JPH05345918A - 高強度熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
高強度熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH05345918A JPH05345918A JP4153937A JP15393792A JPH05345918A JP H05345918 A JPH05345918 A JP H05345918A JP 4153937 A JP4153937 A JP 4153937A JP 15393792 A JP15393792 A JP 15393792A JP H05345918 A JPH05345918 A JP H05345918A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、建設機械用に適した靱性の優れた
高強度熱延鋼板を的確に製造し得る新しい方法を提供す
る。 【構成】 Ｃ：０．０５〜０．２０％，Ｓｉ：≦０．６
０％，Ｍｎ：０．１０〜２．５０％，Ｓｏｌ．Ａｌ：
０．００４〜０．１０％，Ｔｉ：０．０４〜０．３０％
を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる連続鋳造
スラブを加熱するに際して少なくとも１１００℃から、
ＴｉＣの溶体化温度以上１４００℃以下の加熱温度まで
の温度領域を毎時１５０℃以上の昇温速度で加熱し、加
熱温度での保定時間を５分以上３０分以下とし、その後
熱間圧延することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方
法
高強度熱延鋼板を的確に製造し得る新しい方法を提供す
る。 【構成】 Ｃ：０．０５〜０．２０％，Ｓｉ：≦０．６
０％，Ｍｎ：０．１０〜２．５０％，Ｓｏｌ．Ａｌ：
０．００４〜０．１０％，Ｔｉ：０．０４〜０．３０％
を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる連続鋳造
スラブを加熱するに際して少なくとも１１００℃から、
ＴｉＣの溶体化温度以上１４００℃以下の加熱温度まで
の温度領域を毎時１５０℃以上の昇温速度で加熱し、加
熱温度での保定時間を５分以上３０分以下とし、その後
熱間圧延することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方
法
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は近年の建設機械の大型
化、軽量化に好適な靱性と加工性の優れた高強度熱延鋼
板の製造法に関するものである。
化、軽量化に好適な靱性と加工性の優れた高強度熱延鋼
板の製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】強度と加工性の優れた高強度熱延鋼板と
して近年Ｔｉを添加して制御圧延・制御冷却を組み合わ
せる非調質鋼板が著しく進歩しており、その鋼板および
製造法として例えば特公昭５５−４９１４７号公報など
がある。特公昭５５−４９１４７号公報はＴｉを０．０
４〜０．２０％添加した低炭素鋼に関するものである
が、その製造における加熱条件はＴｉ炭化物の溶体化の
ため高温加熱が行われ、Ａｒ3 変態点以上で熱間圧延を
終了し、５５０℃〜７５０℃の範囲で巻取りが行われて
いる。この方法は強度および加工性の良い鋼板を得る優
れた方法である。さらに、靱性の優れた鋼板を得るため
に良く知られている方法である熱間圧延時の圧下率を制
限したり、圧延後の冷却速度を制限する方法が行われて
いた。しかし、この方法では通常厚み２００〜３００ｍ
ｍのスラブをガスまたは重油を燃焼する加熱炉を用いて
中心部までＴｉ炭化物の溶体化温度以上に加熱するため
