JPH0583608B2 - - Google Patents
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- JPH0583608B2 JPH0583608B2 JP62067858A JP6785887A JPH0583608B2 JP H0583608 B2 JPH0583608 B2 JP H0583608B2 JP 62067858 A JP62067858 A JP 62067858A JP 6785887 A JP6785887 A JP 6785887A JP H0583608 B2 JPH0583608 B2 JP H0583608B2
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Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は、熱間圧延を比較的低温である未再結
晶域で行う所謂制御圧延を必要とせず、所望の強
度、靱性を有し、板厚方向の断面硬度差が小さく
且つ音響異方性の小さい鋼板の高能率製造法に関
するものである。 〔従来の技術〕 従来の水冷型高張力鋼の製造方法の一つに、例
えば特開昭54−71714号公報に示された様に、鋼
を加熱後圧延し、未再結晶域で30％以上の圧延を
行つた後、Ar3以上の温度から３℃／sec以上の
冷却速度で500℃以上650℃以下の温度域まで冷却
し、優れた強度、靱性を得る方法がある。 かかる製造方法では、すぐれた靱性を得るため
に熱間圧延を比較的低温である未再結晶域でおこ
なう所謂制御圧延が必須要件となつており、鋼板
の温度が適正な800℃程度の温度範囲まで低下す
るのを待つて圧延を終了せしめるので、通常の圧
延に比べ著しく圧延能率を低下させるばかりでな
く、音響異方性を大きくするという欠点を有して
いる。 これに対し、特開昭55−28318号公報に示され
ているように、Ｃの上限を0.09wt％とした鋼を、
通常の熱間圧延後30℃／sec以上の冷却速度で、
500℃以下まで冷却する溶接性の優れた50キロ級
の高張力鋼の製造方法がある。 この方法では、圧延能率の低下は避けられるも
のの、靱性を向上させるためにＣの上限を0.09wt
％に制限している。かかる低Ｃ成分では、強度を
確保するために30℃／sec以上の冷却速度で500℃
以下まで冷却することを必須要件としており、板
厚方向の断面硬度差が大きくなる欠点を有する。 また特開昭55−115922号公報に示されているよ
うに、Ｃの上限を0.09wt％とし、さらに0.50wt％
以下のCu、0.50wt％以下のNi、0.30wt％以下の
Cr、0.30wt％以下のMo、0.10wt％以下のＶ、
0.10wt％以下のTiを一種または二種以上含有す
る鋼を、通常の熱間圧延後600℃以下まで冷却す
る溶接性の優れた50Kg／mm2以上級の高張力鋼の製
造方法がある。 この方法では、圧延能率の低下は避けられるも
のの、低Ｃ成分では50Kg／mm2以上の強度を得るた
めに、コストの高い合金元素を含有することを必
須としており、合金コスト削減上の制約を有する
欠点がある。 〔発明が解決しようとする問題点〕 従来の水冷型高張力鋼では、多量の合金元素の
添加、もしくは低温域での制御圧延を行うことに
より良好な強度、靱性、板厚断面硬さ、音響異方
性を得て来たが、何れも同時には成立しないのが
現実であつた。 本発明は合金コストの増大や圧延能率の低下等
をもたらさず、良好な温度、靱性、板厚断面硬
さ、音響異方性を同時に実現しようとするもので
ある。 すなわち、オーステナイトの再結晶温度域を主
体とした適切な圧延条件と圧延後の制御冷却の組
合わせによつて、低温域での制御圧延を行うこと
無しに、優れた強度、靱性を有し且つ板厚方向の
断面硬度差が小さく、且つ音響異方性の小さい鋼
板を製造する方法を提供するもので、この種用途
において、経済性に優れた鋼材の提供を可能にす
るものである。 〔問題点を解決するための手段〕 本発明は、上記の問題点を解決するために、
Ｃ：0.05wt％以上0.18wt％未満、Si：0.05wt％以
上0.5wt％未満、Mn：0.7wt％以上1.8wt％未満、
Al：0.005wt％以上0.1wt％未満、Nb：0.003wt％
以上0.030wt％未満、Ｎ：0.006wt％未満を含有
し、又はこれらの成分の他にTi，Zr，Ｖ，Ta，
Caを0.1wt％以下、Ni，Cr，Mo，Cuを1.0wt％
以下、Ｂを0.003wt％以下の範囲で一種または二
種以上加え且つ、Ｃ＋Mn／６なる炭素当量が
0.36以下、且つＣ＋Mn／Ｃ＋（Cr＋Mo＋Ｖ）／
５＋（Ni＋Cu）／15なる炭素当量が0.40以下で、
残部Fe及び不可避的不純物より成る鋼を、連続
鋳造後1000℃以上1200℃以下に加熱し、オーステ
ナイトの再結晶域で全圧下率を50％以上確保し、
且つ850℃以上で圧延を終了する熱間圧延後、鋼
板の温度がAr3−50℃以上から、５℃／sec以上
15℃／sec未満の冷却速度で400℃以上680℃以下
