JPH11279637A - 板厚方向材質差の小さい高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
板厚方向材質差の小さい高張力鋼板の製造方法Info
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- JPH11279637A JPH11279637A JP8354098A JP8354098A JPH11279637A JP H11279637 A JPH11279637 A JP H11279637A JP 8354098 A JP8354098 A JP 8354098A JP 8354098 A JP8354098 A JP 8354098A JP H11279637 A JPH11279637 A JP H11279637A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】溶接構造用厚鋼板において、特性向上のため高
冷却速度の制御冷却による製造を行う際、板厚方向の材
質が均一になるような製造方法を提供する。 【解決手段】重量% で、C:0.08〜0.2%,Si:0.05〜0.6%,M
n:0.8 〜1.6%,Al:0.002〜0.1%,Ceq≦0.44%,Pcm ≦0.28
%,残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を900 〜1250℃
に加熱し、次いで鋼板表面温度がAr3 以上で熱間圧延を
終了する。引き続いて、（Ar3 -20)℃以上の鋼板表面温
度域から（Ar3 -300) 〜（Ar3 -150) ℃の鋼板表面温度
域まで、鋼板表面の冷却速度が50℃／秒以上で冷却した
後、一旦冷却を中断し、鋼板表面温度を650 〜750 ℃に
復熱させ、再び500 〜650 ℃の鋼板平均温度域まで、鋼
板表面の冷却速度が650 〜400 ℃の温度範囲で50℃／秒
以上で冷却する。但し、Ceq=C%+Mn%/6+Si%/24+Ni%/40+C
r%/5+Mo%/4+V%/14 Pcm=C%+Si%/30+Mn%/20+Cu%/20+Ni%/60+Cr%/20+Mo%/15+V
%/10
冷却速度の制御冷却による製造を行う際、板厚方向の材
質が均一になるような製造方法を提供する。 【解決手段】重量% で、C:0.08〜0.2%,Si:0.05〜0.6%,M
n:0.8 〜1.6%,Al:0.002〜0.1%,Ceq≦0.44%,Pcm ≦0.28
%,残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を900 〜1250℃
に加熱し、次いで鋼板表面温度がAr3 以上で熱間圧延を
終了する。引き続いて、（Ar3 -20)℃以上の鋼板表面温
度域から（Ar3 -300) 〜（Ar3 -150) ℃の鋼板表面温度
域まで、鋼板表面の冷却速度が50℃／秒以上で冷却した
後、一旦冷却を中断し、鋼板表面温度を650 〜750 ℃に
復熱させ、再び500 〜650 ℃の鋼板平均温度域まで、鋼
板表面の冷却速度が650 〜400 ℃の温度範囲で50℃／秒
以上で冷却する。但し、Ceq=C%+Mn%/6+Si%/24+Ni%/40+C
r%/5+Mo%/4+V%/14 Pcm=C%+Si%/30+Mn%/20+Cu%/20+Ni%/60+Cr%/20+Mo%/15+V
%/10
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、溶接構造用厚鋼
板、特に板厚方向材質差の小さい高張力鋼板の製造方法
に関する。
板、特に板厚方向材質差の小さい高張力鋼板の製造方法
に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来より、厚鋼板（板厚約１０ｍｍ以
上）の高強度化や高靭性化等の特性の向上や合金元素の
削減、熱処理の省略を目的として、制御圧延と制御冷却
を組み合わせたＴＭＣＰ技術が使用されている。しか
し、制御冷却時に、その効果を最大限活用しようとし
て、冷却速度を速くすると、圧延まま材および焼きなら
し材に比べて、板厚方向に材質の不均一を生じてしまう
という問題がある。すなわち、冷却速度が速くなるにし
たがい、板厚中心部の冷却速度に比較して、表面近傍の
冷却速度が著しく速くなり、板厚中心部に比べて表面の
強度が著しく上昇したり、延性が低下したりするという
差を生じてしまう。この現象は板厚が厚くなるほど顕著
になるため、圧延だけでは強度を上昇させることが難し
い厚肉材において、高冷却速度の制御冷却を適用するの
が難しいという問題を生じる。例えば、特開平４−２２
４６２３号公報では、厚物材に制御冷却を適用するにあ
たり、冷却速度を３〜１２℃／秒という比較的低冷却速
度に制御することにより、板厚中心部に対する表面の硬
度上昇を抑える技術が開示されている。しかし、この技
術は、冷却速度の制限により、制御冷却の効果を十分に
活用することができない、すなわち高冷却速度による合
金元素の削減や制御圧延の簡略化等の恩恵を十分享受す
ることができない。
上）の高強度化や高靭性化等の特性の向上や合金元素の
削減、熱処理の省略を目的として、制御圧延と制御冷却
を組み合わせたＴＭＣＰ技術が使用されている。しか
し、制御冷却時に、その効果を最大限活用しようとし
て、冷却速度を速くすると、圧延まま材および焼きなら
し材に比べて、板厚方向に材質の不均一を生じてしまう
という問題がある。すなわち、冷却速度が速くなるにし
たがい、板厚中心部の冷却速度に比較して、表面近傍の
冷却速度が著しく速くなり、板厚中心部に比べて表面の
強度が著しく上昇したり、延性が低下したりするという
