JP2706122B2 - 低温靭性の優れた鋼材の製造方法 - Google Patents
低温靭性の優れた鋼材の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 〈産業上の利用分野〉 本発明はC:0.10％以下の溶鋼を鋳造凝固せしめ凝固後
のオーステナイト（以下γと略す）を数mm以下の等軸粒
にし、該鋼がAr3点温度以上にある間にγの再結晶可能
下限温度（以下Tpと略す）以上1300℃以下の温度で５分
以上保持することによりMnSを析出させ、引き続き再結
晶域において鋳造厚の10％以上の圧延を行うことにより
凝固γを細粒化させ、経済的に靭性の優れた鋼材を製造
する方法に関するものである。
のオーステナイト（以下γと略す）を数mm以下の等軸粒
にし、該鋼がAr3点温度以上にある間にγの再結晶可能
下限温度（以下Tpと略す）以上1300℃以下の温度で５分
以上保持することによりMnSを析出させ、引き続き再結
晶域において鋳造厚の10％以上の圧延を行うことにより
凝固γを細粒化させ、経済的に靭性の優れた鋼材を製造
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、連続鋳造鋳片を鋳造直後に直接熱間圧
延（以下DRと略す）する方法、及び温鋳片を補足加熱し
て圧延（以下HDRと略す）する方法が実用化されてい
る。
が高いことから、連続鋳造鋳片を鋳造直後に直接熱間圧
延（以下DRと略す）する方法、及び温鋳片を補足加熱し
て圧延（以下HDRと略す）する方法が実用化されてい
る。
他方では連続鋳造鋳片の厚さを製品厚さに近い50mm〜
100mmで抽出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で抽出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は通常数mm〜数十mmという凝固時の粗大γ
粒から圧延を開始し、しかも従来の鋳片厚さ250〜300mm
に加える圧下比より格段に小さい１〜２程度でも安定・
円滑に目標とする形状、材質を提供することが望まれて
いる。
粒から圧延を開始し、しかも従来の鋳片厚さ250〜300mm
に加える圧下比より格段に小さい１〜２程度でも安定・
円滑に目標とする形状、材質を提供することが望まれて
いる。
この要望に応えるものとして例えば、 特開昭61−213322号公報に開示されているように、圧
延再結晶によらずに微細かつ多量に分散析出させたTi酸
化物を含有する鋳片をその後の冷却途上に於いて900℃
以上の温度で最終的な厚み迄圧延を行った後、加速冷却
して微細なウィドマンシュテッテン状のフェライトプレ
ート組織、即ち微細ベーナイト組織（以下微細ベーナイ
ト組織と略す）を有する強靭鋼板を製造する方法。
延再結晶によらずに微細かつ多量に分散析出させたTi酸
化物を含有する鋳片をその後の冷却途上に於いて900℃
以上の温度で最終的な厚み迄圧延を行った後、加速冷却
して微細なウィドマンシュテッテン状のフェライトプレ
ート組織、即ち微細ベーナイト組織（以下微細ベーナイ
ト組織と略す）を有する強靭鋼板を製造する方法。
特願昭61−146072号公報に開示されているように、Ti
を含む鋼から連続鋳造によって得られた高温鋳片を直接
あるいは表面温度を中心温度と同じにする程度の保熱、
加熱を行った後、圧延を開始し、Ar3点以上で圧下比≧
４（圧下率≧97.5％）、再結晶域圧延率50％以上で熱間
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。
を含む鋼から連続鋳造によって得られた高温鋳片を直接
あるいは表面温度を中心温度と同じにする程度の保熱、
加熱を行った後、圧延を開始し、Ar3点以上で圧下比≧
４（圧下率≧97.5％）、再結晶域圧延率50％以上で熱間
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。
特開昭60−75518号公報に示されているように、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
加熱炉へ装入し、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靭姓の改善に有
効な熱間圧延法が提示されている。
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
加熱炉へ装入し、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靭姓の改善に有
効な熱間圧延法が提示されている。
〈発明が解決しようとする課題〉 前記の方法は、鋼板の靭性を確保するため、鋳片内
に微細かつ多量に分散析出させたTi酸化物からγ／α
（フェライト）変態させ微細ベーナイト組織を確保する
ことをその達成手段としているため、Ti添加に伴いコス
トが増加する。
に微細かつ多量に分散析出させたTi酸化物からγ／α
（フェライト）変態させ微細ベーナイト組織を確保する
ことをその達成手段としているため、Ti添加に伴いコス
トが増加する。
また、の方法は、鋼板の靭性を確保するために、圧
下比、再結晶域圧延率、仕上げ温度について制約条件を
設けているが、実施例に示されている通り、vTrs≦−60
℃が安定しては得られず、特に造船Ｅグレード等の低温
靭性の要求の厳しい鋼材については低温靭性が劣化す
る。
下比、再結晶域圧延率、仕上げ温度について制約条件を
設けているが、実施例に示されている通り、vTrs≦−60
℃が安定しては得られず、特に造船Ｅグレード等の低温
靭性の要求の厳しい鋼材については低温靭性が劣化す
る。
また、圧下比１〜４の時は靭性が確保できない等種々
の課題がある。
の課題がある。
前記の方法は凝固粗大γを整細粒化させるために、
再結晶温度以上で１パス５％以上の圧下を３回以上加
え、凝固粗大γを部分再結晶させ、引き続き再結晶域低
温側、具体的には実施例で示されているように、Nb添加
鋼で900℃以上1050℃以下の温度域で１パス15％以上の
強圧下を行うことをその達成手段としており、合計少な
くとも６回以上の圧延を行わなければならず、パス回数
の増加に伴い圧延効率が低下する。
再結晶温度以上で１パス５％以上の圧下を３回以上加
え、凝固粗大γを部分再結晶させ、引き続き再結晶域低
温側、具体的には実施例で示されているように、Nb添加
鋼で900℃以上1050℃以下の温度域で１パス15％以上の
強圧下を行うことをその達成手段としており、合計少な
くとも６回以上の圧延を行わなければならず、パス回数
の増加に伴い圧延効率が低下する。
また、実施例に示されているのはNb添加鋼のみでTpが
Nb鋼より低いと考えられるSi−Mn鋼（関根寛、丸山忠
克：鉄と鋼58（1972）,p72）、あるいはSi−Mn鋼よりTp
が高いと考えられるTi鋼（栗原一久ら：鉄と鋼73（198
7）,S1399）については実施例の中で示されておらず、S
i−Mn鋼、Ti鋼の高靭化方法は具体的には不明である。
Nb鋼より低いと考えられるSi−Mn鋼（関根寛、丸山忠
克：鉄と鋼58（1972）,p72）、あるいはSi−Mn鋼よりTp
が高いと考えられるTi鋼（栗原一久ら：鉄と鋼73（198
7）,S1399）については実施例の中で示されておらず、S
i−Mn鋼、Ti鋼の高靭化方法は具体的には不明である。
本発明は以上に説明した従来技術が有する、 Ti添加に伴うコスト増加。
造船Ｅグレード等に必要なvTrs≦−60℃の靭性が安定
して得られていないという低温靭性劣化。
