JPH04337027A - 溶接熱影響部靱性の優れた鋼板の製造法 - Google Patents
溶接熱影響部靱性の優れた鋼板の製造法Info
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- JPH04337027A JPH04337027A JP13862791A JP13862791A JPH04337027A JP H04337027 A JPH04337027 A JP H04337027A JP 13862791 A JP13862791 A JP 13862791A JP 13862791 A JP13862791 A JP 13862791A JP H04337027 A JPH04337027 A JP H04337027A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は母材および溶接熱影響部
靱性の優れた鋼板の製造法に関するものである。
靱性の優れた鋼板の製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】溶接構造物の安全性向上から母材の機械
的性質および溶接性を具備することが必要とされている
。近年、特に、造船用鋼，海洋構造物用鋼等の需要の増
大から溶接性、特に鋼材としては溶接熱影響部（以降Ｈ
ＡＺと呼ぶ）の靱性向上に関する研究、開発が盛んに行
なわれてきた。その中でも特開昭５９−１８５７６０号
公報および特開昭６０−２４５７６８号公報、さらに特
開昭６１−７９７４５号公報および特開昭６１−１１７
２４５号公報の各々に開示されているように、Ｔｉの酸
化物あるいは窒化物を鋼中に微細分散させ、ＭｎＳとの
複合析出物からのフェライト生成により溶接後のミクロ
組織の微細化を図ることによりＨＡＺ靱性の優れた鋼材
の製造技術が公知になっている。これらの鋼はＴｉ酸化
物を鋼中に微細分散させるためにＴｉ脱酸を行なう必要
があり、そのために、従来の脱酸元素であるＡｌを重量
％で０．００６以下で実質的に添加していない。しかし
ながら、そのために、熱間圧延前の鋼片加熱段階におい
て、ＡｌＮによるオーステナイト結晶粒の粗大化抑制効
果が得られず熱間圧延後の結晶粒の細粒化が達成できず
、母材の靱性低下が懸念されていた。そのために、例え
ば、特開平２−１２５８１２号公報に開示されているよ
うに、鋼片を低温で加熱し結晶粒の粗大化を防止すると
ともに、かつ熱間圧延等条件を規制することで圧延によ
るフェライト粒微細化を達成し、母材の機械的性質、特
に靱性の向上を図っている。
的性質および溶接性を具備することが必要とされている
。近年、特に、造船用鋼，海洋構造物用鋼等の需要の増
大から溶接性、特に鋼材としては溶接熱影響部（以降Ｈ
ＡＺと呼ぶ）の靱性向上に関する研究、開発が盛んに行
なわれてきた。その中でも特開昭５９−１８５７６０号
公報および特開昭６０−２４５７６８号公報、さらに特
開昭６１−７９７４５号公報および特開昭６１−１１７
２４５号公報の各々に開示されているように、Ｔｉの酸
化物あるいは窒化物を鋼中に微細分散させ、ＭｎＳとの
複合析出物からのフェライト生成により溶接後のミクロ
組織の微細化を図ることによりＨＡＺ靱性の優れた鋼材
の製造技術が公知になっている。これらの鋼はＴｉ酸化
物を鋼中に微細分散させるためにＴｉ脱酸を行なう必要
があり、そのために、従来の脱酸元素であるＡｌを重量
％で０．００６以下で実質的に添加していない。しかし
ながら、そのために、熱間圧延前の鋼片加熱段階におい
て、ＡｌＮによるオーステナイト結晶粒の粗大化抑制効
果が得られず熱間圧延後の結晶粒の細粒化が達成できず
、母材の靱性低下が懸念されていた。そのために、例え
ば、特開平２−１２５８１２号公報に開示されているよ
うに、鋼片を低温で加熱し結晶粒の粗大化を防止すると
ともに、かつ熱間圧延等条件を規制することで圧延によ
るフェライト粒微細化を達成し、母材の機械的性質、特
に靱性の向上を図っている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】以上のＴｉ酸化物を利
用する鋼材においては、目的とするＨＡＺの靱性は確か
に優れてはいるものの、母材の靱性は先の理由から改善
が必要とされる。また、母材靱性の改善のために、鋼片
を低温で加熱する方法、また熱間圧延で制御圧延を行な
うなどの方法が知られている。しかしながら、結晶粒の
粗大化を防ぐために鋼片の加熱を低温で行なうと、鋼片
が所定の温度に均一に加熱保持されるまでの時間が著し
く増大するために、生産性を著しく阻害する。また、制
御圧延によるミクロ組織の細粒化を得ようとすると、圧
延待ち時間が長時間にわたりやはり生産性の低下を招く
と同時に、圧延の効果は板厚が厚くなればなるほど板厚
中心部まで及びにくくなる。その結果、板厚中心部の靱
性の低下が懸念される等の問題点がある。本発明は上記
の問題点を解決するために、母材およびＨＡＺの靱性が
優れた溶接用鋼材の安価な製造法を提供するものである
。
用する鋼材においては、目的とするＨＡＺの靱性は確か
に優れてはいるものの、母材の靱性は先の理由から改善
が必要とされる。また、母材靱性の改善のために、鋼片
を低温で加熱する方法、また熱間圧延で制御圧延を行な
うなどの方法が知られている。しかしながら、結晶粒の
粗大化を防ぐために鋼片の加熱を低温で行なうと、鋼片
が所定の温度に均一に加熱保持されるまでの時間が著し
く増大するために、生産性を著しく阻害する。また、制
御圧延によるミクロ組織の細粒化を得ようとすると、圧
延待ち時間が長時間にわたりやはり生産性の低下を招く
と同時に、圧延の効果は板厚が厚くなればなるほど板厚
中心部まで及びにくくなる。その結果、板厚中心部の靱
性の低下が懸念される等の問題点がある。本発明は上記
の問題点を解決するために、母材およびＨＡＺの靱性が
優れた溶接用鋼材の安価な製造法を提供するものである
。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者らはＴｉ酸化物
を利用した溶接用構造用鋼において、低コストでかつ母
材の靱性、特に、板厚中心部の靱性を抜本的に向上せし
める方法を検討した結果、高価な合金元素を多量に添加
することなく板厚方向の靱性を均一に向上できる方法を
見いだした。本発明者らは、一旦高温に加熱され粗大化
したオーステナイト組織でも、鋼板表層部から板厚１／