高温で長時間の加熱が行われる。そのため、加熱後のス
ラブの結晶粒径は著しく大きくなり、制御圧延により微
細化しても結晶粒微細化に限界があった。
して近年Ｔｉを添加して制御圧延・制御冷却を組み合わ
せる非調質鋼板が著しく進歩しており、その鋼板および
製造法として例えば特公昭５５−４９１４７号公報など
がある。特公昭５５−４９１４７号公報はＴｉを０．０
４〜０．２０％添加した低炭素鋼に関するものである
が、その製造における加熱条件はＴｉ炭化物の溶体化の
ため高温加熱が行われ、Ａｒ3 変態点以上で熱間圧延を
終了し、５５０℃〜７５０℃の範囲で巻取りが行われて
いる。この方法は強度および加工性の良い鋼板を得る優
れた方法である。さらに、靱性の優れた鋼板を得るため
に良く知られている方法である熱間圧延時の圧下率を制
限したり、圧延後の冷却速度を制限する方法が行われて
いた。しかし、この方法では通常厚み２００〜３００ｍ
ｍのスラブをガスまたは重油を燃焼する加熱炉を用いて
中心部までＴｉ炭化物の溶体化温度以上に加熱するため
高温で長時間の加熱が行われる。そのため、加熱後のス
ラブの結晶粒径は著しく大きくなり、制御圧延により微
細化しても結晶粒微細化に限界があった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、Ｔｉを添加
した非調質高強度熱延鋼板の結晶粒を微細化する新しい
製造方法を提供することを目的とし、この方法により靱
性の優れた建設機械用等の高強度熱延鋼板を提供するも
のである。
した非調質高強度熱延鋼板の結晶粒を微細化する新しい
製造方法を提供することを目的とし、この方法により靱
性の優れた建設機械用等の高強度熱延鋼板を提供するも
のである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは次のとおりである。 Ｃ：０．０５〜０．２０％，Ｓｉ：≦０．６０％，Ｍ
ｎ：０．１０〜２．５０％，Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００４
〜０．１０％，Ｔｉ：０．０４〜０．３０％を含み、残
部Ｆｅおよび不可避不純物からなる連続鋳造スラブを加
熱するに際して少なくとも１１００℃から、ＴｉＣの溶
体化温度以上１４００℃以下の加熱温度までの温度領域
を毎時１５０℃以上の昇温速度で加熱し、加熱温度での
保定時間を５分以上３０分以下とし、その後熱間圧延す
ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法にある。
ろは次のとおりである。 Ｃ：０．０５〜０．２０％，Ｓｉ：≦０．６０％，Ｍ
ｎ：０．１０〜２．５０％，Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００４
〜０．１０％，Ｔｉ：０．０４〜０．３０％を含み、残
部Ｆｅおよび不可避不純物からなる連続鋳造スラブを加
熱するに際して少なくとも１１００℃から、ＴｉＣの溶
体化温度以上１４００℃以下の加熱温度までの温度領域
を毎時１５０℃以上の昇温速度で加熱し、加熱温度での
保定時間を５分以上３０分以下とし、その後熱間圧延す
ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法にある。
【０００５】以下、本発明の詳細について説明する。靱
性の優れたＴｉ添加の非調質高強度熱延鋼板を製造する
ためには、微量のＴｉを析出硬化元素として利用し、且
つ加熱・熱延・冷却の工程をとる熱間圧延工程で結晶粒
の微細化を行うことが必要である。通常、目的の成分に
調整された鋼は連続鋳造されＡｒ3 変態点以下に冷却さ
れるが、その冷却速度は鋳片の厚みが２００〜３００ｍ
ｍあるため遅い、そのため鋳片にはＴｉＣ，ＴｉＮ等の
添加した元素の０．０５ミクロン以上の大きな析出物が
