JPH0361321A - 良好な低温靭性を有する鋼材の製造方法 - Google Patents
良好な低温靭性を有する鋼材の製造方法Info
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- JPH0361321A JPH0361321A JP19741889A JP19741889A JPH0361321A JP H0361321 A JPH0361321 A JP H0361321A JP 19741889 A JP19741889 A JP 19741889A JP 19741889 A JP19741889 A JP 19741889A JP H0361321 A JPH0361321 A JP H0361321A
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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。
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、鋳造凝固した鋼の圧延をオーステナイト（以
下Ｔと略す）の再結晶可能下限温度（以下Ｔｐと略す）
以上、好ましくはｔｐ以上ＴＰ＋１５０℃以下の温度域
で開始し、Ａｒｔ点温度以上、好ましくはＡｒｘ点以上
Ａｒｔ点＋１００℃以下で鋳造厚の３０Ｚ以上で該圧延
を終了し、続いて４０℃／ｓｅｅ以上１００”（／ｓｅ
ｃ以下の冷却速度で連続的に冷却することにより、細粒
フェライトとベーナイトを含む組織を得て、良好な低温
靭性を有する鋼材を製造する方法に関するものである。
下Ｔと略す）の再結晶可能下限温度（以下Ｔｐと略す）
以上、好ましくはｔｐ以上ＴＰ＋１５０℃以下の温度域
で開始し、Ａｒｔ点温度以上、好ましくはＡｒｘ点以上
Ａｒｔ点＋１００℃以下で鋳造厚の３０Ｚ以上で該圧延
を終了し、続いて４０℃／ｓｅｅ以上１００”（／ｓｅ
ｃ以下の冷却速度で連続的に冷却することにより、細粒
フェライトとベーナイトを含む組織を得て、良好な低温
靭性を有する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）する方法が実用化されている。
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
〜１００ｆｆ１１１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。
〜１００ｆｆ１１１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は数曲〜数十開という凝固時の粗大γ粒か
ら圧延を開始し、しかも従来の厚さ２５０〜３００ｍ＋
ｓの鋳片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。
ら圧延を開始し、しかも従来の厚さ２５０〜３００ｍ＋
ｓの鋳片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号公報に記載があるように
、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イドマンシュテノテン状のフェ
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。
、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イドマンシュテノテン状のフェ
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号公報に記載があるように
、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、Ａｒｚ点以上で
圧下比４以上（圧下率≧７５ｚ）、再結晶域圧延率５０
Ｚ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。
、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、Ａｒｚ点以上で
圧下比４以上（圧下率≧７５ｚ）、再結晶域圧延率５０
Ｚ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Ｔ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Ｔを整細粒化させることを特徴とする低温靭
性の改善に有効な熱間圧延法が提示されている。
、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Ｔ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Ｔを整細粒化させることを特徴とする低温靭
性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に、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おり、そのためのＴｉ添加に