４ｔ部では１１００℃以下の温度で適切な圧延を行なえ
ば細粒化すること、さらに、板厚中心部でも鋼片を低温
加熱すれば細粒化が達成されると言う従来知見を考慮し
、この二つの現象を同時に生じさせれば目的とするミク
ロ組織の細粒化が板厚各位置で得られると考えた。本発
明はその手段を提供するものである。まず、本発明者ら
は鋼片の加熱過程における鋼片内部の温度変化を考察し
、加熱途中の非定常状態において、熱伝導により鋼片表
層部と中心部に温度差が生じることに着目した。すなわ
ち、温度が鋼片表層部より低い中心部の温度が目的とす
る温度範囲に加熱されている間に鋼片を抽出すれば、結
晶粒の粗大化を防止でき、しかも加熱時間を大幅に短縮
できることを見いだした。一方、鋼片表層部は中心部よ
り温度が高い状態にあるものの、この場合、先に明らか
になっている知見から、熱間圧延により結晶粒の細粒化
が図れると考えられる。
を利用した溶接用構造用鋼において、低コストでかつ母
材の靱性、特に、板厚中心部の靱性を抜本的に向上せし
める方法を検討した結果、高価な合金元素を多量に添加
することなく板厚方向の靱性を均一に向上できる方法を
見いだした。本発明者らは、一旦高温に加熱され粗大化
したオーステナイト組織でも、鋼板表層部から板厚１／
４ｔ部では１１００℃以下の温度で適切な圧延を行なえ
ば細粒化すること、さらに、板厚中心部でも鋼片を低温
加熱すれば細粒化が達成されると言う従来知見を考慮し
、この二つの現象を同時に生じさせれば目的とするミク
ロ組織の細粒化が板厚各位置で得られると考えた。本発
明はその手段を提供するものである。まず、本発明者ら
は鋼片の加熱過程における鋼片内部の温度変化を考察し
、加熱途中の非定常状態において、熱伝導により鋼片表
層部と中心部に温度差が生じることに着目した。すなわ
ち、温度が鋼片表層部より低い中心部の温度が目的とす
る温度範囲に加熱されている間に鋼片を抽出すれば、結
晶粒の粗大化を防止でき、しかも加熱時間を大幅に短縮
できることを見いだした。一方、鋼片表層部は中心部よ
り温度が高い状態にあるものの、この場合、先に明らか
になっている知見から、熱間圧延により結晶粒の細粒化
が図れると考えられる。
【０００５】本発明はこのような基本思想に基づいて構
成したもので、その要旨は、 （１）重量％として Ｃ ：０．０２〜０．１８％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ：０．４〜２．０％ Ａｌ：０．００４％以下 Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％ 粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０４〜１
×１０８個／ｍｍ２のＴｉ酸化物を含有し、残部がＦｅ
および不可避的不純物からなる鋼片を用いて鋼板を製造
するに際し、該鋼片を加熱炉に装入し、鋼片厚みの中心
部の最低温度がＡｃ３変態点に達した後、Ａｃ３＋１５
０℃以下にあって鋼片表層部との温度差が８０〜２８０
℃にある不均一加熱状態で加熱炉から鋼片を抽出し、圧
延仕上がり温度が鋼板表面において７００〜９５０℃で
ある熱間圧延を行なうことを特徴とする溶接熱影響部靱
性のすぐれた鋼板の製造法、 （２）重量％として Ｃ ：０．０２〜０．１８％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ：０．４〜２．０％ Ａｌ：０．００４％以下 Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％ 粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０４〜１
×１０８個／ｍｍ２のＴｉ酸化物を含有し、さらにＣｕ
：０．１〜２．０％ Ｎｉ：０．１〜３．０％ Ｎｂ：０．００１〜０．０５％ からなる強度改善元素群のうち１種または２種以上を含
有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を
用いて鋼板を製造するに際し、該鋼片を加熱炉に装入し
、鋼片厚みの中心部の最低温度がＡｃ３変態点に達した
後、Ａｃ３＋１５０℃以下にあって鋼片表層部との温度
差が８０〜２８０℃にある不均一加熱状態で加熱炉から
鋼片を抽出し、圧延仕上がり温度が鋼板表面において７
００〜９５０℃である熱間圧延を行なうことを特徴とす
る溶接熱影響部靱性のすぐれた鋼板の製造法、（３）重
量％として Ｃ ：０．０２〜０．１８％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ：０．４〜２．０％ Ａｌ：０．００４％以下 Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％ 粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０４〜１
×１０８個／ｍｍ２のＴｉ酸化物を含有し、さらにＣｒ
：０．１〜１．０％ Ｖ ：０．０１〜０．２％ Ｍｏ：０．１〜１．０％ からなる強度改善元素群のうちの１種または２種以上を
さらに含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からな
る鋼片を用いて鋼板を製造するに際し、該鋼片を加熱炉
に装入し、鋼片厚みの中心部の最低温度がＡｃ３変態点
に達した後、Ａｃ３＋１５０℃以下にあって鋼片表層部
との温度差が８０〜２８０℃にある不均一加熱状態で加
熱炉から鋼片を抽出し、圧延仕上がり温度が鋼板表面に
おいて７００〜９５０℃である熱間圧延を行なうことを
特徴とする溶接熱影響部靱性のすぐれた鋼板の製造法、
（４）重量％として Ｃ ：０．０２〜０．１８％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ：０．４〜２．０％ Ａｌ：０．００４％以下 Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％ 粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０４〜１
×１０８個／ｍｍ２のＴｉ酸化物を含有し、さらにＣｕ
：０．１〜２．０％ Ｎｉ：０．１〜３．０％ Ｎｂ：０．００１〜０．０５％ からなる強度改善元素群のうち１種または２種以上とＣ
