JPH05148544A - 板厚方向の硬さ分布が均一な高強度高靭性鋼板の製造法 - Google Patents
板厚方向の硬さ分布が均一な高強度高靭性鋼板の製造法Info
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- JPH05148544A JPH05148544A JP30872991A JP30872991A JPH05148544A JP H05148544 A JPH05148544 A JP H05148544A JP 30872991 A JP30872991 A JP 30872991A JP 30872991 A JP30872991 A JP 30872991A JP H05148544 A JPH05148544 A JP H05148544A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は板厚方向の硬さ分布が均一な高強度
鋼板の製造法を提供する。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１６％、Ｓ
ｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．５〜２．２％、Ｔｉ：
０．００５〜０．１％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．
００８％以下、必要に応じてＣｕ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍ
ｏ，Ｃｒ，Ｂ，Ｃａの一種または二種を含有した鋼片を
１０００〜１２５０℃の温度範囲に加熱後、圧延途中で
一旦鋼板を冷却し、その後復熱させて表面温度が８００
℃以下で圧延を再開し、圧延途中に８００℃を超えるこ
となく８００℃以下で圧延を終了し、その後加速冷却す
る。
鋼板の製造法を提供する。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１６％、Ｓ
ｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．５〜２．２％、Ｔｉ：
０．００５〜０．１％、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．
００８％以下、必要に応じてＣｕ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍ
ｏ，Ｃｒ，Ｂ，Ｃａの一種または二種を含有した鋼片を
１０００〜１２５０℃の温度範囲に加熱後、圧延途中で
一旦鋼板を冷却し、その後復熱させて表面温度が８００
℃以下で圧延を再開し、圧延途中に８００℃を超えるこ
となく８００℃以下で圧延を終了し、その後加速冷却す
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は特に、板厚方向に均一な
硬さ分布を有する高強度高靭性鋼板の製造法に関するも
のである。
硬さ分布を有する高強度高靭性鋼板の製造法に関するも
のである。
【０００２】
【従来の技術】一般に調質高張力鋼板や加速冷却鋼板
は、表面と中心で冷却速度が異なるので、表面と中心で
硬さの差が大きく、とくに板厚が厚くなるとさらに硬さ
の差が大きくなるために、品質や形状のバラツキが大き
くなる。
は、表面と中心で冷却速度が異なるので、表面と中心で
硬さの差が大きく、とくに板厚が厚くなるとさらに硬さ
の差が大きくなるために、品質や形状のバラツキが大き
くなる。
【０００３】この問題に対して特公昭５５−４９１２４
号公報では鋼板の表面温度のみをＡｒ3 未満の温度に下
げた後に急冷する方法、また特開昭５７−１５２４３０
号公報では鋼板冷却中の水量密度を冷却途中で変化させ
る方法が開示されている。また特開昭６３−２０４１４
号公報では粗圧延後、表層部温度がフェライト変態開始
温度以下になるまで強制冷却し、その後復熱処理によっ
て表層部の温度をオーステナイト単相域以上に復熱させ
てから仕上げ圧延を行なう方法が開示されている。しか
し、これらの方法では表層部の靭性が劣化するという問
題点がある。
号公報では鋼板の表面温度のみをＡｒ3 未満の温度に下
げた後に急冷する方法、また特開昭５７−１５２４３０
号公報では鋼板冷却中の水量密度を冷却途中で変化させ
る方法が開示されている。また特開昭６３−２０４１４
号公報では粗圧延後、表層部温度がフェライト変態開始
温度以下になるまで強制冷却し、その後復熱処理によっ
て表層部の温度をオーステナイト単相域以上に復熱させ
てから仕上げ圧延を行なう方法が開示されている。しか
