JPH07331329A - ホットチャージプロセスにおける低温靱性に優れる厚鋼板の製造方法 - Google Patents
ホットチャージプロセスにおける低温靱性に優れる厚鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPH07331329A JPH07331329A JP12640994A JP12640994A JPH07331329A JP H07331329 A JPH07331329 A JP H07331329A JP 12640994 A JP12640994 A JP 12640994A JP 12640994 A JP12640994 A JP 12640994A JP H07331329 A JPH07331329 A JP H07331329A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- toughness
- temperature
- steel sheet
- low temperature
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 62
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 62
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 39
- 230000008569 process Effects 0.000 title claims description 23
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 18
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 24
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 21
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 13
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims abstract description 13
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims abstract description 11
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims description 4
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 12
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 abstract description 9
- 238000005496 tempering Methods 0.000 abstract description 7
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 8
- 238000012937 correction Methods 0.000 description 8
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 8
- 239000000463 material Substances 0.000 description 8
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910006639 Si—Mn Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 6
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 5
- 229910017813 Cu—Cr Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 4
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 4
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 4
- 230000008859 change Effects 0.000 description 3
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 3
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 3
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 3
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 3
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 3
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 2
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 2
- 230000001965 increasing effect Effects 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 238000001073 sample cooling Methods 0.000 description 2
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 2
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 2
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000746 Structural steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 230000002708 enhancing effect Effects 0.000 description 1
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 description 1
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 230000001131 transforming effect Effects 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 省エネルギーの目的を達成し、かつγ再結晶
温度域での圧延制約をなくすとともに、γ粒を細粒化す
る低温靱性に優れる厚鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 溶鋼を連続鋳造して得られた鋳片の表面温度