差を生じてしまう。この現象は板厚が厚くなるほど顕著
になるため、圧延だけでは強度を上昇させることが難し
い厚肉材において、高冷却速度の制御冷却を適用するの
が難しいという問題を生じる。例えば、特開平４−２２
４６２３号公報では、厚物材に制御冷却を適用するにあ
たり、冷却速度を３〜１２℃／秒という比較的低冷却速
度に制御することにより、板厚中心部に対する表面の硬
度上昇を抑える技術が開示されている。しかし、この技
術は、冷却速度の制限により、制御冷却の効果を十分に
活用することができない、すなわち高冷却速度による合
金元素の削減や制御圧延の簡略化等の恩恵を十分享受す
ることができない。
【０００３】一方、ある程度の高冷却速度条件下におい
て、板厚方向の強度差を小さくする低降伏比建築用耐震
鋼材の製造技術が特開平３−１８８２１６号公報に開示
されている。この技術は、冷却を一旦中断し、表面に生
成した硬質のべイナイト相を、表面をＡｃ1 〜Ａｃ3 の
温度範囲に復熱させることにより、部分的に軟質のフェ
ライト相に変態させた後、再び冷却を開始することを特
徴とする、表面硬度の上昇を抑制する技術である。
て、板厚方向の強度差を小さくする低降伏比建築用耐震
鋼材の製造技術が特開平３−１８８２１６号公報に開示
されている。この技術は、冷却を一旦中断し、表面に生
成した硬質のべイナイト相を、表面をＡｃ1 〜Ａｃ3 の
温度範囲に復熱させることにより、部分的に軟質のフェ
ライト相に変態させた後、再び冷却を開始することを特
徴とする、表面硬度の上昇を抑制する技術である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、特開平３−１
８８２１６号公報の技術も、一旦冷却された表面部分
が、Ａｃ1 〜Ａｃ3 という比較的高温に復熱するまで冷
却を中断しなければならないため、またべイナイト相を
フェライト相に変態させるために比較的長時間を要し、
冷却の初期段階において板厚中心部の冷却速度が低下し
てしまい、高冷却速度の効果を十分に発揮させることが
できない。本発明の目的は、溶接構造用厚鋼板におい
て、特性向上のため高冷却速度の制御冷却による製造を
行うにあたり、板厚方向の材質が均一になるような製造
方法を提供することにある。
８８２１６号公報の技術も、一旦冷却された表面部分
が、Ａｃ1 〜Ａｃ3 という比較的高温に復熱するまで冷
却を中断しなければならないため、またべイナイト相を
フェライト相に変態させるために比較的長時間を要し、
冷却の初期段階において板厚中心部の冷却速度が低下し
てしまい、高冷却速度の効果を十分に発揮させることが
できない。本発明の目的は、溶接構造用厚鋼板におい
て、特性向上のため高冷却速度の制御冷却による製造を
行うにあたり、板厚方向の材質が均一になるような製造
方法を提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決し目的を
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。 （１）本発明の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０８〜
０．２％と、Ｓｉ：０．０５〜０．６％と、Ｍｎ：０．
８〜１．６％と、Ａｌ：０．００２〜０．１％とを含有
し、かつ炭素当量：Ｃｅｑ≦０．４４％及びＰｃｍ≦
０．２８％であり、残部がＦｅおよび不可避不純物から
なる鋼板を製造する方法において、該鋼を９００〜１２
５０℃に加熱し、次いで鋼板表面温度がＡｒ3 以上で熱
間圧延を終了する工程と、熱間圧延された鋼板を（Ａｒ
3 −２０）℃以上の鋼板表面温度域から（Ａｒ3−３０
０）〜（Ａｒ3 −１５０）℃の鋼板表面温度域まで、鋼
板表面の冷却速度が５０℃／秒以上で冷却した後、一旦
冷却を中断し、鋼板表面温度を６５０〜７５０℃に復熱
させる工程と、鋼板表面温度が６５０〜７５０℃に復熱
された鋼板を、再び５００〜６５０℃の鋼板平均温度域
まで、鋼板表面の冷却速度が６５０〜４００℃の温度範
囲で５０℃／秒以上となる冷却速度で冷却する工程と、
を備えたことを特徴とする、板厚方向材質差の小さい高
張力鋼板の製造方法である。
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。 （１）本発明の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０８〜
０．２％と、Ｓｉ：０．０５〜０．６％と、Ｍｎ：０．
８〜１．６％と、Ａｌ：０．００２〜０．１％とを含有
し、かつ炭素当量：Ｃｅｑ≦０．４４％及びＰｃｍ≦
０．２８％であり、残部がＦｅおよび不可避不純物から
なる鋼板を製造する方法において、該鋼を９００〜１２
５０℃に加熱し、次いで鋼板表面温度がＡｒ3 以上で熱
間圧延を終了する工程と、熱間圧延された鋼板を（Ａｒ
3 −２０）℃以上の鋼板表面温度域から（Ａｒ3−３０
０）〜（Ａｒ3 −１５０）℃の鋼板表面温度域まで、鋼
板表面の冷却速度が５０℃／秒以上で冷却した後、一旦
冷却を中断し、鋼板表面温度を６５０〜７５０℃に復熱
させる工程と、鋼板表面温度が６５０〜７５０℃に復熱
された鋼板を、再び５００〜６５０℃の鋼板平均温度域
まで、鋼板表面の冷却速度が６５０〜４００℃の温度範
囲で５０℃／秒以上となる冷却速度で冷却する工程と、
を備えたことを特徴とする、板厚方向材質差の小さい高
張力鋼板の製造方法である。
【０００６】但し、炭素当量：Ｃｅｑ＝Ｃ％＋Ｍｎ％／
６＋Ｓｉ％／２４＋Ｎｉ％／４０＋Ｃｒ％／５＋Ｍｏ％
／４＋Ｖ％／１４ Ｐｃｍ＝Ｃ％＋Ｓｉ％／３０＋Ｍｎ％／２０＋Ｃｕ％／
２０＋Ｎｉ％／６０＋Ｃｒ％／２０＋Ｍｏ％／１５＋Ｖ