し、これらの方法では表層部の靭性が劣化するという問
題点がある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は板厚方向の硬
さ分布が均一で、かつ優れた低温靭性を有する高張力鋼
板を提供するものである。
さ分布が均一で、かつ優れた低温靭性を有する高張力鋼
板を提供するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、重量％
で、Ｃ：０．０２〜０．１６％、Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．５〜２．２％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：
０．００８％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ａ
ｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００８％以下、にさらに必
要に応じてＣｕ：０．０５〜１．５０％、Ｎｉ：０．０
５〜２．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｃｒ：
０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：
０．０１〜０．１０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３
％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％の一種または二
種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からな
る鋼を、１０００℃〜１２５０℃の温度範囲に加熱後、
表面温度が９００℃以上で圧延を一旦中断し、５〜４０
℃／秒の冷却速度で表面温度が７５０℃以下まで水冷し
た後、３０〜５００秒間復熱させ、表面温度が８００℃
以下で圧延を再開し、圧延中に表面の温度が８００℃を
超えることなく、８００℃以下で圧延を終了した後、５
〜４０℃／秒の冷却速度で５５０℃以下の任意の温度ま
で冷却、その後空冷することである。
で、Ｃ：０．０２〜０．１６％、Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．５〜２．２％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：
０．００８％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ａ
ｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００８％以下、にさらに必
要に応じてＣｕ：０．０５〜１．５０％、Ｎｉ：０．０
５〜２．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｃｒ：
０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：
０．０１〜０．１０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３
％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％の一種または二
種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からな
る鋼を、１０００℃〜１２５０℃の温度範囲に加熱後、
表面温度が９００℃以上で圧延を一旦中断し、５〜４０
℃／秒の冷却速度で表面温度が７５０℃以下まで水冷し
た後、３０〜５００秒間復熱させ、表面温度が８００℃
以下で圧延を再開し、圧延中に表面の温度が８００℃を
超えることなく、８００℃以下で圧延を終了した後、５
〜４０℃／秒の冷却速度で５５０℃以下の任意の温度ま
で冷却、その後空冷することである。
【０００６】
【作用】以下本発明について詳細に説明する。表層部の
硬さを低減し、板厚方向の硬さ分布を均一化するととも
に、表層部の靭性を改善する方法について鋭意検討した
結果、圧延途中で、一旦水冷し、表層部を微細なベイナ
イト（アシキュラーフェライトを含む）組織とした後
に、水冷停止後の復熱過程において、圧延することによ
り加工フェライトが生成、回復し、靭性が改善されると
ともに、焼入性が低下し、硬さが低下するために、板厚
方向の硬さ分布が均一化することを見い出し、本発明に
至った。
硬さを低減し、板厚方向の硬さ分布を均一化するととも