の温度域まで冷却することを特徴とする強度、靱
性に優れ且つ、板厚方向の断面硬度差が小さく音
響異方性が小さい鋼板の製造法である。 〔作用〕 本発明の構成要件の各限定は次の各理由に基づ
いて定めている。 即ちＣは強度を高めるのに有効な元素である
が、多すぎるとＰcm値（Ｐcm＝Ｃ＋Si／30＋
Mn／20＋Cu／20＋Ni／60＋Cr／20＋Mo／15＋
Ｖ／10＋5B）を高め、溶接性を損うので、上限
を0.18wt％未満にすると共に、Ｃが0.05wt％以下
では強度が不足し、それをおぎなうために、Cu，
Ni等の添加が必要となりコストが高くなるので、
Ｃの添加範囲を0.05wt％以上0.18wt％未満とす
る。 Siは脱酸及び地鉄の強化に加え、0.05wt％以上
の添加より、靱性の向上に有効であるため下限を
0.05wt％に、また多すぎると溶接性及びHAZ部
靱性に有害なので上限を0.5wt％未満とする。 Mnは強度、靱性を高めるのに必要な元素であ
るが、0.7wt％未満では強度が不十分であつたり、
靱性を劣化させ、また1.8wt％以上とすると溶接
性が著しく悪くなるので、Mnの添加範囲を
0.7wt％以上1.8wt％未満とする。 Alは脱酸と細粒化に必要で、そのための充分
な量として0.005wt％以上0.1wt％未満の限定す
る。Ｎは溶接性及び継手部の靱性を良好に保つた
めに、0.006wt％未満にする。 Nbは、再結晶、未再結晶温度とも上昇させる
ため、高温でのオーステナイト粒の細粒化を図る
上で重要な元素であるが、0.002wt％以下の添加
ではその効果が失われるため下限を0.003wt％と
する。また0.030wt％以上では強度は収れんし、
靱性が低下するので上限を0.030wt％とする。 以上の成分範囲限定に加え、Ｃ＋Mn／６なる
炭素当量が0.36超またはＣ＋Mn／６＋（Cr＋Mo
＋Ｖ）／５＋（Ni＋Cu）／15なる炭素当量が0.40
超では溶接性が劣化するので、それぞれ0.36以
下、0.40以下に限定する。 このようにして得たスラブの加熱温度は、オー
ステナイト粒の粗大化防止、Nbの固溶及び圧延
中の温度低下を考慮して1000℃以上1200℃以下に
限定する。 次に再結晶域圧延はオーステナイト粒を、微細
な再結晶オーステナイト粒にするために重要であ
る。この際、圧下率が大きい程細粒化に有効であ
るので、再結晶域の全圧下率を50％以上に限定す
る。 再結晶域で上記限定の圧延を行わない場合は、
細粒化が十分でないので靱性が劣化し、板厚方向
の硬度差が増大する等の問題が生じる。再結晶域
で上記限定の圧延を行つた場合は、この圧延に引
き続いて未再結晶域に圧延が及んでも、本発明の
効果は低下することはなく、靱性が向上する等材
質的には好ましいが、仕上げ温度が850℃未満と
なると音響異方性が大きくなるため、熱間圧延は
何れの場合も850℃以上で終了しなければならな
い。 冷却開始温度が低下すると過度にフエライトが
析出し、強度が低下するので、冷却開始温度は
Ar3−50℃以上とする必要がある。ここではAr3
（℃）＝−396C＋24.6Si−68.1Mn−36.1Ni−
20.7Cu−24.8Cr＋29.6Mo＋868（関根式）を用い
た。 Ar3変態点の式は上記の他数多く報告されてい
るが、本発明を実施する場合は上式によるAr3変
態点に変換して行うことを基本とする。 冷却時の冷却速度は鋼の強度及び靱性向上に必
要な針状フエライト主体の組織を得るため、５
℃／sec以上とした。また15℃／sec以上ではベイ
ナイト組織が出現し、靱性が低下するため上限を
15℃／sec未満とした。 また冷却を完了する温度、すなわち水冷停止温
度の上限を680℃としたのは、これより高い停止
温度では針状ヘエライト主体の組織が得られず、
強度、靱性が劣化し、下限を400℃としたのは、
これより低い温度では島状マルテンサイト等の低
温変態生成物が生じ、靱性が低下するからであ
る。 本発明は、本発明者等がオーステナイトの再結
晶温度域での適切な圧延条件と、圧延後の制御冷
却を組合せることによつて、圧延能率を低下させ
る低温域での制御圧延を用いること無く、優れた
強度、靱性を有し、かつ板厚方向の断面硬度が小
さく且つ音響異方性の小さい鋼板を製造出来るこ
とを見出したことに基づいている。 特にNbの添加により高温で再結晶オーステナ
イト粒の細粒化を行い、その後適切な水冷を行う
ことにより針状ヘエライト主体の組織を得、合金
元素の多量の添加、制御圧延による生産性の低下
を招くことなく良好な強度、靱性を有し、板厚方
向の断面硬度差が小さく、且つ音響異方性の小さ
い鋼板を製造できることを見い出した。 以下その点を中心に述べる。 第１図にＣを0.15wt％、Mnを1.10wt％、Siを
0.20wt％、Nbを0.005wt％含む鋼において、スラ
ブを1060℃に加熱後再結晶温度域での全圧下率を
変化させて圧延を行い、圧延後冷却速度10℃／
secで600℃まで水冷した場合の強度、靱性及び板
厚方向断面硬度差を示す。 ここでΔHv（10Kg）とは鋼板断面の表層部と中