％／１０ （２）本発明の製造方法は、鋼成分として、重量％でさ
らに、Ｃｕ：０．４％以下、Ｎｉ：０．４％以下、Ｃ
ｒ：０．２％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｎｂ：０．０
５％以下、Ｖ：０．１％以下、及びＴｉ：０．０２％以
下の群から選択された１種または２種以上を含有するこ
とを特徴とする、上記（１）に記載の板厚方向材質差の
小さい高張力鋼板の製造方法である。
６＋Ｓｉ％／２４＋Ｎｉ％／４０＋Ｃｒ％／５＋Ｍｏ％
／４＋Ｖ％／１４ Ｐｃｍ＝Ｃ％＋Ｓｉ％／３０＋Ｍｎ％／２０＋Ｃｕ％／
２０＋Ｎｉ％／６０＋Ｃｒ％／２０＋Ｍｏ％／１５＋Ｖ
％／１０ （２）本発明の製造方法は、鋼成分として、重量％でさ
らに、Ｃｕ：０．４％以下、Ｎｉ：０．４％以下、Ｃ
ｒ：０．２％以下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｎｂ：０．０
５％以下、Ｖ：０．１％以下、及びＴｉ：０．０２％以
下の群から選択された１種または２種以上を含有するこ
とを特徴とする、上記（１）に記載の板厚方向材質差の
小さい高張力鋼板の製造方法である。
【０００７】
【発明の実施の形態】本発明者らは、高冷却速度の制御
冷却を適用するにあたり、鋼板の表層において、冷却中
に硬質なべイナイト相やマルテンサイト相を生じ難くす
る冷却条件を調査した。
冷却を適用するにあたり、鋼板の表層において、冷却中
に硬質なべイナイト相やマルテンサイト相を生じ難くす
る冷却条件を調査した。
【０００８】その結果、冷却を開始した直後に表層がマ
ルテンサイト変態を生じる温度以上で、かつべイナイト
変態が進行する前に一旦冷却を短時間中断し、表層部の
温度をフェライト変態が起きる温度域まで復熱させるこ
とにより、冷却を中断しなかった場合に比べて表層の硬
化を抑制できることを見出した。このとき、冷却初期に
表層が完全にべイナイト変態してしまうと、一旦冷却を
中断しても、復熱時にフェライト変態が生じる温度域が
冷却時に比べて上昇してしまうため、またべイナイト相
からフェライト相への変態に時間がかかるため、冷却を
中断する時間が長くなって鋼板平均の冷却速度が遅くな
ってしまい、制御冷却による強度・靭性等の特性向上効
果が十分には得られなくなってしまう。したがって、表
層硬化抑制には、表層の変態挙動を適性に制御するため
に、冷却速度と、冷却を中断するときの表面温度、およ
び冷却再開時の表面温度を最適化することが重要となっ
てくる。
ルテンサイト変態を生じる温度以上で、かつべイナイト
変態が進行する前に一旦冷却を短時間中断し、表層部の
温度をフェライト変態が起きる温度域まで復熱させるこ
とにより、冷却を中断しなかった場合に比べて表層の硬
化を抑制できることを見出した。このとき、冷却初期に
表層が完全にべイナイト変態してしまうと、一旦冷却を
中断しても、復熱時にフェライト変態が生じる温度域が
冷却時に比べて上昇してしまうため、またべイナイト相
からフェライト相への変態に時間がかかるため、冷却を
中断する時間が長くなって鋼板平均の冷却速度が遅くな
ってしまい、制御冷却による強度・靭性等の特性向上効
果が十分には得られなくなってしまう。したがって、表
層硬化抑制には、表層の変態挙動を適性に制御するため
に、冷却速度と、冷却を中断するときの表面温度、およ
び冷却再開時の表面温度を最適化することが重要となっ
てくる。
【０００９】以上の知見に基づき、本発明者らは、一般
的に溶接構造用として用いられる厚鋼板の成分範囲にお
いて、熱間圧延条件、及び表層の硬化を抑制できる冷却
中断、復熱工程を含む冷却条件を一定範囲内に制御する
ようにして、板厚方向材質差の小さい高張力鋼板の製造
方法を見出し、本発明を完成させた。
的に溶接構造用として用いられる厚鋼板の成分範囲にお
いて、熱間圧延条件、及び表層の硬化を抑制できる冷却
中断、復熱工程を含む冷却条件を一定範囲内に制御する
ようにして、板厚方向材質差の小さい高張力鋼板の製造
方法を見出し、本発明を完成させた。
【００１０】即ち、本発明は、鋼組成及び製造条件を下
記範囲に限定することにより、溶接構造用厚鋼板におい
て、特性向上のため高冷却速度の制御冷却による製造を
行うにあたり、板厚方向の材質が均一になるような製造
方法を提供することができる。
記範囲に限定することにより、溶接構造用厚鋼板におい
て、特性向上のため高冷却速度の制御冷却による製造を
行うにあたり、板厚方向の材質が均一になるような製造
方法を提供することができる。
【００１１】以下に、本発明の成分添加理由、成分限定
理由、及び製造条件の限定理由について説明する。 （１）成分組成範囲 Ｃ：０．０８〜０．２％ Ｃは、鋼の強度を確保する元素であるが、０．０８％未
満の場合は、強度の確保が困難となる。Ｃが多量の場合
は、一般に鋼の靭性や溶接性を低下させるが、０．２％
を越えると溶接部の硬度が著しく上昇し溶接低温割れ感
受性を高くし、また制御冷却時の表面硬度の著しい上昇
を招く。以上より、Ｃ量は０．０８〜０．２％である。 Ｓｉ：０．０５〜０．６％ Ｓｉは、母材の強度維持・予備脱酸のために添加する
が、その効果は０．０５％未満では発揮されない。一
方、溶接性の観点から０．６％が上限である。よって、
Ｓｉ量は０．０５〜０．６％である。 Ｍｎ：０．８〜１．６％ Ｍｎは、ＦｅＳの生成抑制ならびに鋼板の強度・靭性向
上のために０．８％以上添加する。しかし、多量の添加
は鋼の焼き入れ性の増加をもたらし、溶接硬化層の出現
により割れ感受性が高くなること、また制御冷却時の表
面硬度の著しい上昇を招くことから、上限は１．６％で
ある。よって、Ｍｎ量は０．８〜１．６％である。 Ａｌ：０．００２〜０．１％ Ａｌは、脱酸のために添加するが、０．００２％未満で