析出している。強度向上に寄与するＴｉは整合析出して
いる極めて微細なＴｉであると言われている。従って、
添加された微量のＴｉは熱間圧延前の加熱段階で溶体化
され、圧延後に析出される必要がある。
性の優れたＴｉ添加の非調質高強度熱延鋼板を製造する
ためには、微量のＴｉを析出硬化元素として利用し、且
つ加熱・熱延・冷却の工程をとる熱間圧延工程で結晶粒
の微細化を行うことが必要である。通常、目的の成分に
調整された鋼は連続鋳造されＡｒ3 変態点以下に冷却さ
れるが、その冷却速度は鋳片の厚みが２００〜３００ｍ
ｍあるため遅い、そのため鋳片にはＴｉＣ，ＴｉＮ等の
添加した元素の０．０５ミクロン以上の大きな析出物が
析出している。強度向上に寄与するＴｉは整合析出して
いる極めて微細なＴｉであると言われている。従って、
添加された微量のＴｉは熱間圧延前の加熱段階で溶体化
され、圧延後に析出される必要がある。
【０００６】溶体化のための加熱温度は、以下に示す析
出物の溶解度積と温度（Ｔ：°Ｋ）との関係の温度Ｔ°
Ｋ以上必要である。 ｌｏｇ10〔％Ｔｉ〕・〔％Ｃ〕 ＝２．７５−７, ０００／Ｔ・・・(1) しかし、ＴｉおよびＣの多い鋼をこの温度で加熱すると
高温のため通常は結晶粒が粗大化するため、微細化のた
めその後の熱延・冷却工程で種々の工夫がされる。熱延
工程では、熱間圧延によるオーステナイト粒の微細化の
ため圧延温度と圧下率が種々工夫されている。また、冷
却工程では冷却速度を制御してオーステナイトからフェ
ライトへの変態時の細粒化率を高くしている。
出物の溶解度積と温度（Ｔ：°Ｋ）との関係の温度Ｔ°
Ｋ以上必要である。 ｌｏｇ10〔％Ｔｉ〕・〔％Ｃ〕 ＝２．７５−７, ０００／Ｔ・・・(1) しかし、ＴｉおよびＣの多い鋼をこの温度で加熱すると
高温のため通常は結晶粒が粗大化するため、微細化のた
めその後の熱延・冷却工程で種々の工夫がされる。熱延
工程では、熱間圧延によるオーステナイト粒の微細化の
ため圧延温度と圧下率が種々工夫されている。また、冷
却工程では冷却速度を制御してオーステナイトからフェ
ライトへの変態時の細粒化率を高くしている。
【０００７】ところで、熱延・冷却工程での工夫だけで
なく、加熱工程を工夫して熱間圧延前のオーステナイト
結晶粒を細かくできれば熱延後の鋼板のオーステナイト
結晶粒を細かくでき、更に冷却後のフェライト結晶粒を
細かくでき、靱性改善に極めて有効である。特に、製品
板厚が厚くなると熱間圧延時の低温での圧下率が充分得
られず、また冷却速度にも限界があるので、熱間圧延前
のオーステナイト結晶粒を細かくすることは有効であ
る。本発明者等は、種々の実験の結果、少なくとも１１
００℃から、ＴｉＣの溶体化温度以上１４００℃以下の
加熱温度までの温度領域を毎時１５０℃以上の昇温速度
で加熱し、加熱温度での保定時間を５分以上３０分以下
と限定することによって結晶粒の粗大化を防止しつつ析
出物を溶体化させ得ることを新たに知見したものであ
る。
なく、加熱工程を工夫して熱間圧延前のオーステナイト
結晶粒を細かくできれば熱延後の鋼板のオーステナイト
結晶粒を細かくでき、更に冷却後のフェライト結晶粒を
細かくでき、靱性改善に極めて有効である。特に、製品
板厚が厚くなると熱間圧延時の低温での圧下率が充分得
られず、また冷却速度にも限界があるので、熱間圧延前
のオーステナイト結晶粒を細かくすることは有効であ
る。本発明者等は、種々の実験の結果、少なくとも１１
００℃から、ＴｉＣの溶体化温度以上１４００℃以下の
加熱温度までの温度領域を毎時１５０℃以上の昇温速度
で加熱し、加熱温度での保定時間を５分以上３０分以下
と限定することによって結晶粒の粗大化を防止しつつ析
出物を溶体化させ得ることを新たに知見したものであ
る。
【０００８】図１は０．１０％Ｃ−０．３０％Ｓｉ−
１．６０％Ｍｎ−０．１５％Ｔｉ−０．０３０％Ｓｏ