心部のビツカース硬さ（荷重10Kg）の差である。 第１図に明らかなように、再結晶域での全圧下
率が50％未満では、良好な靱性を得ることができ
ない上に、板厚方向の断面硬度差も増加する。 上記の結果から、良好な靱性を得且つ、断面硬
度差を小さくするために、下限の全圧下率として
50％を規定するのである。 第２図に同様の成分からなるスラブを、全圧下
率を50％一定とし、冷却速度を種々に変化させた
場合の例を示す。 第２図に明らかな如く冷却速度が５℃／sec未
満では、強度、靱性ともに低下する。また15℃／
sec以上となると、強度は上昇するが靱性は低下
する。これはベイナイトが生じたためである。即
ち適切な冷却速度範囲は５℃／sec以上15℃／sec
未満である。 第３図に同様の成分からなるスラブを、全圧下
率を50％一定、冷却速度を10℃／sec一定として、
水冷停止温度を変化させた場合の例を示す。 図に示す如く水冷停止温度が680℃超では、強
度、靱性とも低下する。 これは水冷停止温度が高いため、針状ヘエライ
トが出現しないからである。また水冷停止温度が
400℃以下では強度は上昇するものの靱性は低下
する。これは島状マルテンサイトが発生したため
である。 次に第４図にＣを0.13wt％、Mnを1.20wt％、
Siを0.25wt％含む鋼にて、Nbを０〜0.040wt％ま
で変化させた場合のNbの効果を示す。尚、スラ
ブの加熱条件は1060℃、再結晶域全圧下率50％、
冷却速度10℃／secにて600℃まで水冷したもので
ある。 第４図に明らかな如く、Nb添加により強度は
上昇するが、Nb量が0.030wt％以上では強度上昇
は収れんし、靱性は低下する。またNb量が、
0.003wt％では明らかに強度、靱性の向上効果が
見られるが、0.002wt％では向上効果は見られな
い。即ちNb添加量は、0.003wt％以上0.030wt％
未満が適切である。 次に第５図にＣを0.15wt％、Mnを1.10wt％、
Siを0.20wt％、Nbを0.006％含む鋼において、ス
ラブを1060℃に加熱後、圧延仕上り温度を変化さ
せて圧延し、冷却温度10℃／secで600℃まで水冷
した場合の音響異方性を示す。尚、超音波入射角
は60℃、成品厚は30mmである。 図に示す如く屈折角度差、音速比とも仕上り温
度が低下すると急激に増加し、音響異方性が大き
くなることが分る。 日本非破壊検査協会規格NDiS2413−86に従
い、屈折角度差を2°以内、音速比を1.02以内とす
ると、仕上り温度を850℃以上とする必要がある。 注） 屈折角度差：Ｌ方向屈折角度−Ｃ方向屈折角度 音速比：Ｌ方向音速÷Ｃ方向音速 Ｌ方向：圧延方向 Ｃ方向：圧延方向に直角な方向 〔実施例〕 表１は表中の各成分の各鋼を付記した圧延条件
及び冷却条件にて製造し、その機械的性質とし
て、引張試験、衝撃試験、板厚方向断面硬度差
（ΔHv（10Kg））を、音響異方性の評価として、屈
折角度差及び音速比を示したものである。 本発明例２，３及び４は何れも強度（TS）が
50Kg／mm2以上でかつ、vTrsも−40℃以下の良好
な値が得られているのに対し、従来例１は強度、
靱性とも劣つたものとなつており、Nb添加によ
る材質向上効果が認められる。 従来例５，６に冷却速度がそれぞれ３℃／sec、
20℃／secとなつたものの例を示す。従来例５は
靱性は比較的良好なものの強度が不足しており、
従来例６は強度は良好であるものの靱性が低下し
ている。これは前者はフエライト、パーライト組
織となつたためであり、後者はベイナイトとなつ
たためである。 従来例７，８にそれぞれ水冷停止温度が380℃、
700℃となつた場合の例を示す。従来例７は、強
度は良好であるが、靱性が不良、後者は靱性は比
較的良好であるが強度が不足している。これは前
者は島状マルテンサイトの発生により、後者は水
冷停止温度が高いため、針状フエライトが発生せ
ず材質不良となつたものである。 従来例９に水冷開始温度がAr3−59℃となつた
ものの例を示す。靱性は比較的良好であるが、強
度が不足している。これは水冷開始温度が低下し
たことにより過度に初析フエライトが発生したた
めである。 次に従来例10に圧下率を30％とした場合の例を
示す。強度はやや向上しているが靱性が不良であ
り、また板厚方向断面硬度差（ΔHv（10Kg））も
本発明例に比べ高い。 これは、オーステナイトの細粒化不足により靱
性不良となり、且つ細粒化不足により表層部の焼
き入れ性が過度に上昇し、硬化組織が発生したた
めであり、この様な鋼材は疲労強度が低いといわ
れる。 従来例12〜15に、未再結晶域で30〜50％の圧下
を加えた鋼板の例を示す。強度、靱性は良好であ
るが、低温で圧延を行うため仕上り温度が低下
し、音響異方性が大きくなつている。また、本発
明例２〜４と比べΔHv（10Kg）に差は認められ
ず、本発明例が良好な板厚方向断面硬さ分布を有
することが分る。 本発明例16〜19は合金添加例である。表中の元
素の添加により、強度、靱性共に向上することが