して得られていないという低温靭性劣化。
圧下比１〜４の時の靭性劣化。
パス回数の増加に伴う圧延効率の低下。
Si−Mn鋼、Ti鋼等の靭性確保方法の不明。
等の課題を従来の圧延技術で用いられなかった製造条
件により解決し、該提案で得られる鋼材と同等あるいは
それ以上の材質を有するブルーム、ビレット、スラブ、
鋼板、型鋼、鋼管等の鋼材の製造方法を提供するもので
ある。
件により解決し、該提案で得られる鋼材と同等あるいは
それ以上の材質を有するブルーム、ビレット、スラブ、
鋼板、型鋼、鋼管等の鋼材の製造方法を提供するもので
ある。
〈課題を解決するための手段〉 本発明は上記の目的を達成するために、 Ｃを0.1％以下とすることにより板厚の全厚に渡って凝
固した状態のγを数mm以下の等軸γにして再結晶しやす
くさせること、溶鋼鋳造後、該鋼がAr3点温度以上にあ
る間にTp以上1300℃以下の温度で５分以上保持すること
によりMnSを析出させることと、引き続き再結晶域で鋳
造厚の10％以上の圧延を行うことを基本手段とし、更
に、 Ar3以上Ar3点＋100℃以下で圧延を終了すること Ar3点以上で全圧下率50％以上の圧延を行うこと、の
何れか、又は相乗効果により更に靭性向上を図るもの
で、具体的には次の手段を用いることを特徴としてい
る。
固した状態のγを数mm以下の等軸γにして再結晶しやす
くさせること、溶鋼鋳造後、該鋼がAr3点温度以上にあ
る間にTp以上1300℃以下の温度で５分以上保持すること
によりMnSを析出させることと、引き続き再結晶域で鋳
造厚の10％以上の圧延を行うことを基本手段とし、更
に、 Ar3以上Ar3点＋100℃以下で圧延を終了すること Ar3点以上で全圧下率50％以上の圧延を行うこと、の
何れか、又は相乗効果により更に靭性向上を図るもの
で、具体的には次の手段を用いることを特徴としてい
る。
（１）重量％で C:0.005〜0.10％ S:≦0.025％ Si:0.01〜0.80％ Al:≦0.1％ Mn:0.20〜2.00％ を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間にオーステナイトの
再結晶可能下限温度以上1300℃以下の温度で５分以上保
持した後に、オーステナイトの再結晶可能下限温度以上
の温度域にて鋳造厚の10％以上の圧延を行うことを第１
の手段とし、 （２）重量％で C:0.005〜0.10％ S:≦0.025％ Si:0.01〜0.80％ Al:≦0.1％ Mn:0.20〜2.00％ を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間に800℃以上1300℃以
下の温度で５分以上保持した後、800℃以上の温度域に
て鋳造厚の10％以上の圧延を行うことを第２の手段と
し、 （３）重量％で C:0.005〜0.10％ S:≦0.025％ Si:0.01〜0.80％ Al:≦0.1％ Mn:0.20〜2.00％ Nb:0.002〜0.1％ を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間にオーステナイトの
再結晶可能下限温度以上1300℃以下の温度で５分以上保
持した後に、オーステナイトの再結晶可能下限温度以上
の温度域にて鋳造厚の10％以上の圧延を行うことを第３
の手段とし、 （４）重量％で C:0.005〜0.10％ S:≦0.025％ Si:0.01〜0.80％ Al:≦0.1％ Mn:0.20〜2.00％ Nb:0.002〜0.1％ を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間に900℃以上1300℃以
下の温度で５分以上保持した後、900℃以上の温度域に
て鋳造厚の10％以上の圧延を行うことを第４の手段と
し、 （５）重量％で C:0.005〜0.10％ S:≦0.025％ Si:0.01〜0.80％ Al:≦0.1％ Mn:0.20〜2.00％ Ti:0.002〜0.1％ を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間にオーステナイトの
再結晶可能下限温度以上1300℃以下の温度で５分以上保
持した後に、オーステナイトの再結晶可能下限温度以上
の温度域にて鋳造厚の10％以上の圧延を行うことを第５
の手段とし、 （６）重量％で C:0.005〜0.10％ S:≦0.025％ Si:0.01〜0.80％ Al:≦0.1％ Mn:0.20〜2.00％ Ti:0.002〜0.1％ を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間に950℃以上1300℃以
下の温度で５分以上保持した後、950℃以上の温度域に
て鋳造厚の10％以上の圧延を行うことを第６の手段と
し、 （７）重量％で C:0.005〜0.10％ Al:≦0.1％ Si:0.01〜0.80％ Nb:0.002〜0.1％ Mn:0.20〜2.00％ Ti:0.002〜0.1％ S:≦0.025％ を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間にオーステナイトの
再結晶可能下限温度以上1300℃以下の温度で５分以上保
持した後に、オーステナイトの再結晶可能下限温度以上
の温度域にて鋳造厚の10％以上の圧延を行うことを第７
の手段とし、 （８）重量％で C:0.005〜0.10％ Al:≦0.1％ Si:0.01〜0.80％ Nb:0.002〜0.1％ Mn:0.20〜2.00％ Ti:0.002〜0.1％ S:≦0.025％ を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間に950℃以上1300℃以
下の温度で５分以上保持した後、950℃以上の温度域に
て鋳造厚の10％以上の圧延を行うことを第８の手段と
し、 （９）重量％で Cu:≦１％ Zr:≦0.1％ Ni:≦10％ Ca:≦0.008％ Cr:≦１％ B:≦0.006％ Mo:≦１％ REM:≦0.01％ V:≦0.2％ の１種又は２種以上を含むことを第１乃至第８の手段の
何れかに加えることを第９乃至第16の手段とし、 （10）第１乃至第16の手段の何れかで圧延を開始した
後、Ar3点以上Ar3点＋100℃以下で圧延を終了すること
を第17乃至第32の手段とし、 （11）第１乃至第16の手段の何れかで圧延を開始した
後、Ar3点以上で全圧下率50％以上の圧延を行うことを
第33乃至第48の手段とし、 （12）第１乃至第16の手段の何れかで圧延を開始した
後、Ar3点以上Ar3点＋100℃以下で全圧下率50％以上の
圧延を終了することを第49乃至第64の手段とし、 （13）第１乃至第64の手段の何れかで圧延を行った後、
Ar3−100℃以上から200℃以上までの温度範囲を1.5℃/s
ec以上40℃/sec以下の速度で連続的に冷却することを第
65乃至第128の手段とし、 （14）第65乃至第128の手段の何れかで冷却した後に、A
c1点以下の温度で焼き戻すことを第129乃至第192の手段
とするものである。
後、該鋼がAr3点温度以上にある間にオーステナイトの
再結晶可能下限温度以上1300℃以下の温度で５分以上保
持した後に、オーステナイトの再結晶可能下限温度以上
の温度域にて鋳造厚の10％以上の圧延を行うことを第１
の手段とし、 （２）重量％で C:0.005〜0.10％ S:≦0.025％ Si:0.01〜0.80％ Al:≦0.1％ Mn:0.20〜2.00％ を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間に800℃以上1300℃以