はその効果が発揮されない。一方、多量に添加するとア
ルミナクラスタが形成され易くなるので、上限は０．１
％である。よって、Ａｌ量は０．００２〜０．１％であ
る。 炭素当量：Ｃｅｑ≦０．４４％，Ｐｃｍ≦０．２８％、
但し、炭素当量：Ｃｅｑ＝Ｃ％＋Ｍｎ％／６＋Ｓｉ％／
２４＋Ｎｉ％／４０＋Ｃｒ％／５＋Ｍｏ％／４＋Ｖ％／
１４、Ｐｃｍ＝Ｃ％＋Ｓｉ％／３０＋Ｍｎ％／２０＋Ｃ
ｕ％／２０＋Ｎｉ％／６０＋Ｃｒ％／２０＋Ｍｏ％／１
５＋Ｖ％／１０ 以上の化学成分の範囲限定に加えて、溶接性向上、経済
性、および制御冷却時の表面硬化抑制の観点から、Ｃｅ
ｑを０．４４％以下およびＰｃｍを０．２８％以下に限
定する。本発明では、上記化学成分以外にＣｕ、Ｎｉ、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉのうちの１種または２種を
添加することができる。
理由、及び製造条件の限定理由について説明する。 （１）成分組成範囲 Ｃ：０．０８〜０．２％ Ｃは、鋼の強度を確保する元素であるが、０．０８％未
満の場合は、強度の確保が困難となる。Ｃが多量の場合
は、一般に鋼の靭性や溶接性を低下させるが、０．２％
を越えると溶接部の硬度が著しく上昇し溶接低温割れ感
受性を高くし、また制御冷却時の表面硬度の著しい上昇
を招く。以上より、Ｃ量は０．０８〜０．２％である。 Ｓｉ：０．０５〜０．６％ Ｓｉは、母材の強度維持・予備脱酸のために添加する
が、その効果は０．０５％未満では発揮されない。一
方、溶接性の観点から０．６％が上限である。よって、
Ｓｉ量は０．０５〜０．６％である。 Ｍｎ：０．８〜１．６％ Ｍｎは、ＦｅＳの生成抑制ならびに鋼板の強度・靭性向
上のために０．８％以上添加する。しかし、多量の添加
は鋼の焼き入れ性の増加をもたらし、溶接硬化層の出現
により割れ感受性が高くなること、また制御冷却時の表
面硬度の著しい上昇を招くことから、上限は１．６％で
ある。よって、Ｍｎ量は０．８〜１．６％である。 Ａｌ：０．００２〜０．１％ Ａｌは、脱酸のために添加するが、０．００２％未満で
はその効果が発揮されない。一方、多量に添加するとア
ルミナクラスタが形成され易くなるので、上限は０．１
％である。よって、Ａｌ量は０．００２〜０．１％であ
る。 炭素当量：Ｃｅｑ≦０．４４％，Ｐｃｍ≦０．２８％、
但し、炭素当量：Ｃｅｑ＝Ｃ％＋Ｍｎ％／６＋Ｓｉ％／
２４＋Ｎｉ％／４０＋Ｃｒ％／５＋Ｍｏ％／４＋Ｖ％／
１４、Ｐｃｍ＝Ｃ％＋Ｓｉ％／３０＋Ｍｎ％／２０＋Ｃ
ｕ％／２０＋Ｎｉ％／６０＋Ｃｒ％／２０＋Ｍｏ％／１
５＋Ｖ％／１０ 以上の化学成分の範囲限定に加えて、溶接性向上、経済
性、および制御冷却時の表面硬化抑制の観点から、Ｃｅ
ｑを０．４４％以下およびＰｃｍを０．２８％以下に限
定する。本発明では、上記化学成分以外にＣｕ、Ｎｉ、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉのうちの１種または２種を
添加することができる。
【００１２】Ｃｕ：０．４％以下 Ｃｕは、強度上昇に有効な元素である。しかし、多量の
添加は鋼板表面の割れを引き起こすので、上限は０．４
％である。 Ｎｉ：０．４％以下 Ｎｉは、強度と靭性向上、およびＣｕ添加に起因する鋼
板表面の割れ防止に有効である。しかし、高価であるた
め、特性向上効果と経済性のバランスの観点から、上限
は０．４％である。 Ｃｒ：０．２％以下 Ｃｒは、強度確保のために添加する場合がある。しか
し、多量の添加は靭性を劣化させるので、上限は０．２
％である。 Ｍｏ：０．２％以下 Ｍｏは、強度確保のために添加する場合がある。しか
し、多量の添加は靭性を劣化させるので、上限は０．２
％である。 Ｎｂ：０．０５％以下 Ｎｂは、オーステナイト域での再結晶を抑制し未再結晶
温度域を拡大することにより、制御圧延による強度と靭
性向上に有効であるため添加する場合がある。しかし、
多量の添加は島状マルテンサイトの生成を促し、溶接性
を著しく劣化させるので、上限は０．０５％である。 Ｖ：０．１％以下 Ｖは、強度確保のために添加する場合がある。しかし、
多量の添加は靭性を劣化させるので、上限は０．１％で
ある。 Ｔｉ：０．０２％以下 Ｔｉは、溶接加熱時のＴｉＮ析出によるオーステナイト
粒の粗大化防止に効果があり大入熱溶接時のＨＡＺ（溶
接熱影響部）靭性の向上をもたらす。しかし、多量の添
加はＴｉＣの過剰な生成による靭性の劣化や、さらに大
入熱溶接時のＨＡＺ靭性の劣化を招くので、上限は０．
０２％である。上記の成分組成範囲に調整することによ
り、溶接構造用厚鋼板において、特性向上のため高冷却
速度の制御冷却による製造を行うにあたり、板厚方向の
材質が均一である高張力鋼板を得ることが可能となる。
添加は鋼板表面の割れを引き起こすので、上限は０．４
％である。 Ｎｉ：０．４％以下 Ｎｉは、強度と靭性向上、およびＣｕ添加に起因する鋼
板表面の割れ防止に有効である。しかし、高価であるた
め、特性向上効果と経済性のバランスの観点から、上限
は０．４％である。 Ｃｒ：０．２％以下 Ｃｒは、強度確保のために添加する場合がある。しか
し、多量の添加は靭性を劣化させるので、上限は０．２
％である。 Ｍｏ：０．２％以下 Ｍｏは、強度確保のために添加する場合がある。しか
し、多量の添加は靭性を劣化させるので、上限は０．２
％である。 Ｎｂ：０．０５％以下 Ｎｂは、オーステナイト域での再結晶を抑制し未再結晶
温度域を拡大することにより、制御圧延による強度と靭
性向上に有効であるため添加する場合がある。しかし、
多量の添加は島状マルテンサイトの生成を促し、溶接性
を著しく劣化させるので、上限は０．０５％である。 Ｖ：０．１％以下 Ｖは、強度確保のために添加する場合がある。しかし、