ｒ：０．１〜１．０％ Ｖ ：０．０１〜０．２％ Ｍｏ：０．１〜１．０％ からなる強度改善元素群のうち１種または２種以上を含
有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を
用いて鋼板を製造するに際し、該鋼片を加熱炉に装入し
、鋼片厚みの中心部の最低温度がＡｃ３変態点に達した
後、Ａｃ３＋１５０℃以下にあって鋼片表層部との温度
差が８０〜２８０℃にある不均一加熱状態で加熱炉から
鋼片を抽出し、圧延仕上がり温度が鋼板表面において７
００〜９５０℃である熱間圧延を行なうことを特徴とす
る溶接熱影響部靱性のすぐれた鋼板の製造法である。
成したもので、その要旨は、 （１）重量％として Ｃ ：０．０２〜０．１８％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ：０．４〜２．０％ Ａｌ：０．００４％以下 Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％ 粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０４〜１
×１０８個／ｍｍ２のＴｉ酸化物を含有し、残部がＦｅ
および不可避的不純物からなる鋼片を用いて鋼板を製造
するに際し、該鋼片を加熱炉に装入し、鋼片厚みの中心
部の最低温度がＡｃ３変態点に達した後、Ａｃ３＋１５
０℃以下にあって鋼片表層部との温度差が８０〜２８０
℃にある不均一加熱状態で加熱炉から鋼片を抽出し、圧
延仕上がり温度が鋼板表面において７００〜９５０℃で
ある熱間圧延を行なうことを特徴とする溶接熱影響部靱
性のすぐれた鋼板の製造法、 （２）重量％として Ｃ ：０．０２〜０．１８％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ：０．４〜２．０％ Ａｌ：０．００４％以下 Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％ 粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０４〜１
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有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を
用いて鋼板を製造するに際し、該鋼片を加熱炉に装入し
、鋼片厚みの中心部の最低温度がＡｃ３変態点に達した
後、Ａｃ３＋１５０℃以下にあって鋼片表層部との温度
差が８０〜２８０℃にある不均一加熱状態で加熱炉から
鋼片を抽出し、圧延仕上がり温度が鋼板表面において７
００〜９５０℃である熱間圧延を行なうことを特徴とす
る溶接熱影響部靱性のすぐれた鋼板の製造法、（３）重
量％として Ｃ ：０．０２〜０．１８％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ：０．４〜２．０％ Ａｌ：０．００４％以下 Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％ 粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０４〜１
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：０．１〜１．０％ Ｖ ：０．０１〜０．２％ Ｍｏ：０．１〜１．０％ からなる強度改善元素群のうちの１種または２種以上を
さらに含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からな
る鋼片を用いて鋼板を製造するに際し、該鋼片を加熱炉
に装入し、鋼片厚みの中心部の最低温度がＡｃ３変態点
に達した後、Ａｃ３＋１５０℃以下にあって鋼片表層部
との温度差が８０〜２８０℃にある不均一加熱状態で加
熱炉から鋼片を抽出し、圧延仕上がり温度が鋼板表面に
おいて７００〜９５０℃である熱間圧延を行なうことを
特徴とする溶接熱影響部靱性のすぐれた鋼板の製造法、
（４）重量％として Ｃ ：０．０２〜０．１８％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ：０．４〜２．０％ Ａｌ：０．００４％以下 Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％ 粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０４〜１
×１０８個／ｍｍ２のＴｉ酸化物を含有し、さらにＣｕ
：０．１〜２．０％ Ｎｉ：０．１〜３．０％ Ｎｂ：０．００１〜０．０５％ からなる強度改善元素群のうち１種または２種以上とＣ
ｒ：０．１〜１．０％ Ｖ ：０．０１〜０．２％ Ｍｏ：０．１〜１．０％ からなる強度改善元素群のうち１種または２種以上を含
有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を
用いて鋼板を製造するに際し、該鋼片を加熱炉に装入し
、鋼片厚みの中心部の最低温度がＡｃ３変態点に達した
後、Ａｃ３＋１５０℃以下にあって鋼片表層部との温度
差が８０〜２８０℃にある不均一加熱状態で加熱炉から
鋼片を抽出し、圧延仕上がり温度が鋼板表面において７
００〜９５０℃である熱間圧延を行なうことを特徴とす
る溶接熱影響部靱性のすぐれた鋼板の製造法である。
【０００６】
【作用】以下、本発明の詳細をその作用とともに説明す
る。まず、本発明において鋼成分を上記のように限定し
た理由を述べる。 Ｃ：Ｃは強度確保に必要な元素であるが０．１８％を超
える含有量では溶接性が低下し、０．０２％未満では強
度が確保できない。したがって、Ｃ含有量の範囲は０．
０２〜０．１８％とする。 Ｓｉ：Ｓｉは製鋼上脱酸元素として必要な元素であり、
鋼中に０．０１％は含有されるが、０．５％を超えると
母材、ＨＡＺ靱性を低下させる。したがって、その範囲
を０．０１〜０．５％とする。 Ｍｎ：Ｍｎは強度、靱性の確保に必要な元素である。し
かしながら、２．０％を超えるとＨＡＺ靱性が著しく低
下し、逆に、０．４％未満では母材の強度確保が困難に
なるためにその範囲を０．４〜２．０％に制限する。 Ａｌ：Ａｌは通常の溶製工程では脱酸元素であるが、本
発明ではＴｉ酸化物を積極的に得るためにできるだけ低