に、表層部の靭性を改善する方法について鋭意検討した
結果、圧延途中で、一旦水冷し、表層部を微細なベイナ
イト（アシキュラーフェライトを含む）組織とした後
に、水冷停止後の復熱過程において、圧延することによ
り加工フェライトが生成、回復し、靭性が改善されると
ともに、焼入性が低下し、硬さが低下するために、板厚
方向の硬さ分布が均一化することを見い出し、本発明に
至った。
【０００７】すなわち、本発明の冶金的思想は以下に述
べる通りである。圧延途中で、特定の冷却速度で冷却す
ることにより、表層部に微細なベイナイト組織を生成さ
せる。この微細なベイナイトはフェライトと炭化物が微
細に分散し、復熱中にフェライトから炭化物への固溶Ｃ
の拡散と、圧延により微細な加工フェライトが生成され
る。この微細な加工フェライトにより焼入性が低下し、
硬さが低減する。また微細な加工フェライトは復熱中に
回復し、靭性が改善される。
べる通りである。圧延途中で、特定の冷却速度で冷却す
ることにより、表層部に微細なベイナイト組織を生成さ
せる。この微細なベイナイトはフェライトと炭化物が微
細に分散し、復熱中にフェライトから炭化物への固溶Ｃ
の拡散と、圧延により微細な加工フェライトが生成され
る。この微細な加工フェライトにより焼入性が低下し、
硬さが低減する。また微細な加工フェライトは復熱中に
回復し、靭性が改善される。
【０００８】このような微細な加工フェライトを生成、
回復させるための再加熱、圧延、冷却条件について説明
する。本発明では、スラブを１０００〜１２５０℃の範
囲に再加熱する必要がある。これは母材の強度、低温靭
性を確保するために必要である。加熱温度が１０００℃
未満になると、Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ等の固溶が不十分とな
り、良好な強度、低温靭性が確保できない。しかし再加
熱温度が１２５０℃以上になると、オーステナイト
（γ）粒が粗大化、圧延後の結晶粒も大きくなって低温
靭性が劣化する。したがって適切な再加熱温度は１００
０〜１２５０℃である。
回復させるための再加熱、圧延、冷却条件について説明
する。本発明では、スラブを１０００〜１２５０℃の範
囲に再加熱する必要がある。これは母材の強度、低温靭
性を確保するために必要である。加熱温度が１０００℃
未満になると、Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ等の固溶が不十分とな
り、良好な強度、低温靭性が確保できない。しかし再加
熱温度が１２５０℃以上になると、オーステナイト
（γ）粒が粗大化、圧延後の結晶粒も大きくなって低温
靭性が劣化する。したがって適切な再加熱温度は１００
０〜１２５０℃である。
【０００９】加熱後、圧延を行ない表面温度が９００℃
以上で圧延を一旦中断し、５〜４０℃／秒の冷却速度で
表面温度が７５０℃以下まで水冷する必要がある。スラ
ブの表面温度が９００℃未満から水冷すると、鋼板中心
部の温度も低下するために、表面が十分に復熱せず、生
成した加工フェライトが十分に回復しないので靭性が劣
化するためである。
以上で圧延を一旦中断し、５〜４０℃／秒の冷却速度で
表面温度が７５０℃以下まで水冷する必要がある。スラ
ブの表面温度が９００℃未満から水冷すると、鋼板中心
部の温度も低下するために、表面が十分に復熱せず、生
成した加工フェライトが十分に回復しないので靭性が劣
化するためである。
【００１０】また水冷に際しては、５〜４０℃／秒の冷
却速度で表面温度が７５０℃以下まで冷却する必要があ
る。冷却速度が５℃／秒未満であると水冷後の組織は粗
大なフェライト主体の組織となり、その後の復熱過程で
の圧延においても粗大な組織が残り、靭性が劣化する。
また４０℃／秒超であるとマルテンサイト組織が生成
し、その後の復熱過程においても、圧延による組織の微
細化が不十分となり、低温靭性が劣化する。
却速度で表面温度が７５０℃以下まで冷却する必要があ
る。冷却速度が５℃／秒未満であると水冷後の組織は粗
大なフェライト主体の組織となり、その後の復熱過程で
の圧延においても粗大な組織が残り、靭性が劣化する。
また４０℃／秒超であるとマルテンサイト組織が生成
し、その後の復熱過程においても、圧延による組織の微
細化が不十分となり、低温靭性が劣化する。
【００１１】さらに冷却後の表面温度が７５０℃超であ
ると、表層部は大部分がオーステナイト相であるため
に、加工フェライトの生成、回復による靭性向上効果
と、硬さの低減効果が得られないためである。
ると、表層部は大部分がオーステナイト相であるため
に、加工フェライトの生成、回復による靭性向上効果
と、硬さの低減効果が得られないためである。