ｌ．Ａｌ鋼２５０ｍｍスラブを加熱条件を変えて加熱
し、その温度に１５分保持後、圧延を開始し、仕上げ入
り側板厚４０ｍｍ、熱延仕上げ温度８８０℃で板厚９ｍ
ｍに熱延後、圧延後の冷却速度１５℃／ｓｅｃ、巻取り
温度６００℃で熱間圧延した鋼板の引張強さを示す。こ
のときのスラブを加熱条件はスラブ断面平均の加熱温度
と加熱昇温速度を変えて実験を行った。これによると、
引張強さは加熱温度が１１００℃から１２８０℃まで高
くなるにつれて高くなり、１２８０℃以上では殆ど変化
がないことが示されており、かつ加熱昇温速度の影響は
殆どみられないことを示している。即ち、この鋼のＴｉ
Ｃの計算溶体化温度が１２５７℃であることから、Ｔｉ
Ｃが溶体化していさえすれば引張強さは殆ど変わらない
ことを示している。
１．６０％Ｍｎ−０．１５％Ｔｉ−０．０３０％Ｓｏ
ｌ．Ａｌ鋼２５０ｍｍスラブを加熱条件を変えて加熱
し、その温度に１５分保持後、圧延を開始し、仕上げ入
り側板厚４０ｍｍ、熱延仕上げ温度８８０℃で板厚９ｍ
ｍに熱延後、圧延後の冷却速度１５℃／ｓｅｃ、巻取り
温度６００℃で熱間圧延した鋼板の引張強さを示す。こ
のときのスラブを加熱条件はスラブ断面平均の加熱温度
と加熱昇温速度を変えて実験を行った。これによると、
引張強さは加熱温度が１１００℃から１２８０℃まで高
くなるにつれて高くなり、１２８０℃以上では殆ど変化
がないことが示されており、かつ加熱昇温速度の影響は
殆どみられないことを示している。即ち、この鋼のＴｉ
Ｃの計算溶体化温度が１２５７℃であることから、Ｔｉ
Ｃが溶体化していさえすれば引張強さは殆ど変わらない
ことを示している。
【０００９】図２は図１と同じ条件で熱延した鋼板のシ
ャルピー試験破面遷移温度（ｖＴｒｓ）に及ぼす加熱温
度および加熱昇温速度の影響を示す。これによると、加
熱昇温速度を７０℃／ｈｒの場合、加熱温度が高くなる
につれて破面遷移温度は高くなり（靱性が劣化する）、
１２８０℃以上で引張強さが同じであるにもかかわら
ず、破面遷移温度は急激に高くなっている。これは、１
２８０℃以上で加熱するとＴｉＣが溶体化し、結晶粒の
成長をおさえる析出物がなくなりオーステナイト結晶粒
が急激に大きくなり、圧延後も鋼板のフェライト結晶粒
の成長もおさえられ、従って破面遷移温度が高くなって
いる。一方、加熱昇温速度を１５０℃／ｈｒ以上の場
合、加熱温度１２８０℃までは加熱温度が高くなるにつ
れて破面遷移温度は高くなるが、加熱温度１２８０℃か
ら１３９０℃までは殆ど変わらない。これは、急速加熱
のためオーステナイト結晶粒の成長もおさえられ、従っ
てこの条件で加熱した鋼板のフェライト結晶粒も細か
く、シャルピー試験による破面遷移温度も高くならな
い。
ャルピー試験破面遷移温度（ｖＴｒｓ）に及ぼす加熱温
度および加熱昇温速度の影響を示す。これによると、加
熱昇温速度を７０℃／ｈｒの場合、加熱温度が高くなる
につれて破面遷移温度は高くなり（靱性が劣化する）、
１２８０℃以上で引張強さが同じであるにもかかわら
ず、破面遷移温度は急激に高くなっている。これは、１
２８０℃以上で加熱するとＴｉＣが溶体化し、結晶粒の
成長をおさえる析出物がなくなりオーステナイト結晶粒
が急激に大きくなり、圧延後も鋼板のフェライト結晶粒
の成長もおさえられ、従って破面遷移温度が高くなって
いる。一方、加熱昇温速度を１５０℃／ｈｒ以上の場
合、加熱温度１２８０℃までは加熱温度が高くなるにつ
れて破面遷移温度は高くなるが、加熱温度１２８０℃か
ら１３９０℃までは殆ど変わらない。これは、急速加熱
のためオーステナイト結晶粒の成長もおさえられ、従っ
てこの条件で加熱した鋼板のフェライト結晶粒も細か
く、シャルピー試験による破面遷移温度も高くならな
い。
【００１０】図３は鋼板の破面遷移温度に及ぼす加熱昇
温速度の影響を示す。これは、加熱昇温速度が１５０℃