い方が好ましく、０．００４％を超える含有量ではＴｉ
脱酸によるＨＡＺ靱性に対して好ましいＴｉ酸化物を得
ることができず、その上限を０．００４％とする。 Ｔｉ：Ｔｉは本発明において脱酸元素および窒化物形成
元素として添加されるもので、０．０２０％を超える添
加では窒化物だけでなく炭化物も形成され、母材の靱性
が著しく低下し、逆に、０．００３％未満の含有量では
ＨＡＺ靱性向上に有効な酸化物が確保されない。したが
って、その範囲を０．００３〜０．０２０％に制限する
。本発明鋼ではさらに、強靱性改善元素群として良好な
母材の強度、靱性を得るために以下のうちから１種また
は２種以上の元素を選択して添加できる。 Ｃｕ：Ｃｕは靱性を低下させずに強度を上昇させるので
あるが、０．１未満ではその効果がなく、２．０％を超
えると鋼片加熱時や溶接時の溶接部に熱間割れを生じや
すくする。したがって、その含有範囲を０．１〜２．０
％とする。 Ｎｉ：Ｎｉは焼き入れ性を上昇させ、強度の向上が得ら
れるとともに、マトリックスに固溶し靱性も向上させる
が、０．１％未満の含有量ではその効果が認められず、
３．０％以上では溶接性が低下するためその上限を３．
０％とする。 Ｎｂ：Ｎｂは圧延後のミクロ組織の微細化と析出硬化を
利用するために添加するもので、強度靱性を共に向上さ
せる。しかしながら、０．００１％未満の添加ではその
効果がなく、０．０５％以上含有すると溶接性および靱
性を阻害する。さらに、鋼材の厚手化など強度をより向
上させる場合、本発明では以下の強度改善元素群のうち
から１種または２種以上を選択して添加できる。 Ｃｒ：Ｃｒは微細なベイナイト組織を生成し、強度を向
上させる元素である。この場合、０．１％未満ではその
効果がなく、１．０％を超えて添加すると炭化物が異常
に増加し靱性の著しい低下を招く。 Ｖ：ＶはＮｂとほぼ同様な効果をもつが、０．０１％未
満の添加では強度改善効果が小さく、逆に、０．２％を
超えて含有すると過剰な析出物の生成により靱性を低下
させる。 Ｍｏ：Ｍｏは焼入れ性の上昇とともに、炭化物を生成し
強度を改善する元素である。しかしながら、０．１％未
満の添加では顕著な改善効果が認められず、１．０％を
超える添加では粗大な析出物を形成し靱性を著しく低下
させる。上記成分の他に、不可避的不純物元素としてＰ
，Ｓ等は本発明の特性である靱性を阻害する有害な元素
であるために、その量は少ないほど良いが、好ましくは
Ｐは０．０２％以下、Ｓは０．００５％以下であれば本
発明には差し支えない。なお、Ｎは鋼中の気体成分とし
て不可避的に混入するが、０．０１％以上含有するとＨ
ＡＺのミクロ組織中に島状マルテンサイト組織が生成し
、靱性が著しく低下する。
る。まず、本発明において鋼成分を上記のように限定し
た理由を述べる。 Ｃ：Ｃは強度確保に必要な元素であるが０．１８％を超
える含有量では溶接性が低下し、０．０２％未満では強
度が確保できない。したがって、Ｃ含有量の範囲は０．
０２〜０．１８％とする。 Ｓｉ：Ｓｉは製鋼上脱酸元素として必要な元素であり、
鋼中に０．０１％は含有されるが、０．５％を超えると
母材、ＨＡＺ靱性を低下させる。したがって、その範囲
を０．０１〜０．５％とする。 Ｍｎ：Ｍｎは強度、靱性の確保に必要な元素である。し
かしながら、２．０％を超えるとＨＡＺ靱性が著しく低
下し、逆に、０．４％未満では母材の強度確保が困難に
なるためにその範囲を０．４〜２．０％に制限する。 Ａｌ：Ａｌは通常の溶製工程では脱酸元素であるが、本
発明ではＴｉ酸化物を積極的に得るためにできるだけ低
い方が好ましく、０．００４％を超える含有量ではＴｉ
脱酸によるＨＡＺ靱性に対して好ましいＴｉ酸化物を得
ることができず、その上限を０．００４％とする。 Ｔｉ：Ｔｉは本発明において脱酸元素および窒化物形成
元素として添加されるもので、０．０２０％を超える添
加では窒化物だけでなく炭化物も形成され、母材の靱性
が著しく低下し、逆に、０．００３％未満の含有量では
ＨＡＺ靱性向上に有効な酸化物が確保されない。したが
って、その範囲を０．００３〜０．０２０％に制限する
。本発明鋼ではさらに、強靱性改善元素群として良好な
母材の強度、靱性を得るために以下のうちから１種また
は２種以上の元素を選択して添加できる。 Ｃｕ：Ｃｕは靱性を低下させずに強度を上昇させるので
あるが、０．１未満ではその効果がなく、２．０％を超
えると鋼片加熱時や溶接時の溶接部に熱間割れを生じや
すくする。したがって、その含有範囲を０．１〜２．０
％とする。 Ｎｉ：Ｎｉは焼き入れ性を上昇させ、強度の向上が得ら
れるとともに、マトリックスに固溶し靱性も向上させる
が、０．１％未満の含有量ではその効果が認められず、
３．０％以上では溶接性が低下するためその上限を３．
０％とする。 Ｎｂ：Ｎｂは圧延後のミクロ組織の微細化と析出硬化を
利用するために添加するもので、強度靱性を共に向上さ
せる。しかしながら、０．００１％未満の添加ではその
効果がなく、０．０５％以上含有すると溶接性および靱
性を阻害する。さらに、鋼材の厚手化など強度をより向
上させる場合、本発明では以下の強度改善元素群のうち
から１種または２種以上を選択して添加できる。 Ｃｒ：Ｃｒは微細なベイナイト組織を生成し、強度を向
上させる元素である。この場合、０．１％未満ではその
効果がなく、１．０％を超えて添加すると炭化物が異常
に増加し靱性の著しい低下を招く。 Ｖ：ＶはＮｂとほぼ同様な効果をもつが、０．０１％未
満の添加では強度改善効果が小さく、逆に、０．２％を
超えて含有すると過剰な析出物の生成により靱性を低下
させる。 Ｍｏ：Ｍｏは焼入れ性の上昇とともに、炭化物を生成し
強度を改善する元素である。しかしながら、０．１％未
満の添加では顕著な改善効果が認められず、１．０％を
超える添加では粗大な析出物を形成し靱性を著しく低下
させる。上記成分の他に、不可避的不純物元素としてＰ
，Ｓ等は本発明の特性である靱性を阻害する有害な元素
であるために、その量は少ないほど良いが、好ましくは
Ｐは０．０２％以下、Ｓは０．００５％以下であれば本
発明には差し支えない。なお、Ｎは鋼中の気体成分とし
て不可避的に混入するが、０．０１％以上含有するとＨ
ＡＺのミクロ組織中に島状マルテンサイト組織が生成し
、靱性が著しく低下する。
【０００７】上記の鋼成分を有する鋼を転炉あるいは電
気炉等で溶製し、連続鋳造、あるいは造塊分塊法により
鋼片を製造する。このとき、鋼片内部には粒子径が０．
