JPH08302427A - 靱性の優れた厚手鋼板の製造方法 - Google Patents
靱性の優れた厚手鋼板の製造方法Info
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- JPH08302427A JPH08302427A JP6462295A JP6462295A JPH08302427A JP H08302427 A JPH08302427 A JP H08302427A JP 6462295 A JP6462295 A JP 6462295A JP 6462295 A JP6462295 A JP 6462295A JP H08302427 A JPH08302427 A JP H08302427A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、３０ｍｍ以上の板厚を有する厚手
鋼板において、優れた靱性を達成すると同時に生産性の
飛躍的な向上を図れる厚手鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 重量％でＣ：０．０２〜０．３％、Ｓｉ：
０．６％以下、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ａｌ：０．０
６％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％を含有し、さ
らに必要に応じてＴｉ：０．０３％以下、Ｎｉ：２．０
％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍ
ｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｂ：０．００２
％以下、Ｃａ：０．００５％以下のうち１種以上を含有
し、残部が鉄および不可避的不純物から成る鋼片を、Ａ
ｃ1 〜Ａｃ3 における昇温速度を１５℃／ｍｉｎ以上と
してＡｃ3 ＋２００℃以下に加熱し、９５０℃〜Ａr3
−２０℃における累積圧下量が５０％以上となるように
圧延を終え、その後空冷または加速冷却する。
鋼板において、優れた靱性を達成すると同時に生産性の
飛躍的な向上を図れる厚手鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 重量％でＣ：０．０２〜０．３％、Ｓｉ：
０．６％以下、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ａｌ：０．０
６％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％を含有し、さ
らに必要に応じてＴｉ：０．０３％以下、Ｎｉ：２．０
％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍ
ｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｂ：０．００２
％以下、Ｃａ：０．００５％以下のうち１種以上を含有
し、残部が鉄および不可避的不純物から成る鋼片を、Ａ
ｃ1 〜Ａｃ3 における昇温速度を１５℃／ｍｉｎ以上と
してＡｃ3 ＋２００℃以下に加熱し、９５０℃〜Ａr3
−２０℃における累積圧下量が５０％以上となるように
圧延を終え、その後空冷または加速冷却する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、３０ｍｍ以上の板厚を
有する靱性の優れた鋼板の製造方法に関するものであ
り、主に鉄鋼業において適用される。
有する靱性の優れた鋼板の製造方法に関するものであ
り、主に鉄鋼業において適用される。
【０００２】
【従来の技術】従来、強度、靱性の優れた厚鋼板を製造
する方法として、ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａ
ｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）技術が
発達し、加熱、圧延、冷却における組織制御によって最
終組織の微細化がはかられてきた。特に、加熱での組織
制御は最終組織にまで大きな影響を及ぼし、加熱オース
テナイト（γ）粒が粗大化、混粒化すると、引き続く圧
延、冷却を工夫しても組織制御が不十分となり、最終組
織にまで粗大化、混粒化が継承されて良好な靱性が得ら
れない。