明らかである。
晶域で行う所謂制御圧延を必要とせず、所望の強
度、靱性を有し、板厚方向の断面硬度差が小さく
且つ音響異方性の小さい鋼板の高能率製造法に関
するものである。 〔従来の技術〕 従来の水冷型高張力鋼の製造方法の一つに、例
えば特開昭54−71714号公報に示された様に、鋼
を加熱後圧延し、未再結晶域で30％以上の圧延を
行つた後、Ar3以上の温度から３℃／sec以上の
冷却速度で500℃以上650℃以下の温度域まで冷却
し、優れた強度、靱性を得る方法がある。 かかる製造方法では、すぐれた靱性を得るため
に熱間圧延を比較的低温である未再結晶域でおこ
なう所謂制御圧延が必須要件となつており、鋼板
の温度が適正な800℃程度の温度範囲まで低下す
るのを待つて圧延を終了せしめるので、通常の圧
延に比べ著しく圧延能率を低下させるばかりでな
く、音響異方性を大きくするという欠点を有して
いる。 これに対し、特開昭55−28318号公報に示され
ているように、Ｃの上限を0.09wt％とした鋼を、
通常の熱間圧延後30℃／sec以上の冷却速度で、
500℃以下まで冷却する溶接性の優れた50キロ級
の高張力鋼の製造方法がある。 この方法では、圧延能率の低下は避けられるも
のの、靱性を向上させるためにＣの上限を0.09wt
％に制限している。かかる低Ｃ成分では、強度を
確保するために30℃／sec以上の冷却速度で500℃
以下まで冷却することを必須要件としており、板
厚方向の断面硬度差が大きくなる欠点を有する。 また特開昭55−115922号公報に示されているよ
うに、Ｃの上限を0.09wt％とし、さらに0.50wt％
以下のCu、0.50wt％以下のNi、0.30wt％以下の
Cr、0.30wt％以下のMo、0.10wt％以下のＶ、
0.10wt％以下のTiを一種または二種以上含有す
る鋼を、通常の熱間圧延後600℃以下まで冷却す
る溶接性の優れた50Kg／mm2以上級の高張力鋼の製
造方法がある。 この方法では、圧延能率の低下は避けられるも
のの、低Ｃ成分では50Kg／mm2以上の強度を得るた
めに、コストの高い合金元素を含有することを必
須としており、合金コスト削減上の制約を有する
欠点がある。 〔発明が解決しようとする問題点〕 従来の水冷型高張力鋼では、多量の合金元素の
添加、もしくは低温域での制御圧延を行うことに
より良好な強度、靱性、板厚断面硬さ、音響異方
性を得て来たが、何れも同時には成立しないのが
現実であつた。 本発明は合金コストの増大や圧延能率の低下等
をもたらさず、良好な温度、靱性、板厚断面硬
さ、音響異方性を同時に実現しようとするもので
ある。 すなわち、オーステナイトの再結晶温度域を主
体とした適切な圧延条件と圧延後の制御冷却の組
合わせによつて、低温域での制御圧延を行うこと
無しに、優れた強度、靱性を有し且つ板厚方向の
断面硬度差が小さく、且つ音響異方性の小さい鋼
板を製造する方法を提供するもので、この種用途
において、経済性に優れた鋼材の提供を可能にす
るものである。 〔問題点を解決するための手段〕 本発明は、上記の問題点を解決するために、
Ｃ：0.05wt％以上0.18wt％未満、Si：0.05wt％以
上0.5wt％未満、Mn：0.7wt％以上1.8wt％未満、
Al：0.005wt％以上0.1wt％未満、Nb：0.003wt％
以上0.030wt％未満、Ｎ：0.006wt％未満を含有
し、又はこれらの成分の他にTi，Zr，Ｖ，Ta，
Caを0.1wt％以下、Ni，Cr，Mo，Cuを1.0wt％
以下、Ｂを0.003wt％以下の範囲で一種または二
種以上加え且つ、Ｃ＋Mn／６なる炭素当量が
0.36以下、且つＣ＋Mn／Ｃ＋（Cr＋Mo＋Ｖ）／
５＋（Ni＋Cu）／15なる炭素当量が0.40以下で、
残部Fe及び不可避的不純物より成る鋼を、連続
鋳造後1000℃以上1200℃以下に加熱し、オーステ
ナイトの再結晶域で全圧下率を50％以上確保し、
且つ850℃以上で圧延を終了する熱間圧延後、鋼
板の温度がAr3−50℃以上から、５℃／sec以上
15℃／sec未満の冷却速度で400℃以上680℃以下
の温度域まで冷却することを特徴とする強度、靱
性に優れ且つ、板厚方向の断面硬度差が小さく音
響異方性が小さい鋼板の製造法である。 〔作用〕 本発明の構成要件の各限定は次の各理由に基づ
いて定めている。 即ちＣは強度を高めるのに有効な元素である
が、多すぎるとＰcm値（Ｐcm＝Ｃ＋Si／30＋
Mn／20＋Cu／20＋Ni／60＋Cr／20＋Mo／15＋
Ｖ／10＋5B）を高め、溶接性を損うので、上限
を0.18wt％未満にすると共に、Ｃが0.05wt％以下
では強度が不足し、それをおぎなうために、Cu，
Ni等の添加が必要となりコストが高くなるので、
Ｃの添加範囲を0.05wt％以上0.18wt％未満とす
る。 Siは脱酸及び地鉄の強化に加え、0.05wt％以上
の添加より、靱性の向上に有効であるため下限を
0.05wt％に、また多すぎると溶接性及びHAZ部
靱性に有害なので上限を0.5wt％未満とする。 Mnは強度、靱性を高めるのに必要な元素であ