【００１２】冷却後は３０〜５００秒間復熱させる必要
がある。復熱時間が３０秒未満であると過度のフェライ
ト域圧延となり、加工されたフェライトが異常粒成長を
起こし、母材の低温靭性が劣化するためである。また復
熱時間が５００秒超であると、表面温度は復熱領域から
降温領域に移り、その後の圧延によって生成された加工
フェライトは、十分回復せず、母材の低温靭性が劣化す
るためである。
がある。復熱時間が３０秒未満であると過度のフェライ
ト域圧延となり、加工されたフェライトが異常粒成長を
起こし、母材の低温靭性が劣化するためである。また復
熱時間が５００秒超であると、表面温度は復熱領域から
降温領域に移り、その後の圧延によって生成された加工
フェライトは、十分回復せず、母材の低温靭性が劣化す
るためである。
【００１３】さらに表面温度が８００℃以下で圧延を再
開し、圧延中に表面の温度が８００℃を超えることな
く、８００℃以下で圧延を終了する必要がある。表面温
度が８００℃超で圧延を再開すると、表層部は復熱によ
り変態したオーステナイト相が多くなり、加工フェライ
トの生成、回復による靭性向上効果が消出するためであ
る。またその後の圧延中および圧延終了時においても、
表面温度が８００℃を超えると表面にオーステナイト相
が増加し、加工フェライトの生成、回復による靭性向上
効果が消出するためである。しかし圧延終了温度が低す
ぎると、加工フェライトの回復が十分に進行せず、低温
靭性の劣化を招く。このため圧延終了表面温度は６００
℃以上が望ましい。なお、母材の結晶粒を微細化させる
ために、圧延途中で水冷する際のスラブ厚みは最終製品
厚の１．５倍以上とする必要がある。１．５倍未満のス
ラブ厚みで水冷し、その後の復熱過程で圧延した場合、
加工フェライトの生成、回復による組織の微細化効果が
得られないためである。
開し、圧延中に表面の温度が８００℃を超えることな
く、８００℃以下で圧延を終了する必要がある。表面温
度が８００℃超で圧延を再開すると、表層部は復熱によ
り変態したオーステナイト相が多くなり、加工フェライ
トの生成、回復による靭性向上効果が消出するためであ
る。またその後の圧延中および圧延終了時においても、
表面温度が８００℃を超えると表面にオーステナイト相
が増加し、加工フェライトの生成、回復による靭性向上
効果が消出するためである。しかし圧延終了温度が低す
ぎると、加工フェライトの回復が十分に進行せず、低温
靭性の劣化を招く。このため圧延終了表面温度は６００
℃以上が望ましい。なお、母材の結晶粒を微細化させる
ために、圧延途中で水冷する際のスラブ厚みは最終製品
厚の１．５倍以上とする必要がある。１．５倍未満のス
ラブ厚みで水冷し、その後の復熱過程で圧延した場合、
加工フェライトの生成、回復による組織の微細化効果が
得られないためである。
【００１４】その後本発明では、圧延終了後、５〜４０
℃／秒の冷却速度で５５０℃以下の任意の温度まで冷却
し、その後空冷する。これは良好な母材の強度、低温靭
性を確保するための冷却条件である。なお、圧延後の鋼
板を低温靭性改善、脱水素などの目的でＡｃ1 以下の温
度に再加熱（焼戻処理）することは、何ら本発明の特徴
を損なうものではない。
℃／秒の冷却速度で５５０℃以下の任意の温度まで冷却
し、その後空冷する。これは良好な母材の強度、低温靭
性を確保するための冷却条件である。なお、圧延後の鋼
板を低温靭性改善、脱水素などの目的でＡｃ1 以下の温
度に再加熱（焼戻処理）することは、何ら本発明の特徴
を損なうものではない。
【００１５】つぎに本発明の母材成分の限定理由につい
て説明する。Ｃは焼入性を確保し、マルテンサイト相を
得るために０．０２％以上の添加が必要である。しかし
ながら、Ｃの過度の添加は溶接性の劣化をもたらすこと
から、その上限を０．１６％とした。
て説明する。Ｃは焼入性を確保し、マルテンサイト相を
得るために０．０２％以上の添加が必要である。しかし
ながら、Ｃの過度の添加は溶接性の劣化をもたらすこと
から、その上限を０．１６％とした。
【００１６】Ｓｉは脱酸上鋼に含まれる元素であるが、
その過剰添加は溶接性、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性を
阻害する。従って、その上限を１．０％以下とすること
が必要である。
その過剰添加は溶接性、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性を
阻害する。従って、その上限を１．０％以下とすること
が必要である。
【００１７】Ｍｎは、強度、靭性並びに焼入性を確保す
る上で有用な元素であり、０．５％以上の添加が必要で
ある。しかしＭｎ量が多すぎると溶接性、ＨＡＺ靭性の