伴うコスト増加という課題がある。
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おり、そのためのＴｉ添加に
伴うコスト増加という課題がある。
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、圧下比１〜４
の時、靭性が確保できないという課題がある。
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、圧下比１〜４
の時、靭性が確保できないという課題がある。
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Ｔ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１０５０℃以下９００℃以上の温度域で１パス１５ｚ
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。
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Ｔ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１０５０℃以下９００℃以上の温度域で１パス１５ｚ
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Ｓｔ−Ｍｎ ｆｉ（関根
寛、丸山忠克：鉄と！１１５８（１９７２）、ｐ７２）
、あるいはＳｔ−Ｍｎ鋼よりＴｐが高いと考えられる
Ｔｉ鋼（栗原−久ら：鉄と鋼７３ （１９８７） 、
Ｓ １３９９）については実施例の中で示されておらず
、Ｓｔ−Ｍｎ鋼、Ｔｉ鋼の高靭化方法は具体的には不明
である。
がＮｂ鋼より低いと考えられるＳｔ−Ｍｎ ｆｉ（関根
寛、丸山忠克：鉄と！１１５８（１９７２）、ｐ７２）
、あるいはＳｔ−Ｍｎ鋼よりＴｐが高いと考えられる
Ｔｉ鋼（栗原−久ら：鉄と鋼７３ （１９８７） 、
Ｓ １３９９）については実施例の中で示されておらず
、Ｓｔ−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、■析出酸化
物用のＴｉ添加に伴うコスト増加。
物用のＴｉ添加に伴うコスト増加。
■圧下比１〜４の時の靭性劣化。
■バス回数の増加に伴う圧延効率の低下。
■５１−Ｍｎ ＠、Ｔｉｔｌｉｉｌ等の靭性確保方法の
不明。
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。
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、溶鋼鋳造後、該
鋼がＡｒ１点温度以上にある間にｒｐ以上の温度域で圧
延を開始し鋳造厚の３０ｚ以上の圧延を行うことにより
、凝固時のＴを少なくとも１ｏｚ以上再結晶させると共
に再結晶γを１５０μ−以下にし、Ａｒ３点−１００℃
以上から１００℃以上までの温度範囲を４０℃／ｓｅｃ
以上１００℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で連続的に冷却す
ることを基本手段とし、更に、■オーステナイトの再結
晶可能下限温度以上オーステナイトの再結晶可能下限温
度＋１５０℃以下の温度域で圧延を開始すること、 ■Ａｒｚ点以上Ａｒ３点＋ｌＯＯ℃以下の温度域で圧延
を終了すること、 ■Ａｃ＋点以下の温度で焼き戻すこと、の何れか一つ、
又は■と■と■の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。
鋼がＡｒ１点温度以上にある間にｒｐ以上の温度域で圧
延を開始し鋳造厚の３０ｚ以上の圧延を行うことにより
、凝固時のＴを少なくとも１ｏｚ以上再結晶させると共
に再結晶γを１５０μ−以下にし、Ａｒ３点−１００℃
以上から１００℃以上までの温度範囲を４０℃／ｓｅｃ
以上１００℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で連続的に冷却す
ることを基本手段とし、更に、■オーステナイトの再結
晶可能下限温度以上オーステナイトの再結晶可能下限温
度＋１５０℃以下の温度域で圧延を開始すること、 ■Ａｒｚ点以上Ａｒ３点＋ｌＯＯ℃以下の温度域で圧延
を終了すること、 ■Ａｃ＋点以下の温度で焼き戻すこと、の何れか一つ、
又は■と■と■の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）溶鋼を鋳造凝固後、該洞がＡｒ１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の温度
域で鋳造厚の３０ｚ以上の圧延を行った後、Ａｒｚ点−
１００℃以上から１００℃以上までの温度範囲を４０°
（： ／ｓｅｃ以上！００ ℃／ｓｅｅ以下の冷却速度
で連続的に冷却することを第１の手段とし、 （２）重量２で Ｃ：０．００５〜ｏ、２ｏｚ Ｓ：≦０．０２５％Ｓ
ｉ：０．０１〜０．８０Ｚ ＡＩ：≦０．１％Ｍｎ