１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０４〜１×１０８個／
ｍｍ２のＴｉ酸化物あるいはＴｉ酸化物と窒化物の複合
体を含有している必要がある。この条件は溶接後のミク
ロ組織の微細化を図るために、粗大化した旧オーステナ
イト粒内からフェライト変態を生成させるために必要な
ＭｎＳの析出部の析出サイトとしての、それら酸化物の
大きさおよび個数を限定するものである。すなわち、そ
の粒子の大きさが０．１μｍ未満では溶接時の冷却過程
で好ましいＭｎＳの析出が得られず、３．０μｍを超え
る酸化物が存在すると靱性の低下を招く。また、その数
については最適値が存在し、５×１０４個／ｍｍ２未満
であると生成するフェライト数が少なく、期待される靱
性の向上が得られず、逆に、１×１０８個／ｍｍ２を超
えると酸化物がクラスターを形成し、やはり靱性に悪影
響を及ぼす。なお、このようなＴｉ酸化物あるいは窒化
物との複合体を鋼中に微細分散せしめるためにはすでに
公知となっている技術を適宜選択することで達成できる
。例えば、あらかじめ前記粒度の範囲内に調整したＴｉ
酸化物を溶鋼に噴射添加し、そのまま鋳造する方法や、
凝固直前にＴｉ脱酸を行ない、そのまま凝固させる方法
等がある。このようなＡｌの含有量が著しく低い鋼は、
ＡｌＮによる加熱時のオーステナイト結晶粒のピニング
効果が得られないために通常の圧延では、細粒なミクロ
組織を得ることができない。また、靱性向上のために、
低温加熱法や制御圧延法などを単独にあるいはそれらを
組み合わせて採用すると著しく生産を阻害し、鋼材コス
トを増加するだけでなく、場合によっては板厚方向に均
一な性質が得られない。以上の課題を解決するために、
本発明者らは以下の方法を発明した。
気炉等で溶製し、連続鋳造、あるいは造塊分塊法により
鋼片を製造する。このとき、鋼片内部には粒子径が０．
１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０４〜１×１０８個／
ｍｍ２のＴｉ酸化物あるいはＴｉ酸化物と窒化物の複合
体を含有している必要がある。この条件は溶接後のミク
ロ組織の微細化を図るために、粗大化した旧オーステナ
イト粒内からフェライト変態を生成させるために必要な
ＭｎＳの析出部の析出サイトとしての、それら酸化物の
大きさおよび個数を限定するものである。すなわち、そ
の粒子の大きさが０．１μｍ未満では溶接時の冷却過程
で好ましいＭｎＳの析出が得られず、３．０μｍを超え
る酸化物が存在すると靱性の低下を招く。また、その数
については最適値が存在し、５×１０４個／ｍｍ２未満
であると生成するフェライト数が少なく、期待される靱
性の向上が得られず、逆に、１×１０８個／ｍｍ２を超
えると酸化物がクラスターを形成し、やはり靱性に悪影
響を及ぼす。なお、このようなＴｉ酸化物あるいは窒化
物との複合体を鋼中に微細分散せしめるためにはすでに
公知となっている技術を適宜選択することで達成できる
。例えば、あらかじめ前記粒度の範囲内に調整したＴｉ
酸化物を溶鋼に噴射添加し、そのまま鋳造する方法や、
凝固直前にＴｉ脱酸を行ない、そのまま凝固させる方法
等がある。このようなＡｌの含有量が著しく低い鋼は、
ＡｌＮによる加熱時のオーステナイト結晶粒のピニング
効果が得られないために通常の圧延では、細粒なミクロ
組織を得ることができない。また、靱性向上のために、
低温加熱法や制御圧延法などを単独にあるいはそれらを
組み合わせて採用すると著しく生産を阻害し、鋼材コス
トを増加するだけでなく、場合によっては板厚方向に均
一な性質が得られない。以上の課題を解決するために、
本発明者らは以下の方法を発明した。
【０００８】鋼片を熱間圧延するために加熱する工程に
おいて、まず鋼片の表面から温度が上昇し、熱伝導によ
り鋼片内部に熱が伝わる。本発明の特徴は、その鋼片の
厚みの中心部の最低温度がＡｃ３変態点に到達した後、
Ａｃ３変態点＋１５０℃以下にあって鋼片表層部との温
度差が８０℃以上２８０℃以下にあるような、均一な加
熱状態になる前の不均一な加熱状態で加熱炉から抽出し
、圧延を行なうことである。従来、鋼片の加熱は、温度
の精度を保って可能な限り鋼片厚み方向に均一に加熱し
その後圧延するのが常識となっている。例えば、現在の
鋼片加熱炉の主流となっている連続加熱炉では、換熱帯
、予熱帯、加熱帯のあとに均熱帯をもうけており、鋼片
の表層部と中心部との温度差を可能な限り小さくする工
夫をしている。しかし、本発明においては上記のように
意識的に鋼片の厚み方向に温度差をもうけて、圧延直前
の鋼片中心部の温度を低温状態にすることで、結晶粒の
細粒化を図ることができる。また、表層部近傍は圧延に
よる再結晶効果により細粒化させることで、結果として
鋼板の厚み方向の靱性が極めて良好な鋼板の製造が可能
になる。
おいて、まず鋼片の表面から温度が上昇し、熱伝導によ
り鋼片内部に熱が伝わる。本発明の特徴は、その鋼片の
厚みの中心部の最低温度がＡｃ３変態点に到達した後、
Ａｃ３変態点＋１５０℃以下にあって鋼片表層部との温
度差が８０℃以上２８０℃以下にあるような、均一な加
熱状態になる前の不均一な加熱状態で加熱炉から抽出し
、圧延を行なうことである。従来、鋼片の加熱は、温度
の精度を保って可能な限り鋼片厚み方向に均一に加熱し
その後圧延するのが常識となっている。例えば、現在の
鋼片加熱炉の主流となっている連続加熱炉では、換熱帯
、予熱帯、加熱帯のあとに均熱帯をもうけており、鋼片
の表層部と中心部との温度差を可能な限り小さくする工
夫をしている。しかし、本発明においては上記のように
意識的に鋼片の厚み方向に温度差をもうけて、圧延直前
の鋼片中心部の温度を低温状態にすることで、結晶粒の
細粒化を図ることができる。また、表層部近傍は圧延に
よる再結晶効果により細粒化させることで、結果として
鋼板の厚み方向の靱性が極めて良好な鋼板の製造が可能
になる。
【０００９】図１に種々の加熱条件において、鋼片表層
部（表面下５ｍｍ）と中心部の温度差を変化させた時の
鋼板の板厚各位置（○：板厚中心部 ●：表層部７ｍ
ｍ）での靱性の変化を示す。実験に用いた鋼材の成分は
表２に示すＡ鋼を用いた。鋼片は加熱炉から抽出後、仕
上げ温度の範囲が７５０℃〜７８０℃である圧延を行な
い焼戻し処理を行なった。なお、鋼片の厚みは２００ｍ
ｍであった。図から明らかなように、表層部と中心部の
