JPS63179020A - 強度・靭性に優れ、板厚方向の断面硬度の差が小さい鋼板の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （圧東上の利用分野） 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・靭性を有
し、且つ板厚方向のｌＩＴ面硬度差が小さい鋼板の高能
率製造法に関するものである。

（従来の技術） 従来の水冷型高張カー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
った像、Ａｒ３以上の温度から３℃／！ｉｅｃ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ｒＭ１度・靭性な得る方法があるｄ′かかる製
造方法では、すぐれた靭性を得るために熱間圧電を比ｄ
Ｂ’ｌ低温である未再結晶域でおこなう所謂制御圧延が
必須要件となっており、鋼板の温度が適止な８００℃程
度の温度範囲まで低下するのを待っ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
工莱生産上の欠点を有している。

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℃／叢以上の冷却速度で、５００℃以
下まで冷却する溶接性の優れた５０キロ級の尚張力鋼の
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、靭
性を向上させるためにＣの上限な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℃／ｓ
ｅｃ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か大きくな
る欠点を有する。

また特開ｍ５５−１１５９２２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０．５０
ｗｔ％以下のＣｕ、０．５０ｗｔ％以下のＮｉ、０．３
０ｗｔ％以下のＣｒ、０．３０ｗｔ％以下のＭｏ　、　
０．１０　ｗ　ｔ％以下のＶ、０．１０ｗｔ％以下のＴ
ｔを１種または２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５　０　Ｋ
ｆ／ＩＥＩｍ２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５　Ｑ　Ｋ１７ｍ”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） 不発明は、従来の水冷型筒張力鋼で合金元素の多量添加
、もしくは低温域での制御圧延を行うことによって、は
じめて得られた良好な強度・ｖＪ性及び板厚断面硬さの
均一性を、合金コストの増大や圧延能率の低下等をもた
らさず、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での適切な圧
痣粂旺と圧延後の制御冷却の組合わせによって、低温域
での制御圧延を行うこと無しに、後れた強度・靭性を有
し且つ板厚方向のめ「面硬度差が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：０．０
９ｗｔ％超０．１８ｗｔ％未満、Ｓｉ　：　０．、Ｑ５
ｗｔ％以上Ｏ１以上０　ｗ　ｔ％未満、Ｍｎ　：　０．
７ｗｔ％以上１．８ｗｔ％未＠、Ａｌ二０．００５ｗｔ
％以上０．１ｗｔ％未満、Ｎ：０．００６ｗｔ％未満を
含有し、必豐に応じて’ｉ’ｉ　、　Ｚｒ、歯、Ｖ、Ｔ
ａ、Ｃａを０．１　ｗ　ｔ％以下、Ｎｉ　％Ｃｒ、　１
Ｖｆｏ、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＋ＩＶ
ｆｎ／　６＋　（Ｃｒ＋Ｍｏ十Ｖ　）／　５＋（Ｎｉ　
十Ｃｕ　）／　１５なる炭素当量が０．３６以下で、残
部Ｆｅ及び不可避的不純切より成る鋼を、連続鋳造後１
０００℃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６０％以上確保し、且つ再結晶
温度域で圧延を終了する熱間圧延後、鋼板の温度がＡｒ
３温度以上から、１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で５０
０℃以上６５０℃以下の温度域まで冷却することを峙慎
とする強度・靭性に優れ且つ、板厚方向の断面硬に差が
小さい鋼板の製造法である。

（作用） 本発明の構成璧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Ｐｃ１Ｉｎ値（Ｐ　Ｃ１ｍ＝　Ｃ−）−１／　３０
　Ｓｔ　＋　１／２０Ｍｎ＋１／２０Ｃｕ＋１／６ＯＮ
ｉ＋１／２０Ｃｒ＋１／１５Ｍｏ＋ｌ／ＩＯＶ＋５Ｂ）
を高め、溶接性を損うので、上限な０，１８ｗｔ％未滴
にすると共に、Ｃが０．０９ｗｔ％以下では強度が不足
するので、Ｃの添加範囲を０．０９ｗｔ％超０．１８ｗ
ｔ％未満とする。

Ｓｔは脱酸及び地鉄の強化に加え、０．０５ｗｔ％以上
の添加より、靭性の向上に有効であるため下限を０．０
５ｗｔ％に、また多すぎると浴接性及びＨＡＺ部靭性に
儒″害なので上限を０．５ｗｔ％未満とする。