下の温度で５分以上保持した後、800℃以上の温度域に
て鋳造厚の10％以上の圧延を行うことを第２の手段と
し、 （３）重量％で C:0.005〜0.10％ S:≦0.025％ Si:0.01〜0.80％ Al:≦0.1％ Mn:0.20〜2.00％ Nb:0.002〜0.1％ を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間にオーステナイトの
再結晶可能下限温度以上1300℃以下の温度で５分以上保
持した後に、オーステナイトの再結晶可能下限温度以上
の温度域にて鋳造厚の10％以上の圧延を行うことを第３
の手段とし、 （４）重量％で C:0.005〜0.10％ S:≦0.025％ Si:0.01〜0.80％ Al:≦0.1％ Mn:0.20〜2.00％ Nb:0.002〜0.1％ を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間に900℃以上1300℃以
下の温度で５分以上保持した後、900℃以上の温度域に
て鋳造厚の10％以上の圧延を行うことを第４の手段と
し、 （５）重量％で C:0.005〜0.10％ S:≦0.025％ Si:0.01〜0.80％ Al:≦0.1％ Mn:0.20〜2.00％ Ti:0.002〜0.1％ を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間にオーステナイトの
再結晶可能下限温度以上1300℃以下の温度で５分以上保
持した後に、オーステナイトの再結晶可能下限温度以上
の温度域にて鋳造厚の10％以上の圧延を行うことを第５
の手段とし、 （６）重量％で C:0.005〜0.10％ S:≦0.025％ Si:0.01〜0.80％ Al:≦0.1％ Mn:0.20〜2.00％ Ti:0.002〜0.1％ を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間に950℃以上1300℃以
下の温度で５分以上保持した後、950℃以上の温度域に
て鋳造厚の10％以上の圧延を行うことを第６の手段と
し、 （７）重量％で C:0.005〜0.10％ Al:≦0.1％ Si:0.01〜0.80％ Nb:0.002〜0.1％ Mn:0.20〜2.00％ Ti:0.002〜0.1％ S:≦0.025％ を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間にオーステナイトの
再結晶可能下限温度以上1300℃以下の温度で５分以上保
持した後に、オーステナイトの再結晶可能下限温度以上
の温度域にて鋳造厚の10％以上の圧延を行うことを第７
の手段とし、 （８）重量％で C:0.005〜0.10％ Al:≦0.1％ Si:0.01〜0.80％ Nb:0.002〜0.1％ Mn:0.20〜2.00％ Ti:0.002〜0.1％ S:≦0.025％ を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間に950℃以上1300℃以
下の温度で５分以上保持した後、950℃以上の温度域に
て鋳造厚の10％以上の圧延を行うことを第８の手段と
し、 （９）重量％で Cu:≦１％ Zr:≦0.1％ Ni:≦10％ Ca:≦0.008％ Cr:≦１％ B:≦0.006％ Mo:≦１％ REM:≦0.01％ V:≦0.2％ の１種又は２種以上を含むことを第１乃至第８の手段の
何れかに加えることを第９乃至第16の手段とし、 （10）第１乃至第16の手段の何れかで圧延を開始した
後、Ar3点以上Ar3点＋100℃以下で圧延を終了すること
を第17乃至第32の手段とし、 （11）第１乃至第16の手段の何れかで圧延を開始した
後、Ar3点以上で全圧下率50％以上の圧延を行うことを
第33乃至第48の手段とし、 （12）第１乃至第16の手段の何れかで圧延を開始した
後、Ar3点以上Ar3点＋100℃以下で全圧下率50％以上の
圧延を終了することを第49乃至第64の手段とし、 （13）第１乃至第64の手段の何れかで圧延を行った後、
Ar3−100℃以上から200℃以上までの温度範囲を1.5℃/s
ec以上40℃/sec以下の速度で連続的に冷却することを第
65乃至第128の手段とし、 （14）第65乃至第128の手段の何れかで冷却した後に、A
c1点以下の温度で焼き戻すことを第129乃至第192の手段
とするものである。
上記各手段における各元素の添加量限定理由を以下に
述べる。
述べる。
Ｃは強度を確保するために添加するものであるが、包
晶反応が始まる0.10％を超えると凝固したγが数mmの等
軸γから数十mmの伸長γに変わり再結晶しにくくなると
いうことを本発明者らは実験の結果知見したので、上記
の範囲に限定する。
晶反応が始まる0.10％を超えると凝固したγが数mmの等
軸γから数十mmの伸長γに変わり再結晶しにくくなると
いうことを本発明者らは実験の結果知見したので、上記
の範囲に限定する。
Si,Mnは共に強度と靭性、溶接性の点から、Alは経済
性の点から、上記の範囲に限定するものであり、ＳはMn
と共に凝固γを再結晶しやすくさせるために本発明特有
のMnSの形成と靭性の点から上記の範囲とするものであ
る。
性の点から、上記の範囲に限定するものであり、ＳはMn
と共に凝固γを再結晶しやすくさせるために本発明特有
のMnSの形成と靭性の点から上記の範囲とするものであ
る。
また、Nbは強度を高めるために、Tiは強度・靭性・継
手靭性を向上させるものである。Tiを添加した場合、保
定により前述のMnSに加え0.1μｍ以下の微細なTi（CN）
が析出し、この析出物が凝固γの細粒化に一層寄与し、
靭性が向上する。
手靭性を向上させるものである。Tiを添加した場合、保
定により前述のMnSに加え0.1μｍ以下の微細なTi（CN）
が析出し、この析出物が凝固γの細粒化に一層寄与し、
靭性が向上する。
また、Cuは溶接金属の熱間割れを防止する点から、Ni
は経済性を確保する点から、Cr,Mo,Vは熱影響部の靭性
の劣化を防止する点から、又焼き入れ性を向上するＢは
変態過程での熱間割れを防止する点から、延性や切り欠
き靭性を向上するためのZr,Ca,REMはそれぞれ表面欠陥
の発生防止、清浄度維持の点から上記した各々は上記の
範囲に限定する。上記した、それぞれの元素の添加目的
とその効果は、Ｃを除き当利用分野で通常用いられてい
る添加目的と、その期待効果の範囲にある。
は経済性を確保する点から、Cr,Mo,Vは熱影響部の靭性
の劣化を防止する点から、又焼き入れ性を向上するＢは
変態過程での熱間割れを防止する点から、延性や切り欠
き靭性を向上するためのZr,Ca,REMはそれぞれ表面欠陥
の発生防止、清浄度維持の点から上記した各々は上記の
範囲に限定する。上記した、それぞれの元素の添加目的
とその効果は、Ｃを除き当利用分野で通常用いられてい
る添加目的と、その期待効果の範囲にある。
〈作用〉 本発明者等は、前記した問題点を解決し、熱経済性の
優れた高い実用性を発揮する高靭性鋼材の製造方法を確
立するために実験・検討を重ねた結果、第１図に示すよ
うに、Tp以上の温度域で行う鋳造厚の10％以上の圧延に
先立ち、Tp以上1300℃以下の温度域で５分以上保持する
と、数mm程度の凝固γは圧延後200μｍ以下の整細粒に
再結晶するので再結晶域低温側（Tp〜Tp＋150℃未満）
における大圧下圧延を繰り返す必要もなく、圧下率10％