劣化を招くためその上限を２．２％とする。
る上で有用な元素であり、０．５％以上の添加が必要で
ある。しかしＭｎ量が多すぎると溶接性、ＨＡＺ靭性の
劣化を招くためその上限を２．２％とする。
【００１８】本発明鋼において不純物であるＰ，Ｓをそ
れぞれ０．０３％，０．００８％以下とした理由は、母
材、溶接部の低温靭性を向上させるためである。Ｐの低
減は粒界破壊を防止し、Ｓ量の低減はＭｎＳによる靭性
の劣化を防止する。
れぞれ０．０３％，０．００８％以下とした理由は、母
材、溶接部の低温靭性を向上させるためである。Ｐの低
減は粒界破壊を防止し、Ｓ量の低減はＭｎＳによる靭性
の劣化を防止する。
【００１９】Ｔｉは溶接時のオーステナイト粒の粗大化
を抑制し、ＨＡＺ靭性を確保する上で有用である。しか
し、０．００５％未満の添加では効果がなく、また０．
０３％以上の添加ではＴｉＣの析出硬化により逆にＨＡ
Ｚ靭性の劣化を招くため、その添加量を好ましくは０．
００５〜０．０３％に限定する。
を抑制し、ＨＡＺ靭性を確保する上で有用である。しか
し、０．００５％未満の添加では効果がなく、また０．
０３％以上の添加ではＴｉＣの析出硬化により逆にＨＡ
Ｚ靭性の劣化を招くため、その添加量を好ましくは０．
００５〜０．０３％に限定する。
【００２０】Ａｌは一般に脱酸上鋼に含まれる元素であ
るが、ＳｉおよびＭｎあるいはＴｉによっても脱酸は行
なわれるので、本発明ではＡｌについては下限を限定し
ない。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くな
り、ＨＡＺ靭性が劣化するので上限を０．１％とする。
るが、ＳｉおよびＭｎあるいはＴｉによっても脱酸は行
なわれるので、本発明ではＡｌについては下限を限定し
ない。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くな
り、ＨＡＺ靭性が劣化するので上限を０．１％とする。
【００２１】Ｎは一般に不可避的不純物として鋼中に含
まれるが、Ｎの過量添加はＨＡＺ靭性の劣化を招くた
め、その上限を０．００８％とする。
まれるが、Ｎの過量添加はＨＡＺ靭性の劣化を招くた
め、その上限を０．００８％とする。
【００２２】本発明鋼においては、さらに必要によりＣ
ｕ：０．０５〜１．５０％、Ｎｉ：０．０５〜２．０
％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜
０．１０％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０
５〜１．０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｃ
ａ：０．０００５〜０．００５％のうちいずれか一種、
または二種以上を含有させる。
ｕ：０．０５〜１．５０％、Ｎｉ：０．０５〜２．０
％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜
０．１０％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０
５〜１．０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｃ
ａ：０．０００５〜０．００５％のうちいずれか一種、
または二種以上を含有させる。
【００２３】これらの元素を含有させる主たる目的は本
発明鋼の特徴を損なうことなく、強度、靭性の向上およ
び製造板厚の拡大を可能にするところにあり、その添加
量は溶接性およびＨＡＺ靭性等の面から自ずと制限され
るべき性質のものである。
発明鋼の特徴を損なうことなく、強度、靭性の向上およ
び製造板厚の拡大を可能にするところにあり、その添加
量は溶接性およびＨＡＺ靭性等の面から自ずと制限され
るべき性質のものである。
【００２４】ＣｕはＨＡＺの硬化性および靭性に悪影響
を与えることなく母材の強度、靭性を向上させ、耐食
性、耐水素誘起割れ特性にも効果がある。しかし、１．
５％を超えると圧延中にＣｕ−クラックが発生し製造が
困難になる。このため、上限を１．５％とする。
を与えることなく母材の強度、靭性を向上させ、耐食
性、耐水素誘起割れ特性にも効果がある。しかし、１．
５％を超えると圧延中にＣｕ−クラックが発生し製造が
困難になる。このため、上限を１．５％とする。
【００２５】ＮｉはＨＡＺの硬化性および靭性に悪影響
を与えることなく母材の強度、靭性を向上させる特性を
もつが、２．０％を超えるとＨＡＺの硬化性および靭性
上好ましくないため、上限を２．０％とする。
を与えることなく母材の強度、靭性を向上させる特性を
もつが、２．０％を超えるとＨＡＺの硬化性および靭性
