JP2905306B2 - 板厚方向の機械的特性差の小さい厚鋼板の製造方法 - Google Patents
板厚方向の機械的特性差の小さい厚鋼板の製造方法Info
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- JP2905306B2 JP2905306B2 JP7099091A JP7099091A JP2905306B2 JP 2905306 B2 JP2905306 B2 JP 2905306B2 JP 7099091 A JP7099091 A JP 7099091A JP 7099091 A JP7099091 A JP 7099091A JP 2905306 B2 JP2905306 B2 JP 2905306B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、圧延後制御冷却のまま
で板厚方向の機械的特性差の小さい厚鋼板の製造方法に
関する。
で板厚方向の機械的特性差の小さい厚鋼板の製造方法に
関する。
【０００２】
【従来の技術】近年目覚ましい発展を続けている高層建
築物あるいは大型海洋構造物等の構造物に使用される鋼
板は、高強度、高靭性が要求され、しかも、厚さ４０ｍ
ｍ以上の厚鋼板が使用されるようになっている。従来、
高強度、高靭性の鋼板を焼入れ、焼戻しで製造する場合
には、焼入れにより板厚方向の機械的特性が不均一であ
っても焼戻しによって比較的均一になり、あまり問題を
生じることはない。しかし、焼入れ焼戻しは、コスト高
という問題があるため、近年圧延後直ちに加速冷却する
製造方法が行われるようになってきている。しかし、加
速冷却した鋼板は、冷却ままで使用するので、板厚方向
の機械的特性が不均一であることが避けられないという
問題点があった。これに対し特開昭６３−２０４１０号
公報記載のように、徐々に注水量を増加する方法が開示
されているが、応答性などなお一層の改善が望まれてい
る。
築物あるいは大型海洋構造物等の構造物に使用される鋼
板は、高強度、高靭性が要求され、しかも、厚さ４０ｍ
ｍ以上の厚鋼板が使用されるようになっている。従来、
高強度、高靭性の鋼板を焼入れ、焼戻しで製造する場合
には、焼入れにより板厚方向の機械的特性が不均一であ
っても焼戻しによって比較的均一になり、あまり問題を
生じることはない。しかし、焼入れ焼戻しは、コスト高
という問題があるため、近年圧延後直ちに加速冷却する
製造方法が行われるようになってきている。しかし、加
速冷却した鋼板は、冷却ままで使用するので、板厚方向
の機械的特性が不均一であることが避けられないという
問題点があった。これに対し特開昭６３−２０４１０号
公報記載のように、徐々に注水量を増加する方法が開示
されているが、応答性などなお一層の改善が望まれてい
る。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、加速冷却処
理による厚鋼板であって、板厚方向の機械的特性差の小
さい新規な厚鋼板の製造方法を提供することを目的とす
る。
理による厚鋼板であって、板厚方向の機械的特性差の小
さい新規な厚鋼板の製造方法を提供することを目的とす
る。
【０００４】
【課題を解決するための手段】 本発明は、 Ｃ ：０．０１〜０．２重量％ Ｓｉ：０．０１〜０．５重量％ Ｍｎ：０．５〜２．５重量％ 可溶性Ａｌ：０．００５〜０．０５重量％ の基本成分に Ｎｂ：０．００５〜０．０５重量％ Ｖ ：０．０１〜０．１重量％ Ｔｉ：０．００５〜０．１重量％ の１種又は２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不可避的
不純物より成るスラブを、９５０℃以下、Ａｒ3点以上
で３０％以上の累積圧下を加えて圧延を終了し、その後
Ａｒ3点以上から、板厚の１／４ｔ（ｔは全板厚を示
す）部を１〜２５℃／ｓの冷却速度で冷却し、板厚１／
４ｔ部の温度がＡｃ1点以上で冷却を停止し、全板厚方
向位置でＡｃ 1 点以上に復熱させ、その後放冷すること
を特徴とする板厚方向の機械的特性差の小さい厚鋼板の
製造方法である。
不純物より成るスラブを、９５０℃以下、Ａｒ3点以上
で３０％以上の累積圧下を加えて圧延を終了し、その後
Ａｒ3点以上から、板厚の１／４ｔ（ｔは全板厚を示