する方法として、ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ−Ｍｅｃｈａ
ｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）技術が
発達し、加熱、圧延、冷却における組織制御によって最
終組織の微細化がはかられてきた。特に、加熱での組織
制御は最終組織にまで大きな影響を及ぼし、加熱オース
テナイト（γ）粒が粗大化、混粒化すると、引き続く圧
延、冷却を工夫しても組織制御が不十分となり、最終組
織にまで粗大化、混粒化が継承されて良好な靱性が得ら
れない。
【０００３】一般に、板厚が大きくなるほど、また板厚
中心部に近づくほど、圧延、冷却による組織微細化の効
果は小さくなるため、最終組織に及ぼす加熱の影響が大
きくなる。従って、靱性の優れた厚手材を製造する場
合、加熱時のγ組織の制御が重要となる。例えば、特開
昭６３−１０３０２０号公報、特開昭６３−１０３０２
１号公報、特開昭６３−１０３０２２号公報、特開昭６
３−１０５９２２号公報、特開昭６３−１０５９２３号
公報、特開昭６３−１０５９２４号公報では、低温加熱
によって加熱γ粒を微細化、整粒化して最終組織を微細
化し、靱性の改善をはかっている。しかしながら、これ
らの技術によっても、板厚が３０ｍｍを超えるような厚
手鋼板において板厚中心部までも含めて良好な靱性を達
成することは困難であった。
中心部に近づくほど、圧延、冷却による組織微細化の効
果は小さくなるため、最終組織に及ぼす加熱の影響が大
きくなる。従って、靱性の優れた厚手材を製造する場
合、加熱時のγ組織の制御が重要となる。例えば、特開
昭６３−１０３０２０号公報、特開昭６３−１０３０２
１号公報、特開昭６３−１０３０２２号公報、特開昭６
３−１０５９２２号公報、特開昭６３−１０５９２３号
公報、特開昭６３−１０５９２４号公報では、低温加熱
によって加熱γ粒を微細化、整粒化して最終組織を微細
化し、靱性の改善をはかっている。しかしながら、これ
らの技術によっても、板厚が３０ｍｍを超えるような厚
手鋼板において板厚中心部までも含めて良好な靱性を達
成することは困難であった。
【０００４】また、製造コストの削減は鋼材製造者にと
って定常的な課題であり、さらなる生産性の向上が望ま
れている。
って定常的な課題であり、さらなる生産性の向上が望ま
れている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、３０ｍｍ以
上の板厚を有する厚手鋼板において、優れた靱性を達成
すると同時に、生産性の飛躍的な向上をはかることを目
的とする。
上の板厚を有する厚手鋼板において、優れた靱性を達成
すると同時に、生産性の飛躍的な向上をはかることを目
的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】すなわち、本発明の要旨
とするところは、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．３％、
Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ａｌ：
０．０６％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％を含有
し、必要に応じてさらに、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｎ
ｉ：２．０％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｃｒ：０．５
％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｂ：
０．００２％以下、Ｃａ：０．００５％以下のうち１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
鋼片を、Ａｃ1 〜Ａｃ3 における昇温速度を１５℃／ｍ
ｉｎ以上としてＡｃ3 ＋２００℃以下に加熱し、９５０
℃〜Ａｒ3 −２０℃における累積圧下量が５０％以上と
なるように圧延を終え、その後空冷または加速冷却する
ことを特徴とする靱性の優れた厚手鋼板の製造方法にあ
る。
とするところは、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．３％、
Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ａｌ：
０．０６％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％を含有
し、必要に応じてさらに、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｎ
ｉ：２．０％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｃｒ：０．５
％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｂ：
０．００２％以下、Ｃａ：０．００５％以下のうち１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
鋼片を、Ａｃ1 〜Ａｃ3 における昇温速度を１５℃／ｍ
ｉｎ以上としてＡｃ3 ＋２００℃以下に加熱し、９５０
℃〜Ａｒ3 −２０℃における累積圧下量が５０％以上と
なるように圧延を終え、その後空冷または加速冷却する
ことを特徴とする靱性の優れた厚手鋼板の製造方法にあ
る。
【０００７】以下、本発明について詳細に説明する。本
発明の技術的思想は、鋼片加熱時にＡｃ1 〜Ａｃ3 の逆
変態（α：フェライト→γ変態）温度域を急速加熱する
ことによって逆変態終了時のγ粒を細粒かつ整粒とし、
さらに加熱温度を低温化することによってγ粒の成長を
最小限に抑え、このような細粒かつ整粒な加熱γ粒を直
接に未再結晶域で強加工して、極めて微細で均一な最終
組織を達成し、厚手材の靱性、特に板厚中心部の靱性を
飛躍的に向上させることである。加熱において急速加熱
かつ低温加熱することが本発明の冶金的特徴である。さ
らに、急速加熱、低温加熱、再結晶域圧延省略によって
製造時間の大幅な短縮が可能となり、生産性が飛躍的に
向上する。
発明の技術的思想は、鋼片加熱時にＡｃ1 〜Ａｃ3 の逆
変態（α：フェライト→γ変態）温度域を急速加熱する
ことによって逆変態終了時のγ粒を細粒かつ整粒とし、
さらに加熱温度を低温化することによってγ粒の成長を
最小限に抑え、このような細粒かつ整粒な加熱γ粒を直
接に未再結晶域で強加工して、極めて微細で均一な最終
組織を達成し、厚手材の靱性、特に板厚中心部の靱性を
飛躍的に向上させることである。加熱において急速加熱
かつ低温加熱することが本発明の冶金的特徴である。さ
らに、急速加熱、低温加熱、再結晶域圧延省略によって
製造時間の大幅な短縮が可能となり、生産性が飛躍的に
向上する。
【０００８】本発明者らが加熱γ組織に及ぼす急速加熱
の影響について鋭意研究した結果、図１に示すように、
Ａｃ1 〜Ａｃ3 における昇温速度の増加によって平均の
加熱γ粒径は減少することが明らかになった。通常、鉄
鋼業において厚鋼板を製造する場合のスラブ昇温速度は
７℃／ｍｉｎ程度であり、図１に示すように、昇温速度
を従来の約２倍に増加させることによって、平均の加熱
γ粒径を５０％程度まで細粒化できることが定量的に明
らかになった。また、図１に示すように、加熱温度を高
くすると急速加熱による細粒化効果が大幅に減少するこ
とから、急速加熱の細粒化効果は低温加熱時にのみ有効
に発揮されることを見出した。さらに、図２に示すよう
に、昇温速度の増加によって加熱γ粒径の最大粒径と最
小粒径の差が小さくなって整粒化が促進されることがわ
かった。このような急速加熱による加熱γ粒の細粒化、
整粒化は、主として逆変態時の核生成速度の増加に起因
するものと考えられる。これらの知見に基づき、急速加
熱かつ低温加熱することによって細粒で整粒な加熱γ粒
を実現することが本発明の冶金的特徴である。
の影響について鋭意研究した結果、図１に示すように、
Ａｃ1 〜Ａｃ3 における昇温速度の増加によって平均の
加熱γ粒径は減少することが明らかになった。通常、鉄
鋼業において厚鋼板を製造する場合のスラブ昇温速度は
７℃／ｍｉｎ程度であり、図１に示すように、昇温速度
を従来の約２倍に増加させることによって、平均の加熱
γ粒径を５０％程度まで細粒化できることが定量的に明
らかになった。また、図１に示すように、加熱温度を高
くすると急速加熱による細粒化効果が大幅に減少するこ
とから、急速加熱の細粒化効果は低温加熱時にのみ有効
に発揮されることを見出した。さらに、図２に示すよう
に、昇温速度の増加によって加熱γ粒径の最大粒径と最
小粒径の差が小さくなって整粒化が促進されることがわ