Ｎ石は強度・靭性を高めるのに必要な元素であるが、０
．７ｗｔ％禾徊では強度が不十分であったり靭性を劣化
させ、また１、８ｗｔ％以上とすると溶接性が著しく悲
（なるので、ＩＶｆｎ　Ｏ）員≦刀口軛団を０．７ｗｔ
％以上１．８ｗｔ％未満とする。

Ａｌは脱酸と細粒化に必要で、そのための充分な童とし
て０．００５ｗｔ％以上９．１　ｗ　ｔ％未滴に限定す
る。Ｎは溶接性及び継手部の靭性な良好に保つために、
０．００６ｗｔ％未滴にする。

以上の成分範囲限定に加え、Ｃ＋］Ｖｌｎ／　６　＋　
（Ｃｒ　＋Ｍｏ　＋Ｖ　）１５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
なる炭素当量が。

０．３６超では溶接性が劣化するので０．３６以下に限
定する。

上記成分範囲の−を製造するにあたり、加熱前の一片（
以下スラブと称する）の凝固組織並びにＡｌその他の従
量元素の析出物の粗大化を防止し、スラブ加熱時のオー
ステナイト粒を細か（することが重要で、連続鋳造工程
を必須要件とする。

このようにして得たスラブの加熱温度は、オーステナイ
ト粒の粗大化防止のために、低娼程好ましいが、圧延中
の温度低下を考殖して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
下率が大きい根細粒化に有効であるので、再結晶域の全
圧下率を６０％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
十分でないので靭性が劣化し、板厚方向の硬度差が増大
する等の問題が生じる。

熱間圧延を再結晶温度域で終了するのは、再結晶したオ
ーステナイトのポリゴナルな粒から水冷を行うことによ
り強度・靭性の優れたベイナイト変態組祇を得るためで
ある。

１４箱晶温度域で圧延を終了せず、未再結晶域まで圧延
を継続した場曾は、オーステナイト粒が伸長する。かか
るオーステナイト粒から水冷を行った場合は、ボリゴナ
ルなオーステナイト粒から水冷した場合に比奴して焼入
江が低下し、フェライト組成が多（生成するため、優れ
た靭性は優られるものの強度が低下する。

熱間圧延後、冷却開始までの時間は可能な限り短時間が
好ましく、圧延後長時間放置すると、結晶粒の粗大比や
温度むらが生じ、史にはＡｒ３温度以下に下がるとフェ
ライト変態が始まるので、最大１０分以内にＡｒｘ温度
以上から冷却を開始する必要がある。

冷却時の冷却速度はＡの強度及び靭性同上に必要なベイ
ナイト組織を得るため、１５℃／ｓｅｃ以上とした。ま
た冷却を光子する温度、すなわち水冷停止温度の上限を
６５０℃としたのは、これより高い停止温度ではベイナ
イト組織が得られず、強度・靭性が劣化し、下限を５０
０℃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Ｋｍ生成物が生じ、靭性な者しく劣化させ
るからである。

従来、水冷型高張力厚鋼板の強度・靭性を向上させるた
めには、合金元素の多量温潤、あるいは低温域での制御
圧延を行うことが必須要件とされている。

本発明は、本発明者等がオーステナイトのｐ）ｍ品温度
域での適切な圧延宋件と圧延後の制御冷却を組合せるこ
とによって、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・靭性を有し、かつ板厚
方向の断面硬度が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、比較的細粒とした再結晶オーステナイト粒から１
５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で５００℃以上６５０℃す
、下の温度域まで水冷することにより、従来、靭性の劣
化を招（とされていたベイナイト組織で、優れた強度及
び靭性が得られることを見出した。

以下その点を中心に述ゝる０ ＩｆＪ１図〜第３図は本発明者等が上記の検討のために
行った実験の結果を示す。

第１図はＣを０．１３ｗｔ％、地を１．２ｗｔ％、Ｓｔ
を０．２ｗｔ％含む鋼において、スラブを１０５０℃に
加熱後、再結晶域で異なるスラブ厚から３０目まで圧延
し、冷却速度１５℃／章で５５０℃まで水冷しｔこ場合
の全圧下率（％）と靭性（ｖＴｒｓ　）及び板厚方向の
断面硬度差（ΔＨｖ　（１０に９）　）の関係を示す。

ここでΔＨｖ　（１０に９）　　とは鋼板断面の表層部
と中心部のビッカース硬さを荷電１０Ｋｇにて測定した
硬さの差である。

第１図に明らかなように、再結晶域での全圧下率が６０
％未満では、良好な靭性な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、良好な靭性を得且つ、断面硬度差を小
さくするために、下限の全圧下率として６０％を規定す
るのである。