多量の添加は靭性を劣化させるので、上限は０．１％で
ある。 Ｔｉ：０．０２％以下 Ｔｉは、溶接加熱時のＴｉＮ析出によるオーステナイト
粒の粗大化防止に効果があり大入熱溶接時のＨＡＺ（溶
接熱影響部）靭性の向上をもたらす。しかし、多量の添
加はＴｉＣの過剰な生成による靭性の劣化や、さらに大
入熱溶接時のＨＡＺ靭性の劣化を招くので、上限は０．
０２％である。上記の成分組成範囲に調整することによ
り、溶接構造用厚鋼板において、特性向上のため高冷却
速度の制御冷却による製造を行うにあたり、板厚方向の
材質が均一である高張力鋼板を得ることが可能となる。
【００１３】このような特性の鋼板は、以下の製造方法
により製造することができる。 （２）高張力鋼板の製造工程 （製造方法）上記の成分組成範囲に調整した鋼を溶製
し、連続鋳造で得られた鋼スラブを９００〜１２５０℃
に加熱し、次いで鋼板表面温度がＡｒ3 以上で熱間圧延
を終了する。引き続き、（Ａｒ3 −２０）℃以上の鋼板
表面温度域から（Ａｒ3 −３００）〜（Ａｒ3 −１５
０）℃の鋼板表面温度域まで、鋼板表面の冷却速度が５
０℃／秒以上で冷却した後、一旦冷却を中断し、鋼板表
面温度を６５０〜７５０℃に復熱させ、再び５００〜６
５０℃の鋼板平均温度域まで、鋼板表面の冷却速度が６
５０〜４００℃の温度範囲で５０℃／秒以上となる冷却
速度で冷却する。
により製造することができる。 （２）高張力鋼板の製造工程 （製造方法）上記の成分組成範囲に調整した鋼を溶製
し、連続鋳造で得られた鋼スラブを９００〜１２５０℃
に加熱し、次いで鋼板表面温度がＡｒ3 以上で熱間圧延
を終了する。引き続き、（Ａｒ3 −２０）℃以上の鋼板
表面温度域から（Ａｒ3 −３００）〜（Ａｒ3 −１５
０）℃の鋼板表面温度域まで、鋼板表面の冷却速度が５
０℃／秒以上で冷却した後、一旦冷却を中断し、鋼板表
面温度を６５０〜７５０℃に復熱させ、再び５００〜６
５０℃の鋼板平均温度域まで、鋼板表面の冷却速度が６
５０〜４００℃の温度範囲で５０℃／秒以上となる冷却
速度で冷却する。
【００１４】ａ．スラブ加熱温度 まず、スラブ加熱温度については、オーステナイト結晶
粒の粗大化を抑制するためには１２５０℃以下とする必
要がある。一方、能率向上の観点からは高い方が好まし
く、またＮｂを添加した場合には効果を発揮させるため
に固溶させる必要があるために、下限は９００℃であ
る。よって、スラブ加熱温度は９００〜１２５０℃であ
る。
粒の粗大化を抑制するためには１２５０℃以下とする必
要がある。一方、能率向上の観点からは高い方が好まし
く、またＮｂを添加した場合には効果を発揮させるため
に固溶させる必要があるために、下限は９００℃であ
る。よって、スラブ加熱温度は９００〜１２５０℃であ
る。
【００１５】ｂ．圧延終了温度，冷却開始温度 圧延および冷却開始温度であるが、冷却開始温度がＡｒ
3 を大きく下回ると冷却の効果が低下するので、下限は
（Ａｒ3 −２０）℃である。また、この冷却開始下限温
度を満たすために、圧延終了温度はＡｒ3 以上である。
3 を大きく下回ると冷却の効果が低下するので、下限は
（Ａｒ3 −２０）℃である。また、この冷却開始下限温
度を満たすために、圧延終了温度はＡｒ3 以上である。
【００１６】ｃ．冷却速度（冷却中断前後の冷却速度） 冷却速度は、速い方が好ましく、厚肉鋼板において板厚
方向全体にその効果を行き渡らせるためには、鋼板表面
の冷却速度が４００℃以上の温度において５０℃／秒以
上であることが必要である。ここで、冷却速度を算定す
る基準の温度を４００℃以上と限定した理由としては、
高冷却速度条件下では板厚方向に温度分布が生じて表面
温度が鋼板平均温度に比べて低くなるが、表面温度が４
００℃未満になると表面温度と冷却水温度の差が小さく
なるために鋼板平均の冷却速度が高速に保たれていても
表面の見掛け上の冷却速度が小さくなり基準となり得な
くなるためである。
方向全体にその効果を行き渡らせるためには、鋼板表面
の冷却速度が４００℃以上の温度において５０℃／秒以
上であることが必要である。ここで、冷却速度を算定す
る基準の温度を４００℃以上と限定した理由としては、
高冷却速度条件下では板厚方向に温度分布が生じて表面
温度が鋼板平均温度に比べて低くなるが、表面温度が４
００℃未満になると表面温度と冷却水温度の差が小さく
なるために鋼板平均の冷却速度が高速に保たれていても
表面の見掛け上の冷却速度が小さくなり基準となり得な
くなるためである。
【００１７】ｄ．冷却方法 冷却方法であるが、表面の硬化を抑制しつつ高冷却速度
の効果を最大限に活用するために下記の方法である。ま
ず、鋼板の表層において、冷却中に硬質なべイナイト相
やマルテンサイト相を生じ難くするために、冷却を一旦
中断することとする。冷却を一旦中断するまでの温度
は、表面温度が（Ａｒ3 −３００）〜（Ａｒ3 −１５
０）℃とする必要がある。（Ａｒ3 −３００）℃以上と
するのは、マルテンサイト変態を防ぐためＭｓ点を切ら
ないようにするためと、べイナイト変態の進行を抑制す
るためである。また、（Ａｒ3 −１５０）℃以下とする
のは、鋼板表面の冷却速度が５０℃／秒以上の場合、表
面温度を（Ａｒ3 −１５０）℃以下に達するまで冷却し
なければ、板厚全体に対する初期の冷却効果が不十分と
なり、冷却再開後にいかに高冷却速度で冷却を行って
も、高冷却速度の効果が発揮されなくなってしまうため
である。次に、冷却を中断した後の表面の復熱温度であ
るが、冷却速度が５０℃／秒以上で（Ａｒ3 −３００）
〜（Ａｒ3 −１５０）℃の温度範囲まで冷却されたとき
に、べイナイト変態せずに残っているオーステナイト相
がフェライト相に変態し易い温度域とする必要から、６