がＡr3点−100 ℃以下、300℃以上の間に加熱炉に装入
して、 950℃以上の温度に加熱し、続いて、全圧下比
（鋳片厚／仕上板厚）が 3以上の圧延を行い、鋼板の表
面温度がＡr3点−100 ℃以上、 950℃以下の温度で熱間
圧延を終了する。さらに鋼種に応じて、熱間圧延終了
後、 2℃/s以上の冷却速度で、鋼板表面温度が 600℃以
下になるまで水冷する。また、水冷したのち、Ａc1点以
下の温度で焼戻しする。
温度域での圧延制約をなくすとともに、γ粒を細粒化す
る低温靱性に優れる厚鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 溶鋼を連続鋳造して得られた鋳片の表面温度
がＡr3点−100 ℃以下、300℃以上の間に加熱炉に装入
して、 950℃以上の温度に加熱し、続いて、全圧下比
（鋳片厚／仕上板厚）が 3以上の圧延を行い、鋼板の表
面温度がＡr3点−100 ℃以上、 950℃以下の温度で熱間
圧延を終了する。さらに鋼種に応じて、熱間圧延終了
後、 2℃/s以上の冷却速度で、鋼板表面温度が 600℃以
下になるまで水冷する。また、水冷したのち、Ａc1点以
下の温度で焼戻しする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、連続鋳造された鋳片の
鋳造時の熱を有効利用するホットチャージプロセスにお
ける低温靱性に優れる厚鋼板の製造方法に関するもので
ある。
鋳造時の熱を有効利用するホットチャージプロセスにお
ける低温靱性に優れる厚鋼板の製造方法に関するもので
ある。
【０００２】
【従来の技術】近年、熱間圧延プロセスにおいては、連
続鋳造法により鋳造した高温鋳片を直接圧延する直送圧
延プロセス（ＤＲ）、あるいは高温鋳片を変態完了前に
加熱して圧延するホットチャージプロセス（ＨＣＲ）が
省エネルギー効果の高いプロセスとして実用化されてい
る。
続鋳造法により鋳造した高温鋳片を直接圧延する直送圧
延プロセス（ＤＲ）、あるいは高温鋳片を変態完了前に
加熱して圧延するホットチャージプロセス（ＨＣＲ）が
省エネルギー効果の高いプロセスとして実用化されてい
る。
【０００３】しかしながら、上記のいずれの方法におい
ても、通常、圧延開始時のオーステナイト（γ）粒は、
鋳造時のγ粒が受け継がれ、その粒径は数mmと極めて大
きい。このため、粗大γ粒から圧延した厚鋼板の組織は
混粒粗大となり、低温靱性が著しく劣る。したがって、
材質上低温靱性を必要とする厚鋼板には、これらのプロ
セスが適用できず、高温鋳片を一旦冷片としたのち、再
加熱して圧延しているのが実情である。
ても、通常、圧延開始時のオーステナイト（γ）粒は、
鋳造時のγ粒が受け継がれ、その粒径は数mmと極めて大
きい。このため、粗大γ粒から圧延した厚鋼板の組織は
混粒粗大となり、低温靱性が著しく劣る。したがって、
材質上低温靱性を必要とする厚鋼板には、これらのプロ
セスが適用できず、高温鋳片を一旦冷片としたのち、再
加熱して圧延しているのが実情である。
【０００４】これに対して、例えば、特公平5-59172 号
公報には、連続鋳造によって得られた鋳片を直接あるい
は変態完了前に加熱炉に装入し、γ再結晶温度以上で 5
％以上の圧下を 3回以上加え、粗大γを部分的再結晶に
より細粒化させ、引き続き1050℃以下、再結晶温度以上
で15％以上の圧下を 3回以上加え再結晶域低温側におけ
る大圧下圧延によりγを整細粒化させることを特徴とす
る低温靱性の改善に有効な熱間圧延方法が提示されてい
る。
公報には、連続鋳造によって得られた鋳片を直接あるい
は変態完了前に加熱炉に装入し、γ再結晶温度以上で 5
％以上の圧下を 3回以上加え、粗大γを部分的再結晶に
より細粒化させ、引き続き1050℃以下、再結晶温度以上
で15％以上の圧下を 3回以上加え再結晶域低温側におけ
る大圧下圧延によりγを整細粒化させることを特徴とす
る低温靱性の改善に有効な熱間圧延方法が提示されてい
る。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上記、従来技術の内、
高温鋳片を一旦冷片としたのち、再加熱して圧延する方
法は、省エネルギー化が図れない。一方、特公平5-5917
2 号公報に提示してある方法は、γ再結晶温度域での圧
延制約が厳しいため、圧延効率が低下するという問題が
ある。
高温鋳片を一旦冷片としたのち、再加熱して圧延する方
法は、省エネルギー化が図れない。一方、特公平5-5917
2 号公報に提示してある方法は、γ再結晶温度域での圧
延制約が厳しいため、圧延効率が低下するという問題が
ある。
【０００６】本発明は、連続鋳造して得られた高温鋳片
を一旦オーステナイト変態させ、その後、加熱すること
によって、省エネルギーの目的を達成し、かつγ再結晶
温度域での圧延制約をなくすとともに、γ粒を細粒化す
るホットチャージプロセスにおける低温靱性に優れる厚
鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
を一旦オーステナイト変態させ、その後、加熱すること
によって、省エネルギーの目的を達成し、かつγ再結晶
温度域での圧延制約をなくすとともに、γ粒を細粒化す
るホットチャージプロセスにおける低温靱性に優れる厚
鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】すなわち、本発明の要旨
は、(1) 溶鋼を連続鋳造して得られた鋳片の表面温度が
Ａr3点−100 ℃以下、 300℃以上の間に加熱炉に装入し
て、 950℃以上の温度に加熱し、続いて、全圧下比（鋳
片厚／仕上板厚）が 3以上の圧延を行い、鋼板の表面温
度がＡr3点−100 ℃以上、 950℃以下の温度で熱間圧延
を終了するホットチャージプロセスにおける低温靱性に
優れる厚鋼板の製造方法である。
は、(1) 溶鋼を連続鋳造して得られた鋳片の表面温度が
Ａr3点−100 ℃以下、 300℃以上の間に加熱炉に装入し
て、 950℃以上の温度に加熱し、続いて、全圧下比（鋳
片厚／仕上板厚）が 3以上の圧延を行い、鋼板の表面温
度がＡr3点−100 ℃以上、 950℃以下の温度で熱間圧延
を終了するホットチャージプロセスにおける低温靱性に
優れる厚鋼板の製造方法である。
【０００８】(2) 前記(1) において、熱間圧延終了後、
2℃/s以上の冷却速度で、鋼板表面温度が 600℃以下に
なるまで水冷するホットチャージプロセスにおける低温
靱性に優れる厚鋼板の製造方法である。
2℃/s以上の冷却速度で、鋼板表面温度が 600℃以下に
なるまで水冷するホットチャージプロセスにおける低温
靱性に優れる厚鋼板の製造方法である。
【０００９】(3) 前記(2) において、鋼板表面温度が 6
00℃以下になるまで水冷したのち、Ａc1点以下の温度で
焼戻しするホットチャージプロセスにおける低温靱性に
優れる厚鋼板の製造方法である。
00℃以下になるまで水冷したのち、Ａc1点以下の温度で
焼戻しするホットチャージプロセスにおける低温靱性に
優れる厚鋼板の製造方法である。
【００１０】(4) 鋳片がC:0.02〜0.20％、 Si:0.01〜0.