以上でvTrs≦−30℃の靭性を円滑かつ安定して得られる
ことを見出したのである。
優れた高い実用性を発揮する高靭性鋼材の製造方法を確
立するために実験・検討を重ねた結果、第１図に示すよ
うに、Tp以上の温度域で行う鋳造厚の10％以上の圧延に
先立ち、Tp以上1300℃以下の温度域で５分以上保持する
と、数mm程度の凝固γは圧延後200μｍ以下の整細粒に
再結晶するので再結晶域低温側（Tp〜Tp＋150℃未満）
における大圧下圧延を繰り返す必要もなく、圧下率10％
以上でvTrs≦−30℃の靭性を円滑かつ安定して得られる
ことを見出したのである。
Tp以上1300℃以下の温度での保持時間が５分未満の場
合、又は保定温度が1300℃超の場合、鋳造厚の10％以上
の圧延を行っても凝固γは十分に細粒化せず200μｍ以
下のγ粒は得られず、靭性はvTrs≦−30℃に達しない。
合、又は保定温度が1300℃超の場合、鋳造厚の10％以上
の圧延を行っても凝固γは十分に細粒化せず200μｍ以
下のγ粒は得られず、靭性はvTrs≦−30℃に達しない。
また、第２図に示すように、Tp以上1300℃以下の温度
で５分以上保持した後に、Ｃ≦0.10％、Tp以上の温度範
囲で鋳造厚の10％以上の圧延を行うと、圧延後のγは20
0μｍ以下の整細粒に再結晶し、再結晶域低温側（Tp〜T
p＋150℃未満）における大圧下圧延を繰り返す必要もな
く、圧下率10％以上でvTrs≦−30℃の靭性を円滑かつ安
定して得られることを見出したのである。Ｃ＞0.10％の
場合は、凝固後のγは数十mmの伸長γを呈し、圧延条件
が本発明の条件を満足しても圧延後のγは部分再結晶、
又は未再結晶状態を示し細粒化せずvTrs≦−30℃の靭性
は得られない。
で５分以上保持した後に、Ｃ≦0.10％、Tp以上の温度範
囲で鋳造厚の10％以上の圧延を行うと、圧延後のγは20
0μｍ以下の整細粒に再結晶し、再結晶域低温側（Tp〜T
p＋150℃未満）における大圧下圧延を繰り返す必要もな
く、圧下率10％以上でvTrs≦−30℃の靭性を円滑かつ安
定して得られることを見出したのである。Ｃ＞0.10％の
場合は、凝固後のγは数十mmの伸長γを呈し、圧延条件
が本発明の条件を満足しても圧延後のγは部分再結晶、
又は未再結晶状態を示し細粒化せずvTrs≦−30℃の靭性
は得られない。
更に、第３図に示すようにTp以上1300℃以下の温度で
５分以上保持した後に、Tp以上の温度域で鋳造厚の10％
以上の圧延を行うことにより数mm程度の凝固γは圧延後
200μｍ以下の整細粒に再結晶し、再結晶域低温側（Tp
〜Tp＋150℃未満）における大圧下圧延を繰り返す必要
もなく、圧下率10％以上でvTrs≦−30℃の靭性を円滑か
つ安定して得られることを見出したのである。
５分以上保持した後に、Tp以上の温度域で鋳造厚の10％
以上の圧延を行うことにより数mm程度の凝固γは圧延後
200μｍ以下の整細粒に再結晶し、再結晶域低温側（Tp
〜Tp＋150℃未満）における大圧下圧延を繰り返す必要
もなく、圧下率10％以上でvTrs≦−30℃の靭性を円滑か
つ安定して得られることを見出したのである。
圧延開始温度がTp未満の場合、または圧下量が鋳造厚
の10％未満の場合は、Tp以上1300℃以下の温度で５分以
上保持を行っても何れも凝固γは部分再結晶、又は未再
結晶状態を示して細粒化しないのでvTrs≦−30℃の靭性
は得られない。
の10％未満の場合は、Tp以上1300℃以下の温度で５分以
上保持を行っても何れも凝固γは部分再結晶、又は未再
結晶状態を示して細粒化しないのでvTrs≦−30℃の靭性
は得られない。
更に、第４図に示すようにTp以上1300℃以下の温度で
５分以上保持した後にTp以上の温度域で鋳造厚の10％以
上の圧延を行い、Ar3点以上Ar3点＋100℃以下の温度範
囲で圧延を終了するか、または全圧下率50％以上の圧延
を行うと、圧延後のγは100μｍ以下になり靭性は更に
向上し、靭性レベルはvTrs≦−50℃以下に安定し、更に
Ar3点以上Ar3点＋100℃以下の温度範囲で全圧下率50％
以上の圧延を終了すると、圧延後のγは50μｍ以下にな
りvTrs≦−70℃の靭性レベルを安定して満足し、所期の
目的が達成できることを見出したのである。
５分以上保持した後にTp以上の温度域で鋳造厚の10％以
上の圧延を行い、Ar3点以上Ar3点＋100℃以下の温度範
囲で圧延を終了するか、または全圧下率50％以上の圧延
を行うと、圧延後のγは100μｍ以下になり靭性は更に
向上し、靭性レベルはvTrs≦−50℃以下に安定し、更に
Ar3点以上Ar3点＋100℃以下の温度範囲で全圧下率50％
以上の圧延を終了すると、圧延後のγは50μｍ以下にな
りvTrs≦−70℃の靭性レベルを安定して満足し、所期の
目的が達成できることを見出したのである。
仕上げ温度がAr3点＋100℃超の場合、又は全圧下率が
50％未満の場合はγが十分に細粒化せずvTrs≦−50℃は
安定しては得られない。
50％未満の場合はγが十分に細粒化せずvTrs≦−50℃は
安定しては得られない。
つまり、C:0.10％以下の時にTp以上1300℃以下の温度
で５分以上保持した後にTp以上の温度域で鋳造厚の10％
以上の圧延を行うと、数mmの凝固γが200μｍ以下に細
粒化し、vTrs≦−30℃の靭性レベルを示し、更に引き続
く圧延により全圧下率50％以上の圧延を行うか、又はAr
3点以上Ar3点＋100℃以下で圧延を完了するとγが100μ
ｍ以下に細粒化し、靭性レベルはvTrs≦−50℃に達す
る。更に再結晶域で所定の圧延後Ar3点以上Ar3点＋100
℃以下で、全圧下率50％以上の圧延を行うと、γが50μ
ｍ以下に細粒化し、vTrs≦−70℃の靭性レベルが安定し
て得られるのである。
で５分以上保持した後にTp以上の温度域で鋳造厚の10％
以上の圧延を行うと、数mmの凝固γが200μｍ以下に細
粒化し、vTrs≦−30℃の靭性レベルを示し、更に引き続
く圧延により全圧下率50％以上の圧延を行うか、又はAr
3点以上Ar3点＋100℃以下で圧延を完了するとγが100μ
ｍ以下に細粒化し、靭性レベルはvTrs≦−50℃に達す
る。更に再結晶域で所定の圧延後Ar3点以上Ar3点＋100
℃以下で、全圧下率50％以上の圧延を行うと、γが50μ
ｍ以下に細粒化し、vTrs≦−70℃の靭性レベルが安定し
て得られるのである。
そのようにして得られた鋼材は、全て第１図乃至第４
図に網掛けで示す条件域にあり、得られた鋼材のvTrsは
全て−30℃以下、及び−50℃以下、−70℃以下を満足し
た。
図に網掛けで示す条件域にあり、得られた鋼材のvTrsは
全て−30℃以下、及び−50℃以下、−70℃以下を満足し
た。
また、本発明の条件を満足する圧延を行った後に第５
図、第６図に示すようにAr3点−100℃以上から200℃以
上迄の温度範囲を1.5℃/sec以上40℃/sec以下の速度で
連続的に冷却すると細粒フェライト、または下部ベーナ
イトが得られ、vTrsは全て−60℃以下を満足した。
図、第６図に示すようにAr3点−100℃以上から200℃以
上迄の温度範囲を1.5℃/sec以上40℃/sec以下の速度で
連続的に冷却すると細粒フェライト、または下部ベーナ
イトが得られ、vTrsは全て−60℃以下を満足した。
冷却開始温度がAr3−100℃未満になると粗大な粒界フ
ェライトが生成し、冷却停止温度が200℃未満の場合及
び冷却速度が40℃/sec超の場合マルテンサイトが生成
し、共にvTrsは−60℃を満足しなかった。
ェライトが生成し、冷却停止温度が200℃未満の場合及
び冷却速度が40℃/sec超の場合マルテンサイトが生成