温度差が２８０℃超になると鋼板表面部の温度が高くな
りオーステナイト結晶粒が粗大化するために●に示すよ
うに靱性が低下する。逆に、その温度差が８０℃未満で
は鋼片中心部の温度が高くなるため、靱性が低下する。 したがって、本発明は鋼片中心部の温度を表層部の温度
より８０〜２８０℃の範囲に低温にして、熱間圧延を行
なうものである。また、鋼片中心部の温度がＡｃ３変態
点未満では鋳造時の凝固組織が残存し、均一なミクロ組
織が得られず、逆にＡｃ３変態点＋１５０℃超に加熱さ
れると、オーステナイト結晶粒が粗大化し目的とする良
好な低温靱性が得られない。なお、本発明における鋼片
内部の温度管理には、実測、計算など種々の方法を適用
することができる。たとえば、連続加熱炉の鋼片の温度
は、一般にコンピュータを利用して一定周期で厚さ方向
の一次元熱伝導方程式を差分法により計算して管理され
ている。これは、実測値に対する計算誤差は約２０℃以
内という良い精度である（神戸製鋼技報／Ｖｏｌ．３３
Ｎｏ．４「熱延工場加熱炉の計算機制御」参照）の
で、本発明においても同様の手法を用いて鋼片中心温度
の管理をしてもよい。また、簡便には、Ｈｅｉｓｌｅｒ
の計算図表（Ｍ．Ｐ．Ｈｅｉｓｌｅｒ著：”Ｔｅｍｐｅ
ｒａｔｕｒｅ Ｃｈａｒｔｓ ｆｏｒ ｉｎｄｕ
ｓｔｒｉｅｓ ａｎｄ Ｃｏｎｓｔａｎｔ Ｈｅ
ａｔｉｎｇ”Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎ ｏｆ ｔｈ
ｅ Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｏｆ
Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ １９
４７ Ａｐｒｉｌ）によってもよく、特に、後者は鋼片
加熱炉がバッチ炉の場合に適する（適用の一例 Ｗ．
Ｔｒｉｎｋ ＆ Ｍ．Ｈ．Ｍａｗｈｉｎｎｅｙ著、
鈴木弘、井田緑朗訳：工業加熱炉（上巻）コロナ社
Ｐ４２０参照）。
部（表面下５ｍｍ）と中心部の温度差を変化させた時の
鋼板の板厚各位置（○：板厚中心部 ●：表層部７ｍ
ｍ）での靱性の変化を示す。実験に用いた鋼材の成分は
表２に示すＡ鋼を用いた。鋼片は加熱炉から抽出後、仕
上げ温度の範囲が７５０℃〜７８０℃である圧延を行な
い焼戻し処理を行なった。なお、鋼片の厚みは２００ｍ
ｍであった。図から明らかなように、表層部と中心部の
温度差が２８０℃超になると鋼板表面部の温度が高くな
りオーステナイト結晶粒が粗大化するために●に示すよ
うに靱性が低下する。逆に、その温度差が８０℃未満で
は鋼片中心部の温度が高くなるため、靱性が低下する。 したがって、本発明は鋼片中心部の温度を表層部の温度
より８０〜２８０℃の範囲に低温にして、熱間圧延を行
なうものである。また、鋼片中心部の温度がＡｃ３変態
点未満では鋳造時の凝固組織が残存し、均一なミクロ組
織が得られず、逆にＡｃ３変態点＋１５０℃超に加熱さ
れると、オーステナイト結晶粒が粗大化し目的とする良
好な低温靱性が得られない。なお、本発明における鋼片
内部の温度管理には、実測、計算など種々の方法を適用
することができる。たとえば、連続加熱炉の鋼片の温度
は、一般にコンピュータを利用して一定周期で厚さ方向
の一次元熱伝導方程式を差分法により計算して管理され
ている。これは、実測値に対する計算誤差は約２０℃以
内という良い精度である（神戸製鋼技報／Ｖｏｌ．３３
Ｎｏ．４「熱延工場加熱炉の計算機制御」参照）の
で、本発明においても同様の手法を用いて鋼片中心温度
の管理をしてもよい。また、簡便には、Ｈｅｉｓｌｅｒ
の計算図表（Ｍ．Ｐ．Ｈｅｉｓｌｅｒ著：”Ｔｅｍｐｅ
ｒａｔｕｒｅ Ｃｈａｒｔｓ ｆｏｒ ｉｎｄｕ
ｓｔｒｉｅｓ ａｎｄ Ｃｏｎｓｔａｎｔ Ｈｅ
ａｔｉｎｇ”Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎ ｏｆ ｔｈ
ｅ Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｏｆ
Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ １９
４７ Ａｐｒｉｌ）によってもよく、特に、後者は鋼片
加熱炉がバッチ炉の場合に適する（適用の一例 Ｗ．
Ｔｒｉｎｋ ＆ Ｍ．Ｈ．Ｍａｗｈｉｎｎｅｙ著、
鈴木弘、井田緑朗訳：工業加熱炉（上巻）コロナ社
Ｐ４２０参照）。
【００１０】加熱に続く、熱間圧延では仕上げ温度が７
００℃以上、９５０℃以下であるような圧延を行なう。 これは、圧延再結晶による鋼片表層部近傍の結晶粒を細
粒にするために必要な温度規制であって、仕上げ温度が
９５０℃を超えると圧延により期待される細粒化効果が
得られず、鋼板表層部の靱性が低下する。また、仕上げ
温度が７００℃未満では圧延集合組織の発達により機械
的性質に異方性が生じるため構造用鋼としては好ましく
ない。また、この圧延条件は仕上げ温度が本発明範囲内
であれば、先に述べた制御圧延技術、あるいは特開平１
−１９５２４４号公報に記載されているようなすでに公
知となっている圧延後制御冷却技術、等を適宜選択し実
施してもよい。
００℃以上、９５０℃以下であるような圧延を行なう。 これは、圧延再結晶による鋼片表層部近傍の結晶粒を細
粒にするために必要な温度規制であって、仕上げ温度が
９５０℃を超えると圧延により期待される細粒化効果が
得られず、鋼板表層部の靱性が低下する。また、仕上げ
温度が７００℃未満では圧延集合組織の発達により機械
的性質に異方性が生じるため構造用鋼としては好ましく
ない。また、この圧延条件は仕上げ温度が本発明範囲内
であれば、先に述べた制御圧延技術、あるいは特開平１
−１９５２４４号公報に記載されているようなすでに公
知となっている圧延後制御冷却技術、等を適宜選択し実
施してもよい。
【００１１】
【実施例】次に、本発明の実施例について示す。表１に
示す組成および変態点を有する鋼を溶製して得た鋼片を
、表２に示す種々の製造条件に基づいて板厚３２〜７５
ｍｍの鋼板を製造した。そして、その母材の衝撃値およ
び溶接サイクル後の衝撃値を調べ表３に示した。なお、
溶接熱サイクルの条件は最高加熱温度１３５０℃、８０
０℃から５００℃までの冷却速度が１７℃／ｓｅｃであ
った。
示す組成および変態点を有する鋼を溶製して得た鋼片を
、表２に示す種々の製造条件に基づいて板厚３２〜７５
ｍｍの鋼板を製造した。そして、その母材の衝撃値およ