５０〜７５０℃の温度範囲とする。
の効果を最大限に活用するために下記の方法である。ま
ず、鋼板の表層において、冷却中に硬質なべイナイト相
やマルテンサイト相を生じ難くするために、冷却を一旦
中断することとする。冷却を一旦中断するまでの温度
は、表面温度が（Ａｒ3 −３００）〜（Ａｒ3 −１５
０）℃とする必要がある。（Ａｒ3 −３００）℃以上と
するのは、マルテンサイト変態を防ぐためＭｓ点を切ら
ないようにするためと、べイナイト変態の進行を抑制す
るためである。また、（Ａｒ3 −１５０）℃以下とする
のは、鋼板表面の冷却速度が５０℃／秒以上の場合、表
面温度を（Ａｒ3 −１５０）℃以下に達するまで冷却し
なければ、板厚全体に対する初期の冷却効果が不十分と
なり、冷却再開後にいかに高冷却速度で冷却を行って
も、高冷却速度の効果が発揮されなくなってしまうため
である。次に、冷却を中断した後の表面の復熱温度であ
るが、冷却速度が５０℃／秒以上で（Ａｒ3 −３００）
〜（Ａｒ3 −１５０）℃の温度範囲まで冷却されたとき
に、べイナイト変態せずに残っているオーステナイト相
がフェライト相に変態し易い温度域とする必要から、６
５０〜７５０℃の温度範囲とする。
【００１８】最後に、冷却停止温度であるが、冷却効果
を発揮させるためには、鋼板平均温度で６５０℃以下と
する必要がある。一方、冷却停止温度が低くなると、強
度上昇には効果があるが、同時に表面の硬度も上昇し、
鋼板平均温度が５００℃未満になると表面硬度が著しく
上昇する。
を発揮させるためには、鋼板平均温度で６５０℃以下と
する必要がある。一方、冷却停止温度が低くなると、強
度上昇には効果があるが、同時に表面の硬度も上昇し、
鋼板平均温度が５００℃未満になると表面硬度が著しく
上昇する。
【００１９】ここで、図１に示すように、この最終停止
温度に関しては、冷却を一旦中断することを前提として
おり、冷却を一旦中断しなかった場合には、冷却最終停
止温度を高冷却速度の制御冷却効果が発現できる範囲で
高温化しても、表面を軟化させる効果は小さい。
温度に関しては、冷却を一旦中断することを前提として
おり、冷却を一旦中断しなかった場合には、冷却最終停
止温度を高冷却速度の制御冷却効果が発現できる範囲で
高温化しても、表面を軟化させる効果は小さい。
【００２０】よって、冷却方法は、鋼板表面温度が（Ａ
ｒ3 −３００）〜（Ａｒ3 −１５０）℃に到達後、一旦
冷却を中断し、表面温度が６５０〜７５０℃に復熱した
後、再び冷却を開始し、鋼板平均温度が５００〜６５０
℃まで冷却することとする。以下に本発明の実施例を挙
げ、本発明の効果を立証する。
ｒ3 −３００）〜（Ａｒ3 −１５０）℃に到達後、一旦
冷却を中断し、表面温度が６５０〜７５０℃に復熱した
後、再び冷却を開始し、鋼板平均温度が５００〜６５０
℃まで冷却することとする。以下に本発明の実施例を挙
げ、本発明の効果を立証する。
【００２１】
【実施例】供試鋼（Ａ〜Ｄ：本発明鋼、Ｅ：比較鋼）の
化学成分を表１に示す。表１にはＣｅｑ、ＰｃｍとＡｒ
3 温度も示している。比較鋼ＥはＣｅｑが本発明範囲外
である。
化学成分を表１に示す。表１にはＣｅｑ、ＰｃｍとＡｒ
3 温度も示している。比較鋼ＥはＣｅｑが本発明範囲外
である。
【００２２】製造条件を表２に、その製造条件により得
られた鋼板の特性（表面と板厚中心部の硬度差，ＹＰ，
ＴＳ）を表３に示す（Ｎｏ．１〜１０：本発明例、Ｎ
ｏ．１１〜２２：比較例）。本発明例Ｎｏ．１〜１０
は、いずれも表面と板厚中心部の硬度差が８〜２５ＨＶ
程度と小さく、かつ５００ＭＰａ級の強度を満足してい
る。
られた鋼板の特性（表面と板厚中心部の硬度差，ＹＰ，
ＴＳ）を表３に示す（Ｎｏ．１〜１０：本発明例、Ｎ
ｏ．１１〜２２：比較例）。本発明例Ｎｏ．１〜１０
は、いずれも表面と板厚中心部の硬度差が８〜２５ＨＶ
程度と小さく、かつ５００ＭＰａ級の強度を満足してい
る。
【００２３】一方、比較例Ｎｏ．１１と１６は、冷却を
中断しなかったため、表面と板厚中心部で著しい硬度差
が生じている。また、比較例Ｎｏ．１４は最終冷却停止
温度が低過ぎたため、比較例Ｎｏ．１８と２０は冷却中
断後の表面復熱温度が低かったため、比較例Ｎｏ．２１
は冷却を中断するタイミングが遅すぎたため、比較例Ｎ
ｏ．２２はＣｅｑが高い化学成分の鋼であるため、表面
と板厚中心部で著しい硬度差が生じている。
中断しなかったため、表面と板厚中心部で著しい硬度差
が生じている。また、比較例Ｎｏ．１４は最終冷却停止
温度が低過ぎたため、比較例Ｎｏ．１８と２０は冷却中
断後の表面復熱温度が低かったため、比較例Ｎｏ．２１
は冷却を中断するタイミングが遅すぎたため、比較例Ｎ
ｏ．２２はＣｅｑが高い化学成分の鋼であるため、表面
と板厚中心部で著しい硬度差が生じている。
【００２４】さらに、比較例Ｎｏ．１２，１３，１５，
１７，１９の表面と板厚中心部の硬度差は、本発明例と
同程度に小さいが、比較例Ｎｏ．１２は、冷却中断前の
冷却速度が低かったため、比較例Ｎｏ．１３は冷却中断
後の冷却速度が低かったため、比較例Ｎｏ．１５は冷却
開始温度が低すぎたため、比較例Ｎｏ．１９は最終冷却
停止温度が高過ぎたため、強度不足が生じている。ま
た、比較例Ｎｏ．１７は、冷却を中断するタイミングが
早すぎて、冷却中断前の冷却が有効に作用しなかったた
め、強度不足が生じている。
１７，１９の表面と板厚中心部の硬度差は、本発明例と
同程度に小さいが、比較例Ｎｏ．１２は、冷却中断前の
冷却速度が低かったため、比較例Ｎｏ．１３は冷却中断
後の冷却速度が低かったため、比較例Ｎｏ．１５は冷却
開始温度が低すぎたため、比較例Ｎｏ．１９は最終冷却
停止温度が高過ぎたため、強度不足が生じている。ま
