ｍｍ以上の圧下を１回以上加え、８５０℃以上
で圧延を終了し、その後冷却する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、産業機械、建材などの
分野に使用される表面性状と溶接性に優れた複層鋼板の
製造法に関するものである。
分野に使用される表面性状と溶接性に優れた複層鋼板の
製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に産業機械、建材などに使用される
４０〜５０キロの厚鋼板は、製造コストを低減するため
に圧延ままで製造される。この場合、材質上の厳しい要
求や鋼板の表面性状についての特別な要求はないため
に、その製造条件は大幅に異なっている。このため、圧
延ままで製造された鋼板は、鋼板表面のスケール厚が５
０μｍを超えたり、スケール厚は薄いが赤スケールが鋼
板に付着するなど、鋼板の表面性状が大きく異なる。
４０〜５０キロの厚鋼板は、製造コストを低減するため
に圧延ままで製造される。この場合、材質上の厳しい要
求や鋼板の表面性状についての特別な要求はないため
に、その製造条件は大幅に異なっている。このため、圧
延ままで製造された鋼板は、鋼板表面のスケール厚が５
０μｍを超えたり、スケール厚は薄いが赤スケールが鋼
板に付着するなど、鋼板の表面性状が大きく異なる。
【０００３】一方、最近は鋼板の切断加工時の能率や精
度の点からレーザーによる切断が行われているが、レー
ザーによる切断性には鋼板表面の粗度が大きな影響を与
えることが明らかとなっている。また、鋼板を冷間加工
するときに剥離するスケールが塗装後の美観を劣化させ
ることが問題となっている。さらに、建築用の鋼製コン
クリート枠では、赤錆の剥離によるコンクリートの汚染
が問題となっている。すなわち、より薄く、剥離しない
で、表面粗度が良好で赤錆が出ない鋼板が必要となって
いる。しかしながら、この様な特性を兼ね備えた鋼板は
存在しなかった。
度の点からレーザーによる切断が行われているが、レー
ザーによる切断性には鋼板表面の粗度が大きな影響を与
えることが明らかとなっている。また、鋼板を冷間加工
するときに剥離するスケールが塗装後の美観を劣化させ
ることが問題となっている。さらに、建築用の鋼製コン
クリート枠では、赤錆の剥離によるコンクリートの汚染
が問題となっている。すなわち、より薄く、剥離しない
で、表面粗度が良好で赤錆が出ない鋼板が必要となって
いる。しかしながら、この様な特性を兼ね備えた鋼板は
存在しなかった。
【０００４】熱延鋼板においては、表面性状の優れた高
強度熱延鋼板の製造法として、例えば特開平１−２０９
３７４号公報には、相当量のＳｉ添加と、スラブ加熱温
度、加熱時間、圧延温度、圧延終了後の巻取り温度の規
制による表面性状が良好な熱延鋼板の製造法が開示され
ている。
強度熱延鋼板の製造法として、例えば特開平１−２０９
３７４号公報には、相当量のＳｉ添加と、スラブ加熱温
度、加熱時間、圧延温度、圧延終了後の巻取り温度の規
制による表面性状が良好な熱延鋼板の製造法が開示され
ている。
【０００５】しかしながら、熱延鋼板の製造では圧延時
のひずみ速度が厚鋼板の製造に比較して５倍程度も大き
く、さらには圧延後に所定の温度で鋼板を巻取ることに
より鋼板表面のスケールの組成が大きく変化する。すな
わち、厚鋼板では圧延後に板の状態で空冷され、鋼板表
面は大気に曝されるのに対して、熱延鋼板では圧延後の
巻取りにより鋼板の冷却速度が大幅に低下し、コイルの
内面では鋼板表面が直接大気と接することがない。この
ため鋼板表面のスケール組成や性状も厚鋼板と熱延鋼板
では異なる。
のひずみ速度が厚鋼板の製造に比較して５倍程度も大き
く、さらには圧延後に所定の温度で鋼板を巻取ることに
より鋼板表面のスケールの組成が大きく変化する。すな
わち、厚鋼板では圧延後に板の状態で空冷され、鋼板表
面は大気に曝されるのに対して、熱延鋼板では圧延後の
巻取りにより鋼板の冷却速度が大幅に低下し、コイルの
内面では鋼板表面が直接大気と接することがない。この
ため鋼板表面のスケール組成や性状も厚鋼板と熱延鋼板
では異なる。
【０００６】さらに、特開平５−３９５２３号公報に
は、厚鋼板を対象として、Ｓｉを０．５〜１．５０％含
有させる表面性状の優れた鋼板の製造法が記載されてい
る。しかしながら、Ｓｉ量が０．５％を超えると溶接性
が劣化するために改善が必要であった。とくに産業機
械、建材などの分野に使用される厚鋼板は溶接して使用
されるため、良好な溶接性を有することが必須である。
は、厚鋼板を対象として、Ｓｉを０．５〜１．５０％含
有させる表面性状の優れた鋼板の製造法が記載されてい
る。しかしながら、Ｓｉ量が０．５％を超えると溶接性