かった。このような急速加熱による加熱γ粒の細粒化、
整粒化は、主として逆変態時の核生成速度の増加に起因
するものと考えられる。これらの知見に基づき、急速加
熱かつ低温加熱することによって細粒で整粒な加熱γ粒
を実現することが本発明の冶金的特徴である。
【０００９】以下、鋼の化学成分の限定理由について説
明する。Ｃは強度を高めるのに不可欠な元素であるが、
０．０２％未満では所定の強度が得られず、０．３％を
超えると溶接性および溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱性が損
なわれるため、その添加量を０．０２〜０．３％とし
た。Ｓｉは強度を高めるとともに脱酸を促進するが、
０．６％を超えて添加すると溶接性およびＨＡＺ靱性が
損なわれる。鋼の脱酸はＡｌやＴｉのみでも十分である
ことからＳｉは必ずしも添加する必要はない。従って、
Ｓｉ添加量を０．６％以下とした。
明する。Ｃは強度を高めるのに不可欠な元素であるが、
０．０２％未満では所定の強度が得られず、０．３％を
超えると溶接性および溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱性が損
なわれるため、その添加量を０．０２〜０．３％とし
た。Ｓｉは強度を高めるとともに脱酸を促進するが、
０．６％を超えて添加すると溶接性およびＨＡＺ靱性が
損なわれる。鋼の脱酸はＡｌやＴｉのみでも十分である
ことからＳｉは必ずしも添加する必要はない。従って、
Ｓｉ添加量を０．６％以下とした。
【００１０】Ｍｎは強度、靱性を向上させる元素として
有効であるが、０．６％未満では所定の強度、靱性が得
られず、一方２．０％を超えると溶接性およびＨＡＺ靱
性が損なわれるため、その添加量を０．６〜２．０％と
した。Ａｌは脱酸作用を有するが、０．０６％を超えて
添加すると鋼の清浄度を害して材質に悪影響を及ぼす。
鋼の脱酸はＳｉやＴｉのみでも十分であることからＡｌ
は必ずしも添加する必要はない。従って、Ａｌ添加量を
０．０６％以下とした。
有効であるが、０．６％未満では所定の強度、靱性が得
られず、一方２．０％を超えると溶接性およびＨＡＺ靱
性が損なわれるため、その添加量を０．６〜２．０％と
した。Ａｌは脱酸作用を有するが、０．０６％を超えて
添加すると鋼の清浄度を害して材質に悪影響を及ぼす。
鋼の脱酸はＳｉやＴｉのみでも十分であることからＡｌ
は必ずしも添加する必要はない。従って、Ａｌ添加量を
０．０６％以下とした。
【００１１】Ｎｂは本発明に必須の元素である。Ｎｂ
は、加熱γ粒の粗大化抑制、制御圧延におけるγ組織の
微細化、焼入れ性の増大、および析出硬化に寄与して鋼
を強靱化する。添加量の下限０．００５％はこれらの効
果を発揮するための最小量である。一方、過剰な添加は
溶接性およびＨＡＺ靱性を損なうため、Ｎｂ添加量の上
限を０．１０％とした。
は、加熱γ粒の粗大化抑制、制御圧延におけるγ組織の
微細化、焼入れ性の増大、および析出硬化に寄与して鋼
を強靱化する。添加量の下限０．００５％はこれらの効
果を発揮するための最小量である。一方、過剰な添加は
溶接性およびＨＡＺ靱性を損なうため、Ｎｂ添加量の上
限を０．１０％とした。
【００１２】続いて、選択元素について説明する。Ｔｉ
は微細なＴｉＮを形成し、スラブ加熱時および溶接時の
加熱γ粒の粗大化を抑制して母材靱性およびＨＡＺ靱性
を改善する。しかし、Ｔｉ添加量が０．０３％を超える
とＨＡＺ靱性を損なうため、上限を０．０３％とする。
Ｎｉは溶接性およびＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすことな
く母材の強度、靱性を向上させる。しかし、Ｎｉ添加量
が２．０％を超えると溶接性およびＨＡＺ靱性を損なう
ため、上限を２．０％とする。
は微細なＴｉＮを形成し、スラブ加熱時および溶接時の
加熱γ粒の粗大化を抑制して母材靱性およびＨＡＺ靱性
を改善する。しかし、Ｔｉ添加量が０．０３％を超える
とＨＡＺ靱性を損なうため、上限を０．０３％とする。
Ｎｉは溶接性およびＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすことな
く母材の強度、靱性を向上させる。しかし、Ｎｉ添加量
が２．０％を超えると溶接性およびＨＡＺ靱性を損なう
ため、上限を２．０％とする。
【００１３】ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果を有する。し