／ｈｒ未満では破面遷移温度が上昇することを示してい
る。これらのことは、加熱昇温速度を１５０℃／ｈｒ以
上にすることは引張強さが高く、しかも破面遷移温度が
低い（靱性が良好な）鋼板を製造する有効な方法である
ことを示している。
温速度の影響を示す。これは、加熱昇温速度が１５０℃
／ｈｒ未満では破面遷移温度が上昇することを示してい
る。これらのことは、加熱昇温速度を１５０℃／ｈｒ以
上にすることは引張強さが高く、しかも破面遷移温度が
低い（靱性が良好な）鋼板を製造する有効な方法である
ことを示している。
【００１１】本発明における上記鋼成分の限定理由は次
の如くである。Ｃ：Ｃは高い引張り強さを得るために最
も効果的な元素であって、この目的のために少なくとも
０．０５％の添加が必要である。しかし、Ｃの増加と共
に加工性、靱性および溶接性が低下するので、その上限
を０．２０％と限定し、０．０５〜０．２０％とした。 Ｓｉ：Ｓｉは強化元素として有用であるが、鋼を経済的
に製造するために０．６０％を上限として添加すること
とした。 Ｍｎ：Ｍｎも強度の向上には効果的な元素であり、この
目的のために少なくとも０．１０％の添加が必要であ
る。しかし、２．５０％を越すと溶鋼製造上困難になる
ので上限を２．５０％とした。 Ａｌ：Ａｌは脱酸上０．００４％以上必要であるが、
０．１０％を越すと結晶粒の粗大化を来たし強度を劣化
させるので０．１０％以下に限定した。 Ｔｉ：Ｔｉは少量の添加によってＣ，Ｎ，Ｏ，Ｓと結合
して、炭化物，窒化物，酸化物および硫化物を形成す
る。炭化物を形成し強度向上に有効に作用するためには
少なくとも０．０４％を必要とする。Ｔｉが多くなると
表面疵の原因になるので上限を０．３０％とし、０．０
４〜０．３０％の範囲に限定した。
の如くである。Ｃ：Ｃは高い引張り強さを得るために最
も効果的な元素であって、この目的のために少なくとも
０．０５％の添加が必要である。しかし、Ｃの増加と共
に加工性、靱性および溶接性が低下するので、その上限
を０．２０％と限定し、０．０５〜０．２０％とした。 Ｓｉ：Ｓｉは強化元素として有用であるが、鋼を経済的
に製造するために０．６０％を上限として添加すること
とした。 Ｍｎ：Ｍｎも強度の向上には効果的な元素であり、この
目的のために少なくとも０．１０％の添加が必要であ
る。しかし、２．５０％を越すと溶鋼製造上困難になる
ので上限を２．５０％とした。 Ａｌ：Ａｌは脱酸上０．００４％以上必要であるが、
０．１０％を越すと結晶粒の粗大化を来たし強度を劣化
させるので０．１０％以下に限定した。 Ｔｉ：Ｔｉは少量の添加によってＣ，Ｎ，Ｏ，Ｓと結合
して、炭化物，窒化物，酸化物および硫化物を形成す
る。炭化物を形成し強度向上に有効に作用するためには
少なくとも０．０４％を必要とする。Ｔｉが多くなると
表面疵の原因になるので上限を０．３０％とし、０．０
４〜０．３０％の範囲に限定した。
【００１２】次に加熱条件の限定理由は次の如くであ
る。鋼板の靱性を改善するためには鋼板の結晶粒を細か
くすることが必要であり、加熱時のスラブのオーステナ
イト結晶粒を細かくすることにより、鋼板のフェライト
結晶粒も細かくできる。スラブのオーステナイト結晶粒
径は、保持される温度と時間および結晶粒の成長をとめ
る析出物の有無に影響される。したがって、加熱時の昇
温速度は保持される温度と時間に影響し、昇温速度１５
０℃／ｈｒ未満では加熱後スラブのオーステナイト結晶
粒が大きくなり、その結果、鋼板のフェライト結晶粒も
大きくなり靱性が劣化する。そのため、昇温速度１５０
℃／ｈｒ以上に限定した。また、昇温速度１５０℃／ｈ
ｒ以上にする加熱温度範囲を１１００℃以上と限定した
のはそれまでの温度では、昇温速度が低くても結晶粒の
成長が比較的少ないためである。
る。鋼板の靱性を改善するためには鋼板の結晶粒を細か
くすることが必要であり、加熱時のスラブのオーステナ