し、共にvTrsは−60℃を満足しなかった。
また、冷却速度が1.5℃/sec未満で加速冷却した場合
は上部ベーナイトが生成し、vTrsは−60℃以下を満足し
なかった。
は上部ベーナイトが生成し、vTrsは−60℃以下を満足し
なかった。
本発明は上記知見を基に成されたもので、本発明を実
施することにより、DR並びに不可避的に行われるHCRに
よる鋼材の製造方法を改革し、これ等の熱経済性、生産
性等から成る実用性を飛躍的に改善するものである。
施することにより、DR並びに不可避的に行われるHCRに
よる鋼材の製造方法を改革し、これ等の熱経済性、生産
性等から成る実用性を飛躍的に改善するものである。
〈実施例〉 （実施例１） 第１表乃至第４表に第１乃至第16の各発明例と各比較
例に用いた供試鋼の化学成分を、第５表乃至第８表及び
第９表乃至第12表の各々にそれぞれの鋼板の製造条件と
得られた材質を示す。
例に用いた供試鋼の化学成分を、第５表乃至第８表及び
第９表乃至第12表の各々にそれぞれの鋼板の製造条件と
得られた材質を示す。
表に明らかな如く、本発明例の鋼番１乃至120は何れ
もvTrsは−30℃以下を示し、目的の材質を有する鋼材が
得られた。
もvTrsは−30℃以下を示し、目的の材質を有する鋼材が
得られた。
これ等の本発明例に対し、保定温度又は保定時間が本
発明の範囲を満足していない比較例の鋼番121,124,127,
131,135,141,147,155,158,161,164,169,175,181,189,19
2,195,199,203,209,215,223,226,229,233,237,243,249
は凝固γが再結晶せず細粒化しないためvTrsは−30℃に
達しなかった。
発明の範囲を満足していない比較例の鋼番121,124,127,
131,135,141,147,155,158,161,164,169,175,181,189,19
2,195,199,203,209,215,223,226,229,233,237,243,249
は凝固γが再結晶せず細粒化しないためvTrsは−30℃に
達しなかった。
また、全圧下率が本発明の範囲を満足していない比較
例の鋼番122,125,134,139,146,156,159,168,173,180,19
0,193,202,207,214,224,227,236,241,248は凝固γが再
結晶せず細粒化しないためにvTrsは−30℃に達しなかっ
た。
例の鋼番122,125,134,139,146,156,159,168,173,180,19
0,193,202,207,214,224,227,236,241,248は凝固γが再
結晶せず細粒化しないためにvTrsは−30℃に達しなかっ
た。
また、全圧下率が本発明の範囲を満足しているものの
Tp以上での圧下率が本発明の範囲を満足していない比較
例の鋼番123,126,128〜130,132,133,136〜138,140,142
〜145,148〜150,157,160,162,163,165〜167,170〜172,1
74,176〜179,182〜184,191,194,196〜198,200,201,204
〜206,208,210,〜213,216〜218,225,228,230〜232,234,
235,238〜240,242,244〜247,250〜252は凝固γが再結晶
しないので結晶粒は細粒化せず、vTrsは−30℃に達しな
かった。
Tp以上での圧下率が本発明の範囲を満足していない比較
例の鋼番123,126,128〜130,132,133,136〜138,140,142
〜145,148〜150,157,160,162,163,165〜167,170〜172,1
74,176〜179,182〜184,191,194,196〜198,200,201,204
〜206,208,210,〜213,216〜218,225,228,230〜232,234,
235,238〜240,242,244〜247,250〜252は凝固γが再結晶
しないので結晶粒は細粒化せず、vTrsは−30℃に達しな
かった。
また、Ｃが本発明の範囲を満足していない比較例、つ
まり鋼番151〜154,185〜188,219〜222,253〜256は凝固
γが再結晶しないので結晶粒は細粒化せず、vTrsは−30
℃に達しなかった。
まり鋼番151〜154,185〜188,219〜222,253〜256は凝固
γが再結晶しないので結晶粒は細粒化せず、vTrsは−30
℃に達しなかった。
（実施例２） 第１表乃至第４表に第17乃至第32の各発明例と各比較
例に用いた供試鋼の化学成分を、第13表乃至第16表及び
第17表乃至第20表の各々にそれぞれの鋼板の製造条件と
得られた材質を示す。
例に用いた供試鋼の化学成分を、第13表乃至第16表及び
第17表乃至第20表の各々にそれぞれの鋼板の製造条件と
得られた材質を示す。
表に明らかな如く本発明例の鋼番257乃至376は何れも
vTrsは−50℃以下を示し、目的の材質を有する鋼材が得
られた。
vTrsは−50℃以下を示し、目的の材質を有する鋼材が得
られた。
これ等の本発明例に対し、仕上げ温度が本発明の範囲
を満足していない比較例の鋼番379,384,389,393,397,40
1,405,413,421,426,436,447,453,462,470,481,489,496,
502,508は凝固γの粒径が100μｍ以下に細粒化せず、vT
rsは−50℃に達しなかった。
を満足していない比較例の鋼番379,384,389,393,397,40
1,405,413,421,426,436,447,453,462,470,481,489,496,
502,508は凝固γの粒径が100μｍ以下に細粒化せず、vT
rsは−50℃に達しなかった。
また、仕上げ温度は本発明の範囲を満足しているもの
の、圧延開始温度又はTp以上での圧下率が本発明の範囲
を満足していない鋼番378,381,382,385,386,388,390,39
2,394〜396,398〜400,402,404,406,412,415,416,418,41
9,422〜424,427〜430,432〜435,438〜440,446,449,450,
452,454,456〜458,460,461,463,464,466〜469,472〜47
4,480,483,484,486〜488,490〜492,494,495,497,498,50
0,501,503,504,506,507は凝固γの粒径が100μｍ以下に
細粒化せず、vTrsは−50℃に達しなかった。
の、圧延開始温度又はTp以上での圧下率が本発明の範囲
を満足していない鋼番378,381,382,385,386,388,390,39
2,394〜396,398〜400,402,404,406,412,415,416,418,41
9,422〜424,427〜430,432〜435,438〜440,446,449,450,
452,454,456〜458,460,461,463,464,466〜469,472〜47
4,480,483,484,486〜488,490〜492,494,495,497,498,50
0,501,503,504,506,507は凝固γの粒径が100μｍ以下に
細粒化せず、vTrsは−50℃に達しなかった。
また、仕上げ温度、圧延開始温度、Tp以上での圧下率
は本発明の範囲を満足しているものの保定温度又は保定
時間が本発明の範囲を満足していない比較例、つまり鋼
番337,380,383,387,391,403,411,414,417,420,425,431,