かし、Ｃｕ添加量が１．５％を超えると溶接性およびＨ
ＡＺ靱性を損なうとともに、熱間圧延時にＣｕクラック
を発生して製造を困難にさせるため、上限を１．５％と
する。ＣｒはＣＣスラブに中心偏析し難く、母材強度を
向上させる。しかし、Ｃｒ添加量が０．５％を超えると
母材靱性、溶接性およびＨＡＺ靱性を損なうため、上限
を０．５％とする。
かし、Ｃｕ添加量が１．５％を超えると溶接性およびＨ
ＡＺ靱性を損なうとともに、熱間圧延時にＣｕクラック
を発生して製造を困難にさせるため、上限を１．５％と
する。ＣｒはＣＣスラブに中心偏析し難く、母材強度を
向上させる。しかし、Ｃｒ添加量が０．５％を超えると
母材靱性、溶接性およびＨＡＺ靱性を損なうため、上限
を０．５％とする。
【００１４】Ｍｏは母材の強度、靱性を向上させる。し
かし、Ｍｏ添加量が０．５％を超えると母材靱性、溶接
性およびＨＡＺ靱性を損なうため、上限を０．５％とす
る。ＶはＮｂとほぼ同様な効果を有する。しかし、Ｖ添
加量が０．１％を超えると溶接性およびＨＡＺ靱性を損
なうため、上限を０．１％とする。Ｂは焼入れ性を増大
させて母材の強度を向上させる。しかし、Ｂ添加量が
０．００２％を超えると母材靱性、溶接性およびＨＡＺ
靱性を損なうため、上限を０．００２％とする。
かし、Ｍｏ添加量が０．５％を超えると母材靱性、溶接
性およびＨＡＺ靱性を損なうため、上限を０．５％とす
る。ＶはＮｂとほぼ同様な効果を有する。しかし、Ｖ添
加量が０．１％を超えると溶接性およびＨＡＺ靱性を損
なうため、上限を０．１％とする。Ｂは焼入れ性を増大
させて母材の強度を向上させる。しかし、Ｂ添加量が
０．００２％を超えると母材靱性、溶接性およびＨＡＺ
靱性を損なうため、上限を０．００２％とする。
【００１５】Ｃａは脱酸作用を有するとともに硫化物を
形成してその形態を制御し、溶接性、ＨＡＺ靱性および
耐サワー性を改善する。しかし、Ｃａ添加量が０．００
５％を超えると母材靱性、溶接性およびＨＡＺ靱性を損
なうため、上限を０．００５％とする。以下、製造条件
の限定理由について説明する。
形成してその形態を制御し、溶接性、ＨＡＺ靱性および
耐サワー性を改善する。しかし、Ｃａ添加量が０．００
５％を超えると母材靱性、溶接性およびＨＡＺ靱性を損
なうため、上限を０．００５％とする。以下、製造条件
の限定理由について説明する。
【００１６】化学成分を上記の如く限定した鋼片を、Ａ
ｃ1 〜Ａｃ3 における昇温速度を１５℃／ｍｉｎ以上と
してＡｃ3 ＋２００℃以下に加熱しなければならない。
これは本発明の特徴であり、急速加熱による逆変態γ粒
の細粒化および整粒化と、低温加熱による粒成長抑制に
よって加熱γ粒を細粒かつ整粒にすることが目的であ
る。Ａｃ1 〜Ａｃ3 における昇温速度が１５℃／ｍｉｎ
未満であると逆変態γ粒の細粒化および整粒化が不十分
であり、加熱温度がＡｃ3 ＋２００℃を超えると粒成長
が促進されて急速加熱による細粒化効果が消失してしま
う。急速加熱および低温加熱は加熱に要する時間を大幅
に短縮できることから生産性の点で有利である。
ｃ1 〜Ａｃ3 における昇温速度を１５℃／ｍｉｎ以上と
してＡｃ3 ＋２００℃以下に加熱しなければならない。
これは本発明の特徴であり、急速加熱による逆変態γ粒
の細粒化および整粒化と、低温加熱による粒成長抑制に
よって加熱γ粒を細粒かつ整粒にすることが目的であ
る。Ａｃ1 〜Ａｃ3 における昇温速度が１５℃／ｍｉｎ
未満であると逆変態γ粒の細粒化および整粒化が不十分
であり、加熱温度がＡｃ3 ＋２００℃を超えると粒成長
が促進されて急速加熱による細粒化効果が消失してしま
う。急速加熱および低温加熱は加熱に要する時間を大幅
に短縮できることから生産性の点で有利である。
【００１７】加熱後、９５０℃〜Ａｒ3 −２０℃におけ
る累積圧下量が５０％以上となるように圧延を終えなけ
ればならない。本発明鋼は、微量Ｎｂを含有しているた
め９５０℃以下のγ温度域はほぼ未再結晶域であり、細
粒かつ整粒な加熱γ粒を再結晶域圧延することなしに直
接に９５０℃以下の未再結晶域で強加工することで、板
厚中心部までも十分に微細なγ組織とすることができ
る。従来の制御圧延では再結晶域と未結晶域での圧下配
分が考慮されたために未再結晶域での累積圧下量が制限
されたが、本発明ではそのような圧下配分は考慮する必
要がない。従って、未再結晶域での累積圧下量を十分に
大きくすることができるため、より一層γ組織を微細化