す）部を１〜２５℃／ｓの冷却速度で冷却し、板厚１／
４ｔ部の温度がＡｃ1点以上で冷却を停止し、全板厚方
向位置でＡｃ 1 点以上に復熱させ、その後放冷すること
を特徴とする板厚方向の機械的特性差の小さい厚鋼板の
製造方法である。
【０００５】上記方法において成分としてさらに、 Ｎｉ：１．５重量％以下 Ｃｕ：１．５重量％以下 Ｃｒ：１重量％以下 Ｍｏ：０．５重量％以下 Ｂ ：０．００２重量％以下 ＲＥＭ：０．１重量％以下 Ｃａ：０．０１重量％以下 の１種又は２種以上を含有させると一層好適である。
【０００６】
【作用】以下に本発明を完成するに至った実験、検討に
ついて説明する。本発明者らは、上記問題点を解決する
ため、まず加速冷却時の鋼板の熱履歴等を詳細に検討し
た。その結果、板厚方向の各部では図３に示すような熱
履歴を受けていることが判明した。
ついて説明する。本発明者らは、上記問題点を解決する
ため、まず加速冷却時の鋼板の熱履歴等を詳細に検討し
た。その結果、板厚方向の各部では図３に示すような熱
履歴を受けていることが判明した。
【０００７】０．１３％Ｃ−１．３％Ｍｎ−０．０１５
％Ｎｂ−０．０１０Ｔｉ鋼を、板厚８０ｍｍに熱間圧延
し、加速冷却したときの板厚方向の硬度分布例を図４に
示した。図４から板厚１／２ｔ〜１／４ｔ近傍の部分は
冷却速度差に起因してビッカース硬度Ｈｖが表面側で上
昇していることがわかる。板厚１／４ｔ近傍〜表面の部
分は、板厚１／２ｔ〜１／４ｔ近傍の部分に比較してビ
ッカース硬度の勾配が大きくなる。このように、板厚各
部の硬さが相異し、板厚方向の均一性が失われている。
本発明者らは特に板厚１／４ｔ〜表面での硬さの上昇が
大きいことに注目した。
％Ｎｂ−０．０１０Ｔｉ鋼を、板厚８０ｍｍに熱間圧延
し、加速冷却したときの板厚方向の硬度分布例を図４に
示した。図４から板厚１／２ｔ〜１／４ｔ近傍の部分は
冷却速度差に起因してビッカース硬度Ｈｖが表面側で上
昇していることがわかる。板厚１／４ｔ近傍〜表面の部
分は、板厚１／２ｔ〜１／４ｔ近傍の部分に比較してビ
ッカース硬度の勾配が大きくなる。このように、板厚各
部の硬さが相異し、板厚方向の均一性が失われている。
本発明者らは特に板厚１／４ｔ〜表面での硬さの上昇が
大きいことに注目した。
【０００８】板厚方向表面近傍〜１／４ｔ部の硬さを低
減させる目的で板厚各部の冷却をシミュレーションした
下記のような実験を行った。０．１３％Ｃ−１．３％Ｍ
ｎ−０．０１５％Ｎｂ−０．０１０％Ｔｉ鋼を用い、図
６に示すように、８５０℃にて圧延を終了し、その後３
０，１０，２℃／ｓの冷却速度で冷却し、種々の冷却停
止温度で冷却を終了した際の、引張特性を求めた。その
結果を図５に示す。冷却停止温度がＡｃ1 点（この鋼の
場合７３４℃）以上であれば、冷却速度差による強度差
を極めて小さくすることができることがわかる。このよ
うな比較的高温の冷却停止温度でも、加速冷却の効果は
あり、空冷材に比べて、強度は上昇しており、特にＹＳ
（降伏応力）でその効果が大きい。図８に示すように、
８５０℃にて圧延を終了し、その後３０，１０℃／ｓの
冷却速度で加速冷却し、一旦３００℃まで冷却し、直ち
に、種々の温度まで復熱させた場合の引張特性を図７に
示す。復熱温度が上昇するに伴い、強度は低下し、また
冷却速度差による強度差も小さくなっている。Ａｃ1 点
を超えると、強度特性は、冷却速度によらず一定となる
ことが注目され、また、４００℃以下に冷却されたこと
に起因する、強度上昇すなわち過冷による強度上昇も解
消される。
減させる目的で板厚各部の冷却をシミュレーションした
下記のような実験を行った。０．１３％Ｃ−１．３％Ｍ
ｎ−０．０１５％Ｎｂ−０．０１０％Ｔｉ鋼を用い、図
６に示すように、８５０℃にて圧延を終了し、その後３
０，１０，２℃／ｓの冷却速度で冷却し、種々の冷却停
止温度で冷却を終了した際の、引張特性を求めた。その
結果を図５に示す。冷却停止温度がＡｃ1 点（この鋼の
場合７３４℃）以上であれば、冷却速度差による強度差
を極めて小さくすることができることがわかる。このよ
うな比較的高温の冷却停止温度でも、加速冷却の効果は
あり、空冷材に比べて、強度は上昇しており、特にＹＳ
（降伏応力）でその効果が大きい。図８に示すように、
８５０℃にて圧延を終了し、その後３０，１０℃／ｓの
冷却速度で加速冷却し、一旦３００℃まで冷却し、直ち