50％、 Mn:0.50〜2.00％、 P:0.030％以下、 S:0.030％
以下、Al:0.005〜0.10％以下を含有し、残部Feおよび不
可避的成分からなる前記(1) 、(2) または(3) のホット
チャージプロセスにおける低温靱性に優れる厚鋼板の製
造方法である。
50％、 Mn:0.50〜2.00％、 P:0.030％以下、 S:0.030％
以下、Al:0.005〜0.10％以下を含有し、残部Feおよび不
可避的成分からなる前記(1) 、(2) または(3) のホット
チャージプロセスにおける低温靱性に優れる厚鋼板の製
造方法である。
【００１１】(5) 鋳片が前記(4) に、さらにTi:0.05 ％
以下、 Nb:0.05％以下、 B:0.005％以下、V:0.10％以
下、 Zr:0.05％以下の内の１種または２種以上を含有す
るホットチャージプロセスにおける低温靱性に優れる厚
鋼板の製造方法である。
以下、 Nb:0.05％以下、 B:0.005％以下、V:0.10％以
下、 Zr:0.05％以下の内の１種または２種以上を含有す
るホットチャージプロセスにおける低温靱性に優れる厚
鋼板の製造方法である。
【００１２】(6) 鋳片が前記(4) または(5) に、さらに
Cu:1.0％以下、 Ni:10％以下、Cr:1.0％以下、Mo:0.50
％以下の内の１種または２種以上を含有するホットチャ
ージプロセスにおける低温靱性に優れる厚鋼板の製造方
法である。
Cu:1.0％以下、 Ni:10％以下、Cr:1.0％以下、Mo:0.50
％以下の内の１種または２種以上を含有するホットチャ
ージプロセスにおける低温靱性に優れる厚鋼板の製造方
法である。
【００１３】
【作用】本発明は、上記のように溶鋼を連続鋳造して得
られた鋳片の表面温度がＡr3点−100 ℃以下、 300℃以
上にある間に、 950℃以上の温度に再加熱することによ
り、粗大γの細粒化および燃料原単位の低減を図り、続
いて、熱間圧延工程において、全圧下比（鋳片厚／仕上
板厚）を 3以上、鋼板の表面温度がＡr3点−100℃以
上、 950℃以下で圧延を終了することにより細粒組織を
得ることを基本手段とするものである。
られた鋳片の表面温度がＡr3点−100 ℃以下、 300℃以
上にある間に、 950℃以上の温度に再加熱することによ
り、粗大γの細粒化および燃料原単位の低減を図り、続
いて、熱間圧延工程において、全圧下比（鋳片厚／仕上
板厚）を 3以上、鋼板の表面温度がＡr3点−100℃以
上、 950℃以下で圧延を終了することにより細粒組織を
得ることを基本手段とするものである。
【００１４】通常、鋳片がＡr3点以上の温度で加熱炉に
装入されるＨＣＲプロセスでは、圧延開始前のγ粒は数
mmと極めて大きく、良好な靱性を得るためには、この粗
大γ粒を細かくする必要がある。
装入されるＨＣＲプロセスでは、圧延開始前のγ粒は数
mmと極めて大きく、良好な靱性を得るためには、この粗
大γ粒を細かくする必要がある。
【００１５】図１は、加工フォーマスタを用い、 Si-Mn
系鋼について溶融後、任意の温度に冷却し、1250℃に再
加熱した時の試料冷却温度(Ts)とγ粒径の関係を示した
ものである。図から、試料を一旦Ａr3点より低温にして
再加熱することが、細粒γを得るために有効な手段であ
ることを知見した。なお、試料は1250℃に再加熱後、水
冷した。
系鋼について溶融後、任意の温度に冷却し、1250℃に再
加熱した時の試料冷却温度(Ts)とγ粒径の関係を示した
ものである。図から、試料を一旦Ａr3点より低温にして
再加熱することが、細粒γを得るために有効な手段であ
ることを知見した。なお、試料は1250℃に再加熱後、水
冷した。
【００１６】図２は、 Si-Mn系鋼、Si-Mn-Ti系鋼、 Si-
Mn-Cu-Cr系鋼の凝固後の高温鋳片を任意の温度まで冷却
後、加熱炉に装入して1000〜1250℃に再加熱し、全圧下
比 5、圧延終了温度 800℃目標で圧延した板厚30mm材に
ついて、加熱炉装入時の鋳片表面温度(Tc)と靱性(vTrs)
および燃料原単位の関係を示したものである。
Mn-Cu-Cr系鋼の凝固後の高温鋳片を任意の温度まで冷却
後、加熱炉に装入して1000〜1250℃に再加熱し、全圧下
比 5、圧延終了温度 800℃目標で圧延した板厚30mm材に
ついて、加熱炉装入時の鋳片表面温度(Tc)と靱性(vTrs)
および燃料原単位の関係を示したものである。
【００１７】図から明らかなように、Tcが 300℃未満で
は、冷片と同様の加熱となり省エネルギー効果は期待で
きず、TcがＡr3点−100 ℃超えでは、γ粒が細粒化せず
靱性を改善することができない。したがって、加熱炉装
入時の鋳片表面温度はＡr3点−100 ℃以下、 300℃以上
とする必要がある。
は、冷片と同様の加熱となり省エネルギー効果は期待で
きず、TcがＡr3点−100 ℃超えでは、γ粒が細粒化せず
靱性を改善することができない。したがって、加熱炉装
入時の鋳片表面温度はＡr3点−100 ℃以下、 300℃以上
とする必要がある。
【００１８】再加熱温度は通常の加熱目的とそれに期待
している効果が得られる範囲にする。すなわち、圧延開
始時の初期γの細粒化のためには、再加熱温度は低い方