；０．２０〜２．ＯＯ！ を含み残部鉄及び不可避的成分から戒る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がＡｒｚ点温度以上にある間に８００℃以上の
温度域で鋳造厚の３０Ｚ以上の圧延を行った後、Ａｒｚ
点−１００℃以上から１００℃以上までの温度範囲を４
０℃／ｓｅｃ以上１００℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で連
続的に冷却することを第２の手段とし、（３）重量２で Ｃ：０．００５〜ｏ、２ｏｚ Ｓ：≦０．０２５７゜
Ｓｉ：０．０１〜０．８０ｚＡｌ： ≦０．１％Ｍｎ二
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戒る溶鋼
を鋳造凝固後、該鋼がＡｒ３点温度以上にある間に９０
０℃以上の温度域で鋳造厚の３０Ｚ以上の圧延を行った
後、Ａｒ３点−１００℃以上から１００℃以上までの温
度範囲を４０℃／ｓｅｃ以上１００℃／ｓｅｃ以下の冷
却速度で連続的に冷却することを第３の手段とし、（４
）重量２で Ｃ：０．００５〜ｏ、２ｏｚ Ｓ：≦０．０２５２Ｓ
ｉ：０．０１〜０．８０Ｚ Ａ１：≦０．１％Ｍｎ
：０．２０〜２．００２ Ｔｉ：０，００２〜０．
ＩＺ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Ａｔｘ点温度以上にある間に９５０℃以
上の温度域で鋳造厚の３０Ｚ以上の圧延を行った後、Ａ
ｒ３点−１００℃以上から１００℃以上までの温度範囲
を４０℃／ｓｅｅ以上１００℃／ｓｅｃ以下の冷却速度
で連続的に冷却することを第４の手段とし、〈５）重量
２で Ｃ：０．００５〜０．２０Ｘ Ａ１：≦０．Ｉ％Ｓｉ
：０．０１〜０．８０ｚＮｂ：０．００２〜０．１ｚＭ
ｎ：０．２０〜２．ＯＯＸ Ｔｉ：０．００２〜０
．１％Ｓ ：≦０．０２５’！。
る間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３０ｚ以上の圧延を行った後、Ａｒｚ点−
１００℃以上から１００℃以上までの温度範囲を４０°
（： ／ｓｅｃ以上！００ ℃／ｓｅｅ以下の冷却速度
で連続的に冷却することを第１の手段とし、 （２）重量２で Ｃ：０．００５〜ｏ、２ｏｚ Ｓ：≦０．０２５％Ｓ
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；０．２０〜２．ＯＯ！ を含み残部鉄及び不可避的成分から戒る溶鋼を鋳造凝固
後、該鋼がＡｒｚ点温度以上にある間に８００℃以上の
温度域で鋳造厚の３０Ｚ以上の圧延を行った後、Ａｒｚ
点−１００℃以上から１００℃以上までの温度範囲を４
０℃／ｓｅｃ以上１００℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で連
続的に冷却することを第２の手段とし、（３）重量２で Ｃ：０．００５〜ｏ、２ｏｚ Ｓ：≦０．０２５７゜
Ｓｉ：０．０１〜０．８０ｚＡｌ： ≦０．１％Ｍｎ二
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戒る溶鋼
を鋳造凝固後、該鋼がＡｒ３点温度以上にある間に９０
０℃以上の温度域で鋳造厚の３０Ｚ以上の圧延を行った
後、Ａｒ３点−１００℃以上から１００℃以上までの温
度範囲を４０℃／ｓｅｃ以上１００℃／ｓｅｃ以下の冷
却速度で連続的に冷却することを第３の手段とし、（４
）重量２で Ｃ：０．００５〜ｏ、２ｏｚ Ｓ：≦０．０２５２Ｓ
ｉ：０．０１〜０．８０Ｚ Ａ１：≦０．１％Ｍｎ
：０．２０〜２．００２ Ｔｉ：０，００２〜０．
ＩＺ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Ａｔｘ点温度以上にある間に９５０℃以
上の温度域で鋳造厚の３０Ｚ以上の圧延を行った後、Ａ
ｒ３点−１００℃以上から１００℃以上までの温度範囲
を４０℃／ｓｅｅ以上１００℃／ｓｅｃ以下の冷却速度
で連続的に冷却することを第４の手段とし、〈５）重量
２で Ｃ：０．００５〜０．２０Ｘ Ａ１：≦０．Ｉ％Ｓｉ
：０．０１〜０．８０ｚＮｂ：０．００２〜０．１ｚＭ
ｎ：０．２０〜２．ＯＯＸ 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、政調がＡｒ２点温度以上にある間に９５０℃以上の
温度域で鋳造厚の３０Ｚ以上の圧延を行った後、Ａｒ３
点−１００℃以上から１００℃以上までの温度範囲を４
０℃／ｓｅｃ以上１００℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で連
続的に冷却することを第５の手段とし、 （６）重量％で Ｃｕ： ≦ＩＺ Ｚｒ：≦０．１！Ｎｉ：
≦１０ｚＣａ：≦０．００８ｚＣｒ： ≦１％Ｂ： ≦
０．００６Ｚ Ｎｏ： ≦ＩｚＲＥＭ： ≦０．０１ｚＶ：≦０．２ｚ の１種又は２種以上を含むことを第１乃至第５の手段の
何れかに加えることを第６乃至第１Ｏの手段とし、 （７）第１乃至第１０の手段において、オーステナイト
の再結晶可能下限温度以上オーステナイトの再結晶可能