イト結晶粒を細かくすることにより、鋼板のフェライト
結晶粒も細かくできる。スラブのオーステナイト結晶粒
径は、保持される温度と時間および結晶粒の成長をとめ
る析出物の有無に影響される。したがって、加熱時の昇
温速度は保持される温度と時間に影響し、昇温速度１５
０℃／ｈｒ未満では加熱後スラブのオーステナイト結晶
粒が大きくなり、その結果、鋼板のフェライト結晶粒も
大きくなり靱性が劣化する。そのため、昇温速度１５０
℃／ｈｒ以上に限定した。また、昇温速度１５０℃／ｈ
ｒ以上にする加熱温度範囲を１１００℃以上と限定した
のはそれまでの温度では、昇温速度が低くても結晶粒の
成長が比較的少ないためである。
【００１３】加熱温度をＴｉＣの溶体化温度以上とした
のは、スラブの鋳造時の徐冷により析出した粗大なＴｉ
Ｃを溶体化して熱延後の冷却時に微細析出させ鋼板の強
度を得るためであり、上限を１４００℃としたのは、そ
れ以上の温度では表面スケールの溶融がおこり鋼板の表
面性状を劣化させるためである。加熱温度での保定時間
を５分以上３０分以下としたのは、５分未満ではＴｉＣ
の溶体化が不十分であり３０分超では保定時間中にオー
ステナイト結晶粒が粗大化するためである。
のは、スラブの鋳造時の徐冷により析出した粗大なＴｉ
Ｃを溶体化して熱延後の冷却時に微細析出させ鋼板の強
度を得るためであり、上限を１４００℃としたのは、そ
れ以上の温度では表面スケールの溶融がおこり鋼板の表
面性状を劣化させるためである。加熱温度での保定時間
を５分以上３０分以下としたのは、５分未満ではＴｉＣ
の溶体化が不十分であり３０分超では保定時間中にオー
ステナイト結晶粒が粗大化するためである。
【００１４】なお、本発明におけるスラブの加熱昇温速
度を１５０℃／ｈｒ以上に速くする加熱方法には、誘導
加熱を使う方法、直接通電による方法等あるが、とくに
限定するものではない。また、昇温速度を規定しない１
１００℃までの温度域は燃料加熱による炉加熱を行い、
加熱昇温速度を１５０℃／ｈｒ以上にする１１００℃以
上のみを誘導加熱または直接通電による方法を利用して
も良い。また、鋼板の製造方法として、ホットストリッ
プミルで製造しても、仕上げ圧延もリバース圧延が行わ
れる厚板圧延機を用いるいずれの方法でも良い。
度を１５０℃／ｈｒ以上に速くする加熱方法には、誘導
加熱を使う方法、直接通電による方法等あるが、とくに
限定するものではない。また、昇温速度を規定しない１
１００℃までの温度域は燃料加熱による炉加熱を行い、
加熱昇温速度を１５０℃／ｈｒ以上にする１１００℃以
上のみを誘導加熱または直接通電による方法を利用して
も良い。また、鋼板の製造方法として、ホットストリッ
プミルで製造しても、仕上げ圧延もリバース圧延が行わ
れる厚板圧延機を用いるいずれの方法でも良い。
【００１５】
【実施例】表１に示される化学成分を持った鋼を転炉で
溶製し、連続鋳造により厚み２５０ｍｍの鋳片とした。
化学成分についてみると、Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ鋼はＴｉ
添加の低炭素鋼で本発明の成分条件を満足するものであ
る。表２にスラブの加熱条件とホットストリップミルで
熱延した鋼板の材質試験結果を示す。加熱方法として
は、加熱法Ｉ：１１００℃までガス加熱で１１００℃以
上を誘導加熱で１５０℃／ｈｒ以上の昇温速度を行う方
法、加熱法 II ：室温から目的の温度まで誘導加熱で１
５０℃／ｈｒ以上の昇温速度を行う方法、加熱法 III：
室温から目的の温度までガス加熱で１１００℃以上では
７０℃／ｈｒの昇温速度を行う方法の３つを比較した。
熱延条件は熱延仕上げ温度を８８０℃とし、巻取り温度
をＴｉ添加の低炭素鋼は６００℃とし、同一鋼種では熱
延条件が同じで加熱条件だけ違うようにした。
溶製し、連続鋳造により厚み２５０ｍｍの鋳片とした。