が劣化するために改善が必要であった。とくに産業機
械、建材などの分野に使用される厚鋼板は溶接して使用
されるため、良好な溶接性を有することが必須である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、表面性状が
優れ、溶接性の良好な厚鋼板の製造法を提供するもので
ある。
優れ、溶接性の良好な厚鋼板の製造法を提供するもので
ある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、２種の
成分系Ａ、ＢがＡ−Ｂ−Ａの順で複層構造を成している
複層鋼板の製造法において、表層に位置する成分系Ａが
重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．５〜
１．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：０．０２５％
以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ：０．００６％以下を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなり、内層に位置する成分系Ｂが重量％
で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：
０．０２％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．０６
％以下を含有し、必要に応じてさらに、Ｎｂ：０．００
５〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：
０．００５〜０．０３％の一種または二種以上を含有
し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、表層と内
層との境界部に鋼板板厚の２〜１０％の厚さの遷移層を
有する鋳片あるいは鋼塊を素材として熱間圧延する際、
１１５０〜１３００℃の温度範囲に加熱後表面温度が１
０００℃以上の温度域で１パス当り１０ｍｍ以上の圧下
を１回以上加え、８５０℃以上で圧延を終了し、その後
冷却することを特徴とする表面性状と溶接性に優れた複
層鋼板の製造法である。
成分系Ａ、ＢがＡ−Ｂ−Ａの順で複層構造を成している
複層鋼板の製造法において、表層に位置する成分系Ａが
重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．５〜
１．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：０．０２５％
以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ：０．００６％以下を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなり、内層に位置する成分系Ｂが重量％
で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：
０．０２％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．０６
％以下を含有し、必要に応じてさらに、Ｎｂ：０．００
５〜０．０５％、Ｖ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：
０．００５〜０．０３％の一種または二種以上を含有
し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、表層と内
層との境界部に鋼板板厚の２〜１０％の厚さの遷移層を
有する鋳片あるいは鋼塊を素材として熱間圧延する際、
１１５０〜１３００℃の温度範囲に加熱後表面温度が１
０００℃以上の温度域で１パス当り１０ｍｍ以上の圧下
を１回以上加え、８５０℃以上で圧延を終了し、その後
冷却することを特徴とする表面性状と溶接性に優れた複
層鋼板の製造法である。
【０００９】
【作用】本発明は表層両面を０．５〜１．５０％Ｓｉ含
有鋼とし、内層を０．５％以下のＳｉ含有鋼としたいわ
ゆる鋳込みクラッド鋼板により鋼板表面の性状と溶接性
の確保を図ったものである。すなわち、このような鋳込
みクラッド鋳片を適正な条件で圧延することにより、
０．５〜１．５０％Ｓｉ含有の表層成分系Ａで表面性状
を確保し、０．５％以下のＳｉ含有の内層成分系Ｂで溶
接性を確保することができる。
有鋼とし、内層を０．５％以下のＳｉ含有鋼としたいわ
ゆる鋳込みクラッド鋼板により鋼板表面の性状と溶接性
の確保を図ったものである。すなわち、このような鋳込