び溶接サイクル後の衝撃値を調べ表３に示した。なお、
溶接熱サイクルの条件は最高加熱温度１３５０℃、８０
０℃から５００℃までの冷却速度が１７℃／ｓｅｃであ
った。
【００１２】
【表１Ａ】
【００１３】
【表１Ｂ】
【００１４】
【表２】
【００１５】
【表３Ａ】
【００１６】
【表３Ｂ】
【００１７】表３に見られるように、本発明鋼（製造条
件１，２，４，６，８，１０，１２，１４，１６，１７
，１８）の母材の強度と靱性は板厚方向の差違が小さく
、かつ靱性も比較鋼と比べ良好な値を示す。また、ＨＡ
Ｚ靱性は基本成分系およびＴｉ酸化物の状態に依存する
ために、これが本発明範囲内であれば表２に示した製造
条件によらず良好な値を示す。これに対し、製造条件３
，５，７，９，１１，１３，１５，１９，２０，２１，
２２は本発明範囲を逸脱しているものである。その中で
、製造条件３，１３，１５は従来一般的に行なわれてい
る条件で製造されており、鋼片表層部と中心部の加熱温
度差が極めて小さい。この場合、加熱中の鋼片中心部の
オーステナイト結晶粒が粗大化するために、板厚中心部
の靱性低下が認められる。製造条件７，１１はいずれも
鋼片中心部の温度がＡｃ３変態点＋１５０℃以上の場合
である。この場合も前述したように、板厚中心部の結晶
粒の細粒化が不十分であり中心部の靱性が低い。製造条
件９は表層部と中心部の温度差が３２５℃であり、本発
明範囲の２８０℃以下という条件から逸脱しているもの
である。この場合、鋼片表層部の加熱温度が極めて高く
なるために、その後の熱間圧延でも結晶粒の細粒化が得
られず、中心部に比べ、鋼板表層部の靱性の低下が認め
られる。また、製造条件５は鋼片中心部の温度がＡｃ３
変態点以下であるものである。この場合、鋼片中心部に
鋳造時の凝固組織が残り、均一なミクロ組織が得られず
、鋼板中心部強度、靱性の低下をきたす。製造条件１９
，２０，２１，２２はＨＡＺ靱性向上に効果があるＴｉ
酸化物個数が低下している例である。この場合、表１に
示したように、各基本成分系は、それぞれＡ、Ｂ、Ｊ、
Ｇ鋼とほぼ同一であるが、Ｔｉ酸化物個数が本発明範囲
を逸脱しているために、母材の強度、靱性は本発明鋼と
同じ程度であるものの、溶接熱サイクル後の靱性の低下
が認められる。
件１，２，４，６，８，１０，１２，１４，１６，１７
，１８）の母材の強度と靱性は板厚方向の差違が小さく
、かつ靱性も比較鋼と比べ良好な値を示す。また、ＨＡ
Ｚ靱性は基本成分系およびＴｉ酸化物の状態に依存する
ために、これが本発明範囲内であれば表２に示した製造
条件によらず良好な値を示す。これに対し、製造条件３
，５，７，９，１１，１３，１５，１９，２０，２１，
２２は本発明範囲を逸脱しているものである。その中で
、製造条件３，１３，１５は従来一般的に行なわれてい
る条件で製造されており、鋼片表層部と中心部の加熱温
度差が極めて小さい。この場合、加熱中の鋼片中心部の
オーステナイト結晶粒が粗大化するために、板厚中心部
の靱性低下が認められる。製造条件７，１１はいずれも
鋼片中心部の温度がＡｃ３変態点＋１５０℃以上の場合
である。この場合も前述したように、板厚中心部の結晶
粒の細粒化が不十分であり中心部の靱性が低い。製造条
件９は表層部と中心部の温度差が３２５℃であり、本発
明範囲の２８０℃以下という条件から逸脱しているもの
である。この場合、鋼片表層部の加熱温度が極めて高く
なるために、その後の熱間圧延でも結晶粒の細粒化が得
られず、中心部に比べ、鋼板表層部の靱性の低下が認め
られる。また、製造条件５は鋼片中心部の温度がＡｃ３
変態点以下であるものである。この場合、鋼片中心部に
鋳造時の凝固組織が残り、均一なミクロ組織が得られず
、鋼板中心部強度、靱性の低下をきたす。製造条件１９
，２０，２１，２２はＨＡＺ靱性向上に効果があるＴｉ
酸化物個数が低下している例である。この場合、表１に
示したように、各基本成分系は、それぞれＡ、Ｂ、Ｊ、
Ｇ鋼とほぼ同一であるが、Ｔｉ酸化物個数が本発明範囲
を逸脱しているために、母材の強度、靱性は本発明鋼と
同じ程度であるものの、溶接熱サイクル後の靱性の低下
が認められる。
【００１８】
【発明の効果】本発明による組成範囲、および製造法を
実施することで、母材板厚表層部から中心部まで強度、
靱性が優れ、かつ溶接熱影響部の靱性の優れた溶接構造
用鋼の製造が可能になった。また、本発明により、制御
圧延を行なう場合、不可欠である低温加熱が実施できな
い旧来の加熱炉でも高靱性鋼を製造できるようになり、
さらに従来の加熱法に比べ加熱時間が大幅に短縮でき、
経済的な加熱ができるようになった。
実施することで、母材板厚表層部から中心部まで強度、
靱性が優れ、かつ溶接熱影響部の靱性の優れた溶接構造
用鋼の製造が可能になった。また、本発明により、制御
圧延を行なう場合、不可欠である低温加熱が実施できな
い旧来の加熱炉でも高靱性鋼を製造できるようになり、
さらに従来の加熱法に比べ加熱時間が大幅に短縮でき、
経済的な加熱ができるようになった。
【図１】表１のＡ鋼の組成を有する鋼を加熱温度１００
０〜１２００℃加熱し、そのときの鋼片表層部と中心部
との温度差が、板厚（５０ｍｍ）の表層部と中心部の靱
性に及ぼす影響を示した図面である。
０〜１２００℃加熱し、そのときの鋼片表層部と中心部
との温度差が、板厚（５０ｍｍ）の表層部と中心部の靱
性に及ぼす影響を示した図面である。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％として Ｃ ：０．０２〜０．１８％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ：０．４〜２．０％ Ａｌ：０．００４％以下 Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％ 粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０４〜１
×１０８個／ｍｍ２のＴｉ酸化物を含有し、残部がＦｅ
および不可避的不純物からなる鋼片を用いて鋼板を製造
するに際し、該鋼片を加熱炉に装入し、鋼片厚みの中心
部の最低温度がＡｃ３変態点に達した後、Ａｃ３＋１５
０℃以下にあって鋼片表層部との温度差が８０〜２８０
℃にある不均一加熱状態で加熱炉から鋼片を抽出し、圧
延仕上がり温度が鋼板表面において７００〜９５０℃で
ある熱間圧延を行なうことを特徴とする溶接熱影響部靱