に、種々の温度まで復熱させた場合の引張特性を図７に
示す。復熱温度が上昇するに伴い、強度は低下し、また
冷却速度差による強度差も小さくなっている。Ａｃ1 点
を超えると、強度特性は、冷却速度によらず一定となる
ことが注目され、また、４００℃以下に冷却されたこと
に起因する、強度上昇すなわち過冷による強度上昇も解
消される。
【０００９】本発明者らは、板厚１／２ｔ〜１／４ｔ近
傍において、冷却速度の強度に及ぼす影響が少ないプロ
セスとして板厚１／４ｔ〜１／２ｔ部の冷却停止温度を
Ａｃ 1 点以上とすることに思い到ったのである。このよ
うな処理により、板厚１／４ｔ近傍〜表面において、加
速冷却中に４００℃以下に過冷され強度上昇量が考えら
れる部分もＡｃ1 点以上への復熱が可能となり、冷却後
の強度上昇が押えられ、板厚方向の強度の均一性が得ら
れる。
傍において、冷却速度の強度に及ぼす影響が少ないプロ
セスとして板厚１／４ｔ〜１／２ｔ部の冷却停止温度を
Ａｃ 1 点以上とすることに思い到ったのである。このよ
うな処理により、板厚１／４ｔ近傍〜表面において、加
速冷却中に４００℃以下に過冷され強度上昇量が考えら
れる部分もＡｃ1 点以上への復熱が可能となり、冷却後
の強度上昇が押えられ、板厚方向の強度の均一性が得ら
れる。
【００１０】すなわち図１に示すような冷却熱履歴とす
るのがよく、その際の板厚方向の硬度分布の例を図２に
示す。図２は図４に示したものと同様の化学成分の鋼を
用いて図１に示すような冷却熱履歴で冷却を行った結果
である。このときの圧延仕上温度は８５０℃、冷却後の
復熱温度は７５０℃である。板厚１／２ｔ〜１／４ｔ近
傍ではビッカース硬度が一定となり、また板厚１／４ｔ
〜表面では、加速冷却終了時の過冷温度に応じて、表面
側で硬度が上昇しているが、図３と比較して、板厚方向
の硬度差が小さくなっていることがわかる。
るのがよく、その際の板厚方向の硬度分布の例を図２に
示す。図２は図４に示したものと同様の化学成分の鋼を
用いて図１に示すような冷却熱履歴で冷却を行った結果
である。このときの圧延仕上温度は８５０℃、冷却後の
復熱温度は７５０℃である。板厚１／２ｔ〜１／４ｔ近
傍ではビッカース硬度が一定となり、また板厚１／４ｔ
〜表面では、加速冷却終了時の過冷温度に応じて、表面
側で硬度が上昇しているが、図３と比較して、板厚方向
の硬度差が小さくなっていることがわかる。
【００１１】以下、本発明の限定理由を述べる。 Ｃ：Ｃ含有量は、構造用鋼として必要な強度を得るため
には０．０１重量％以上添加する必要がある。一方、溶
接硬化性及び溶接割れ感受性を考慮して、その上限を
０．２０重量％以下とする。 Ｓｉ：Ｓｉは、脱酸の都合上０．０１重量％以上必要で
ある。Ｓｉの添加量を増加させれば強度は上昇するが、
０．５０重量％を超えると、母材の靭性を劣化させるた
めに上限を０．５０重量％以下とする。
には０．０１重量％以上添加する必要がある。一方、溶
接硬化性及び溶接割れ感受性を考慮して、その上限を
０．２０重量％以下とする。 Ｓｉ：Ｓｉは、脱酸の都合上０．０１重量％以上必要で
ある。Ｓｉの添加量を増加させれば強度は上昇するが、
０．５０重量％を超えると、母材の靭性を劣化させるた
めに上限を０．５０重量％以下とする。
【００１２】Ｍｎ：Ｍｎは、母材に延性と強度を与える
ために、０．５重量％以上添加する必要がある。しか
し、その添加量が２．５重量％を超えると、溶接硬化性
を著しく上昇させるので、その上限を２．５重量％とす
る。 可溶性Ａｌ：可溶性Ａｌは、鋼の脱酸のために０．００
５重量％以上必要であるが、その添加量が０．０５０重
量％を超えると溶接部の靭性が著しく劣化するので、上
限を０．０５０重量％とする。
ために、０．５重量％以上添加する必要がある。しか
し、その添加量が２．５重量％を超えると、溶接硬化性
を著しく上昇させるので、その上限を２．５重量％とす
る。 可溶性Ａｌ：可溶性Ａｌは、鋼の脱酸のために０．００
５重量％以上必要であるが、その添加量が０．０５０重
量％を超えると溶接部の靭性が著しく劣化するので、上
限を０．０５０重量％とする。
【００１３】Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ：Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉは本発明