が好ましいが、 950℃未満では変形抵抗が大きく、圧延
形状の確保が困難になることから、再加熱温度は 950℃
以上とする。
している効果が得られる範囲にする。すなわち、圧延開
始時の初期γの細粒化のためには、再加熱温度は低い方
が好ましいが、 950℃未満では変形抵抗が大きく、圧延
形状の確保が困難になることから、再加熱温度は 950℃
以上とする。
【００１９】熱間圧延工程においては、鋳造時のポロシ
ティ（収縮孔）を圧延により完全に圧着するために、全
圧下率（鋳片厚／仕上板厚）は 3以上が必要である。
ティ（収縮孔）を圧延により完全に圧着するために、全
圧下率（鋳片厚／仕上板厚）は 3以上が必要である。
【００２０】また、図３に、 Si-Mn系鋼、Si-Mn-Ti系
鋼、 Si-Mn-Cu-Cr系鋼の凝固後の高温鋳片を 500℃まで
冷却後、1000〜1250℃に再加熱し、全圧下比 5で任意の
圧延終了温度に圧延した板厚30mm材について、圧延終了
温度と靱性(vTrs)の関係を示す。図から明らかなよう
に、圧延終了温度が 950℃超えでは細粒組織が得られ
ず、また、Ａr3点−100 ℃未満では加工フェライトが多
量に生成するため、いずれも靱性劣化が大きい。したが
って、熱間圧延終了温度は鋼板の表面温度でＡr3点−10
0 ℃以上、 950℃以下とする。
鋼、 Si-Mn-Cu-Cr系鋼の凝固後の高温鋳片を 500℃まで
冷却後、1000〜1250℃に再加熱し、全圧下比 5で任意の
圧延終了温度に圧延した板厚30mm材について、圧延終了
温度と靱性(vTrs)の関係を示す。図から明らかなよう
に、圧延終了温度が 950℃超えでは細粒組織が得られ
ず、また、Ａr3点−100 ℃未満では加工フェライトが多
量に生成するため、いずれも靱性劣化が大きい。したが
って、熱間圧延終了温度は鋼板の表面温度でＡr3点−10
0 ℃以上、 950℃以下とする。
【００２１】つぎに、上記の条件で熱間圧延を行った
後、鋼板表面温度が 600℃以下の任意の温度になるま
で、冷却速度 2℃/s以上で水冷する。これによって、細
粒フェライトまたは下部ベイナイトが得られ、引張強度
の20N/mm2 以上の上昇と優れた低温靱性が得られる。し
かし、冷却停止温度が 600℃超えの場合や、冷却速度が
2℃/s未満の場合には、このような強度上昇と優れた低
温靱性は得られない。したがって、熱間圧延終了後、 2
℃/s以上の冷却速度で、鋼板表面温度が 600℃以下の任
意の温度になるまで水冷する。
後、鋼板表面温度が 600℃以下の任意の温度になるま
で、冷却速度 2℃/s以上で水冷する。これによって、細
粒フェライトまたは下部ベイナイトが得られ、引張強度
の20N/mm2 以上の上昇と優れた低温靱性が得られる。し
かし、冷却停止温度が 600℃超えの場合や、冷却速度が
2℃/s未満の場合には、このような強度上昇と優れた低
温靱性は得られない。したがって、熱間圧延終了後、 2
℃/s以上の冷却速度で、鋼板表面温度が 600℃以下の任
意の温度になるまで水冷する。
【００２２】さらに、鋼板表面温度が 600℃以下になる
まで水冷したのち、必要に応じて、Ａc1点以下の温度で
焼戻しする。これによって、水冷により生じた鋼板内部
の残留応力が減少し、ガス切断による条切り後の製品形
状の変形が軽減される。しかし、焼戻し温度がＡc1点以
上になると水冷による強度上昇効果が消滅するので好ま
しくない。したがって、水冷後の焼戻し温度はＡc1点以
下に限定する。
まで水冷したのち、必要に応じて、Ａc1点以下の温度で
焼戻しする。これによって、水冷により生じた鋼板内部
の残留応力が減少し、ガス切断による条切り後の製品形
状の変形が軽減される。しかし、焼戻し温度がＡc1点以
上になると水冷による強度上昇効果が消滅するので好ま
しくない。したがって、水冷後の焼戻し温度はＡc1点以
下に限定する。
【００２３】以下に、化学成分の限定理由について説明
する。C は、強度上昇に寄与する元素であるが、0.02％
未満では強度を確保することは困難であり、また、0.20
％を超えて多量に添加すると、溶接性および靱性を劣化
させる。したがって、C 含有量は0.02〜0.20％の範囲と
する。
する。C は、強度上昇に寄与する元素であるが、0.02％
未満では強度を確保することは困難であり、また、0.20
％を超えて多量に添加すると、溶接性および靱性を劣化
させる。したがって、C 含有量は0.02〜0.20％の範囲と
する。
【００２４】Siは、強度上昇に寄与する元素であるが、
0.01％未満ではその効果が少なく、また、0.50％を超え
て過多に添加すると溶接性を劣化させる。このため、Si
含有量は0.01〜0.50％の範囲とする。
0.01％未満ではその効果が少なく、また、0.50％を超え
て過多に添加すると溶接性を劣化させる。このため、Si
含有量は0.01〜0.50％の範囲とする。
【００２５】Mnは、鋼の強度および靱性を確保するため
に必要な元素であるが、0.50％未満ではこのような効果
は少なく、また、2.00％を超えて多量に添加すると溶接
性を劣化させる。したがって、Mn含有量は0.50〜2.00％
の範囲とする。
に必要な元素であるが、0.50％未満ではこのような効果
は少なく、また、2.00％を超えて多量に添加すると溶接