できる。９５０℃〜Ａｒ3 −２０℃での累積圧下量が５
０％未満であると未再結晶域での加工が不十分となって
板厚中心部まで十分に微細なγ粒とすることができな
い。また、圧延終了温度がＡｒ3 −２０℃未満になると
γ／α二相域での加工量が増加して、圧延集合組織の発
達による材質の異方性と加工α量の増加による靱性の劣
化が顕著となる。従って、圧延終了温度はＡｒ3 −２０
℃以上としなければならない。本発明では９５０℃を超
える再結晶域での圧延を省略可能であることから圧延時
間を大幅に短縮することができる。ただし、鋼板形状の
造り込みなどで実施される９５０℃を超える温度での再
結晶域圧延は本発明の冶金的特徴を何ら損なうものでは
ない。
る累積圧下量が５０％以上となるように圧延を終えなけ
ればならない。本発明鋼は、微量Ｎｂを含有しているた
め９５０℃以下のγ温度域はほぼ未再結晶域であり、細
粒かつ整粒な加熱γ粒を再結晶域圧延することなしに直
接に９５０℃以下の未再結晶域で強加工することで、板
厚中心部までも十分に微細なγ組織とすることができ
る。従来の制御圧延では再結晶域と未結晶域での圧下配
分が考慮されたために未再結晶域での累積圧下量が制限
されたが、本発明ではそのような圧下配分は考慮する必
要がない。従って、未再結晶域での累積圧下量を十分に
大きくすることができるため、より一層γ組織を微細化
できる。９５０℃〜Ａｒ3 −２０℃での累積圧下量が５
０％未満であると未再結晶域での加工が不十分となって
板厚中心部まで十分に微細なγ粒とすることができな
い。また、圧延終了温度がＡｒ3 −２０℃未満になると
γ／α二相域での加工量が増加して、圧延集合組織の発
達による材質の異方性と加工α量の増加による靱性の劣
化が顕著となる。従って、圧延終了温度はＡｒ3 −２０
℃以上としなければならない。本発明では９５０℃を超
える再結晶域での圧延を省略可能であることから圧延時
間を大幅に短縮することができる。ただし、鋼板形状の
造り込みなどで実施される９５０℃を超える温度での再
結晶域圧延は本発明の冶金的特徴を何ら損なうものでは
ない。
【００１８】圧延後の冷却方法は特に規定されるもので
はなく、空冷または加速冷却する。冷却後、鋼板をＡｃ
1 以下に焼戻し処理することは本発明の特徴を何ら損な
うものではない。
はなく、空冷または加速冷却する。冷却後、鋼板をＡｃ
1 以下に焼戻し処理することは本発明の特徴を何ら損な
うものではない。
【００１９】
【実施例】表１、表２（表１のつづき）の化学成分を有
する鋼片を表３、表４（表３のつづき）に示す製造条件
によって厚鋼板に製造した。鋼板の機械的性質を表５、
表６（表５のつづき）に、また強度と母材板厚中心部靱
性およびＨＡＺ靱性との関係を図３に示す。表１〜表６
中の鋼１〜７は本発明鋼であり、鋼８〜２７は比較鋼で
ある。
する鋼片を表３、表４（表３のつづき）に示す製造条件
によって厚鋼板に製造した。鋼板の機械的性質を表５、
表６（表５のつづき）に、また強度と母材板厚中心部靱
性およびＨＡＺ靱性との関係を図３に示す。表１〜表６
中の鋼１〜７は本発明鋼であり、鋼８〜２７は比較鋼で
ある。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】
【表３】
【００２３】
【表４】
【００２４】
【表５】
【００２５】
【表６】
【００２６】本発明鋼は化学成分および製造方法が適当
であるため、板厚が３０ｍｍを超える厚手材であるにも
かかわらず、図３に示す如く、ＴＳは４５０ＭＰａ以
上、ＨＡＺのｖＥ（０℃）は１００Ｊ以上で格段に優れ
た母材靱性を有し、強度−母材靱性−ＨＡＺ靱性が高次
元でバランスしている。一方、比較鋼は化学成分、製造
方法が適当でないため、図３に示すように、母材靱性、
ＨＡＺ靱性、強度が劣っている。すなわち、ＴＳは４５
０ＭＰａ未満であったり、ＨＡＺのｖＥ（０℃）が１０
０Ｊ未満であったり、同一強度の場合に本発明鋼に比べ
て母材靱性が大幅に劣っている。
であるため、板厚が３０ｍｍを超える厚手材であるにも
かかわらず、図３に示す如く、ＴＳは４５０ＭＰａ以
上、ＨＡＺのｖＥ（０℃）は１００Ｊ以上で格段に優れ
た母材靱性を有し、強度−母材靱性−ＨＡＺ靱性が高次
元でバランスしている。一方、比較鋼は化学成分、製造
方法が適当でないため、図３に示すように、母材靱性、
ＨＡＺ靱性、強度が劣っている。すなわち、ＴＳは４５
０ＭＰａ未満であったり、ＨＡＺのｖＥ（０℃）が１０
０Ｊ未満であったり、同一強度の場合に本発明鋼に比べ
