JPS634018A - 強靭な厚鋼板の製造方法 - 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厚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
粒微細化による強化などがある。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ー対策の一環
として連続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なった後、熱間圧延を開
始するいわゆる直接圧延法が開発されている。直接圧延
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
の粗大オーステナイト粒から、如何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パスの圧下率
が大きく、オーステナイトの再結晶は主として動的再結
晶挙動に支配される。さらに全圧下比が数１０〜１００
と大きいことから、直接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
れと同等になり得ることが推定される。しかしながら厚
鋼板の圧延は、各パ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、さら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接圧延法は従
来の再加熱圧延法よりも不利であると予測される。直接
圧延法のホットストリップ圧延への適用技術は多くのも
のが公知である。このうち本発明と類似のＴｉ添加鋼を
直接圧延する技術として特開昭５７−１９４２１４号公
報、特開昭６０−５６０２４号公報に記載された方法等
がある。しかしながら深扱圧延では前述したように、そ
の圧延再結晶挙動や全圧下比がホットストリップ圧延と
は異なるため公知の技術のみでは強靭な厚鋼板を製造す
ることが困難である。

（発明が解決しようとする問題点） 本発明は直接圧延法により優れた強靭性を有する厚鋼板
を製造する方法を提供しようとするものである。

（問題点を解決するための手段） すなわち本発明は重量％でＣ：　０．０５〜０．１８％
、Ｓｉ　：　０．０５〜０．３０％、Ｍｎ０．３０〜１
．８０％、Ｔｉ　：　０．００４〜０．０４０％、Ｎ　
：　０．００２０〜０．００８０％、Ａ１：ｏ、ｏｏｓ
〜０．０５％を含み残部が鉄及び不可当量が０．３５以
下でＴｉ／Ｎが２以上６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、加熱を行なった後、圧延を開
始し、全圧下比を４以上、再結晶域圧延率を５０％以上
とし、Ａｒ３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厚鋼板の製造方法を要旨とするもの
である。

以下、本発明について詳細に説明する。

まず本発明の鋼の成分の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
必要な強度が得られず、−方０．１８％超では靭性、さ
らに溶接性をも劣化させるので０．０５％以上、０．１
８％以下とする。

Ｓｉは脱酸元素及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　０．３０％超で
は、加工性の劣化を生じ、また鋼板表面性状を損なう。

？Ｉｎ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。

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。

ＡＩ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。

Ｔｉは圧延前に固溶状態を維持させ、圧延中に一部のＴ
ｉが炭窒化物として微細析出し、オーステナイトの再結
晶及び粒成長を抑制し、さらに変態中、変態後に残りの
Ｔｉが炭窒化物として微細析出することによる析出硬化
をもたらすために添加される。

ＮはＴｉＮを形成する元素であるためＴｉ量と密接な関
係がある。

Ｔｉ及びＮの上限は各々０．０４０％、　０．００８０
％と限定する。これらの量を超えるＴｉやＮが存在する
と凝固からの冷却中にＴｉＮが生成しＴｉ添加の効果が
損なわれる。

またＴｉ及びＮの下限は各々０．００４％、　　０．０
０２０％とする。これらの量未満ではＴｉ添加の効果が
損なわれる。

さらにＴｉＮとして有効に利用するためＴｉ／Ｎを２以
上、６以下に限定する。この理由はＴｉあるいはＮがあ
まりに過剰であると靭性が劣化するからである。

次に製造方法について述べる。

本発明では前に述べた直接圧延法を用いる。ここでいう
直接圧延法は連続鋳造にて得られる熱鋳片を加熱炉を経
ることなく直接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
なった後、圧延を開始する方法も含む。この直接圧延に
おいては添加したＴｉが圧延前まで固溶状態であること
が必要であるので前記の保熱あるいは加熱の温度１時間
は、それぞれ９００℃以上、９（Ｊｌｉｎ以内が望まし
い。

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き続き行なわれる未再結晶
域圧延を有効にするため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な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組織は著しい混粒を呈し
、特性の劣化をきたす。

熱間圧延をＡｒ３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
いて行なう。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） 次に本発明の実施例を第１表に示す。鋼種は０．１６％
Ｃ−０，６４％Ｍｎを基本とするＡ、０．１４％Ｃ−１
，１７％Ｍｎを基本とするＢ、０．０８％Ｃ−１，４０
％Ｍｎを基本とするＣ１０．１３％Ｃ−１，２４％Ｍｎ
を基本とするＤの４種である。

鋼１〜鋼７は本発明材であり、それぞれ優れた強靭性を
示している。

鋼８〜鋼１７は本発明の要件を満たさない比較材であり
、本発明の方法に合致しない条件にアンダーラインを引
いている。

鋼８．鋼９．鋼１５．鋼１７は再加熱法のためＴｉの有
効利用が成し遂げられない。鋼１０．鋼１１はＴｉを含
有していない鋼である。鋼１２は再結晶域の圧延率が少
ないため変態組織は混粒となっている。鋼１３は再結晶
域の圧延率が少ないのに加え、オーステナイト／フェラ
イトの二相域圧延となっている。

鋼１４はＴｉ／Ｎバランスが悪＜Ｔｉがかなり過剰とな
っている。鋼１６は全圧下比が小さいため圧延前の粗大
な凝固オーステナイト粒を微細にすることができない。

以上の理由により鋼８〜鋼１７は満足な強靭性が得られ
ていない、このように各条件のひとつでも本発明の範囲
を逸脱するときは、本発明の目的は達成されない。

（発明の効果） 以上述べたように本発明によれば、直接圧延法において
僅かに含まれたＴｉを極めて有効に活用し、強靭な厚鋼
板を製造することができるので産業上極めて有用である
。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％でＣ：０．０５〜０．１８％、Ｓｉ：０．
   ０５〜０．３０％、Ｍｎ０．３０〜１．８０％、Ｔｉ：
   ０．００４〜０．０４０％、Ｎ：０．００２０〜０．０
   ０８０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％で残部鉄及び
   不可避的不純物より成り、かつＣ＋（Ｓｉ／２４）＋（
   Ｍｎ／６）なる炭素当量が０．３５以下でＴｉ／Ｎ（重
   量比）が２以上６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、加熱を行なった後、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特許請求の範囲第１項記載の方法。