性を劣化させる。したがって、Mn含有量は0.50〜2.00％
の範囲とする。
【００２６】P、S は靱性に有害な元素であるため少な
い方が好ましく、本発明ではそれぞれの含有量は 0.030
％以下に限定する。
い方が好ましく、本発明ではそれぞれの含有量は 0.030
％以下に限定する。
【００２７】Alは、脱酸に必要であるとともに結晶粒の
微細化に寄与する元素であるが、0.005 ％未満ではこの
ような効果は少なく、また、0.10％を超えて添加すると
鋳片の表面品質に悪影響を及ぼす。したがって、Al含有
量は 0.005〜0.10％の範囲とする。
微細化に寄与する元素であるが、0.005 ％未満ではこの
ような効果は少なく、また、0.10％を超えて添加すると
鋳片の表面品質に悪影響を及ぼす。したがって、Al含有
量は 0.005〜0.10％の範囲とする。
【００２８】Tiは、オーステナイト粒の粗大化を抑制す
るとともに、フェライトの核生成サイトとなり溶接熱影
響部の靱性を向上させる元素であるが、0.05％を超えて
添加すると母材靱性を劣化させる。したがって、Ti含有
量は0.05％以下に限定する。
るとともに、フェライトの核生成サイトとなり溶接熱影
響部の靱性を向上させる元素であるが、0.05％を超えて
添加すると母材靱性を劣化させる。したがって、Ti含有
量は0.05％以下に限定する。
【００２９】Nbは、析出強化により強度を上昇させる元
素であるが、0.05％を超えて過多に添加すると溶接熱影
響部の靱性が劣化する。したがって、Nb含有量は0.05％
以下に限定する。
素であるが、0.05％を超えて過多に添加すると溶接熱影
響部の靱性が劣化する。したがって、Nb含有量は0.05％
以下に限定する。
【００３０】B は、焼入れ性を向上する元素であるが、
0.005％を超えて過多に添加すると変態過程での熱間割
れを助長する。したがって、B 含有量は 0.005％以下に
限定する。
0.005％を超えて過多に添加すると変態過程での熱間割
れを助長する。したがって、B 含有量は 0.005％以下に
限定する。
【００３１】V は、析出強化により強度を上昇させる元
素であるが、0.10％を超えて過多に添加すると溶接熱影
響部の靱性が劣化する。したがって、V 含有量は0.10％
以下に限定する。
素であるが、0.10％を超えて過多に添加すると溶接熱影
響部の靱性が劣化する。したがって、V 含有量は0.10％
以下に限定する。
【００３２】Zrは、Tiと同様、オーステナイト粒の粗大
化を抑制するとともに、フェライト核生成サイトとな
り、溶接熱影響部の靱性を向上させる元素でるが、0.10
％を超えて添加すると母材靱性を劣化させる。したがっ
て、Zr含有量は0.10％以下に限定する。
化を抑制するとともに、フェライト核生成サイトとな
り、溶接熱影響部の靱性を向上させる元素でるが、0.10
％を超えて添加すると母材靱性を劣化させる。したがっ
て、Zr含有量は0.10％以下に限定する。
【００３３】Cu、Crは、鋼材の耐候性を向上する元素で
あるが、 1.0％を超えて添加すると溶接性を損なう。し
たがって、Cu、Cr含有量はそれぞれ 1.0％以下に限定す
る。
あるが、 1.0％を超えて添加すると溶接性を損なう。し
たがって、Cu、Cr含有量はそれぞれ 1.0％以下に限定す
る。
【００３４】Niは、靱性の向上に有効な元素であるが、
10％を超えて添加してもこのような効果は飽和し、経済
的にも無駄である。したがって、Ni含有量は10％以下に
限定する。
10％を超えて添加してもこのような効果は飽和し、経済
的にも無駄である。したがって、Ni含有量は10％以下に
限定する。
【００３５】Moは、焼入れ性を高め靱性の向上に有効な
元素であるが、0.50％を超えて添加してもこのような効
果は飽和し、経済的にも無駄である。したがって、Mo含
有量は0.50％以下に限定する。
元素であるが、0.50％を超えて添加してもこのような効
果は飽和し、経済的にも無駄である。したがって、Mo含
有量は0.50％以下に限定する。
【００３６】
【実施例】以下に、実施例を挙げて本発明について説明
する。供試鋼板は表１に示す化学成分を有する高温鋳片
を、本発明法は表２に示す製造条件で、比較例は表３に
示す製造条件で製造したものである。これらの鋼板から
試験片を採取し、引張試験およびシャルピ衝撃試験を行
った。その結果を表２、表３に併記する。
する。供試鋼板は表１に示す化学成分を有する高温鋳片
を、本発明法は表２に示す製造条件で、比較例は表３に
示す製造条件で製造したものである。これらの鋼板から
試験片を採取し、引張試験およびシャルピ衝撃試験を行
った。その結果を表２、表３に併記する。
【００３７】表１に示す化学成分は溶接構造用鋼板、耐
候性鋼板、低温用鋼板などの化学成分の一例である。本
発明法では、表２に示すように、No.1〜5 の圧延まま
材、No.6〜9 の圧延終了後の水冷材、 No.10〜14の水冷
後の焼戻し材とも細粒鋼となり、目標とする強度、靱性
が得られている。
候性鋼板、低温用鋼板などの化学成分の一例である。本
発明法では、表２に示すように、No.1〜5 の圧延まま
材、No.6〜9 の圧延終了後の水冷材、 No.10〜14の水冷
後の焼戻し材とも細粒鋼となり、目標とする強度、靱性