437,445,448,451,455,459,465,471,479,482,485,493,49
9,505は凝固γが100μｍ以下に細粒化せず、vTrsは−50
℃に達しなかった。
は本発明の範囲を満足しているものの保定温度又は保定
時間が本発明の範囲を満足していない比較例、つまり鋼
番337,380,383,387,391,403,411,414,417,420,425,431,
437,445,448,451,455,459,465,471,479,482,485,493,49
9,505は凝固γが100μｍ以下に細粒化せず、vTrsは−50
℃に達しなかった。
また、Ｃが本発明の範囲を満足していない比較例、つ
まり鋼番407〜410,441〜444,475〜478,509〜512は凝固
γが再結晶しないため細粒化せず、vTrsは−50℃に達し
なかった。
まり鋼番407〜410,441〜444,475〜478,509〜512は凝固
γが再結晶しないため細粒化せず、vTrsは−50℃に達し
なかった。
（実施例３） 第１表乃至第４表に第33乃至第48の各発明例と各比較
例に用いた供試鋼の化学成分を、第21表乃至第24表及び
第25表乃至第28表の各々にそれぞれの鋼板の製造条件と
得られた材質を示す。
例に用いた供試鋼の化学成分を、第21表乃至第24表及び
第25表乃至第28表の各々にそれぞれの鋼板の製造条件と
得られた材質を示す。
表に明らかな如く本発明例の鋼番513乃至632は何れも
vTrsは−50℃以下を示し、目的の材質を有する鋼材が得
られた。
vTrsは−50℃以下を示し、目的の材質を有する鋼材が得
られた。
これ等の本発明例に対し、全圧下率が本発明の範囲を
満足していない比較例の鋼番634,638,642,646,651,652,
656,662,668,672,676,677,680,685,686,689,696,702,70
6,710,714,719,723,730,736,740,744,748,753,754,757,
764は凝固γの粒径が100μｍ以下に細粒化せず、vTrsは
−50℃に達しなかった。
満足していない比較例の鋼番634,638,642,646,651,652,
656,662,668,672,676,677,680,685,686,689,696,702,70
6,710,714,719,723,730,736,740,744,748,753,754,757,
764は凝固γの粒径が100μｍ以下に細粒化せず、vTrsは
−50℃に達しなかった。
また、全圧下率は本発明の範囲を満足しているもの
の、Tp以上での圧下率が本発明の範囲を満足していない
鋼番635,637,640,641,644,645,648〜650,654,655,657,6
58,660,661,669,671,674,675,678,679,682〜684,686,68
8,690〜692,694,695,703,705,708,709,712,713,716〜71
8,720,722,724〜726,728,729,737,739,742,743,746,74
7,750〜752,756,758〜760,762,763は凝固γの粒径が100
μｍ以下に細粒化せず、vTrsは−50℃に達しなかった。
の、Tp以上での圧下率が本発明の範囲を満足していない
鋼番635,637,640,641,644,645,648〜650,654,655,657,6
58,660,661,669,671,674,675,678,679,682〜684,686,68
8,690〜692,694,695,703,705,708,709,712,713,716〜71
8,720,722,724〜726,728,729,737,739,742,743,746,74
7,750〜752,756,758〜760,762,763は凝固γの粒径が100
μｍ以下に細粒化せず、vTrsは−50℃に達しなかった。
また、保定温度、保定時間が本発明の範囲を満足して
いない鋼番633,636,639,643,647,653,659,667,670,673,
676,681,687,693,701,704,707,711,715,721,727,735,73
8,741,745,749,755,761は凝固γが100μｍ以下に細粒化
せず、vTrsは−50℃に達しなかった。
いない鋼番633,636,639,643,647,653,659,667,670,673,
676,681,687,693,701,704,707,711,715,721,727,735,73
8,741,745,749,755,761は凝固γが100μｍ以下に細粒化
せず、vTrsは−50℃に達しなかった。
また、Ｃが本発明の範囲を満足していない鋼番663〜6
66,697〜700,731〜734,765〜768は凝固γが100μｍ以下
に細粒化しないため、vTrsは−50℃に達しなかった。
66,697〜700,731〜734,765〜768は凝固γが100μｍ以下
に細粒化しないため、vTrsは−50℃に達しなかった。
（実施例４） 第１表乃至第４表に第49乃至第64の各発明例と各比較
例に用いた供試鋼の化学成分を、第29表乃至第32表及び
第33表乃至第36表の各々にそれぞれの鋼板の製造条件と
得られた材質を示す。
例に用いた供試鋼の化学成分を、第29表乃至第32表及び
第33表乃至第36表の各々にそれぞれの鋼板の製造条件と
得られた材質を示す。
表に明らかな如く本発明例の鋼番769乃至888は何れも
vTrsは−70℃以下を示し、目的の材質を有する鋼材が得
られた。
vTrsは−70℃以下を示し、目的の材質を有する鋼材が得
られた。
これ等の本発明例に対し、全圧下率又は仕上げ温度が
本発明の範囲を満足していない比較例の鋼番つまり890,
891,894,869,898,900,902,907,908,912,913,918,924,92
8,932,933,936,940,941,945,952,958,959,962,968,970,
972,975,978,979,986,992,993,996,999,1000,1004,100
6,1009,1010,1013,1016,1020は凝固γが50μｍ以下に細
粒化しないため、vTrsは−70℃に達しなかった。
本発明の範囲を満足していない比較例の鋼番つまり890,
891,894,869,898,900,902,907,908,912,913,918,924,92
8,932,933,936,940,941,945,952,958,959,962,968,970,
972,975,978,979,986,992,993,996,999,1000,1004,100
6,1009,1010,1013,1016,1020は凝固γが50μｍ以下に細
粒化しないため、vTrsは−70℃に達しなかった。
また、Tp以上での圧下率が本発明の範囲を満足してい
ない比較例の鋼番つまり893,897,901,904〜906,910,91
1,914,916,917,925,927,930,931,934,935,938,939,942,
944,946〜948,950,951,961,964〜966,969,973,974,976,
980〜982,984,985,995,998,1002,1003,1007,1008,1012,
1014,1015,1018,1019は凝固γが50μｍ以下に細粒化し
ないため、vTrsは−70℃に達しなかった。
ない比較例の鋼番つまり893,897,901,904〜906,910,91