下限温度＋１５０℃以下の温度域で圧延を開始すること
を第１１乃至第２０の手段とし、（８）第１乃至第２０
の手段の何れかにおいて、Ａｒｚ点以上Ａｒｚ点＋１０
０℃以下で圧延を終了することを第２１乃至第４０の手
段とし、 （９）第１乃至第４０の手段の何れかにおいて、Ａｃ。
後、政調がＡｒ２点温度以上にある間に９５０℃以上の
温度域で鋳造厚の３０Ｚ以上の圧延を行った後、Ａｒ３
点−１００℃以上から１００℃以上までの温度範囲を４
０℃／ｓｅｃ以上１００℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で連
続的に冷却することを第５の手段とし、 （６）重量％で Ｃｕ： ≦ＩＺ Ｚｒ：≦０．１！Ｎｉ：
≦１０ｚＣａ：≦０．００８ｚＣｒ： ≦１％Ｂ： ≦
０．００６Ｚ Ｎｏ： ≦ＩｚＲＥＭ： ≦０．０１ｚＶ：≦０．２ｚ の１種又は２種以上を含むことを第１乃至第５の手段の
何れかに加えることを第６乃至第１Ｏの手段とし、 （７）第１乃至第１０の手段において、オーステナイト
の再結晶可能下限温度以上オーステナイトの再結晶可能
下限温度＋１５０℃以下の温度域で圧延を開始すること
を第１１乃至第２０の手段とし、（８）第１乃至第２０
の手段の何れかにおいて、Ａｒｚ点以上Ａｒｚ点＋１０
０℃以下で圧延を終了することを第２１乃至第４０の手
段とし、 （９）第１乃至第４０の手段の何れかにおいて、Ａｃ。
点以下で焼き戻すことを第４１乃至第８０の手段とする
ものである。
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。
べる。
Ｃ，Ｓｉ、Ｍｎは、共に強度の他に靭性、溶接性の点か
ら、Ａ１は経済性の点から、上記の範囲に限定するもの
であり、Ｓは靭性の点から上記の範囲とするものである
。又、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、Ｔｉは、結晶粒を細粒
化する析出酸化物用としてではなく、溶接による熱影響
部の靭性を確保する点から、Ｃｒ、Ｎｏ、Ｖ、Ｎｂ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Ｚｒ、Ｃａは、それぞ
れ表面欠陥の発生防止、清浄度維持の点から、ＲＥＭは
Ｃａと同様の理由から各々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、３利用
分野で通常用いられている添加目的と、それに期待して
いる効果の範囲にある。
ら、Ａ１は経済性の点から、上記の範囲に限定するもの
であり、Ｓは靭性の点から上記の範囲とするものである
。又、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、Ｔｉは、結晶粒を細粒
化する析出酸化物用としてではなく、溶接による熱影響
部の靭性を確保する点から、Ｃｒ、Ｎｏ、Ｖ、Ｎｂ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Ｚｒ、Ｃａは、それぞ
れ表面欠陥の発生防止、清浄度維持の点から、ＲＥＭは
Ｃａと同様の理由から各々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、３利用
分野で通常用いられている添加目的と、それに期待して
いる効果の範囲にある。
く作用）
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、第１表に示す供試調を用いて実験・検討を重
ねた。
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、第１表に示す供試調を用いて実験・検討を重
ねた。
各圧下率における最低靭性を第１図に示す。
第１図から本発明者等は、Ｔｐ以上の温度域で鋳造厚の
３０Ｚ以上の圧延を行い、引き続き本発明に記載の冷却
方法を採ると、組織は３０μ園以下のフェライト粒とベ
ーナイトから戒る組織となり、再結晶域低温側（Ｔｐ−
Ｔｐ＋１５ｏ℃未ａ）における大圧下圧延を繰り返すこ
ともなく、３ｏｚの圧下率を確保することにより、第１
図（ａ）に示す如く、ｖＴｒｓ≦−５０℃の靭性が安定
して得られることを見出したのである。
３０Ｚ以上の圧延を行い、引き続き本発明に記載の冷却
方法を採ると、組織は３０μ園以下のフェライト粒とベ
ーナイトから戒る組織となり、再結晶域低温側（Ｔｐ−
Ｔｐ＋１５ｏ℃未ａ）における大圧下圧延を繰り返すこ
ともなく、３ｏｚの圧下率を確保することにより、第１
図（ａ）に示す如く、ｖＴｒｓ≦−５０℃の靭性が安定
して得られることを見出したのである。
また圧下率が鋳造厚の３０２未満の場合は、本発明の冷
却を行ってもフェライト粒は３０μｍ以下にならず、第
１図（ｂ）に示す如く、ｖＴ ｒｓ≦−５０℃の靭性は
得られないことを知得したのである。
却を行ってもフェライト粒は３０μｍ以下にならず、第
１図（ｂ）に示す如く、ｖＴ ｒｓ≦−５０℃の靭性は
得られないことを知得したのである。
第 １ 表
また、第２図（１）に綱掛けを施して示すように、７９
以上の温度域で鋳造厚の３ｏｚ以上の圧延を開始し、Ａ
