JPS63223124A - 低温靭性の優れた高強度厚鋼板の製造法 - Google Patents
低温靭性の優れた高強度厚鋼板の製造法Info
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- JPS63223124A JPS63223124A JP5417187A JP5417187A JPS63223124A JP S63223124 A JPS63223124 A JP S63223124A JP 5417187 A JP5417187 A JP 5417187A JP 5417187 A JP5417187 A JP 5417187A JP S63223124 A JPS63223124 A JP S63223124A
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
本発明は低温靭性の優れた高強度厚鋼板の製造法に関す
るもので、特に連続鋳造鋳片の熱間圧延に用いる厚板ミ
ルに適用することか望ましい製造法に係る。
るもので、特に連続鋳造鋳片の熱間圧延に用いる厚板ミ
ルに適用することか望ましい製造法に係る。
(従来の技術)
加工熱処理技術の進歩に伴い、高張力鋼の低温靭性数片
のためには、鋳片の加熱温度の低温化による初期オース
テナイト粒の粗大化抑制、 Nb、 Ni等の合金元素
添加及び制御圧延、加速冷却によるミクロ組織の微細化
等が行なわれている。特に、制御圧延時のオーステナイ
ト末再結晶域での圧延は転位密度の増加、変形帯の導入
を促進し、変態後のフェライト粒を微細化するため、低
温靭性の改善に極めて有効である。オーステナイト未再
結晶域圧延での1パス当たりの圧下率の下限を設けたも
のとしては特公昭56−4610がある。これは、含N
b鋼板の製造において、圧延温度域、圧下率等を規定す
ることにより高靭化を図っている。しかし、板厚か19
−@以下と薄く、圧延による圧下量が十分にとれている
にもかかわらず、シャルピー衝撃特性における50%延
性破面遷移温度(vTsあるいはνTrs )は−70
〜−90℃程度である。また、TS(抗張力)か60k
g/ms2程度となると、衝撃特性は劣化する傾向にあ
る。
のためには、鋳片の加熱温度の低温化による初期オース
テナイト粒の粗大化抑制、 Nb、 Ni等の合金元素
添加及び制御圧延、加速冷却によるミクロ組織の微細化
等が行なわれている。特に、制御圧延時のオーステナイ
ト末再結晶域での圧延は転位密度の増加、変形帯の導入
を促進し、変態後のフェライト粒を微細化するため、低
温靭性の改善に極めて有効である。オーステナイト未再
結晶域圧延での1パス当たりの圧下率の下限を設けたも
のとしては特公昭56−4610がある。これは、含N
b鋼板の製造において、圧延温度域、圧下率等を規定す
ることにより高靭化を図っている。しかし、板厚か19
−@以下と薄く、圧延による圧下量が十分にとれている
にもかかわらず、シャルピー衝撃特性における50%延
性破面遷移温度(vTsあるいはνTrs )は−70
〜−90℃程度である。また、TS(抗張力)か60k
g/ms2程度となると、衝撃特性は劣化する傾向にあ
る。
(発明か解決しようとする問題点)
前述のように従来の技術ではTS 60kg/■■2未
満の鋼でも低温靭性が不十分て、また、TS 60kg
/■@2を超える高強度鋼においては、低温靭性の劣化
が避けられない。また、極厚鋼板についても、板厚中心
部の衝撃特性が劣るという欠点が解決されないものであ
る。本発明は、TS 60kg/■■2未満の鋼は言う
までもなく 、 TS 60kg/■■2以上の鋼にお
いても格段に優れた低温靭性を有すること及び、極厚高
強度鋼板における板厚中心部の低温靭性の改善9強度、
靭性バランスの改善を目的としている。
満の鋼でも低温靭性が不十分て、また、TS 60kg
/■@2を超える高強度鋼においては、低温靭性の劣化
が避けられない。また、極厚鋼板についても、板厚中心
部の衝撃特性が劣るという欠点が解決されないものであ