1,914,916,917,925,927,930,931,934,935,938,939,942,
944,946〜948,950,951,961,964〜966,969,973,974,976,
980〜982,984,985,995,998,1002,1003,1007,1008,1012,
1014,1015,1018,1019は凝固γが50μｍ以下に細粒化し
ないため、vTrsは−70℃に達しなかった。
また、保定温度、保定時間が本発明の範囲を満足して
いない比較例の鋼番つまり889,892,895,899,903,909,91
5,923,926,929,937,943,949,975,960,963,967,971,977,
983,991,994,997,1001,1005,1011,1017は凝固γが50μ
ｍ以下に細粒化しないため、vTrsは−70℃に達しなかっ
た。
いない比較例の鋼番つまり889,892,895,899,903,909,91
5,923,926,929,937,943,949,975,960,963,967,971,977,
983,991,994,997,1001,1005,1011,1017は凝固γが50μ
ｍ以下に細粒化しないため、vTrsは−70℃に達しなかっ
た。
また、Ｃが本発明の範囲を満足していない比較例の鋼
番つまり919〜922,953〜956,987〜990,1021〜1024は凝
固γが50μｍ以下に細粒化しないため、vTrsは−70℃に
達しなかった。
番つまり919〜922,953〜956,987〜990,1021〜1024は凝
固γが50μｍ以下に細粒化しないため、vTrsは−70℃に
達しなかった。
（実施例５） 第１表乃至第４表に第65乃至第192の各発明例と各比
較例に用いた供試鋼の化学成分を、第37表乃至第40表及
び第41表乃至第44表の各々にそれぞれの鋼板の製造条件
と得られた材質を示す。
較例に用いた供試鋼の化学成分を、第37表乃至第40表及
び第41表乃至第44表の各々にそれぞれの鋼板の製造条件
と得られた材質を示す。
表に明らかな如く本発明例の鋼番1025乃至1144は何れ
もvTrsは−60℃以下を示し、目的の材質を有する鋼材が
得られた。
もvTrsは−60℃以下を示し、目的の材質を有する鋼材が
得られた。
これ等の本発明例に対し、冷却開始温度、冷却停止温
度、又は冷却速度が本発明の範囲を満足していない比較
例、つまり鋼番の1145〜1148,1150〜1153,1155〜1158,1
160〜1168,1170〜1174,1179〜1184,1186〜1188,1190〜1
193,1195〜1204,1206〜1208,1213〜1217,1219〜1221,12
23〜1226,1228〜1236,1238〜1242,1247〜1251,1253〜12
55,1257〜1260,1262〜1270,1272〜1276は細粒フェライ
トまたは下部ベーナイト組織が得られずvTrsは−60℃に
達しなかった。
度、又は冷却速度が本発明の範囲を満足していない比較
例、つまり鋼番の1145〜1148,1150〜1153,1155〜1158,1
160〜1168,1170〜1174,1179〜1184,1186〜1188,1190〜1
193,1195〜1204,1206〜1208,1213〜1217,1219〜1221,12
23〜1226,1228〜1236,1238〜1242,1247〜1251,1253〜12
55,1257〜1260,1262〜1270,1272〜1276は細粒フェライ
トまたは下部ベーナイト組織が得られずvTrsは−60℃に
達しなかった。
また、焼戻し温度が本発明の範囲を満たさない比較
例、即ち鋼番の1149,1154,1159,1169,1185,1189,1194,1
205,1218,1222,1227,1237,1252,1256,1261,1271は細粒
フェライトまたは下部ベーナイト組織が見られず、vTrs
は−60℃に達しなかった。
例、即ち鋼番の1149,1154,1159,1169,1185,1189,1194,1
205,1218,1222,1227,1237,1252,1256,1261,1271は細粒
フェライトまたは下部ベーナイト組織が見られず、vTrs
は−60℃に達しなかった。
また、Ｃが本発明の範囲外の比較例、つまり鋼番の11
75〜1178,1209〜1112,1243〜1246,1277〜1280は細粒フ
ェライトまたは下部ベーナイト組織が得られず、vTrsは
−60℃に達しなかった。
75〜1178,1209〜1112,1243〜1246,1277〜1280は細粒フ
ェライトまたは下部ベーナイト組織が得られず、vTrsは
−60℃に達しなかった。
〈発明の効果〉 本発明は上述の如く、C:0.10％以下とすることにより
鋳造厚みの全厚に渡って凝固後のγを数mm以下の等軸γ
にし、凝固γをTp以上1300℃以下の温度で５分以上保持
した後にTp以上の温度域で鋳造厚の10％以上の圧延を行
うことにより凝固γを細粒化させ、靭性を向上するもの
であり、さらに仕上げ圧延をAr3点以上Ar3点＋100℃以
下の低温域で行い、Ar3点以上での全圧下率を50％以上
にして、両者の相乗効果により靭性を更に改善するもの
であり、鋳造鋼を直接圧延するDRにおいても、また鋼片
がAr3点以上の温度域にある時点から再加熱を行った後
に圧延に供するHCRの場合も、それぞれが製造する靭性
の優れた鋼材を熱経済性良く高い生産性の下に製造する
ことを可能にする等、当分野にもたらす効果は大きい。
鋳造厚みの全厚に渡って凝固後のγを数mm以下の等軸γ
にし、凝固γをTp以上1300℃以下の温度で５分以上保持
した後にTp以上の温度域で鋳造厚の10％以上の圧延を行
うことにより凝固γを細粒化させ、靭性を向上するもの
であり、さらに仕上げ圧延をAr3点以上Ar3点＋100℃以
下の低温域で行い、Ar3点以上での全圧下率を50％以上
にして、両者の相乗効果により靭性を更に改善するもの
であり、鋳造鋼を直接圧延するDRにおいても、また鋼片
がAr3点以上の温度域にある時点から再加熱を行った後
に圧延に供するHCRの場合も、それぞれが製造する靭性
の優れた鋼材を熱経済性良く高い生産性の下に製造する
ことを可能にする等、当分野にもたらす効果は大きい。
第１図は鋳造厚の10％以上の圧延を行った鋼材の保定温
度、保定時間、圧延仕上温度とvTrsの関係を図示した図
であり、第２図はＣ量、圧延仕上温度とvTrsの関係を図
示した図であり、第３図は圧延を行った鋼材のTp以上の
温度域での圧下率と圧延仕上温度とvTrsの関係を図示し
た図であり、第４図は本発明における保定を行った後、
圧延を行った鋼材の仕上げ温度並びに全圧下率とvTrsの
関係を図示した図である。 また、第５図、第６図は本発明における圧延後の加速冷
却条件つまり冷却開始温度、冷却停止温度、冷却速度と
vTrsの関係を示した図である。
度、保定時間、圧延仕上温度とvTrsの関係を図示した図
であり、第２図はＣ量、圧延仕上温度とvTrsの関係を図
示した図であり、第３図は圧延を行った鋼材のTp以上の
温度域での圧下率と圧延仕上温度とvTrsの関係を図示し
た図であり、第４図は本発明における保定を行った後、
圧延を行った鋼材の仕上げ温度並びに全圧下率とvTrsの
関係を図示した図である。 また、第５図、第６図は本発明における圧延後の加速冷
却条件つまり冷却開始温度、冷却停止温度、冷却速度と
vTrsの関係を示した図である。
Claims (14)