ｒ３点以上の温度範囲で圧延を終了し、引き続き本発明
の冷却を行うと、組織は３０１Ｉ１１以下のフェライト
粒とベーナイトから戒る細粒組織となり、その時の靭性
レベルは、ｖＴ ｒｓ≦−５０℃に安定することを見出
した。
以上の温度域で鋳造厚の３ｏｚ以上の圧延を開始し、Ａ
ｒ３点以上の温度範囲で圧延を終了し、引き続き本発明
の冷却を行うと、組織は３０１Ｉ１１以下のフェライト
粒とベーナイトから戒る細粒組織となり、その時の靭性
レベルは、ｖＴ ｒｓ≦−５０℃に安定することを見出
した。
更に、■ｔｐ以上Ｔｐ＋ １５０℃以下の温度域で圧延
を開始するか、または■Ａｒ、点以上Ａｒ３点＋１００
℃以下の温度範囲で圧延を終了する何れか、或いは両者
を行って後、本発明の冷却を行うと、組織は２５μ−以
下のフェライト粒とベーナイトから成る細粒組織となり
、■は第２図（２）に斜線を施して示すように、■は第
２図（３）に斜線を施して示すように靭性レベルはｖＴ
ｒｓ≦−６０℃以下に安定し、所期の目的が達成できる
ことを見出したのである。
を開始するか、または■Ａｒ、点以上Ａｒ３点＋１００
℃以下の温度範囲で圧延を終了する何れか、或いは両者
を行って後、本発明の冷却を行うと、組織は２５μ−以
下のフェライト粒とベーナイトから成る細粒組織となり
、■は第２図（２）に斜線を施して示すように、■は第
２図（３）に斜線を施して示すように靭性レベルはｖＴ
ｒｓ≦−６０℃以下に安定し、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点未満の場合は加工フェライトが残
りｖＴｒｓ≦−５０℃は安定しては得られない。
りｖＴｒｓ≦−５０℃は安定しては得られない。
更に、本発明の条件を満足する圧延を行った後に第３図
、第４図に示すようにＡｒｚ点−１００℃以上から１０
０ ”Ｃ以上迄の温度範囲を４０”Ｃ／ｓｅｃ以上１０
０℃／ｓｅｅ以下の速度で連続的に冷却すると細粒フェ
ライトとベーナイトが得られ、ＴＳ≧５０ｋｇｆ／ａｍ
２ｖＴｒｓ≦−５０”Ｃを満足した。
、第４図に示すようにＡｒｚ点−１００℃以上から１０
０ ”Ｃ以上迄の温度範囲を４０”Ｃ／ｓｅｃ以上１０
０℃／ｓｅｅ以下の速度で連続的に冷却すると細粒フェ
ライトとベーナイトが得られ、ＴＳ≧５０ｋｇｆ／ａｍ
２ｖＴｒｓ≦−５０”Ｃを満足した。
冷却開始温度がＡｒ５−１００℃未満になると粗大な粒
界フェライトが生威し、冷却停止温度が１００℃未満の
場合及び冷却速度が１００℃／５ｅｃｆｌの場合マルテ
ンサイトが生威し、共にｖＴｒｓは一５０℃を満足しな
かった。
界フェライトが生威し、冷却停止温度が１００℃未満の
場合及び冷却速度が１００℃／５ｅｃｆｌの場合マルテ
ンサイトが生威し、共にｖＴｒｓは一５０℃を満足しな
かった。
本発明は上記知見を基に威されたもので、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ＨＣＨ
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。
することにより、ＤＲ並びに不可避的に行われるＨＣＨ
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２表に第１乃至第２０の各手段例とそれぞれの比較例
に用いた供試鋼の化学成分を、第３表及び第４表にそれ
ぞれの鋼板の製造条件と得られた材質を示す。
に用いた供試鋼の化学成分を、第３表及び第４表にそれ
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、本発明例の調香１乃至３０は何れも
ｖＴｒｓは一５０℃以下を示し、目的の材質を有する鋼
材が得られた。
ｖＴｒｓは一５０℃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、圧下率、圧延開始温度、仕上
げ温度の何れかが本発明の範囲を満足していない比較例
の調香３１，３２，３４，３５，３７．３Ｂ、４０，４
２４３．４５，４７，４９，５０，５３，５４，５６，
５７．５８はフェライト粒が３０μｍ以下に細粒化しな
いため、ｖＴｒｓは一５０℃に達しなかった。
げ温度の何れかが本発明の範囲を満足していない比較例
の調香３１，３２，３４，３５，３７．３Ｂ、４０，４
２４３．４５，４７，４９，５０，５３，５４，５６，
５７．５８はフェライト粒が３０μｍ以下に細粒化しな
いため、ｖＴｒｓは一５０℃に達しなかった。
また、比較例で冷却開始温度、冷却停止温度の何れかが
本発明の範囲を満足しない、調香３６，３９゜４４．４
６，５１，５５．５９はフェライト粒が３０μｍ以下に
細粒化しないため、ｖＴｒｓは一４０℃に達しなかった
。
本発明の範囲を満足しない、調香３６，３９゜４４．４
６，５１，５５．５９はフェライト粒が３０μｍ以下に
細粒化しないため、ｖＴｒｓは一４０℃に達しなかった
。
また、冷却速度が本発明の範囲を満足していない比較例
、つまり調香３３．４１．４Ｂ、５２．６０は冷却速度
が本発明の範囲より小さい場合、ｖＴｒｓ≦−５０℃を
満足しても強度が５ｋｇｆ／＋ｕ”以上低下した。