性のすぐれた鋼板の製造法。 - 【請求項２】 重量％として Ｃ ：０．０２〜０．１８％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ：０．４〜２．０％ Ａｌ：０．００４％以下 Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％ 粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０４〜１
×１０８個／ｍｍ２のＴｉ酸化物を含有し、さらにＣｕ
：０．１〜２．０％ Ｎｉ：０．１〜３．０％ Ｎｂ：０．００１〜０．０５％ からなる強靱性改善元素群のうち１種または２種以上を
含有し、残物がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼片
を用いて鋼板を製造するに際し、該鋼片を加熱炉に装入
し、鋼片厚みの中心部の最低温度がＡｃ３変態点に達し
た後、Ａｃ３＋１５０℃以下にあって鋼片表層部との温
度差が８０〜２８０℃にある不均一加熱状態で加熱炉か
ら鋼片を抽出し、圧延仕上がり温度が鋼板表面において
７００〜９５０℃である熱間圧延を行なうことを特徴と
する溶接熱影響部靱性のすぐれた鋼板の製造法。 - 【請求項３】 重量％として Ｃ ：０．０２〜０．１８％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ：０．４〜２．０％ Ａｌ：０．００４％以下 Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％ 粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０４〜１
×１０８個／ｍｍ２のＴｉ酸化物を含有し、さらにＣｒ
：０．１〜１．０％ Ｖ ：０．０１〜０．２％ Ｍｏ：０．１〜１．０％ からなる強度改善元素群のうちの１種または２種以上を
さらに含有し、残物がＦｅおよび不可避的不純物からな
る鋼片を用いて鋼板を製造するに際し、該鋼片を加熱炉
に装入し、鋼片厚みの中心部の最低温度がＡｃ３変態点
に達した後、Ａｃ３＋１５０℃以下にあって鋼片表層部
との温度差が８０〜２８０℃にある不均一加熱状態で加
熱炉から鋼片を抽出し、圧延仕上がり温度が鋼板表面に
おいて７００〜９５０℃である熱間圧延を行なうことを
特徴とする溶接熱影響部靱性のすぐれた鋼板の製造法。 - 【請求項４】 重量％として Ｃ ：０．０２〜０．１８％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ：０．４〜２．０％ Ａｌ：０．００４％以下 Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％ 粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０４〜１
×１０８個／ｍｍ２のＴｉ酸化物を含有し、さらにＣｕ
：０．１〜２．０％ Ｎｉ：０．１〜３．０％ Ｎｂ：０．００１〜０．０５％ からなる強靱性改善元素群のうち１種または２種以上と
Ｃｒ：０．１〜１．０％ Ｖ ：０．０１〜０．２％ Ｍｏ：０．１〜１．０％ からなる強度改善元素群のうち１種または２種以上を含
有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を
用いて鋼板を製造するに際し、該鋼片を加熱炉に装入し
、鋼片厚みの中心部の最低温度がＡｃ３変態点に達した
後、Ａｃ３＋１５０℃以下にあって鋼片表層部との温度
差が８０〜２８０℃にある不均一加熱状態で加熱炉から
鋼片を抽出し、圧延仕上がり温度が鋼板表面において７
００〜９５０℃である熱間圧延を行なうことを特徴とす
る溶接熱影響部靱性のすぐれた鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13862791A JPH04337027A (ja) | 1991-05-15 | 1991-05-15 | 溶接熱影響部靱性の優れた鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13862791A JPH04337027A (ja) | 1991-05-15 | 1991-05-15 | 溶接熱影響部靱性の優れた鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04337027A true JPH04337027A (ja) | 1992-11-25 |
Family
ID=15226482
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13862791A Withdrawn JPH04337027A (ja) | 1991-05-15 | 1991-05-15 | 溶接熱影響部靱性の優れた鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04337027A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012241268A (ja) * | 2011-05-24 | 2012-12-10 | Jfe Steel Corp | 高圧縮強度鋼管及びその製造方法 |
| JP2017193759A (ja) * | 2016-04-21 | 2017-10-26 | 新日鐵住金株式会社 | 厚鋼板およびその製造方法 |
-
1991
- 1991-05-15 JP JP13862791A patent/JPH04337027A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012241268A (ja) * | 2011-05-24 | 2012-12-10 | Jfe Steel Corp | 高圧縮強度鋼管及びその製造方法 |
| JP2017193759A (ja) * | 2016-04-21 | 2017-10-26 | 新日鐵住金株式会社 | 厚鋼板およびその製造方法 |
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
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