みクラッド鋳片を適正な条件で圧延することにより、
０．５〜１．５０％Ｓｉ含有の表層成分系Ａで表面性状
を確保し、０．５％以下のＳｉ含有の内層成分系Ｂで溶
接性を確保することができる。
【００１０】表層成分系Ａの成分限定理由について説明
する。
する。
【００１１】Ｃは強度確保のため０．０５％以上必要で
あり、０．２５％を超えると溶接性や低温靱性が劣化す
るため０．０５〜０．２５％の範囲に限定する。
あり、０．２５％を超えると溶接性や低温靱性が劣化す
るため０．０５〜０．２５％の範囲に限定する。
【００１２】Ｓｉは鋼板表面のスケール厚さ、粗度、地
鉄との密着性を良好とするため必須の元素である。Ｓｉ
はスラブ加熱時に鋼中のＳｉがスラブ表面に濃化し、地
鉄との密着性が良いＦｅ2 ＳｉＯ4 （ファイアライト）
を生成させる。その後Ｆｅ3Ｏ4 （マグネタイト）、Ｆ
ｅ2 Ｏ3 （ヘマタイト）等のスケールが生成する。０．
５％未満では密着性の良いファイアライトの生成が少な
く、効果がない。また、１．５％以上では溶接性とＨＡ
Ｚ靱性を劣化させるため、上限を１．５％とした。
鉄との密着性を良好とするため必須の元素である。Ｓｉ
はスラブ加熱時に鋼中のＳｉがスラブ表面に濃化し、地
鉄との密着性が良いＦｅ2 ＳｉＯ4 （ファイアライト）
を生成させる。その後Ｆｅ3Ｏ4 （マグネタイト）、Ｆ
ｅ2 Ｏ3 （ヘマタイト）等のスケールが生成する。０．
５％未満では密着性の良いファイアライトの生成が少な
く、効果がない。また、１．５％以上では溶接性とＨＡ
Ｚ靱性を劣化させるため、上限を１．５％とした。
【００１３】Ｍｎは強度、靱性を確保するため重要な元
素であり、０．３％以上必要であるが、Ｍｎが多すぎる
と溶接性を劣化させるため、上限を２．０％とした。
素であり、０．３％以上必要であるが、Ｍｎが多すぎる
と溶接性を劣化させるため、上限を２．０％とした。
【００１４】不純物であるＰ、Ｓをそれぞれ０．０２５
％以下、０．０２％以下とした理由は、母材、溶接部の
低温靱性をより一層向上させるためである。Ｐの低減は
粒界破壊を防止し、Ｓの低減はＭｎＳによる靱性の劣化
を防止する。
％以下、０．０２％以下とした理由は、母材、溶接部の
低温靱性をより一層向上させるためである。Ｐの低減は
粒界破壊を防止し、Ｓの低減はＭｎＳによる靱性の劣化
を防止する。
【００１５】Ａｌは通常脱酸剤として鋼に含まれる元素
であるが、０．０６％超になるとＡｌ系非金属介在物が
増加して鋼の清浄度を害するので、上限を０．０６％と
した。
であるが、０．０６％超になるとＡｌ系非金属介在物が
増加して鋼の清浄度を害するので、上限を０．０６％と
した。
【００１６】ＮはＴｉＮを形成し、γ粒の粗大化抑制効
果を通じて母材靱性、ＨＡＺ靱性を向上させる。しか
し、多すぎると固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化原因とな
るので、上限は０．００６％以下に抑える必要がある。
果を通じて母材靱性、ＨＡＺ靱性を向上させる。しか
し、多すぎると固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化原因とな
るので、上限は０．００６％以下に抑える必要がある。
【００１７】つぎに、内層成分系Ｂの成分限定理由につ
いて説明する。
いて説明する。
【００１８】Ｃは強度確保のため０．０５％以上必要で
あり、０．２５％を超えると溶接性や低温靱性が劣化す
るため０．０５〜０．２５％の範囲に限定する。
あり、０．２５％を超えると溶接性や低温靱性が劣化す
るため０．０５〜０．２５％の範囲に限定する。
【００１９】Ｓｉは鋼を強靱化させる元素であるが、多
く添加すると溶接性およびＨＡＺ靱性が極度に劣化する
ために、上限を０．５％とした。また、鋼の脱酸はＴｉ
のみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添加する必要はな
い。
く添加すると溶接性およびＨＡＺ靱性が極度に劣化する
ために、上限を０．５％とした。また、鋼の脱酸はＴｉ
のみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添加する必要はな
い。
【００２０】Ｍｎは強度、靱性を確保するため重要な元
素であり、０．３％以上必要であるが、Ｍｎが多すぎる
と溶接性を劣化させるため、上限を２．０％とした。
素であり、０．３％以上必要であるが、Ｍｎが多すぎる
と溶接性を劣化させるため、上限を２．０％とした。
【００２１】不純物であるＰ、Ｓをそれぞれ０．０２５
％以下、０．０２％以下とした理由は、母材、溶接部の
低温靱性をより一層向上させるためである。Ｐの低減は
粒界破壊を防止し、Ｓの低減はＭｎＳによる靱性の劣化