が得られている。
【００３８】これに対し、表３に示すように、比較例の
No.15〜20、22、26、28は加熱炉装入時の鋳片表面温
度、全圧下比、圧延終了温度のいずれかが本発明の限定
範囲から外れているため、粗粒組織となり目標の破面遷
移温度(vTrs)を満足することができない。
No.15〜20、22、26、28は加熱炉装入時の鋳片表面温
度、全圧下比、圧延終了温度のいずれかが本発明の限定
範囲から外れているため、粗粒組織となり目標の破面遷
移温度(vTrs)を満足することができない。
【００３９】また、比較例のNo.21 、23、24は水冷停止
温度、冷却速度のいずれかが本発明の限定範囲から外れ
ているため、細粒フェライトあるいは下部ベイナイト組
織が得られず、期待すべき強度上昇はなく目標強度を満
足することができない。
温度、冷却速度のいずれかが本発明の限定範囲から外れ
ているため、細粒フェライトあるいは下部ベイナイト組
織が得られず、期待すべき強度上昇はなく目標強度を満
足することができない。
【００４０】比較例のNo.25 、27は焼戻し温度が本発明
の限定範囲から外れているため、焼戻しによる強度低下
が著しいため、目標強度を下回っている。
の限定範囲から外れているため、焼戻しによる強度低下
が著しいため、目標強度を下回っている。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】
【表３】
【００４４】
【発明の効果】以上、述べたところから明らかなよう
に、本発明は、連続鋳造して得られた高温鋳片を一旦オ
ーステナイト変態させ、その後、加熱することによっ
て、γ粒を細粒化するホットチャージプロセスであるた
め、本発明によれば、省エネルギーの目的を達成し、か
つγ再結晶温度域での圧延制約をなくし高い生産性の下
で、低温靱性に優れる厚鋼板を提供することができる。
に、本発明は、連続鋳造して得られた高温鋳片を一旦オ
ーステナイト変態させ、その後、加熱することによっ
て、γ粒を細粒化するホットチャージプロセスであるた
め、本発明によれば、省エネルギーの目的を達成し、か
つγ再結晶温度域での圧延制約をなくし高い生産性の下
で、低温靱性に優れる厚鋼板を提供することができる。
【図１】加工フォーマスタを用い、 Si-Mn系鋼について
溶融後、任意の温度に冷却し、1250℃に再加熱した時の
試料冷却温度(Ts)とγ粒径の関係を示す図である。
溶融後、任意の温度に冷却し、1250℃に再加熱した時の
試料冷却温度(Ts)とγ粒径の関係を示す図である。
【図２】Si-Mn系鋼、Si-Mn-Ti系鋼、 Si-Mn-Cu-Cr系鋼
の凝固後の高温鋳片を任意の温度まで冷却後、加熱炉に
装入して1000〜1250℃に再加熱し、全圧下比 5、仕上温
度 800℃目標で圧延した板厚30mm材について、加熱炉装
入時の鋳片表面温度(Tc)と靱性(vTrs)および燃料原単位
の関係を示す図である。
の凝固後の高温鋳片を任意の温度まで冷却後、加熱炉に
装入して1000〜1250℃に再加熱し、全圧下比 5、仕上温
度 800℃目標で圧延した板厚30mm材について、加熱炉装
入時の鋳片表面温度(Tc)と靱性(vTrs)および燃料原単位
の関係を示す図である。
【図３】Si-Mn系鋼、Si-Mn-Ti系鋼、 Si-Mn-Cu-Cr系鋼
の凝固後の高温鋳片を 500℃まで冷却後、1000〜1250℃
に再加熱し、全圧下比 5で任意の圧延終了温度に圧延し
た板厚30mm材について、圧延終了温度と靱性(vTrs)の関
係を示す図である。
の凝固後の高温鋳片を 500℃まで冷却後、1000〜1250℃
に再加熱し、全圧下比 5で任意の圧延終了温度に圧延し
た板厚30mm材について、圧延終了温度と靱性(vTrs)の関
係を示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成６年７月６日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００６
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００６】本発明は、連続鋳造して得られた高温鋳片
を一旦フェライト変態させ、その後、加熱することによ
って、省エネルギーの目的を達成し、かつγ再結晶温度
域での圧延制約をなくすとともに、γ粒を細粒化するホ
ットチャージプロセスにおける低温靱性に優れる厚鋼板
の製造方法を提供することを目的とする。
を一旦フェライト変態させ、その後、加熱することによ
って、省エネルギーの目的を達成し、かつγ再結晶温度
域での圧延制約をなくすとともに、γ粒を細粒化するホ
ットチャージプロセスにおける低温靱性に優れる厚鋼板
の製造方法を提供することを目的とする。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３２
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３２】Zrは、Tiと同様、オーステナイト粒の粗大
化を抑制するとともに、フェライト核生成サイトとな
り、溶接熱影響部の靱性を向上させる元素であるが、0.
10％を超えて添加すると母材靱性を劣化させる。したが