上好ましくないため、上限を２．０％とする。
【００２６】Ｎｂは母材の強度・靭性の向上に有効な元
素であり、その量は０．００５％以上が必要であるが、
Ｎｂの過量添加はＨＡＺ靭性を劣化させるため、その上
限を０．１０％とする必要がある。
素であり、その量は０．００５％以上が必要であるが、
Ｎｂの過量添加はＨＡＺ靭性を劣化させるため、その上
限を０．１０％とする必要がある。
【００２７】Ｖは微細な炭窒化物の形成による強度向上
を有するが、０．１％以上の添加は靭性の劣化を引き起
こすためその上限を０．１０％とする。
を有するが、０．１％以上の添加は靭性の劣化を引き起
こすためその上限を０．１０％とする。
【００２８】Ｃｒは母材の強度を高める元素であり、
０．０５％以上の添加が必要である。しかし、Ｃｒ量が
１．０％を超えると溶接性やＨＡＺ靭性を劣化させるた
め、その上限を１．０％とする。
０．０５％以上の添加が必要である。しかし、Ｃｒ量が
１．０％を超えると溶接性やＨＡＺ靭性を劣化させるた
め、その上限を１．０％とする。
【００２９】Ｍｏは母材の強度、靭性を共に向上させる
元素であるが、１．０％を超えると溶接部靭性および溶
接性の劣化を招き好ましくないため、上限を１．０％と
した。
元素であるが、１．０％を超えると溶接部靭性および溶
接性の劣化を招き好ましくないため、上限を１．０％と
した。
【００３０】Ｂはγ粒界に固溶Ｂとして偏析し強度を増
加させる。この効果を得るためには最低０．０００３％
のＢ量が必要である。しかし、過剰のＢ添加はＦｅ
23（ＣＢ）6 などの粗大な析出物が析出して靭性を劣化
させるので、Ｂ量の上限を０．００３％とする必要があ
る。
加させる。この効果を得るためには最低０．０００３％
のＢ量が必要である。しかし、過剰のＢ添加はＦｅ
23（ＣＢ）6 などの粗大な析出物が析出して靭性を劣化
させるので、Ｂ量の上限を０．００３％とする必要があ
る。
【００３１】Ｃａは硫化物の形態を制御し、シャルピー
吸収エネルギーを増加させ低温靭性を向上させるほか、
耐水素誘起割れ性の改善にも効果を発揮する。しかし、
Ｃａ量は０．０００５％未満では実用上効果がなく、ま
た０．００５％を超えるとＣａＳ，ＣａＯが多量に生成
して大型介在物となり、鋼の靭性のみならず清浄度も害
し、さらに溶接性にも悪影響を与えるので、Ｃａ添加量
の範囲を０．０００５〜０．００５％とする。
吸収エネルギーを増加させ低温靭性を向上させるほか、
耐水素誘起割れ性の改善にも効果を発揮する。しかし、
Ｃａ量は０．０００５％未満では実用上効果がなく、ま
た０．００５％を超えるとＣａＳ，ＣａＯが多量に生成
して大型介在物となり、鋼の靭性のみならず清浄度も害
し、さらに溶接性にも悪影響を与えるので、Ｃａ添加量
の範囲を０．０００５〜０．００５％とする。
【００３２】
【実施例】転炉−連続鋳造で種々の鋼成分の母材スラブ
（厚み２４０mm）を製造した。◎種々の条件で再加熱、
圧延、冷却して鋼板を製造し、母材の強度、表層部と中
心部の低温靭性（シャルピー衝撃試験）、表層部と中心
部の硬さの差を調査した。
（厚み２４０mm）を製造した。◎種々の条件で再加熱、
圧延、冷却して鋼板を製造し、母材の強度、表層部と中
心部の低温靭性（シャルピー衝撃試験）、表層部と中心
部の硬さの差を調査した。
【００３３】表１に実施例を示す。
【００３４】
【表１】
【表２】 本発明に従って製造した鋼板（鋼１〜５）は、表層部と
中心部の硬さの差が小さく（Ｈｖで２０以下）、かつ良
好な強度、低温靭性を有する。
中心部の硬さの差が小さく（Ｈｖで２０以下）、かつ良
好な強度、低温靭性を有する。
【００３５】これに対して本発明によらない比較鋼（鋼
６〜１９）は強度、低温靭性の劣化または表層部と中心
部の硬さの差が大きく、母材の特性が劣る。
６〜１９）は強度、低温靭性の劣化または表層部と中心
部の硬さの差が大きく、母材の特性が劣る。
【００３６】鋼６は再加熱温度が低すぎるため、良好な
温度、低温靭性が得られない。鋼７は再加熱温度が高す
ぎるため、母材の低温靭性が劣化する。鋼８は圧延途中
で冷却を開始する時の表面温度が低すぎるために母材表
層部の低温靭性が劣化する。鋼９は圧延途中で冷却する
時の板厚が薄いために、低温靭性が劣化する。鋼１０は
圧延途中で冷却する時の冷却速度が小さすぎるために母
材表層部の低温靭性が劣る。鋼１１は圧延途中で冷却す
る時の冷却速度が大きすぎるために母材表層部の低温靭
性が劣る。鋼１２は圧延途中で冷却する時の冷却停止温
度が高すぎるため、硬さの差が大きく、母材の低温靭性
が劣る。鋼１３は復熱時間が短いために母材表層の低温
靭性が劣化する。
温度、低温靭性が得られない。鋼７は再加熱温度が高す