- 【請求項１】重量％で C:0.005〜0.10％ S:≦0.025％ Si:0.01〜0.80％ Al:≦0.1％ Mn:0.20〜2.00％ を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間にオーステナイトの
再結晶可能下限温度以上1300℃以下の温度で５分以上保
持した後に、オーステナイトの再結晶可能下限温度以上
の温度域で鋳造厚の10％以上の圧延を行うことを特徴と
する低温靭性の優れた鋼材の製造方法。 - 【請求項２】重量％で C:0.005〜0.10％ S:≦0.025％ Si:0.01〜0.80％ Al:≦0.1％ Mn:0.20〜2.00％ を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間に800℃以上1300℃以
下の温度で５分以上保持した後、800℃以上の温度で鋳
造厚の10％以上の圧延を行うことを特徴とする低温靭性
の優れた鋼材の製造方法。 - 【請求項３】重量％で C:0.005〜0.10％ S:≦0.025％ Si:0.01〜0.80％ Al:≦0.1％ Mn:0.20〜2.00％ Nb:0.002〜0.1％ を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間にオーステナイトの
再結晶可能下限温度以上1300℃以下の温度で５分以上保
持した後に、オーステナイトの再結晶可能下限温度以上
の温度域で鋳造厚の10％以上の圧延を行うことを特徴と
する低温靭性の優れた鋼材の製造方法。 - 【請求項４】重量％で C:0.005〜0.10％ S:≦0.025％ Si:0.01〜0.80％ Al:≦0.1％ Mn:0.20〜2.00％ Nb:0.002〜0.1％ を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間に900℃以上1300℃以
下の温度で５分以上保持した後、900℃以上の温度で鋳
造厚の10％以上の圧延を行うことを特徴とする低温靭性
の優れた鋼材の製造方法。 - 【請求項５】重量％で C:0.005〜0.10％ S:≦0.025％ Si:0.01〜0.80％ Al:≦0.1％ Mn:0.20〜2.00％ Ti:0.002〜0.1％ を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間にオーステナイトの
再結晶可能下限温度以上1300℃以下の温度で５分以上保
持した後に、オーステナイトの再結晶可能下限温度以上
の温度域で鋳造厚の10％以上の圧延を行うことを特徴と
する低温靭性の優れた鋼材の製造方法。 - 【請求項６】重量％で C:0.005〜0.10％ S:≦0.025％ Si:0.01〜0.80％ Al:≦0.1％ Mn:0.20〜2.00％ Ti:0.002〜0.1％ を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間に950℃以上1300℃以
下の温度で５分以上保持した後、950℃以上の温度で鋳
造厚の10％以上の圧延を行うことを特徴とする低温靭性
の優れた鋼材の製造方法。 - 【請求項７】重量％で C:0.005〜0.10％ Nb:≦0.002〜0.1％ Si:0.01〜0.80％ Al:≦0.1％ Mn:0.20〜2.00％ Ti:0.002〜0.1％ S:≦0.025％ を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間にオーステナイトの
再結晶可能下限温度以上1300℃以下の温度で５分以上保
持した後に、オーステナイトの再結晶可能下限温度以上
の温度域で鋳造厚の10％以上の圧延を行うことを特徴と
する低温靭性の優れた鋼材の製造方法。 - 【請求項８】重量％で C:0.005〜0.10％ S:≦0.025％ Si:0.01〜0.80％ Al:≦0.1％ Mn:0.20〜2.00％ Ti:0.002〜0.1％ Nb:0.002〜0.1％ を含み残部鉄及び不可避的成分から成る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がAr3点温度以上にある間に950℃以上1300℃以
下の温度で５分以上保持した後、950℃以上の温度で鋳
造厚の10％以上の圧延を行うことを特徴とする低温靭性
の優れた鋼材の製造方法。 - 【請求項９】重量％で Cu:≦１％ Zr:≦0.1％ Ni:≦10％ Ca:≦0.008％ Cr:≦１％ B:≦0.006％ Mo:≦１％ REM:≦0.01％ V:≦0.2％ の１種又は２種以上を含むことを特徴とする特許請求範
囲第１項乃至第８項の何れかに記載の低温靭性の優れた
鋼材の製造方法。 - 【請求項１０】特許請求範囲第１項乃至第９項の何れか
に記載の方法で圧延を開始した後、Ar3点以上Ar3点＋10
0℃以下で圧延を終了することを特徴とする低温靭性の
優れた鋼材の製造方法。 - 【請求項１１】特許請求範囲第１項乃至第９項の何れか
に記載の方法で圧延を開始した後、Ar3点以上で全圧下
率50％以上の圧延を行うことを特徴とする低温靭性の優
れた鋼材の製造方法。 - 【請求項１２】特許請求範囲第１項乃至第９項の何れか
に記載の方法で圧延を開始した後、全圧下率50％以上の
圧延をAr3点以上Ar3点＋100℃以下で終了することを特
徴とする低温靭性の優れた鋼材の製造方法。 - 【請求項１３】特許請求範囲第１項乃至第12項の何れか
に記載の方法で圧延を行った後、Ar3点−100℃以上から
200℃以上までの温度範囲を1.5℃/sec以上40℃/sec以下
の冷却速度で連続的に冷却することを特徴とする低温靭
性の優れた鋼材の製造方法。 - 【請求項１４】特許請求範囲第13項に記載の方法で冷却
した後、Ac1点以下の温度で焼き戻すことを特徴とする
低温靭性の優れた鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2245289A JP2706122B2 (ja) | 1989-01-30 | 1989-01-30 | 低温靭性の優れた鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2245289A JP2706122B2 (ja) | 1989-01-30 | 1989-01-30 | 低温靭性の優れた鋼材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02200304A JPH02200304A (ja) | 1990-08-08 |
| JP2706122B2 true JP2706122B2 (ja) | 1998-01-28 |
Family
ID=12083105
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2245289A Expired - Lifetime JP2706122B2 (ja) | 1989-01-30 | 1989-01-30 | 低温靭性の優れた鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2706122B2 (ja) |
-
1989
- 1989-01-30 JP JP2245289A patent/JP2706122B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02200304A (ja) | 1990-08-08 |
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