る。本発明は、TS 60kg/■■2未満の鋼は言う
までもなく 、 TS 60kg/■■2以上の鋼にお
いても格段に優れた低温靭性を有すること及び、極厚高
強度鋼板における板厚中心部の低温靭性の改善9強度、
靭性バランスの改善を目的としている。
(問題点を解決する手段)
本発明の要旨は連続鋳造法によって製造した鋳片の熱間
圧延に際して、オーステナイト再結晶域で、累積圧下量
40%以上の圧延を行ない、続いて850℃以下650
℃以上のオーステナイト未再結晶域において、累積圧下
量5oz以上とし、かつ圧延最終5パスにおいて圧下率
15z以上の圧下を3回以上加え、その後直ちに加速冷
却することを特徴とする低温靭性の優れた高強度厚鋼板
の製造法である。
圧延に際して、オーステナイト再結晶域で、累積圧下量
40%以上の圧延を行ない、続いて850℃以下650
℃以上のオーステナイト未再結晶域において、累積圧下
量5oz以上とし、かつ圧延最終5パスにおいて圧下率
15z以上の圧下を3回以上加え、その後直ちに加速冷
却することを特徴とする低温靭性の優れた高強度厚鋼板
の製造法である。
以下1本発明について詳しく説明する。
通常、厚鋼板の製造においては材質面ばかりでなく圧延
工程における圧延能率上、その圧延温度域は650〜1
250℃程度に限定される。これらの温度域の中てオー
ステナイト再結晶域、未再結晶域の境界は800〜10
00℃程度の間にあり、鋼の化学成分、加熱圧延条件に
よって変化するものである。オーステナイト再結晶域は
、再結晶を行なうことによりオーステナイトが微細化す
る領域であり、高温圧延においては再結晶オーステナイ
トは成長しやすいため低温域ての圧延による再結晶が望
ましい。また、低温靭性な向上させるためには粗大粒の
生成を防止し、整細粒オーステナイト組織を得る必要か
あるが、そのためにはまずオーステナイト再結晶域で累
請圧下ff140!以上としなければならない。この条
件に従えば、再結晶したオーステナイトはかなり細粒に
なっているが、低温靭性の向上にはより一層オーステナ
イト組織を微細化し、フェライト核生成サイトを増加さ
せる必要がある。そのためには850℃以下650℃以
上のオーステナイト未再結晶域で累積圧下量5oz以上
かつ圧延最終5パスにおいて圧下率15%以上の圧下を
3回以上加える必要がある。この条件に従って圧延を行
なえばオーステナイトの延伸化による粒界面積の増加、
粒内への変形帯の導入、双晶境界の活性化等によりフェ
ライト核生成サイトは著しく増加し、γ−α変態後のフ
ェライト(あるいはベイナイト、パーライト)組織は極
めて微細化するため、優れた低温靭性が得られるととも
に強度の上昇も期待できる。
工程における圧延能率上、その圧延温度域は650〜1
250℃程度に限定される。これらの温度域の中てオー
ステナイト再結晶域、未再結晶域の境界は800〜10
00℃程度の間にあり、鋼の化学成分、加熱圧延条件に
よって変化するものである。オーステナイト再結晶域は
、再結晶を行なうことによりオーステナイトが微細化す
る領域であり、高温圧延においては再結晶オーステナイ
トは成長しやすいため低温域ての圧延による再結晶が望
ましい。また、低温靭性な向上させるためには粗大粒の
生成を防止し、整細粒オーステナイト組織を得る必要か
あるが、そのためにはまずオーステナイト再結晶域で累
請圧下ff140!以上としなければならない。この条
件に従えば、再結晶したオーステナイトはかなり細粒に
なっているが、低温靭性の向上にはより一層オーステナ
イト組織を微細化し、フェライト核生成サイトを増加さ
せる必要がある。そのためには850℃以下650℃以
上のオーステナイト未再結晶域で累積圧下量5oz以上
かつ圧延最終5パスにおいて圧下率15%以上の圧下を
3回以上加える必要がある。この条件に従って圧延を行
なえばオーステナイトの延伸化による粒界面積の増加、
粒内への変形帯の導入、双晶境界の活性化等によりフェ
ライト核生成サイトは著しく増加し、γ−α変態後のフ
ェライト(あるいはベイナイト、パーライト)組織は極