ぎるため、母材の低温靭性が劣化する。鋼８は圧延途中
で冷却を開始する時の表面温度が低すぎるために母材表
層部の低温靭性が劣化する。鋼９は圧延途中で冷却する
時の板厚が薄いために、低温靭性が劣化する。鋼１０は
圧延途中で冷却する時の冷却速度が小さすぎるために母
材表層部の低温靭性が劣る。鋼１１は圧延途中で冷却す
る時の冷却速度が大きすぎるために母材表層部の低温靭
性が劣る。鋼１２は圧延途中で冷却する時の冷却停止温
度が高すぎるため、硬さの差が大きく、母材の低温靭性
が劣る。鋼１３は復熱時間が短いために母材表層の低温
靭性が劣化する。
【００３７】鋼１４は復熱時間が長いために母材表層部
の低温靭性が劣化する。鋼１５は復熱後の再圧延開始温
度が高いために母材表層部の低温靭性が劣化する。鋼１
６は圧延中の鋼板表面温度が高くなり母材表層部の低温
靭性が劣化する。鋼１７は圧延終了時の鋼板表面温度が
高いために母材表層部の低温靭性が劣化する。鋼１８は
冷却速度が小さすぎるため、強度、低温靭性が劣化す
る。鋼１９は冷却速度が大きすぎるため、母材の低温靭
性が劣化する。
の低温靭性が劣化する。鋼１５は復熱後の再圧延開始温
度が高いために母材表層部の低温靭性が劣化する。鋼１
６は圧延中の鋼板表面温度が高くなり母材表層部の低温
靭性が劣化する。鋼１７は圧延終了時の鋼板表面温度が
高いために母材表層部の低温靭性が劣化する。鋼１８は
冷却速度が小さすぎるため、強度、低温靭性が劣化す
る。鋼１９は冷却速度が大きすぎるため、母材の低温靭
性が劣化する。
【００３８】
【発明の効果】本発明によって板厚方向の硬さ分布が均
一で、強度、低温靭性に優れた鋼板の製造が可能になっ
た。その結果、省エネルギー、省工程が可能となった。
また諸特性の向上により、圧力容器、造船、海洋構造
物、橋梁、建築、ラインパイプなどの鋼構造物の安全性
が著しく向上した。
一で、強度、低温靭性に優れた鋼板の製造が可能になっ
た。その結果、省エネルギー、省工程が可能となった。
また諸特性の向上により、圧力容器、造船、海洋構造
物、橋梁、建築、ラインパイプなどの鋼構造物の安全性
が著しく向上した。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．１６％、 Ｓｉ：１．０％以下、 Ｍｎ：０．５〜２．２％、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．００８％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ａｌ：０．１％以下、 Ｎ ：０．００８％以下、 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を、１０００
℃〜１２５０℃の温度範囲に加熱後、表面温度が９００
℃以上で圧延を一旦中断し、５〜４０℃／秒の冷却速度
で表面温度が７５０℃以下まで水冷した後、３０〜５０
０秒間復熱させ、表面温度が８００℃以下で圧延を再開
し、圧延中に表面の温度が８００℃を超えることなく、
８００℃以下で圧延を終了した後、５〜４０℃／秒の冷
却速度で５５０℃以下の任意の温度まで冷却、その後空
冷することを特徴とする板厚方向の硬さ分布が均一な高
強度高靭性鋼板の製造法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、 Ｎｉ：０．０５〜２．０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、 Ｃｒ：０．０５〜１．０％、 Ｍｏ：０．０５〜１．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００３％、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５％の一種または二種以
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
の硬さ分布が均一な高強度高靭性鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30872991A JPH05148544A (ja) | 1991-11-25 | 1991-11-25 | 板厚方向の硬さ分布が均一な高強度高靭性鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30872991A JPH05148544A (ja) | 1991-11-25 | 1991-11-25 | 板厚方向の硬さ分布が均一な高強度高靭性鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05148544A true JPH05148544A (ja) | 1993-06-15 |