を防止する。
％以下、０．０２％以下とした理由は、母材、溶接部の
低温靱性をより一層向上させるためである。Ｐの低減は
粒界破壊を防止し、Ｓの低減はＭｎＳによる靱性の劣化
を防止する。
【００２２】Ａｌは通常脱酸剤として鋼に含まれる元素
であるが、０．０６％超になるとＡｌ系非金属介在物が
増加して鋼の清浄度を害するので、上限を０．０６％と
した。
であるが、０．０６％超になるとＡｌ系非金属介在物が
増加して鋼の清浄度を害するので、上限を０．０６％と
した。
【００２３】ＮはＴｉＮを形成し、γ粒の粗大化抑制効
果を通じて母材靱性、ＨＡＺ靱性を向上させる。しか
し、多すぎると固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化原因とな
るので、上限は０．０６％以下に抑える必要がある。
果を通じて母材靱性、ＨＡＺ靱性を向上させる。しか
し、多すぎると固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化原因とな
るので、上限は０．０６％以下に抑える必要がある。
【００２４】つぎに、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉを添加する理由に
ついて説明する。基本となる成分にさらにこれらの元素
を添加する主たる目的は、母材の強度・低温靱性などの
特性向上をはかるためである。
ついて説明する。基本となる成分にさらにこれらの元素
を添加する主たる目的は、母材の強度・低温靱性などの
特性向上をはかるためである。
【００２５】Ｎｂ、Ｖはそれぞれ０．００５％以上で炭
窒化物を形成し、強度を増加させる効果がある。しかし
ながら、多すぎると溶接性を害するため、上限をそれぞ
れ０．０５％、０．０６％とした。
窒化物を形成し、強度を増加させる効果がある。しかし
ながら、多すぎると溶接性を害するため、上限をそれぞ
れ０．０５％、０．０６％とした。
【００２６】Ｔｉは０．００５％以上で微細なＴｉＮを
形成し、スラブ再加熱時、溶接部のγ粒の粗大化を抑制
して母材靱性、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱性の改善に効
果がある。しかし、多すぎるとＴｉＮの粗大化やＴｉＣ
による析出硬化が起こり、低温靱性が劣化するので、上
限は０．０３％に制限する必要がある。
形成し、スラブ再加熱時、溶接部のγ粒の粗大化を抑制
して母材靱性、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱性の改善に効
果がある。しかし、多すぎるとＴｉＮの粗大化やＴｉＣ
による析出硬化が起こり、低温靱性が劣化するので、上
限は０．０３％に制限する必要がある。
【００２７】本発明では２種の成分系Ａ、ＢがＡ−Ｂ−
Ａの順で複層構造を成す鋼板を製造するが、ＡとＢの境
界に鋼板板厚の２〜１０％の厚さの遷移層を有すること
が必要である。これはＡとＢの境界において剥離や割れ
を生じさせないためである。鋳込み法においてＡとＢが
直に接する場合、Ｓｉなどの元素がＡとＢの界面に偏析
し、剥離や割れが発生する。遷移層厚みを鋼板板厚の２
％以上とするのは、剥離や割れの発生を防止するためで
ある。また、遷移層厚みが１０％を超えると、必要とす
る母材の溶接性の確保が困難となる。このため遷移層の
厚みは鋼板板厚の２〜１０％に限定した。この遷移層
は、鋳込み法において、まず成分系Ａが表面から凝固を
開始し、これが凝固を終了する部位において、引き続い
て成分系Ｂが凝固を開始することにより得られる。遷移
層を挟んだＡ、Ｂ層は大きく混ざりあうことなく連続し
て凝固し、成分分析の点から巨視的に分離されているこ
とが必要である。鋳造時に形成された遷移層は加熱、圧
延、熱処理後も保持される。
Ａの順で複層構造を成す鋼板を製造するが、ＡとＢの境
界に鋼板板厚の２〜１０％の厚さの遷移層を有すること
が必要である。これはＡとＢの境界において剥離や割れ
を生じさせないためである。鋳込み法においてＡとＢが
直に接する場合、Ｓｉなどの元素がＡとＢの界面に偏析
し、剥離や割れが発生する。遷移層厚みを鋼板板厚の２
％以上とするのは、剥離や割れの発生を防止するためで
ある。また、遷移層厚みが１０％を超えると、必要とす
る母材の溶接性の確保が困難となる。このため遷移層の
厚みは鋼板板厚の２〜１０％に限定した。この遷移層
は、鋳込み法において、まず成分系Ａが表面から凝固を
開始し、これが凝固を終了する部位において、引き続い
て成分系Ｂが凝固を開始することにより得られる。遷移
層を挟んだＡ、Ｂ層は大きく混ざりあうことなく連続し
て凝固し、成分分析の点から巨視的に分離されているこ