って、Zr含有量は0.10％以下に限定する。
化を抑制するとともに、フェライト核生成サイトとな
り、溶接熱影響部の靱性を向上させる元素であるが、0.
10％を超えて添加すると母材靱性を劣化させる。したが
って、Zr含有量は0.10％以下に限定する。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００４４
【補正方法】変更
【補正内容】
【００４４】
【発明の効果】以上、述べたところから明らかなよう
に、本発明は、連続鋳造して得られた高温鋳片を一旦フ
ェライト変態させ、その後、加熱することによって、γ
粒を細粒化するホットチャージプロセスであるため、本
発明によれば、省エネルギーの目的を達成し、かつγ再
結晶温度域での圧延制約をなくし高い生産性の下で、低
温靱性に優れる厚鋼板を提供することができる。
に、本発明は、連続鋳造して得られた高温鋳片を一旦フ
ェライト変態させ、その後、加熱することによって、γ
粒を細粒化するホットチャージプロセスであるため、本
発明によれば、省エネルギーの目的を達成し、かつγ再
結晶温度域での圧延制約をなくし高い生産性の下で、低
温靱性に優れる厚鋼板を提供することができる。
───────────────────────────────────────────────────── 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 38/14 38/56
Claims (6)
- 【請求項１】 溶鋼を連続鋳造して得られた鋳片の表面
温度がＡr3点−100℃以下、 300℃以上の間に加熱炉に
装入して、 950℃以上の温度に加熱し、続いて、全圧下
比（鋳片厚／仕上板厚）が 3以上の圧延を行い、鋼板の
表面温度がＡr3点−100 ℃以上、 950℃以下の温度で熱
間圧延を終了することを特徴とするホットチャージプロ
セスにおける低温靱性に優れる厚鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 熱間圧延終了後、 2℃/s以上の冷却速度
で、鋼板表面温度が600℃以下になるまで水冷すること
を特徴とする請求項１記載のホットチャージプロセスに
おける低温靱性に優れる厚鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 鋼板表面温度が 600℃以下になるまで水
冷したのち、Ａc1点以下の温度で焼戻しすることを特徴
とする請求項２記載のホットチャージプロセスにおける
低温靱性に優れる厚鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 鋳片がC:0.02〜0.20％、 Si:0.01〜0.50
％、 Mn:0.50〜2.00％、 P:0.030％以下、 S:0.030％以
下、Al:0.005〜0.10％以下を含有し、残部Feおよび不可
避的成分からなることを特徴とする請求項１、２または
３記載のホットチャージプロセスにおける低温靱性に優
れる厚鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 鋳片が Ti:0.05％以下、 Nb:0.05％以
下、 B:0.005％以下、V:0.10％以下、 Zr:0.05％以下の
内の１種または２種以上を含有することを特徴とする請
求項４記載のホットチャージプロセスにおける低温靱性
に優れる厚鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 鋳片がCu:1.0％以下、 Ni:10％以下、C
r:1.0％以下、Mo:0.50 ％以下の内の１種または２種以
上を含有することを特徴とする請求項４または５記載の
ホットチャージプロセスにおける低温靱性に優れる厚鋼
板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12640994A JPH07331329A (ja) | 1994-06-08 | 1994-06-08 | ホットチャージプロセスにおける低温靱性に優れる厚鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12640994A JPH07331329A (ja) | 1994-06-08 | 1994-06-08 | ホットチャージプロセスにおける低温靱性に優れる厚鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07331329A true JPH07331329A (ja) | 1995-12-19 |
Family
ID=14934448
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12640994A Withdrawn JPH07331329A (ja) | 1994-06-08 | 1994-06-08 | ホットチャージプロセスにおける低温靱性に優れる厚鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07331329A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100334433B1 (ko) * | 1999-02-12 | 2002-05-02 | 박호군 | B, Zr의 복합첨가에 의한 결정립 미세화가 이루어진 합금강 |