Family
ID=17984587
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30872991A Withdrawn JPH05148544A (ja) | 1991-11-25 | 1991-11-25 | 板厚方向の硬さ分布が均一な高強度高靭性鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05148544A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05320758A (ja) * | 1992-05-18 | 1993-12-03 | Kobe Steel Ltd | 低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法 |
| JP2000199011A (ja) * | 1999-01-05 | 2000-07-18 | Kawasaki Steel Corp | 材質ばらつきが少なくかつ溶接部低温靱性に優れた鋼材の製造方法 |
| JP2008274323A (ja) * | 2007-04-26 | 2008-11-13 | Jfe Steel Kk | 表面品質および延性亀裂伝播特性に優れる熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2013047392A (ja) * | 2012-10-10 | 2013-03-07 | Jfe Steel Corp | 表面品質および延性亀裂伝播特性に優れる熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2015030210A1 (ja) * | 2013-08-30 | 2015-03-05 | 新日鐵住金株式会社 | 耐サワー性、耐圧潰特性及び低温靭性に優れた厚肉高強度ラインパイプ用鋼板とラインパイプ |
-
1991
- 1991-11-25 JP JP30872991A patent/JPH05148544A/ja not_active Withdrawn
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05320758A (ja) * | 1992-05-18 | 1993-12-03 | Kobe Steel Ltd | 低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法 |
| JP2000199011A (ja) * | 1999-01-05 | 2000-07-18 | Kawasaki Steel Corp | 材質ばらつきが少なくかつ溶接部低温靱性に優れた鋼材の製造方法 |
| JP2008274323A (ja) * | 2007-04-26 | 2008-11-13 | Jfe Steel Kk | 表面品質および延性亀裂伝播特性に優れる熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2013047392A (ja) * | 2012-10-10 | 2013-03-07 | Jfe Steel Corp | 表面品質および延性亀裂伝播特性に優れる熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2015030210A1 (ja) * | 2013-08-30 | 2015-03-05 | 新日鐵住金株式会社 | 耐サワー性、耐圧潰特性及び低温靭性に優れた厚肉高強度ラインパイプ用鋼板とラインパイプ |
| RU2637202C2 (ru) * | 2013-08-30 | 2017-11-30 | Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн | Листовая сталь для толстостенной высокопрочной магистральной трубы, обладающая превосходными сопротивлением воздействию кислой среды, сопротивлением смятию и низкотемпературной вязкостью, а также магистральная труба |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 19990204 |