に重要な元素でいずれも析出硬化型の元素で、Ｃ等を上
げることなく強度を上昇させる。また、熱間圧延におい
て、未再結晶領域を拡大してオーステナイト中に変形帯
を導入し変態後のフェライト粒を小さくして靭性を向上
させる。Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉは、それぞれ０．００５重量
％，０．０１重量％，０．００５重量％以下ではその効
果は得られず、０．０５重量％，０．１０重量％，０．
１０重量％を超えて添加すると、その効果が飽和すると
ともに、溶接部の靭性を劣化させるので、Ｎｂ，Ｖ，Ｔ
ｉはそれぞれ、Ｎｂ：０．００５〜０．０５重量％，
Ｖ：０．０１〜０．１重量％，Ｔｉ：０．００５〜０．
１重量％とした。Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉは、１種の添加あるい
は２種以上の添加によりその効果が得られる。
に重要な元素でいずれも析出硬化型の元素で、Ｃ等を上
げることなく強度を上昇させる。また、熱間圧延におい
て、未再結晶領域を拡大してオーステナイト中に変形帯
を導入し変態後のフェライト粒を小さくして靭性を向上
させる。Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉは、それぞれ０．００５重量
％，０．０１重量％，０．００５重量％以下ではその効
果は得られず、０．０５重量％，０．１０重量％，０．
１０重量％を超えて添加すると、その効果が飽和すると
ともに、溶接部の靭性を劣化させるので、Ｎｂ，Ｖ，Ｔ
ｉはそれぞれ、Ｎｂ：０．００５〜０．０５重量％，
Ｖ：０．０１〜０．１重量％，Ｔｉ：０．００５〜０．
１重量％とした。Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉは、１種の添加あるい
は２種以上の添加によりその効果が得られる。
【００１４】更に高張力化あるいは、その他の目的のた
めに、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｂ，ＲＥＭ，Ｃａのう
ちから選ばれた１種又は２種以上を添加することができ
る。これらの元素を添加しても上記本発明の特徴は何も
失われることなく、上記諸元素の添加により高張力化あ
るいは下記の諸効果が達成される。上記成分の添加の目
的と添加量を限定する理由を説明する。
めに、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｂ，ＲＥＭ，Ｃａのう
ちから選ばれた１種又は２種以上を添加することができ
る。これらの元素を添加しても上記本発明の特徴は何も
失われることなく、上記諸元素の添加により高張力化あ
るいは下記の諸効果が達成される。上記成分の添加の目
的と添加量を限定する理由を説明する。
【００１５】Ｎｉ：Ｎｉは、溶接熱影響部の硬化性及び
靭性に悪い影響を与えることなく鋼の強度と靭性を向上
させることができるために添加するが、コスト面よりそ
の上限を１．５重量％とする。 Ｃｕ：Ｃｕは、Ｎｉと同じ作用効果を奏する他に耐食性
を向上させるが、１．５重量％を超えて添加すると熱間
脆性が生じやすくなるので、その上限を１．５重量％と
する。
靭性に悪い影響を与えることなく鋼の強度と靭性を向上
させることができるために添加するが、コスト面よりそ
の上限を１．５重量％とする。 Ｃｕ：Ｃｕは、Ｎｉと同じ作用効果を奏する他に耐食性
を向上させるが、１．５重量％を超えて添加すると熱間
脆性が生じやすくなるので、その上限を１．５重量％と
する。
【００１６】Ｃｒ，Ｍｏ：Ｃｒ及びＭｏは焼入性の向上
と析出硬化とにより、母材の強度を高め、また母材の低
温靭性の向上を期待できる。しかし、各成分の上限値を
超える過剰の添加はＨＡＺ靭性及び硬化性の観点から極
めて有害となるため、Ｃｒ，Ｍｏのそれぞれについて上
限を１．０重量％，０．５重量％とした。 Ｂ：Ｂは焼入性の向上により母材の強度及び靭性上昇が
期待されるが、０．００２重量％を超える過剰の添加は
ＨＡＺの硬化性を招くため上限を０．００２重量％とし
た。
と析出硬化とにより、母材の強度を高め、また母材の低
温靭性の向上を期待できる。しかし、各成分の上限値を
超える過剰の添加はＨＡＺ靭性及び硬化性の観点から極