るが、0.7wt％未満では強度が不十分であつたり、
靱性を劣化させ、また1.8wt％以上とすると溶接
性が著しく悪くなるので、Mnの添加範囲を
0.7wt％以上1.8wt％未満とする。 Alは脱酸と細粒化に必要で、そのための充分
な量として0.005wt％以上0.1wt％未満の限定す
る。Ｎは溶接性及び継手部の靱性を良好に保つた
めに、0.006wt％未満にする。 Nbは、再結晶、未再結晶温度とも上昇させる
ため、高温でのオーステナイト粒の細粒化を図る
上で重要な元素であるが、0.002wt％以下の添加
ではその効果が失われるため下限を0.003wt％と
する。また0.030wt％以上では強度は収れんし、
靱性が低下するので上限を0.030wt％とする。 以上の成分範囲限定に加え、Ｃ＋Mn／６なる
炭素当量が0.36超またはＣ＋Mn／６＋（Cr＋Mo
＋Ｖ）／５＋（Ni＋Cu）／15なる炭素当量が0.40
超では溶接性が劣化するので、それぞれ0.36以
下、0.40以下に限定する。 このようにして得たスラブの加熱温度は、オー
ステナイト粒の粗大化防止、Nbの固溶及び圧延
中の温度低下を考慮して1000℃以上1200℃以下に
限定する。 次に再結晶域圧延はオーステナイト粒を、微細
な再結晶オーステナイト粒にするために重要であ
る。この際、圧下率が大きい程細粒化に有効であ
るので、再結晶域の全圧下率を50％以上に限定す
る。 再結晶域で上記限定の圧延を行わない場合は、
細粒化が十分でないので靱性が劣化し、板厚方向
の硬度差が増大する等の問題が生じる。再結晶域
で上記限定の圧延を行つた場合は、この圧延に引
き続いて未再結晶域に圧延が及んでも、本発明の
効果は低下することはなく、靱性が向上する等材
質的には好ましいが、仕上げ温度が850℃未満と
なると音響異方性が大きくなるため、熱間圧延は
何れの場合も850℃以上で終了しなければならな
い。 冷却開始温度が低下すると過度にフエライトが
析出し、強度が低下するので、冷却開始温度は
Ar3−50℃以上とする必要がある。ここではAr3
（℃）＝−396C＋24.6Si−68.1Mn−36.1Ni−
20.7Cu−24.8Cr＋29.6Mo＋868（関根式）を用い
た。 Ar3変態点の式は上記の他数多く報告されてい
るが、本発明を実施する場合は上式によるAr3変
態点に変換して行うことを基本とする。 冷却時の冷却速度は鋼の強度及び靱性向上に必
要な針状フエライト主体の組織を得るため、５
℃／sec以上とした。また15℃／sec以上ではベイ
ナイト組織が出現し、靱性が低下するため上限を
15℃／sec未満とした。 また冷却を完了する温度、すなわち水冷停止温
度の上限を680℃としたのは、これより高い停止
温度では針状ヘエライト主体の組織が得られず、
強度、靱性が劣化し、下限を400℃としたのは、
これより低い温度では島状マルテンサイト等の低
温変態生成物が生じ、靱性が低下するからであ
る。 本発明は、本発明者等がオーステナイトの再結
晶温度域での適切な圧延条件と、圧延後の制御冷
却を組合せることによつて、圧延能率を低下させ
る低温域での制御圧延を用いること無く、優れた
強度、靱性を有し、かつ板厚方向の断面硬度が小
さく且つ音響異方性の小さい鋼板を製造出来るこ
とを見出したことに基づいている。 特にNbの添加により高温で再結晶オーステナ
イト粒の細粒化を行い、その後適切な水冷を行う
ことにより針状ヘエライト主体の組織を得、合金
元素の多量の添加、制御圧延による生産性の低下
を招くことなく良好な強度、靱性を有し、板厚方
向の断面硬度差が小さく、且つ音響異方性の小さ
い鋼板を製造できることを見い出した。 以下その点を中心に述べる。 第１図にＣを0.15wt％、Mnを1.10wt％、Siを
0.20wt％、Nbを0.005wt％含む鋼において、スラ
ブを1060℃に加熱後再結晶温度域での全圧下率を
変化させて圧延を行い、圧延後冷却速度10℃／
secで600℃まで水冷した場合の強度、靱性及び板
厚方向断面硬度差を示す。 ここでΔHv（10Kg）とは鋼板断面の表層部と中
心部のビツカース硬さ（荷重10Kg）の差である。 第１図に明らかなように、再結晶域での全圧下
率が50％未満では、良好な靱性を得ることができ
ない上に、板厚方向の断面硬度差も増加する。 上記の結果から、良好な靱性を得且つ、断面硬
度差を小さくするために、下限の全圧下率として
50％を規定するのである。 第２図に同様の成分からなるスラブを、全圧下
率を50％一定とし、冷却速度を種々に変化させた
場合の例を示す。 第２図に明らかな如く冷却速度が５℃／sec未
満では、強度、靱性ともに低下する。また15℃／
sec以上となると、強度は上昇するが靱性は低下
する。これはベイナイトが生じたためである。即
ち適切な冷却速度範囲は５℃／sec以上15℃／sec
未満である。 第３図に同様の成分からなるスラブを、全圧下
率を50％一定、冷却速度を10℃／sec一定として、
水冷停止温度を変化させた場合の例を示す。 図に示す如く水冷停止温度が680℃超では、強