た、比較例Ｎｏ．１７は、冷却を中断するタイミングが
早すぎて、冷却中断前の冷却が有効に作用しなかったた
め、強度不足が生じている。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】
【表３】
【００２８】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
溶接構造用厚鋼板において、強度、溶接性等の特性向上
のため高冷却速度の制御冷却による製造を行うにあた
り、冷却方法を制御した高冷却速度の冷却を行うことに
より、板厚方向材質差の小さい（即ち、板厚方向の硬度
差≦約４０ＨＶ）鋼板の製造を可能にすることができ
る。
溶接構造用厚鋼板において、強度、溶接性等の特性向上
のため高冷却速度の制御冷却による製造を行うにあた
り、冷却方法を制御した高冷却速度の冷却を行うことに
より、板厚方向材質差の小さい（即ち、板厚方向の硬度
差≦約４０ＨＶ）鋼板の製造を可能にすることができ
る。
【図１】本発明の実施の形態に係る、冷却一旦中断と最
終冷却停止温度の、表面と板厚中心部の硬度差に及ぼす
影響を示す図。
終冷却停止温度の、表面と板厚中心部の硬度差に及ぼす
影響を示す図。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０８〜０．２％と、
Ｓｉ：０．０５〜０．６％と、Ｍｎ：０．８〜１．６％
と、Ａｌ：０．００２〜０．１％とを含有し、かつ炭素
当量：Ｃｅｑ≦０．４４％及びＰｃｍ≦０．２８％であ
り、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼板を製造
する方法において、 該鋼を９００〜１２５０℃に加熱し、次いで鋼板表面温
度がＡｒ3 以上で熱間圧延を終了する工程と、 熱間圧延された鋼板を（Ａｒ3 −２０）℃以上の鋼板表
面温度域から（Ａｒ3−３００）〜（Ａｒ3 −１５０）
℃の鋼板表面温度域まで、鋼板表面の冷却速度が５０℃
／秒以上で冷却した後、一旦冷却を中断し、鋼板表面温
度を６５０〜７５０℃に復熱させる工程と、 鋼板表面温度が６５０〜７５０℃に復熱された鋼板を、
再び５００〜６５０℃の鋼板平均温度域まで、鋼板表面
の冷却速度が６５０〜４００℃の温度範囲で５０℃／秒
以上となる冷却速度で冷却する工程と、 を備えたことを特徴とする、板厚方向材質差の小さい高
張力鋼板の製造方法。但し、炭素当量：Ｃｅｑ＝Ｃ％＋
Ｍｎ％／６＋Ｓｉ％／２４＋Ｎｉ％／４０＋Ｃｒ％／５
＋Ｍｏ％／４＋Ｖ％／１４ Ｐｃｍ＝Ｃ％＋Ｓｉ％／３０＋Ｍｎ％／２０＋Ｃｕ％／
２０＋Ｎｉ％／６０＋Ｃｒ％／２０＋Ｍｏ％／１５＋Ｖ
％／１０ - 【請求項２】 鋼成分として、重量％でさらに、Ｃｕ：
０．４％以下、Ｎｉ：０．４％以下、Ｃｒ：０．２％以
下、Ｍｏ：０．２％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：
０．１％以下、及びＴｉ：０．０２％以下の群から選択
された１種または２種以上を含有することを特徴とす
る、請求項１に記載の板厚方向材質差の小さい高張力鋼
板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08354098A JP3951429B2 (ja) | 1998-03-30 | 1998-03-30 | 板厚方向材質差の小さい高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08354098A JP3951429B2 (ja) | 1998-03-30 | 1998-03-30 | 板厚方向材質差の小さい高張力鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11279637A true JPH11279637A (ja) | 1999-10-12 |
| JP3951429B2 JP3951429B2 (ja) | 2007-08-01 |
Family
ID=13805350
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP08354098A Expired - Fee Related JP3951429B2 (ja) | 1998-03-30 | 1998-03-30 | 板厚方向材質差の小さい高張力鋼板の製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3951429B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003321727A (ja) * | 2002-05-01 | 2003-11-14 | Kobe Steel Ltd | 曲げ加工性に優れた低降伏比型高張力鋼板およびその製造方法 |
| US7619956B2 (en) | 2003-11-17 | 2009-11-17 | Chin-Yin Tsai | stability of a write control signal |
| US8052812B2 (en) * | 2005-06-29 | 2011-11-08 | Jfe Steel Corporation | Method of manufacturing high carbon cold-rolled steel sheet |
| US8071018B2 (en) | 2005-06-29 | 2011-12-06 | Jfe Steel Corporation | High carbon hot-rolled steel sheet |