て母材靱性が大幅に劣っている。
【００２７】鋼８はＣ量が低すぎるために強度が低く、
鋼９はＣ量が高すぎるためＨＡＺ靱性が劣っている。鋼
１０はＳｉ量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣ってい
る。鋼１１はＭｎ量が低すぎるために強度が低く、鋼１
２はＭｎ量が高すぎるためＨＡＺ靱性が劣っている。鋼
１３はＡｌ量が高すぎるためＨＡＺ靱性が劣っている。
鋼１４はＮｂ量が低すぎるため母材靱性が劣っている。
鋼１５はＮｂ量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣ってい
る。鋼１６〜２３は、それぞれＴｉ量、Ｎｉ量、Ｃｕ
量、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｖ量、Ｂ量、Ｃａ量が高すぎるた
め、ＨＡＺ靱性が劣っている。鋼２４は加熱速度が小さ
いために加熱γ粒が十分に細粒かつ整粒にならず、最終
組織が粗大となって母材靱性が劣ると同時に、加熱開始
から圧延終了までの所要時間が急速加熱の約２倍と生産
性が著しく劣る。鋼２５は加熱温度が高いために加熱γ
粒が著しく成長して粗大かつ混粒となってしまい、最終
組織も粗大かつ混粒となって母材靱性が劣っている。鋼
２６はγ未再結晶域での累積圧下量が小さいため、変態
前の加工γが十分に微細化されず、最終組織が粗大とな
って母材靱性が劣っている。鋼２７は圧延終了温度がＡ
ｒ3 −２０℃未満であるため、加工αの加工度および生
成量が増加して母材靱性が劣化している。
鋼９はＣ量が高すぎるためＨＡＺ靱性が劣っている。鋼
１０はＳｉ量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣ってい
る。鋼１１はＭｎ量が低すぎるために強度が低く、鋼１
２はＭｎ量が高すぎるためＨＡＺ靱性が劣っている。鋼
１３はＡｌ量が高すぎるためＨＡＺ靱性が劣っている。
鋼１４はＮｂ量が低すぎるため母材靱性が劣っている。
鋼１５はＮｂ量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣ってい
る。鋼１６〜２３は、それぞれＴｉ量、Ｎｉ量、Ｃｕ
量、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｖ量、Ｂ量、Ｃａ量が高すぎるた
め、ＨＡＺ靱性が劣っている。鋼２４は加熱速度が小さ
いために加熱γ粒が十分に細粒かつ整粒にならず、最終
組織が粗大となって母材靱性が劣ると同時に、加熱開始
から圧延終了までの所要時間が急速加熱の約２倍と生産
性が著しく劣る。鋼２５は加熱温度が高いために加熱γ
粒が著しく成長して粗大かつ混粒となってしまい、最終
組織も粗大かつ混粒となって母材靱性が劣っている。鋼
２６はγ未再結晶域での累積圧下量が小さいため、変態
前の加工γが十分に微細化されず、最終組織が粗大とな
って母材靱性が劣っている。鋼２７は圧延終了温度がＡ
ｒ3 −２０℃未満であるため、加工αの加工度および生
成量が増加して母材靱性が劣化している。
【００２８】
【発明の効果】本発明により、板厚が３０ｍｍを超える
ような厚手鋼板において板厚中心部までも含めて優れた
母材靱性を達成することが可能となり、構造物の安全性
が飛躍的に向上した。同時に、製造時間の大幅な短縮に
よって生産性が著しく向上した。
ような厚手鋼板において板厚中心部までも含めて優れた
母材靱性を達成することが可能となり、構造物の安全性
が飛躍的に向上した。同時に、製造時間の大幅な短縮に
よって生産性が著しく向上した。
【図１】加熱γ粒径に及ぼす加熱速度、加熱温度の影響
を示す図である。
を示す図である。
【図２】加熱γ粒径のばらつきに及ぼす加熱速度の影響
を示す図である。
を示す図である。
【図３】強度と母材板厚中心部靱性、ＨＡＺ靱性との関
係を示す図である。
係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．３％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．６〜２．０％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎｂ：０．００５〜０．１０％を含有し、残部が鉄およ
び不可避的不純物からなる鋼片を、Ａｃ1 〜Ａｃ3 にお
ける昇温速度を１５℃／ｍｉｎ以上としてＡｃ3 ＋２０