また第２、第３図は冷却条件に関する夷駅粘果を示す。

第２図はＷＪ１図と同じ成分の１３９ｍ厚スラブを、１
０５０℃に加熱後板厚３Ｑ＋ｍまで再結晶域で圧延した
鋼板を、Ａｒｍ温度以上から２４℃／Ｓの冷却速度で、
種々の温度まで水冷した場合の靭性及び板厚方向断面硬
度差と水冷停止温度の関係を示す。

第２図に明らかなように、水冷停止温度の低下により靭
性は著しく劣化する。これは、５００℃未満の水冷停止
温度では、靭性に有害である島状マルテンサイト等の低
温変態生成物が生じるためである。また、６５０℃超の
扁温で水冷を停止した場合は、靭性が劣化する。これは
、組織がベイナイト主体とならず、粗大なフェライト・
パーライトとなったためである。

一方、断面硬度差は水冷停止温度が５００℃未満では著
しく太き（なるが、５００℃以上の水冷停止により、十
分小さな値とすることができる。以上の結果から艮好な
靭性を得、且つ、町面硬度差を小さくするために、水冷
停止温度を５００℃以上６５０℃以下に規定するのであ
る。

第３図は第２図と同じスラブを、同僚に圧延後。

鋼板をＡｒｍ温度以上から種々の冷却速度にて、５００
℃以上６５０℃以下の温度まで水冷した場合の靭性及び
板厚方向断面硬度差と、冷却速度の関係を示す。

図から明らかな様に靭性は冷却速度の増加により向上す
る。冷却速度が１５℃／ｓｅ！ｃ未満では靭性の劣化が
大きい。また１５℃／玄の冷却速度は１組織がフェライ
ト・）ξ−ライトからベイナイト主体へ変化する点に対
応している。

これらから、再結晶したボリゴナルなオーステナイト粒
から水冷する場合、冷却速度を１５℃／ｓｅｃ以上に上
昇させ℃ベイナイト主体の組織とすると、靭性が向上す
る事実が見出されたのである。

一方、板厚方向の断面硬度差は、冷却速度を上昇させて
も水冷停止温度を、５００℃以上６５０℃以下とするこ
とにより、十分小さな値にすることができることを見出
した。以上の結果から冷却速度の下限を１５℃／式に規
定する。

本発明は上記の諸元の数値制限に加え、さらに’Ｌｉ、
Ｚｒ１Ｎｂ、Ｔａ、Ｖ、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−１または二種以上添加し
た鋼の場合には、より一層強度・靭性の優れた厚鋼板の
製造が可能である。

（実施例）　　゛ 表１及び２は表中のむ成分の含銅を付記した熱延味杆及
び冷却条件にて裟這し、その機械的性質として引張試験
、ｖｆＩ撃試線試験板厚方向晰ｌｌｌ１歳度差（ΔＨｖ
（１０〜））を示したものである。

記号１〜５はＣ童を０．０５５〜０．１７　ｗ　ｔ％、
１ｖｆｎ　量を０．６５〜１．７１ｗｔ％に変化して添
加した銅である。

本発明例２．３及び４はいずれも強度・（ＴＳ）が５　
Ｑ　Ｋｇ　ｆ　／ｗａｎ２以上でかつｖＴｒｓも一４０
℃以下の良好な値を示すのに対し、比較例１は、靭性は
良好なもののＴＳは５０？ｆ／＋ｇ”未満の値を示し、
本発明のＣ龜加による強度上昇効果が明らかに認められ
る。また比較例５は廊が低いため強度も靭性も劣化する
。

一方、記号６〜１６はＣを０．１３ｗｔ％、Ｓｉを０．
２３ｗｔ％、　ＩＶＩｎを１．２ｗｔ％含む−に於いて
、表中に示す線速条件を変化させた。

記号６は加熱温度が１２５０℃の比較例で、不発明例の
記号７の加熱源［１２００℃のものと比較すルト、靭性
レベルがｖ’ｆ’ｒｓで２８℃程度劣り、これは加熱温
度が萬いためオーステナイト粒が粗大になったためであ
る。また、靭性の劣化に加え、記号６では板厚方１−の
萌面幌度差ΔＭｖも本発明例７に比し電入しており、疲
労村上等の椅性劣化が４られた。

記号８は比較例で水冷開始温度が７００℃と低いもので
、本発明例の記号９の水冷開始ＩＡ度が８９２℃のもの
と比べると、強度・靭性共に劣り、本発明の冷却開始温
度の確保が、強度・靭性数奇に有効なことが明らかであ
る。