化学成分についてみると、Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ鋼はＴｉ
添加の低炭素鋼で本発明の成分条件を満足するものであ
る。表２にスラブの加熱条件とホットストリップミルで
熱延した鋼板の材質試験結果を示す。加熱方法として
は、加熱法Ｉ：１１００℃までガス加熱で１１００℃以
上を誘導加熱で１５０℃／ｈｒ以上の昇温速度を行う方
法、加熱法 II ：室温から目的の温度まで誘導加熱で１
５０℃／ｈｒ以上の昇温速度を行う方法、加熱法 III：
室温から目的の温度までガス加熱で１１００℃以上では
７０℃／ｈｒの昇温速度を行う方法の３つを比較した。
熱延条件は熱延仕上げ温度を８８０℃とし、巻取り温度
をＴｉ添加の低炭素鋼は６００℃とし、同一鋼種では熱
延条件が同じで加熱条件だけ違うようにした。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】これによると、鋼板Ａ−１，Ａ−２，Ａ−
３，Ａ−４，Ａ−５，Ａ−６，Ａ−７は鋼種Ａを用いた
本発明の製造条件を満足するものである。しかし、鋼板
Ａ−８は鋼種Ａを用いているが加熱温度での保持時間が
短く、必要な強度が得られていない比較例である。鋼板
Ａ−９は鋼種Ａを用いているが昇温速度が７０℃／ｈｒ
と遅く、鋼板Ａ−２に比べてｖＴｒｓが高い比較例であ
る。鋼板Ａ−１０も鋼種Ａを用いているが昇温速度が１
５０℃／ｈｒであるが、加熱時の保定時間が４０分と長
くｖＴｒｓが高い比較例である。鋼板Ｂ−１，Ｃ−１，
Ｄ−１，Ｅ−１は鋼種Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅを用いた本発明の
製造条件を満足するものである。しかし、鋼板Ｂ−２，
Ｃ−２，Ｄ−２，Ｅ−２は昇温速度が７０℃／ｈｒと遅
く、鋼板Ｂ−１，Ｃ−１，Ｄ−１，Ｅ−１に比べてｖＴ
ｒｓが高い比較例である。
３，Ａ−４，Ａ−５，Ａ−６，Ａ−７は鋼種Ａを用いた
本発明の製造条件を満足するものである。しかし、鋼板
Ａ−８は鋼種Ａを用いているが加熱温度での保持時間が
短く、必要な強度が得られていない比較例である。鋼板
Ａ−９は鋼種Ａを用いているが昇温速度が７０℃／ｈｒ
と遅く、鋼板Ａ−２に比べてｖＴｒｓが高い比較例であ
る。鋼板Ａ−１０も鋼種Ａを用いているが昇温速度が１
５０℃／ｈｒであるが、加熱時の保定時間が４０分と長
くｖＴｒｓが高い比較例である。鋼板Ｂ−１，Ｃ−１，
Ｄ−１，Ｅ−１は鋼種Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅを用いた本発明の
製造条件を満足するものである。しかし、鋼板Ｂ−２，
Ｃ−２，Ｄ−２，Ｅ−２は昇温速度が７０℃／ｈｒと遅
く、鋼板Ｂ−１，Ｃ−１，Ｄ−１，Ｅ−１に比べてｖＴ
ｒｓが高い比較例である。
【００１９】
【発明の効果】以上説明したような、本発明によるとき
は同じ鋼種および同一熱延条件で、目的の強度を得たう
えでより優れた靱性の鋼板製造が可能になる。従って、
強度および靱性の優れた鋼板を経済的に製造し得るもの
で工業的にその効果は大きい。
は同じ鋼種および同一熱延条件で、目的の強度を得たう
えでより優れた靱性の鋼板製造が可能になる。従って、
強度および靱性の優れた鋼板を経済的に製造し得るもの
で工業的にその効果は大きい。
【図１】０．１０％Ｃ−０．３０％Ｓｉ−１．６０％Ｍ
ｎ−０．１５％Ｔｉ−０．０３０％Ｓｏｌ．Ａｌ鋼を用
いた鋼板の引張強さに及ぼす加熱温度および加熱昇温速
度の影響を示した図、
ｎ−０．１５％Ｔｉ−０．０３０％Ｓｏｌ．Ａｌ鋼を用
いた鋼板の引張強さに及ぼす加熱温度および加熱昇温速
度の影響を示した図、
【図２】シャルピー試験破面遷移温度（ｖＴｒｓ）に及
ぼす加熱温度および加熱昇温速度の影響を示した図、
ぼす加熱温度および加熱昇温速度の影響を示した図、