度、靱性とも低下する。 これは水冷停止温度が高いため、針状ヘエライ
トが出現しないからである。また水冷停止温度が
400℃以下では強度は上昇するものの靱性は低下
する。これは島状マルテンサイトが発生したため
である。 次に第４図にＣを0.13wt％、Mnを1.20wt％、
Siを0.25wt％含む鋼にて、Nbを０〜0.040wt％ま
で変化させた場合のNbの効果を示す。尚、スラ
ブの加熱条件は1060℃、再結晶域全圧下率50％、
冷却速度10℃／secにて600℃まで水冷したもので
ある。 第４図に明らかな如く、Nb添加により強度は
上昇するが、Nb量が0.030wt％以上では強度上昇
は収れんし、靱性は低下する。またNb量が、
0.003wt％では明らかに強度、靱性の向上効果が
見られるが、0.002wt％では向上効果は見られな
い。即ちNb添加量は、0.003wt％以上0.030wt％
未満が適切である。 次に第５図にＣを0.15wt％、Mnを1.10wt％、
Siを0.20wt％、Nbを0.006％含む鋼において、ス
ラブを1060℃に加熱後、圧延仕上り温度を変化さ
せて圧延し、冷却温度10℃／secで600℃まで水冷
した場合の音響異方性を示す。尚、超音波入射角
は60℃、成品厚は30mmである。 図に示す如く屈折角度差、音速比とも仕上り温
度が低下すると急激に増加し、音響異方性が大き
くなることが分る。 日本非破壊検査協会規格NDiS2413−86に従
い、屈折角度差を2°以内、音速比を1.02以内とす
ると、仕上り温度を850℃以上とする必要がある。 注） 屈折角度差：Ｌ方向屈折角度−Ｃ方向屈折角度 音速比：Ｌ方向音速÷Ｃ方向音速 Ｌ方向：圧延方向 Ｃ方向：圧延方向に直角な方向 〔実施例〕 表１は表中の各成分の各鋼を付記した圧延条件
及び冷却条件にて製造し、その機械的性質とし
て、引張試験、衝撃試験、板厚方向断面硬度差
（ΔHv（10Kg））を、音響異方性の評価として、屈
折角度差及び音速比を示したものである。 本発明例２，３及び４は何れも強度（TS）が
50Kg／mm2以上でかつ、vTrsも−40℃以下の良好
な値が得られているのに対し、従来例１は強度、
靱性とも劣つたものとなつており、Nb添加によ
る材質向上効果が認められる。 従来例５，６に冷却速度がそれぞれ３℃／sec、
20℃／secとなつたものの例を示す。従来例５は
靱性は比較的良好なものの強度が不足しており、
従来例６は強度は良好であるものの靱性が低下し
ている。これは前者はフエライト、パーライト組
織となつたためであり、後者はベイナイトとなつ
たためである。 従来例７，８にそれぞれ水冷停止温度が380℃、
700℃となつた場合の例を示す。従来例７は、強
度は良好であるが、靱性が不良、後者は靱性は比
較的良好であるが強度が不足している。これは前
者は島状マルテンサイトの発生により、後者は水
冷停止温度が高いため、針状フエライトが発生せ
ず材質不良となつたものである。 従来例９に水冷開始温度がAr3−59℃となつた
ものの例を示す。靱性は比較的良好であるが、強
度が不足している。これは水冷開始温度が低下し
たことにより過度に初析フエライトが発生したた
めである。 次に従来例10に圧下率を30％とした場合の例を
示す。強度はやや向上しているが靱性が不良であ
り、また板厚方向断面硬度差（ΔHv（10Kg））も
本発明例に比べ高い。 これは、オーステナイトの細粒化不足により靱
性不良となり、且つ細粒化不足により表層部の焼
き入れ性が過度に上昇し、硬化組織が発生したた
めであり、この様な鋼材は疲労強度が低いといわ
れる。 従来例12〜15に、未再結晶域で30〜50％の圧下
を加えた鋼板の例を示す。強度、靱性は良好であ
るが、低温で圧延を行うため仕上り温度が低下
し、音響異方性が大きくなつている。また、本発
明例２〜４と比べΔHv（10Kg）に差は認められ
ず、本発明例が良好な板厚方向断面硬さ分布を有
することが分る。 本発明例16〜19は合金添加例である。表中の元
素の添加により、強度、靱性共に向上することが
明らかである。
【表】
【表】
以上説明したように、本発明は成分を限定し、
特定した熱延条件と冷却条件を組合せて製造する
ので、低炭素当量にもかかわらずTS50Kgｆ／mm2
以上でvtrsが−46℃以下の高強度：高靱性でかつ
板厚方向の断面硬度差が小さく且つ、音響異方性
の小さな溶接性に優れた鋼材を、生産性が低下す
る低温域での制御圧延を用いることなく、製造可
能としたものである。 これによりこの種用途分野に、品質の優れた安
価な鋼材の供給が可能となり、工業上にもたらす
効果は大きい。
特定した熱延条件と冷却条件を組合せて製造する
ので、低炭素当量にもかかわらずTS50Kgｆ／mm2
以上でvtrsが−46℃以下の高強度：高靱性でかつ
板厚方向の断面硬度差が小さく且つ、音響異方性
の小さな溶接性に優れた鋼材を、生産性が低下す
る低温域での制御圧延を用いることなく、製造可
能としたものである。 これによりこの種用途分野に、品質の優れた安