記号１０．１１は冷却速度の影響を見たものである。比
較例の記号１１は冷却速度が８℃／ｓｅｃと遅い場合で
、本発明側記号９及びｌＯの冷却速度が１５℃／ｓｅｃ
以上と比較すると強度・ｍ性共に劣っており、本発明の
冷却速度の確保が５５ｉ度・靭性の向上に有効なことが
明らかである。

記号１２は水冷停止１Ｍ反が３００℃と低い場曾で、本
発明例の記号９の水冷停止温度が５３０℃のものに比較
して、靭性が著しく劣化しており、本発明の水冷停止温
度の確保が強度・靭性の同上に有効なことが明らかであ
る。

記号１３は再結晶域の全圧下率が５０％と低い場合で、
不発明例記号１４の全圧下率６０％以上を確保したもの
に比べて、ｖＴｒｓが３５℃程反劣化しており、ΔＨｖ
も増大している。不発明の再結晶域での圧延の確保が、
靭性の同上に有効なことが明らかである。

記号１５は仕上温度が８１０℃と低（、未再結晶域まで
圧延を続けた比較例である。本発明側記号１６に比較し
て、靭性はやや浚れているが、強度が低く５０Ｋｆ／Ｉ
ＩＩＩＩＩ２を満足していない。本発明の再結晶オース
テナイトからの水冷が、靭性なあまり損なうこと無（強
度を高めるのに有効なことが明らかである。

表２は合金瘉那例を示す。記号１７〜２１はＣ１５ｉｓ
　Ｍｎ　ｓ　Ａｌに加え、表に示す合金元素を姫加した
本発明例である。表１の記号９の合金を癌加していない
発明例に比べ、強度・靭性共に向上することが明らかで
ある。

（発明の効果） 以上説明したように、本発明は成分を限定した浴−を連
続鋳造し、特定した熱延信性と冷却条件を組合せて製造
するので、Ｃｅｑを０．３６以下としながらＴＳ５０Ｋ
Ｉｆ／ｍ”以上でｖＴｒｓ　−３５〜−６８℃の高強度
・高靭性でかつ板厚方向の断面硬度差が小さい溶接性に
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（、装這可能としたものである。

これによりこの鴇用途分野に、品質の優れた女価な鋼材
の供給が可能となり、工東上にもたらす効果は太きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は靭性及び板厚方向の断面硬度差に及ぼすケ圧下
率の影響を示すグラフ、第２図は靭性及び板厚方向の断
面硬度差に及ぼす水冷停止温夏の影響を示すグラフ、第
３図は靭性及び板厚方向のｍｍ硬反差に及ぼす冷却速度
の影響を示すグラフである。 代理人　弁坤士　茶野木　立　夫 第１図 全圧下手（％） 氷沙計止温ｓＬ（°Ｃ） 没却速度（’＜１”ん）

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ：０．０９ｗｔ％超０．１８ｗｔ％未満Ｓｉ：
   ０．０５ｗｔ％以上０．５０ｗｔ％未満Ｍｎ：０．７ｗ
   ｔ％以上１．８ｗｔ％未満 Ａｌ：０．００５ｗｔ％以上０．１ｗｔ％未満Ｎ：０．
   ００６ｗｔ％未満 を含有し、 Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ
   ）／１５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、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６０％以上確保し、且つ再結
   晶温度域で圧延を終了する熱間圧延後、鋼板の温度がＡ
   ｒ＿３温度以上から、１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で
   ５００℃以上６５０℃以下の温度域まで冷却することを
   特徴とする強度・靭性に優れ、板厚方向の断面硬度差が
   小さい鋼板の製造法。
2. （２）Ｃ：０．０９ｗｔ％超０．１８ｗｔ％未満Ｓｉ：
   ０．０５ｗｔ％以上０．５０ｗｔ％未満Ｍｎ：０．７ｗ
   ｔ％以上１．８ｗｔ％未満 Ａｌ：０．００５ｗｔ％以上０．１ｗｔ％未満Ｎ：０．
   ００６ｗｔ％未満 を含有し、必要に応じて Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、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＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ
   ）／１５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、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６０％以上確保し、且つ再結
   晶温度域で圧延を終了する熱間圧延後、鋼板の温度がＡ
   ｒ＿３温度以上から、１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で
   ５００℃以上６５０℃以下の温度域まで冷却することを
   特徴とする強度・靭性に優れ、板厚方向の断面硬度差が
   小さい鋼板の製造法。