| CN103397250A (zh) * | 2013-07-31 | 2013-11-20 | 秦皇岛首秦金属材料有限公司 | 大单重特厚q460级别高强度结构钢板及制造方法 |
| CN104789866A (zh) * | 2015-04-28 | 2015-07-22 | 宝山钢铁股份有限公司 | 630MPa级调质型低温球罐用高强高韧性钢板及其制造方法 |
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|---|---|---|---|---|
| CN103122435A (zh) * | 2011-11-18 | 2013-05-29 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 屈服强度大于700MPa级热轧含钛高强钢板及其制造方法 |
| EP3604584B1 (en) | 2017-03-30 | 2022-05-18 | JFE Steel Corporation | High-strength steel plate for sour resistant line pipe, method for manufacturing same, and high-strength steel pipe using high-strength steel plate for sour resistant line pipe |
| CN110475894B (zh) | 2017-03-30 | 2022-03-22 | 杰富意钢铁株式会社 | 耐酸性管线管用高强度钢板及其制造方法和使用耐酸性管线管用高强度钢板的高强度钢管 |
| RU2735605C1 (ru) | 2017-09-28 | 2020-11-05 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Высокопрочная толстолистовая сталь для магистральных труб, стойких к воздействию высокосернистого нефтяного газа, и способ ее изготовления, и высокопрочная стальная труба, использующая высокопрочную толстолистовую сталь для магистральных труб, стойких к воздействию высокосернистого нефтяного газа |
| RU2767261C1 (ru) | 2018-09-28 | 2022-03-17 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Высокопрочная стальная пластина для кислотостойкого трубопровода и способ получения стальной пластины, высокопрочная стальная труба, в которой используется высокопрочная стальная пластина для кислотостойкого трубопровода |
| JP6825748B2 (ja) | 2018-09-28 | 2021-02-03 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管 |
| WO2021193383A1 (ja) | 2020-03-26 | 2021-09-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管 |
-
1998
- 1998-03-30 JP JP08354098A patent/JP3951429B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003321727A (ja) * | 2002-05-01 | 2003-11-14 | Kobe Steel Ltd | 曲げ加工性に優れた低降伏比型高張力鋼板およびその製造方法 |
| US7619956B2 (en) | 2003-11-17 | 2009-11-17 | Chin-Yin Tsai | stability of a write control signal |
| US8052812B2 (en) * | 2005-06-29 | 2011-11-08 | Jfe Steel Corporation | Method of manufacturing high carbon cold-rolled steel sheet |
| US8071018B2 (en) | 2005-06-29 | 2011-12-06 | Jfe Steel Corporation | High carbon hot-rolled steel sheet |
| CN103397250A (zh) * | 2013-07-31 | 2013-11-20 | 秦皇岛首秦金属材料有限公司 | 大单重特厚q460级别高强度结构钢板及制造方法 |
| CN104789866A (zh) * | 2015-04-28 | 2015-07-22 | 宝山钢铁股份有限公司 | 630MPa级调质型低温球罐用高强高韧性钢板及其制造方法 |
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| JP3951429B2 (ja) | 2007-08-01 |
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