とが必要である。鋳造時に形成された遷移層は加熱、圧
延、熱処理後も保持される。
【００２８】つぎに、再加熱、圧延冷却条件について説
明する。
明する。
【００２９】一般的に加熱温度が高いほどスケール厚み
が厚くなる傾向がある。しかし、表層にＳｉを含有した
鋼では、加熱温度が高いほどスケール厚みが減少する。
これは、加熱温度が高いほどファイアライトとマグネタ
イトの界面の密着力が低下するためである。したがっ
て、スラブ加熱時に生成したスケールのうち、地鉄との
密着性の良いファイアライトを残し、他のスケールを剥
離させる条件の設定が重要であり、実製造工程では１０
００℃以上の温度域で１パス当り１０ｍｍ以上の圧下を
１回以上加えればよい。
が厚くなる傾向がある。しかし、表層にＳｉを含有した
鋼では、加熱温度が高いほどスケール厚みが減少する。
これは、加熱温度が高いほどファイアライトとマグネタ
イトの界面の密着力が低下するためである。したがっ
て、スラブ加熱時に生成したスケールのうち、地鉄との
密着性の良いファイアライトを残し、他のスケールを剥
離させる条件の設定が重要であり、実製造工程では１０
００℃以上の温度域で１パス当り１０ｍｍ以上の圧下を
１回以上加えればよい。
【００３０】つぎに、８５０℃未満の低温域での圧下で
スケール厚みが減少することは以前から知られている
が、そのメカニズムは不明であった。この温度域でのス
ケールは、最表面から脆いヘマタイト、密着性の良いマ
グネタイトが生成しているが、低温域の圧下で最表面の
ヘマタイトに亀裂が生じ、その亀裂の周辺ではスケール
組成がマグネタイトからヘマタイトに変化する。ヘマタ
イトに変化した部分は、脆いため圧延による外力により
剥離する。このようにしてスケール厚みは減少するが、
完全に剥離せず、表面は凸凹が多い状態となり粗度が劣
化する。したがって、鋼板表面のスケール剥離により凸
凹を生じさせないことが重要であり、８５０℃以上の温
度域で圧延すればスケール表面が凸凹にならない。また
８５０℃以上の温度域では、この範囲内で圧延温度が低
いほどスケール厚が薄くなるため、より低温での圧延が
好ましい。
スケール厚みが減少することは以前から知られている
が、そのメカニズムは不明であった。この温度域でのス
ケールは、最表面から脆いヘマタイト、密着性の良いマ
グネタイトが生成しているが、低温域の圧下で最表面の
ヘマタイトに亀裂が生じ、その亀裂の周辺ではスケール
組成がマグネタイトからヘマタイトに変化する。ヘマタ
イトに変化した部分は、脆いため圧延による外力により
剥離する。このようにしてスケール厚みは減少するが、
完全に剥離せず、表面は凸凹が多い状態となり粗度が劣
化する。したがって、鋼板表面のスケール剥離により凸
凹を生じさせないことが重要であり、８５０℃以上の温
度域で圧延すればスケール表面が凸凹にならない。また
８５０℃以上の温度域では、この範囲内で圧延温度が低
いほどスケール厚が薄くなるため、より低温での圧延が
好ましい。
【００３１】上記遷移層を有する複層スラブを１１５０
〜１３００℃の範囲に再加熱する理由は、１０００℃以
上の温度域での圧下を可能とするためと、成分元素の溶
体化のためである。また、圧延終了後の冷却は、空冷で
も水冷でも良い。
〜１３００℃の範囲に再加熱する理由は、１０００℃以
上の温度域での圧下を可能とするためと、成分元素の溶
体化のためである。また、圧延終了後の冷却は、空冷で
も水冷でも良い。
【００３２】
【実施例】転炉−連続鋳造で表１に示す種々の成分の複
層鋳片を製造し、表２に示す種々の鋼板製造条件で再加
熱、圧延してクラッド鋼板を製造し、鋼板の表面性状、
強度、低温靱性（シャルピー衝撃試験）および溶接性
（ＨＡＺ靱性）を調査した結果を表３に示す。
層鋳片を製造し、表２に示す種々の鋼板製造条件で再加
熱、圧延してクラッド鋼板を製造し、鋼板の表面性状、
強度、低温靱性（シャルピー衝撃試験）および溶接性
（ＨＡＺ靱性）を調査した結果を表３に示す。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】
【表３】
【００３６】鋼１〜１０は実施例、鋼１１〜１８は比較
例を示す。
例を示す。
【００３７】実施例１〜１０は優れた強度、低温靱性、
ＨＡＺ靱性を有するとともに、鋼板の表面性状はいずれ
もスケール厚みが２０μｍ以下と薄く、表面粗度も１０
μｍ以下で良好である。また曲げ評価によるスケールの
密着性も良好で、スケールの色はうす青であった。
ＨＡＺ靱性を有するとともに、鋼板の表面性状はいずれ
もスケール厚みが２０μｍ以下と薄く、表面粗度も１０
μｍ以下で良好である。また曲げ評価によるスケールの
密着性も良好で、スケールの色はうす青であった。
【００３８】これに対して、比較例１１〜１８は特性が