、つまり調香３３．４１．４Ｂ、５２．６０は冷却速度
が本発明の範囲より小さい場合、ｖＴｒｓ≦−５０℃を
満足しても強度が５ｋｇｆ／＋ｕ”以上低下した。
（実施例２）
第２表に第２１乃至第４０の各手段例とそれぞれの比較
例に用いた供試鋼の化学成分を、第５表及び第６表にそ
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表及び第６表にそ
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、本発明例の調香６１乃至９０は何れ
もｖＴ ｒｓは一６０℃以下を示し、目的の材質を有す
る鋼材が得られた。
もｖＴ ｒｓは一６０℃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、圧下率、圧延開始温度、仕上
げ温度の何れかが本発明の範囲を満足していない比較例
の調香 ９１，９２，９４，９５，９７．９８．１００
゜１０２、１０３．１０５．１０７．１０９．１１０．
１１３．１１４．１１６．１１７．１１８はフェライト
粒が２５μ鳳以下に細粒化せず、ｖＴｒｓは一６０℃は
勿論、−５０℃にも達しなかった。
げ温度の何れかが本発明の範囲を満足していない比較例
の調香 ９１，９２，９４，９５，９７．９８．１００
゜１０２、１０３．１０５．１０７．１０９．１１０．
１１３．１１４．１１６．１１７．１１８はフェライト
粒が２５μ鳳以下に細粒化せず、ｖＴｒｓは一６０℃は
勿論、−５０℃にも達しなかった。
また、冷却開始温度、冷却停止温度の何れかが本発明の
範囲を満足しない、比較例の調香９６ 、９９ 。
範囲を満足しない、比較例の調香９６ 、９９ 。
１０４、１０６．１１１，１１５．１１９はフェライト
粒が２５ｐｍ以下に細粒化せず、ｖＴｒｓは一６０℃は
勿論、−５０℃にも達しなかった。
粒が２５ｐｍ以下に細粒化せず、ｖＴｒｓは一６０℃は
勿論、−５０℃にも達しなかった。
また、冷却速度が本発明の範囲を満足していない比較例
、つまり調香９３．１０１，１０８．１１２．１２０は
冷却速度が本発明の範囲より小さい場合、ｖＴ ｒｓ≦
−６０℃を満足しても強度が５ｋｇｆ／ｍｍ”以上低下
した。
、つまり調香９３．１０１，１０８．１１２．１２０は
冷却速度が本発明の範囲より小さい場合、ｖＴ ｒｓ≦
−６０℃を満足しても強度が５ｋｇｆ／ｍｍ”以上低下
した。
（実施例３）
第２表に第４１乃至第８０の各手段例とそれぞれの比較
例に用いた供試鋼の化学成分を、第７表及び第８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７表及び第８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調香１２１乃至１５０は何
れもｖＴｒｓは一６０℃以下を示し、目的の材質を有す
る鋼材が得られた。
れもｖＴｒｓは一６０℃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、圧下率、圧延開始温度、仕上
げ温度の何れかが本発明の範囲を満足していない比較例
の調香１５１，１５２，１５６，１５８，１６０，１６
１゜１６２、１６６、１６７、 ｉ６Ｂ、 １７３．１
７４．１７７は、フェライト粒が２５μｍ以下に細粒化
しないため、ｖＴ ｒｓは一６０℃は勿論、−５０℃に
も達しなかった。
げ温度の何れかが本発明の範囲を満足していない比較例
の調香１５１，１５２，１５６，１５８，１６０，１６
１゜１６２、１６６、１６７、 ｉ６Ｂ、 １７３．１
７４．１７７は、フェライト粒が２５μｍ以下に細粒化
しないため、ｖＴ ｒｓは一６０℃は勿論、−５０℃に
も達しなかった。
また、冷却開始温度、冷却停止温度の何れかが本発明の
範囲を満足していない比較例の調香１５７゜１６３、１
６９．１７０．１７８．１７９は、フェライト粒が２５
μｍ以下に細粒化しないため、ｖＴｒｓは一６０℃は勿
論、５０ ℃にも達しなかった。
範囲を満足していない比較例の調香１５７゜１６３、１
６９．１７０．１７８．１７９は、フェライト粒が２５
μｍ以下に細粒化しないため、ｖＴｒｓは一６０℃は勿
論、５０ ℃にも達しなかった。
また、冷却速度が本発明の範囲を満足していない比較例
、つまり調香１５３，１６４，１７１．１７５は冷却速
度が本発明の範囲より小さい場合、ｖＴ ｒｓ≦−６０
℃を満足しても強度が５ｋｇｆ／ａｍ”以上低下した。
、つまり調香１５３，１６４，１７１．１７５は冷却速
度が本発明の範囲より小さい場合、ｖＴ ｒｓ≦−６０
℃を満足しても強度が５ｋｇｆ／ａｍ”以上低下した。
また、焼き戻し温度が本発明の範囲を満足しない比較例
の調香１５４．１５５．１５９．１６５．１７２．１７
６、１８０はフェライト粒が２５μ謹以下に細粒化しな
いため、ｖＴｒｓは一６０℃は勿論、−５０℃にも達し
なかった。
の調香１５４．１５５．１５９．１６５．１７２．１７
６、１８０はフェライト粒が２５μ謹以下に細粒化しな
いため、ｖＴｒｓは一６０℃は勿論、−５０℃にも達し
なかった。
〈発明の効果〉
本発明は、凝固γを７９以上の温度域で鋳造厚の３ｏｚ