価な鋼材の供給が可能となり、工業上にもたらす
効果は大きい。
第１図は再結晶域全圧下率と材質の関係を示す
グラフ、第２図は冷却速度の材質への影響を示す
グラフ、第３図は水冷停止温度と材質の関係示す
グラフ、第４図は材質とNb量の関係を示すグラ
フ、第５図は圧延仕上り温度と音響異方性の関係
を示すグラフである。
グラフ、第２図は冷却速度の材質への影響を示す
グラフ、第３図は水冷停止温度と材質の関係示す
グラフ、第４図は材質とNb量の関係を示すグラ
フ、第５図は圧延仕上り温度と音響異方性の関係
を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.05wt％以上0.18wt％未満 Si：0.05wt％以上0.5wt％未満 Mn：0.70wt％以上1.8wt％未満 Al：0.005wt％以上0.1wt％未満 Nb：0.003wt％以上0.030wt％未満 Ｎ：0.006wt％未満 を含有し、 Ｃ＋Mn／６なる炭素当量が0.36以下、残部Fe
及び不可避的不純物より成る鋼を、鋳造後1000℃
以上1200℃以下に加熱し、オーステナイトの再結
晶域で全圧下率を50％以上確保し、且つ850℃以
上で圧延を終了する熱間圧延後、鋼板の温度が
Ar3−50℃以上から、５℃／sec以上15℃／sec未
満の冷却速度で400℃以上680℃以下の温度域まで
冷却することを特徴とする強度、靱性に優れ音響
異方性の小さい鋼板の製造法。 ２ Ｃ：0.05wt％以上0.18wt％未満 Si：0.05wt％以上0.50wt％未満 Mn：0.7wt％以上1.8wt％未満 Al：0.005wt％以上0.1wt％未満 Nb：0.003wt％以上0.030wt％未満 Ｎ：0.006wt％未満 を含有し、更にＶを0.1wt％以下、Ni，Cr，Mo，
Cuを1.0wt％以下、 の範囲で一種または二種以上加え且つ、Ｃ＋
Mn／６＋（Cr＋Mo＋Ｖ）／５＋（Cu＋Ni）／15
なる炭素当量が0.40以下で、残部Fe及び不可避的
不純物より成る鋼を、鋳造後1000℃以上1200℃以
下に加熱し、オーステナイトの再結晶域で全圧下
率を50％以上確保し、且つ850℃以上で圧延を終
了する熱間圧延後、鋼板の温度がAr3−50℃以上
から、５℃／sec以上15℃／sec未満の冷却速度で
400℃以上680℃以下の温度域まで冷却することを
特徴とする強度、靱性に優れ音響異方性の小さい
鋼板の製造法。 ３ Ｃ：0.05wt％以上0.18wt％未満 Si：0.05wt％以上0.50wt％未満 Mn：0.7wt％以上1.8wt％未満 Al：0.005wt％以上0.1wt％未満 Nb：0.003wt％以上0.030wt％未満 Ｎ：0.006wt％未満 を含有し、更に Ti，Zr，Ta，Caを0.1wt％以下、 Ｂを0.003wt％以下 の範囲で一種または二種以上加え且つ、Ｃ＋
Mn／６なる炭素当量が0.36以下で、残部Fe及び
不可避的不純物より成る鋼を、鋳造後1000℃以上
1200℃以下に加熱し、オーステナイトの再結晶域
で全圧下率を50％以上確保し、且つ850℃以上で
圧延を終了する熱間圧延後、鋼板の温度がAr3−
50℃以上から、５℃／sec以上15℃／sec未満の冷
却速度で400℃以上680℃以下の温度域まで冷却す
ることを特徴とする強度、靱性に優れ音響異方性
の小さい鋼板の製造法。 ４ Ｃ：0.05wt％以上0.18wt％未満 Si：0.05wt％以上0.50wt％未満 Mn：0.7wt％以上1.8wt％未満 Al：0.005wt％以上0.1wt％未満 Nb：0.003wt％以上0.030wt％未満 Ｎ：0.006wt％未満 を含有し、更に V0.1wt％以下、Ni，Cr，Mo，Cuを1.0wt％以
下、 の範囲で一種または二種以上、更にTi，Zr，
Ta，Ca0.1wt％以下、またはB0.003wt％以下の
範囲で一種または二種以上加え且つ、Ｃ＋Mn／
６＋（Cr＋Mo＋Ｖ）／５＋（Cu＋Ni）／15なる
炭素当量が0.40以下で、残部Fe及び不可避的不純
物より成る鋼を、鋳造後1000℃以上1200℃以下に
加熱し、オーステナイトの再結晶域で全圧下率を
50％以上確保し、且つ850℃以上で圧延を終了す
る熱間圧延後、鋼板の温度がAr3−50℃以上か
ら、５℃／sec以上15℃／sec未満の冷却速度で
400℃以上680℃以下の温度域まで冷却することを
特徴とする強度、靱性に優れ音響異方性の小さい
鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6785887A JPS63235431A (ja) | 1987-03-24 | 1987-03-24 | 強度、靭性に優れ音響異方性の小さい鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6785887A JPS63235431A (ja) | 1987-03-24 | 1987-03-24 | 強度、靭性に優れ音響異方性の小さい鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63235431A JPS63235431A (ja) | 1988-09-30 |