めて有害となるため、Ｃｒ，Ｍｏのそれぞれについて上
限を１．０重量％，０．５重量％とした。 Ｂ：Ｂは焼入性の向上により母材の強度及び靭性上昇が
期待されるが、０．００２重量％を超える過剰の添加は
ＨＡＺの硬化性を招くため上限を０．００２重量％とし
た。
【００１７】Ｃａ，ＲＥＭ：ＣａとＲＥＭはＭｎＳの形
態制御とＬＣ方向の靭性向上に効果があり、またＲＥＭ
のオキシサルファイドは溶接部靭性向上に効果がある
が、それぞれ０．０１重量％を超えるＣａ，０．１重量
％を超えるＲＥＭの添加は鋼の清浄度を悪くし内部欠陥
の原因となるのでそれぞれ上限を０．０１重量％及び
０．１重量％とした。
態制御とＬＣ方向の靭性向上に効果があり、またＲＥＭ
のオキシサルファイドは溶接部靭性向上に効果がある
が、それぞれ０．０１重量％を超えるＣａ，０．１重量
％を超えるＲＥＭの添加は鋼の清浄度を悪くし内部欠陥
の原因となるのでそれぞれ上限を０．０１重量％及び
０．１重量％とした。
【００１８】次に圧延−冷却条件の限定条件について説
明する。加熱温度は、通常の厚板製造上の範囲内であれ
ば、本発明の効果を得ることができる。圧延仕上温度は
９５０℃以下Ａｒ3 以上とする必要がある。９５０℃を
超える温度では、結晶粒が粗大化し靭性が劣化するため
である。しかしながら、圧延仕上温度をＡｒ3 点よりも
低くすると析出したフェライトが圧延により加工歪を受
け、靭性及び延性の劣化を招き、また降状比も上昇す
る。そのため、圧延仕上温度の下限はＡｒ3 点とした。
また、この温度域での累積圧下率は３０％以上を必要と
する。３０％未満では、十分な細粒組織が得られないか
らである。すなわち９５０℃以下Ａｒ3 点以上で、少な
くとも３０％の累積圧下を加え圧延を終了する必要があ
る。上記圧延後、加速冷却を行うが、Ａｒ3 点未満から
の加速冷却では、その効果が十分でないため、Ａｒ3 点
以上から、加速冷却を開始する必要がある。また、その
加速冷却速度は、板厚１／４ｔ部の冷却速度で１℃未満
では加速冷却の効果がなく、一方、本発明の対象として
いる板厚の厚い（４０ｍｍ以上）鋼板の場合、２５℃／
ｓを超える冷却速度を得ることは、設備費が高くなるた
め、２５℃／ｓを上限とした。冷却停止温度は本発明の
重要な規定条件であり、板厚１／４ｔ部の冷却停止温度
をＡｃ1 点以上とする。このことにより表面部と中心部
との強度差が解消できる。また板厚１／４ｔ近傍〜表面
の部分の強度上昇は冷却速度差に加え４００℃以下の過
冷によるが、これは、Ａｃ1 点以上に復熱することによ
り、大きく改善することができる。上記２つの加速冷却
中の鋼板の温度分布は、内部の温度をＡｃ1 点以上の高
温とすることにより、冷却終了後の鋼板表面の復熱温度
がＡｃ1 点以上となる。
明する。加熱温度は、通常の厚板製造上の範囲内であれ
ば、本発明の効果を得ることができる。圧延仕上温度は
９５０℃以下Ａｒ3 以上とする必要がある。９５０℃を
超える温度では、結晶粒が粗大化し靭性が劣化するため
である。しかしながら、圧延仕上温度をＡｒ3 点よりも
低くすると析出したフェライトが圧延により加工歪を受
け、靭性及び延性の劣化を招き、また降状比も上昇す
る。そのため、圧延仕上温度の下限はＡｒ3 点とした。
また、この温度域での累積圧下率は３０％以上を必要と
する。３０％未満では、十分な細粒組織が得られないか
らである。すなわち９５０℃以下Ａｒ3 点以上で、少な
くとも３０％の累積圧下を加え圧延を終了する必要があ
る。上記圧延後、加速冷却を行うが、Ａｒ3 点未満から
の加速冷却では、その効果が十分でないため、Ａｒ3 点
以上から、加速冷却を開始する必要がある。また、その
加速冷却速度は、板厚１／４ｔ部の冷却速度で１℃未満
では加速冷却の効果がなく、一方、本発明の対象として
いる板厚の厚い（４０ｍｍ以上）鋼板の場合、２５℃／
ｓを超える冷却速度を得ることは、設備費が高くなるた
め、２５℃／ｓを上限とした。冷却停止温度は本発明の
重要な規定条件であり、板厚１／４ｔ部の冷却停止温度
をＡｃ1 点以上とする。このことにより表面部と中心部
との強度差が解消できる。また板厚１／４ｔ近傍〜表面
の部分の強度上昇は冷却速度差に加え４００℃以下の過
冷によるが、これは、Ａｃ1 点以上に復熱することによ
り、大きく改善することができる。上記２つの加速冷却
中の鋼板の温度分布は、内部の温度をＡｃ1 点以上の高