以上の圧延を行い、凝固時のγを少なくとも１０Ｘ以上
再結晶させると共に再結晶γを１５０μｍ以下にし、引
き続きＡｒ５−１００℃以上から１００℃以上までの温
度範囲を４０℃／ｓｅｅ以上１００℃／ｓｅｃ以下の速
度で連続的に冷却し、細粒フェライトとベーナイトから
成る組織を得て強度・靭性を同時に向上することにより
、従来技術の問題点を基本的に解消し、更にＴｐ以上Ｔ
ｐ＋１５０℃以下の温度域で圧延を開始するか、仕上げ
圧延をＡｒ３点以上Ａｒｚ点＋１００℃以下の低温域で
終了するかの何れか一方または両者を同時に行い、加え
て以上の何れかをＡｃＩ点以下で焼き戻すことにより、
靭性を更に向上するものであって、鋳造鋼を直接圧延す
るＤＲにおいても、また銅片がＡｒ２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ＦＩＣＲ
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Ｇトもたらす経済的効果は大きい。
以上の圧延を行い、凝固時のγを少なくとも１０Ｘ以上
再結晶させると共に再結晶γを１５０μｍ以下にし、引
き続きＡｒ５−１００℃以上から１００℃以上までの温
度範囲を４０℃／ｓｅｅ以上１００℃／ｓｅｃ以下の速
度で連続的に冷却し、細粒フェライトとベーナイトから
成る組織を得て強度・靭性を同時に向上することにより
、従来技術の問題点を基本的に解消し、更にＴｐ以上Ｔ
ｐ＋１５０℃以下の温度域で圧延を開始するか、仕上げ
圧延をＡｒ３点以上Ａｒｚ点＋１００℃以下の低温域で
終了するかの何れか一方または両者を同時に行い、加え
て以上の何れかをＡｃＩ点以下で焼き戻すことにより、
靭性を更に向上するものであって、鋳造鋼を直接圧延す
るＤＲにおいても、また銅片がＡｒ２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ＦＩＣＲ
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Ｇトもたらす経済的効果は大きい。
第１図は本発明における冷却を行った鋼材の圧下率とｖ
Ｔｒｓの関係を示した図である。 第２図（１）乃至（３）は本発明における冷却を行った
鋼材の圧延開始温度及び仕上げ温度とｖＴｒｓの関係を
示した図である。 第３図は本発明の圧延を行った鋼材の圧延後の冷却速度
とｖＴｒｓ、 ＴＳの関係を示した図である。 第４図は本発明の圧延を行った鋼材の圧延後の冷却開始
温度及び冷却停止温度とｖＴｒｓの関係を示した図であ
る。
Ｔｒｓの関係を示した図である。 第２図（１）乃至（３）は本発明における冷却を行った
鋼材の圧延開始温度及び仕上げ温度とｖＴｒｓの関係を
示した図である。 第３図は本発明の圧延を行った鋼材の圧延後の冷却速度
とｖＴｒｓ、 ＴＳの関係を示した図である。 第４図は本発明の圧延を行った鋼材の圧延後の冷却開始
温度及び冷却停止温度とｖＴｒｓの関係を示した図であ
る。
Claims (9)
- （１）溶鋼を鋳造凝固後、該鋼がＡｒ＿３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の温
度域で鋳造厚の３０％以上の圧延を行った後、Ａｒ＿３
点−１００℃以上から１００℃以上までの温度範囲を４
０℃／ｓｅｃ以上１００℃／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良好な低温靭性を有す
る鋼材の製造方法。 - （２）重量％で Ｃ：０．００５〜０．２０％ 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Ａｒ＿３点温度以上にある間に８００℃以上
の温度域で鋳造厚の３０％以上の圧延を行った後、Ａｒ
＿３点−１００℃以上から１００℃以上までの温度範囲
を４０℃／ｓｅｃ以上１００℃／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良好な低温靭性を
有する鋼材の製造方法。 - （３）重量％で Ｃ：０．００５〜０．２０％ 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Ａｒ＿３点温度以上にある間に９００℃以上の温度
域で鋳造厚の３０％以上の圧延を行った後、Ａｒ＿３点
−１００℃以上から１００℃以上までの温度範囲を４０
℃／ｓｅｃ以上１００℃／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良好な低温靭性を有する
鋼材の製造方法。 - （４）重量％で Ｃ：０．００５〜０．２０％ 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Ａｒ＿３点温度以上にある間に９５０℃以上の温度
域で鋳造厚の３０％以上の圧延を行った後、Ａｒ＿３点
−１００℃以上から１００℃以上までの温度範囲を４０
℃／ｓｅｃ以上１００℃／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良好な低温靭性を有する