| JPH0583608B2 true JPH0583608B2 (ja) | 1993-11-26 |
Family
ID=13357058
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6785887A Granted JPS63235431A (ja) | 1987-03-24 | 1987-03-24 | 強度、靭性に優れ音響異方性の小さい鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63235431A (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2601539B2 (ja) * | 1989-01-27 | 1997-04-16 | 株式会社神戸製鋼所 | 超音波異方性の少ない低降伏比高強度・高靭性鋼板の製造法 |
| JPH0735542B2 (ja) * | 1989-04-24 | 1995-04-19 | 川崎製鉄株式会社 | 内質および加工性の優れた高張力鋼板の製造方法 |
| JP5278502B2 (ja) * | 2004-03-30 | 2013-09-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 板厚方向の強度差が小さい疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法 |
| JP4857583B2 (ja) * | 2004-03-30 | 2012-01-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 板厚方向の強度差が小さい疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法 |
| KR100660229B1 (ko) * | 2005-12-26 | 2006-12-21 | 주식회사 포스코 | 두께 중심부의 강도와 인성이 우수하고 재질편차가 적은용접구조용 극후물 강판 및 그 제조방법 |
| CN110343954B (zh) * | 2019-07-10 | 2021-04-16 | 宝钢特钢韶关有限公司 | 一种汽车发动机连杆用钢及其制造方法 |
| CN116745450A (zh) | 2020-12-28 | 2023-09-12 | 日本制铁株式会社 | 钢材 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57134514A (en) * | 1981-02-12 | 1982-08-19 | Kawasaki Steel Corp | Production of high-tensile steel of superior low- temperature toughness and weldability |
| JPS5896818A (ja) * | 1981-12-07 | 1983-06-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度とすぐれた低温靭性を有する熱間圧延鋼材の製造法 |
| JPS61159554A (ja) * | 1985-01-08 | 1986-07-19 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部の軟化が少ない良溶接性高張力鋼及びその製造方法 |
-
1987
- 1987-03-24 JP JP6785887A patent/JPS63235431A/ja active Granted
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57134514A (en) * | 1981-02-12 | 1982-08-19 | Kawasaki Steel Corp | Production of high-tensile steel of superior low- temperature toughness and weldability |
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| JPS61159554A (ja) * | 1985-01-08 | 1986-07-19 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部の軟化が少ない良溶接性高張力鋼及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63235431A (ja) | 1988-09-30 |
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