| JP2003010901A (ja) * | 2001-06-26 | 2003-01-15 | Nkk Corp | 鋼板の製造方法および鋼板の製造設備 |
| CN109457097A (zh) * | 2018-12-11 | 2019-03-12 | 唐山中厚板材有限公司 | 一种厚规格高强钢板材的生产方法 |
| CN114737113A (zh) * | 2022-03-24 | 2022-07-12 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种3．5Ni用钢及其生产方法 |
-
1994
- 1994-06-08 JP JP12640994A patent/JPH07331329A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100334433B1 (ko) * | 1999-02-12 | 2002-05-02 | 박호군 | B, Zr의 복합첨가에 의한 결정립 미세화가 이루어진 합금강 |
| JP2003010901A (ja) * | 2001-06-26 | 2003-01-15 | Nkk Corp | 鋼板の製造方法および鋼板の製造設備 |
| CN109457097A (zh) * | 2018-12-11 | 2019-03-12 | 唐山中厚板材有限公司 | 一种厚规格高强钢板材的生产方法 |
| CN114737113A (zh) * | 2022-03-24 | 2022-07-12 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种3．5Ni用钢及其生产方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4022958B2 (ja) | 溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP4644076B2 (ja) | 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP2001003136A (ja) | 高強度高靱性圧延形鋼とその製造方法 | |
| JP3879440B2 (ja) | 高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH06128631A (ja) | 低温靱性の優れた高マンガン超高張力鋼の製造方法 | |
| JPH0920961A (ja) | 低温用シームレス鋼管の製造法 | |
| JP2776174B2 (ja) | 高張力・高靱性微細ベイナイト鋼の製造法 | |
| JPH07331329A (ja) | ホットチャージプロセスにおける低温靱性に優れる厚鋼板の製造方法 | |
| JP3635803B2 (ja) | 靱性に優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| CN114164373B (zh) | 一种Nb微合金化双相不锈钢及其制备方法 | |
| JPS63223125A (ja) | 高靭性高張力鋼板の製造方法 | |
| JP3241199B2 (ja) | 酸化物粒子分散鋳片及びその鋳片を素材とする靭性の優れた圧延形鋼の製造方法 | |
| JP3385903B2 (ja) | プレス成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| JP3181448B2 (ja) | 含酸化物分散鋳片及びその鋳片による靱性の優れた圧延形鋼の製造方法 | |
| JPS642647B2 (ja) | ||
| JP3107697B2 (ja) | 強度・靱性および溶接性の優れたフランジを有する形鋼の製造方法 | |
| JP3004155B2 (ja) | 靭性の優れた形鋼の製造方法 | |
| JP3107698B2 (ja) | 強度・靱性および耐火性の優れたフランジを有する形鋼の製造方法 | |
| JP3107695B2 (ja) | 強度・靱性および溶接性の優れたフランジを有する形鋼の製造方法 | |
| JP2532176B2 (ja) | 溶接性および脆性亀裂伝播停止特性の優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JPS623214B2 (ja) | ||
| JPH06179908A (ja) | 溶接性と脆性亀裂伝播停止性能に優れた厚肉高張力鋼の製造方法 | |
| JP3502850B2 (ja) | 靭性の優れた鋼材の高効率製造方法 | |
| JPH11209823A (ja) | プレス成形性の優れた高強度鋼板の製造方法 | |
| JPH0790473A (ja) | 耐火用含酸化物鋳片及びその鋳片による耐火用圧延形鋼の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20010904 |