０℃以下に加熱し、９５０℃〜Ａｒ3 −２０℃における
累積圧下量が５０％以上となるように圧延を終え、その
後空冷または加速冷却することを特徴とする靱性の優れ
た厚手鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．３％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．６〜２．０％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎｂ：０．００５〜０．１０％を含有し、さらに Ｔｉ：０．０３％以下、 Ｎｉ：２．０％以下、 Ｃｕ：１．５％以下、 Ｃｒ：０．５％以下、 Ｍｏ：０．５％以下、 Ｖ：０．１％以下、 Ｂ：０．００２％以下、 Ｃａ：０．００５％以下のうち１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片を、Ａｃ 1 〜Ａ
ｃ3 における昇温速度を１５℃／ｍｉｎ以上としてＡｃ
3 ＋２００℃以下に加熱し、９５０℃〜Ａｒ3 −２０℃
における累積圧下量が５０％以上となるように圧延を終
え、その後空冷または加速冷却することを特徴とする靱
性の優れた厚手鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6462295A JPH08302427A (ja) | 1995-03-08 | 1995-03-23 | 靱性の優れた厚手鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4887595 | 1995-03-08 | ||
| JP7-48875 | 1995-03-08 | ||
| JP6462295A JPH08302427A (ja) | 1995-03-08 | 1995-03-23 | 靱性の優れた厚手鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08302427A true JPH08302427A (ja) | 1996-11-19 |
Family
ID=26389210
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6462295A Pending JPH08302427A (ja) | 1995-03-08 | 1995-03-23 | 靱性の優れた厚手鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08302427A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100711467B1 (ko) * | 2005-12-23 | 2007-04-24 | 주식회사 포스코 | 표층부 인성이 우수한 보론첨가 극후물 강판의 제조방법 |
| KR100782761B1 (ko) * | 2006-12-20 | 2007-12-05 | 주식회사 포스코 | 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 극후물 강판의제조방법 |
-
1995
- 1995-03-23 JP JP6462295A patent/JPH08302427A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100711467B1 (ko) * | 2005-12-23 | 2007-04-24 | 주식회사 포스코 | 표층부 인성이 우수한 보론첨가 극후물 강판의 제조방법 |
| KR100782761B1 (ko) * | 2006-12-20 | 2007-12-05 | 주식회사 포스코 | 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 극후물 강판의제조방법 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Effective date: 20040608 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Effective date: 20041102 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 |