温とすることにより、冷却終了後の鋼板表面の復熱温度
がＡｃ1 点以上となる。
【００１９】
【実施例】次に本発明の実施例について説明する。供試
材の化学組成を表１に、また製造条件及び得られた厚鋼
板の機械的特性を表２、表３に示す。番号１（実施例）
は、本発明の実施例であり、板厚位置による強度靭性差
が小さい。一方番号２（比較例）は復熱温度がＡｃ1 点
より低いため番号１（実施例）に比べ強度は上昇するも
のの、板厚方向位置による強度差が大きい。番号３（比
較例）は、製造条件は本発明の範囲内であるものの、化
学組成が発明範囲外であるため、ＹＰ（降伏点），ＴＳ
（引張強度）とも低い。番号４（実施例）はＮｉとＣｕ
を添加した実施例であり、低Ｃであるが強度が高く板厚
方向位置による強度差も小さい。番号５（比較例）は同
じ成分であるが、９５０℃以下Ａｒ3 点以上の累積圧下
率が低いため、結晶粒が粗大であり靭性が劣化してい
る。番号６（実施例）はＣａを添加した例であり、靭性
が向上している。一方番号７（比較例）は圧延終了温度
がＡｒ3 点以下であるため靭性が劣化し、また復熱温度
が、Ａｃ1 以下であるため、板厚位置による強度差が大
きい。番号８（実施例）はＲＥＭを添加した例であり、
靭性が向上している。一方番号９（比較例）は、圧延終
了後空冷したものであるため、板厚位置による強度差は
小さいものの、絶対値が低く、また靭性も劣化してい
る。番号１０（実施例）はＣｒ，Ｍｏ，Ｂを添加した例
であり、高強度でかつ板厚位置による強度差が小さい。
材の化学組成を表１に、また製造条件及び得られた厚鋼
板の機械的特性を表２、表３に示す。番号１（実施例）
は、本発明の実施例であり、板厚位置による強度靭性差
が小さい。一方番号２（比較例）は復熱温度がＡｃ1 点
より低いため番号１（実施例）に比べ強度は上昇するも
のの、板厚方向位置による強度差が大きい。番号３（比
較例）は、製造条件は本発明の範囲内であるものの、化
学組成が発明範囲外であるため、ＹＰ（降伏点），ＴＳ
（引張強度）とも低い。番号４（実施例）はＮｉとＣｕ
を添加した実施例であり、低Ｃであるが強度が高く板厚
方向位置による強度差も小さい。番号５（比較例）は同
じ成分であるが、９５０℃以下Ａｒ3 点以上の累積圧下
率が低いため、結晶粒が粗大であり靭性が劣化してい
る。番号６（実施例）はＣａを添加した例であり、靭性
が向上している。一方番号７（比較例）は圧延終了温度
がＡｒ3 点以下であるため靭性が劣化し、また復熱温度
が、Ａｃ1 以下であるため、板厚位置による強度差が大
きい。番号８（実施例）はＲＥＭを添加した例であり、
靭性が向上している。一方番号９（比較例）は、圧延終
了後空冷したものであるため、板厚位置による強度差は
小さいものの、絶対値が低く、また靭性も劣化してい
る。番号１０（実施例）はＣｒ，Ｍｏ，Ｂを添加した例
であり、高強度でかつ板厚位置による強度差が小さい。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】
【表３】
【００２３】
【発明の効果】本発明によれば、板厚方向で機械的特性
差の少ない厚鋼板を低コストで製造することができる。
差の少ない厚鋼板を低コストで製造することができる。
【図１】本発明の板厚各位置での熱履歴を示すグラフで
ある。
ある。
【図２】本発明の板厚方向のビッカース硬度分布を示す
グラフである。
グラフである。
【図３】通常の加速冷却時の板厚各位置での熱履歴を示
すグラフである。
すグラフである。
【図４】通常の加速冷却時の板厚方向のビッカース硬度
分布を示すグラフである。
分布を示すグラフである。
【図５】加速冷却時の冷却停止温度の強度に及ぼす影響
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図６】図５を得た温度パターンである。
【図７】加速冷却時の復熱温度の強度に及ぼす影響を示
すグラフである。
すグラフである。
【図８】図７を得た温度パターンである。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭61−139622（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−179020（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−50422（ＪＰ，Ａ)