鋼材の製造方法。 - （５）重量％で Ｃ：０．００５〜０．２０％ Ａｌ：≦０．１％Ｓｉ：
０．０１〜０．８０％ Ｔｉ：０．００２〜０．１％Ｍ
ｎ：０．２０〜２．００％ Ｎｂ：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Ａｒ＿３点温度以上にある間に９５０℃以上
の温度域で鋳造厚の３０％以上の圧延を行った後、Ａｒ
＿３点−１００℃以上から１００℃以上までの温度範囲
を４０℃／ｓｅｃ以上１００℃／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良好な低温靭性を
有する鋼材の製造方法。 - （６）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種または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５項の何れかに記載の良好な低温靭性
を有する鋼材の製造方法。 - （７）特許請求範囲第１項乃至第６項の何れかの方法に
おいて、圧延をオーステナイトの再結晶可能下限温度以
上オーステナイトの再結晶可能下限温度＋１５０℃以下
の温度域で開始することを特徴とする良好な低温靭性を
有する鋼材の製造方法。 - （８）特許請求範囲第１項乃至第７項の何れかの方法に
おいて、圧延をＡｒ＿３点以上Ａｒ＿３点＋１００℃以
下で終了することを特徴とする良好な低温靭性を有する
鋼材の製造方法。 - （９）特許請求範囲第１項乃至第８項に記載の方法で冷
却した後、Ａｃ＿１点以下の温度で焼き戻すことを特徴
とする良好な低温靭性を有する鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19741889A JPH0361321A (ja) | 1989-07-29 | 1989-07-29 | 良好な低温靭性を有する鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19741889A JPH0361321A (ja) | 1989-07-29 | 1989-07-29 | 良好な低温靭性を有する鋼材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0361321A true JPH0361321A (ja) | 1991-03-18 |
Family
ID=16374189
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19741889A Pending JPH0361321A (ja) | 1989-07-29 | 1989-07-29 | 良好な低温靭性を有する鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0361321A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH042718A (ja) * | 1990-04-19 | 1992-01-07 | Kawasaki Steel Corp | 中強度鋼材の製造方法 |
| KR100325714B1 (ko) * | 1997-12-24 | 2002-06-29 | 이구택 | 저온인성이우수한베이나이트계강재의제조방법 |
| JP2003064442A (ja) * | 2001-08-21 | 2003-03-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐疲労亀裂進展性に優れた鋼板 |
| JP2006274372A (ja) * | 2005-03-30 | 2006-10-12 | Jfe Steel Kk | 耐延性き裂発生特性に優れる高強度高変形能鋼板とその製造方法 |
| WO2007079625A1 (fr) * | 2006-01-06 | 2007-07-19 | Angang Steel Company Limited | Tole d'acier a grain ultrafin obtenue par coulee continue et laminage d'une brame semi fine, et son procede de fabrication |
| JP2009167460A (ja) * | 2008-01-15 | 2009-07-30 | Nippon Steel Corp | 強度延性バランスと打ち抜き性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| JP2012153964A (ja) * | 2011-01-28 | 2012-08-16 | Jfe Steel Corp | 溶接性および母材靱性に優れた高強度厚鋼板の製造方法 |
-
1989
- 1989-07-29 JP JP19741889A patent/JPH0361321A/ja active Pending
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