【図３】シャルピー試験破面遷移温度（ｖＴｒｓ）に及
ぼす加熱昇温速度の影響を示した図である。
ぼす加熱昇温速度の影響を示した図である。
Claims (1)
- 【請求項１】Ｃ ：０．０５〜０．２０％ Ｓｉ：≦０．６０％ Ｍｎ：０．１０〜２．５０％ Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００４〜０．１０％ Ｔｉ：０．０４〜０．３０％ を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる連続鋳造
スラブを加熱するに際して少なくとも１１００℃から、
ＴｉＣの溶体化温度以上１４００℃以下の加熱温度まで
の温度領域を毎時１５０℃以上の昇温速度で加熱し、加
熱温度での保定時間を５分以上３０分以下とし、その後
熱間圧延することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4153937A JP3043518B2 (ja) | 1992-06-15 | 1992-06-15 | 高強度熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4153937A JP3043518B2 (ja) | 1992-06-15 | 1992-06-15 | 高強度熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05345918A true JPH05345918A (ja) | 1993-12-27 |
| JP3043518B2 JP3043518B2 (ja) | 2000-05-22 |
Family
ID=15573345
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4153937A Expired - Fee Related JP3043518B2 (ja) | 1992-06-15 | 1992-06-15 | 高強度熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3043518B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010265537A (ja) * | 2009-05-18 | 2010-11-25 | Nippon Steel Corp | 鋼材加熱方法、加熱制御装置およびプログラム |
| JP2017061724A (ja) * | 2015-09-25 | 2017-03-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 連続鋳造スラブの加熱方法及び加工性に優れた高張力鋼板 |
-
1992
- 1992-06-15 JP JP4153937A patent/JP3043518B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010265537A (ja) * | 2009-05-18 | 2010-11-25 | Nippon Steel Corp | 鋼材加熱方法、加熱制御装置およびプログラム |
| JP2017061724A (ja) * | 2015-09-25 | 2017-03-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 連続鋳造スラブの加熱方法及び加工性に優れた高張力鋼板 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3043518B2 (ja) | 2000-05-22 |
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