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ ：０．０１〜０．２重量％ Ｓｉ：０．０１〜０．５重量％ Ｍｎ：０．５〜２．５重量％ 可溶性Ａｌ：０．００５〜０．０５重量％ の基本成分に Ｎｂ：０．００５〜０．０５重量％ Ｖ ：０．０１〜０．１重量％ Ｔｉ：０．００５〜０．１重量％ の１種又は２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不可避的
不純物より成るスラブを、９５０℃以下、Ａｒ3点以上
で３０％以上の累積圧下を加えて圧延を終了し、その後
Ａｒ3点以上から、板厚の１／４ｔ部を１〜２５℃／ｓ
の冷却速度で冷却し、該板厚１／４ｔ部の温度がＡｃ1
点以上で冷却を停止し、全板厚方向位置でＡｃ 1 点以上
に復熱させ、その後放冷することを特徴とする板厚方向
の機械的特性差の少ない厚鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 成分としてさらに、 Ｎｉ：１．５重量％以下 Ｃｕ：１．５重量％以下 Ｃｒ：１重量％以下 Ｍｏ：０．５重量％以下 Ｂ ：０．００２重量％以下 ＲＥＭ：０．１重量％以下 Ｃａ：０．０１重量％以下 の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項
１記載の板厚方向の機械的特性差の少ない厚鋼板の製造
方法。
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|---|---|---|---|
| JP7099091A JP2905306B2 (ja) | 1991-04-03 | 1991-04-03 | 板厚方向の機械的特性差の小さい厚鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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|---|---|---|---|
| JP7099091A JP2905306B2 (ja) | 1991-04-03 | 1991-04-03 | 板厚方向の機械的特性差の小さい厚鋼板の製造方法 |
Publications (2)
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|---|---|
| JPH04308032A JPH04308032A (ja) | 1992-10-30 |
| JP2905306B2 true JP2905306B2 (ja) | 1999-06-14 |
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ID=13447491
Family Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP7099091A Expired - Fee Related JP2905306B2 (ja) | 1991-04-03 | 1991-04-03 | 板厚方向の機械的特性差の小さい厚鋼板の製造方法 |
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|---|---|
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|---|---|---|---|---|
| KR101858984B1 (ko) * | 2016-11-18 | 2018-05-17 | 동국제강주식회사 | 일렉트로 가스 용접성이 우수한 후강판 제조 방법 및 이 제조 방법에 의해 제조된 일렉트로 가스 용접성이 우수한 후강판 |
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-
1991
- 1991-04-03 JP JP7099091A patent/JP2905306B2/ja not_active Expired - Fee Related
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