劣った。
劣った。
【００３９】比較例１１は表層のＳｉ量が少ないために
スケール厚みが厚く、表面粗度も粗く密着性もよくなか
った。
スケール厚みが厚く、表面粗度も粗く密着性もよくなか
った。
【００４０】比較例１２は表層のＳｉ量が多すぎるため
ＨＡＺ靱性が劣化した。
ＨＡＺ靱性が劣化した。
【００４１】比較例１３は内層のＳｉ量が多すぎるため
ＨＡＺ靱性が劣化した。
ＨＡＺ靱性が劣化した。
【００４２】比較例１４は加熱温度が低いため１０００
℃以上での１０ｍｍ／１パス圧下が取れず、スケールの
密着性が劣化した。
℃以上での１０ｍｍ／１パス圧下が取れず、スケールの
密着性が劣化した。
【００４３】比較例１５は１０００℃以上での１０ｍｍ
／１パス圧下を実施しないために表面粗度が粗く、スケ
ールの密着性が劣化した。
／１パス圧下を実施しないために表面粗度が粗く、スケ
ールの密着性が劣化した。
【００４４】比較例１６は圧延終了温度が８５０℃未満
となるためスケールは薄いが表面粗度が粗く、スケール
の密着性が劣化した。しかも赤スケールが付着した状態
となった。
となるためスケールは薄いが表面粗度が粗く、スケール
の密着性が劣化した。しかも赤スケールが付着した状態
となった。
【００４５】比較例１７は遷移層の割合が小さすぎるた
め、遷移層で割れが発生した。
め、遷移層で割れが発生した。
【００４６】比較例１８は遷移層の割合が大きすぎるた
め、強度、靱性が劣化した。
め、強度、靱性が劣化した。
【００４７】
【発明の効果】本発明によって表面性状および溶接性に
優れた厚鋼板の製造が可能となる。この結果、冷間加工
の際に発生するスケール剥離がなくなり、塗装後の美観
が良好となる。また、レーザー切断時の加工精度や能率
が向上し、溶接性も良好となる。このような諸特性の向
上により、鋼構造物の安全性や美観が向上する。
優れた厚鋼板の製造が可能となる。この結果、冷間加工
の際に発生するスケール剥離がなくなり、塗装後の美観
が良好となる。また、レーザー切断時の加工精度や能率
が向上し、溶接性も良好となる。このような諸特性の向
上により、鋼構造物の安全性や美観が向上する。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/06
Claims (2)
- 【請求項１】 ２種の成分系Ａ、ＢがＡ−Ｂ−Ａの順で
複層構造を成している複層鋼板の製造法において、表層
に位置する成分系Ａが重量％で、 Ｃ ：０．０５〜０．２５％、 Ｓｉ：０．５〜１．５％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％、 Ｐ ：０．０２５％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．００６％以下 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、内
層に位置する成分系Ｂが重量％で、 Ｃ ：０．０５〜０．２５％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．３〜２．０％、 Ｐ ：０．０２５％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．０６％以下 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、表
層と内層との境界部に鋼板板厚の２〜１０％の厚さの遷
移層を有する鋳片あるいは鋼塊を素材として熱間圧延す
る際、１１５０〜１３００℃の温度範囲に加熱後表面温
度が１０００℃以上の温度域で１パス当り１０ｍｍ以上
の圧下を１回以上加え、８５０℃以上で圧延を終了し、
その後冷却することを特徴とする表面性状と溶接性に優
れた複層鋼板の製造法。 - 【請求項２】 ２種の成分系Ａ、ＢがＡ−Ｂ−Ａの順で
複層構造を成している複層鋼板の製造法において、表層
に位置する成分系Ａが重量％で、 Ｃ ：０．０５〜０．２５％、 Ｓｉ：０．５〜１．５％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％、 Ｐ ：０．０２５％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．００６％以下 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、内
層に位置する成分系Ｂが重量％で、 Ｃ ：０．０５〜０．２５％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．３〜２．０％、 Ｐ ：０．０２５％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．０６％以下 を含有し、さらに、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、 Ｖ ：０．００５〜０．０６％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ の一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなり、表層と内層との境界部に鋼板板厚の
２〜１０％の厚さの遷移層を有する鋳片あるいは鋼塊を
素材として熱間圧延する際、１１５０〜１３００℃の温
度範囲に加熱後表面温度が１０００℃以上の温度域で１
パス当り１０ｍｍ以上の圧下を１回以上加え、８５０℃
以上で圧延を終了し、その後冷却することを特徴とする
表面性状と溶接性に優れた複層鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15649394A JPH07328703A (ja) | 1994-04-14 | 1994-06-16 | 表面性状と溶接性に優れた複層鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6-99167 | 1994-04-14 | ||
| JP9916794 | 1994-04-14 | ||
| JP15649394A JPH07328703A (ja) | 1994-04-14 | 1994-06-16 | 表面性状と溶接性に優れた複層鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07328703A true JPH07328703A (ja) | 1995-12-19 |
Family
ID=26440318
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15649394A Withdrawn JPH07328703A (ja) | 1994-04-14 | 1994-06-16 | 表面性状と溶接性に優れた複層鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07328703A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102836872A (zh) * | 2012-09-21 | 2012-12-26 | 莱芜市泰山冷轧板有限公司 | 一种室外家具用冷轧钢带生产方法 |
| CN107002191A (zh) * | 2014-11-19 | 2017-08-01 | 新日铁住金株式会社 | 激光焊接接头、汽车部件、激光焊接接头的制造方法及汽车部件的制造方法 |
| JP2024066169A (ja) * | 2022-11-01 | 2024-05-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 重ね圧延鋼板およびその製造方法 |
-
1994
- 1994-06-16 JP JP15649394A patent/JPH07328703A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102836872A (zh) * | 2012-09-21 | 2012-12-26 | 莱芜市泰山冷轧板有限公司 | 一种室外家具用冷轧钢带生产方法 |
| CN107002191A (zh) * | 2014-11-19 | 2017-08-01 | 新日铁住金株式会社 | 激光焊接接头、汽车部件、激光焊接接头的制造方法及汽车部件的制造方法 |
| US10697486B2 (en) | 2014-11-19 | 2020-06-30 | Nippon Steel Corporation | Laser welded joint, vehicle component, manufacturing method of laser welded joint, and manufacturing method of vehicle component |
| JP2024066169A (ja) * | 2022-11-01 | 2024-05-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 重ね圧延鋼板およびその製造方法 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
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