めて微細化するため、優れた低温靭性が得られるととも
に強度の上昇も期待できる。
しかし、850℃を超える温度での圧延では、オーステ
ナイトが部分的に再結晶するためフェライト核生成サイ
トを増加させる効果が少ない。また、650℃未満の温
度での圧延は二相域圧延のため結晶粒を極度に加工し、
転位密度増加による強度上昇は図れるものの、低温靭性
は著しく劣化するとともに、圧延方向とそれと直角方向
との材質の差が著しく増大する。そのため、オーステナ
イト未再結晶域の圧延は850℃以下650℃以上で行
゛なう必要がある。又、累積圧下量5oz未満ではオー
ステナイト延伸化による粒内の累積歪が不十分で圧下率
によらず変形帯、双晶境界の密度の増加が期待できない
。オーステナイト未再結晶域の圧下量、温度が一定の場
合、圧下率が大きい方が粒内の変形帯密度、双晶境界密
度が増加する。しかし材質改善効果が得られる圧下率の
下限は15%であり、かつ圧延最終5パスにおいて3パ
ス以上行なうことか必要である。最終5パスにおいても
152以上の圧下か3パス未満では以上のような効果は
得られない。
ナイトが部分的に再結晶するためフェライト核生成サイ
トを増加させる効果が少ない。また、650℃未満の温
度での圧延は二相域圧延のため結晶粒を極度に加工し、
転位密度増加による強度上昇は図れるものの、低温靭性
は著しく劣化するとともに、圧延方向とそれと直角方向
との材質の差が著しく増大する。そのため、オーステナ
イト未再結晶域の圧延は850℃以下650℃以上で行
゛なう必要がある。又、累積圧下量5oz未満ではオー
ステナイト延伸化による粒内の累積歪が不十分で圧下率
によらず変形帯、双晶境界の密度の増加が期待できない
。オーステナイト未再結晶域の圧下量、温度が一定の場
合、圧下率が大きい方が粒内の変形帯密度、双晶境界密
度が増加する。しかし材質改善効果が得られる圧下率の
下限は15%であり、かつ圧延最終5パスにおいて3パ
ス以上行なうことか必要である。最終5パスにおいても
152以上の圧下か3パス未満では以上のような効果は
得られない。
さらに、圧延終了後の鋼板は加速冷却しなければならな
い。加速冷却は、フェライト粒の成長を抑制しフェライ
ト粒の微細化を行なうため低温靭性は向上する。また、
変態強化、加ニオーステナイトの凍結を行なうことがで
き、著しい強度上昇が図れ、強度、靭性バランスの飛躍
的向上が図れる。
い。加速冷却は、フェライト粒の成長を抑制しフェライ
ト粒の微細化を行なうため低温靭性は向上する。また、
変態強化、加ニオーステナイトの凍結を行なうことがで
き、著しい強度上昇が図れ、強度、靭性バランスの飛躍
的向上が図れる。
加速冷却の条件については特に規定するものではないか
、圧延直後直ちに冷却速度=5℃/s〜40’C/sで
行なうことが望ましい。加速冷却は途中停止の有無を問
わない。また、冷却後の鋼板を500℃以上八c、温度
以下に焼戻処理することも何ら本発明鋼の特性を損なう
ものではない。
、圧延直後直ちに冷却速度=5℃/s〜40’C/sで
行なうことが望ましい。加速冷却は途中停止の有無を問
わない。また、冷却後の鋼板を500℃以上八c、温度
以下に焼戻処理することも何ら本発明鋼の特性を損なう
ものではない。
(実施例)
次に、本発明の実施例について述べる。
第1表は連続鋳造によって製造した鋳片から厚鋼板を製
造した際の供試鋼の化学成分を示す、第2表には製造条
件を、第3表には厚鋼板の材質特性を示す。第2表、第
3表中鋼1〜IOは本発明法で製造した鋼であり、鋼1
1〜16は従来法で製造した比較鋼である。本発明法で
製造した鋼はいずれも従来法で製造した鋼に比べて高強
度かつ高靭性であり、板厚50m−以上の厚鋼板におい
ても板厚中心部(1/2t)の低温靭性に優れている。
造した際の供試鋼の化学成分を示す、第2表には製造条
件を、第3表には厚鋼板の材質特性を示す。第2表、第
3表中鋼1〜IOは本発明法で製造した鋼であり、鋼1
1〜16は従来法で製造した比較鋼である。本発明法で
製造した鋼はいずれも従来法で製造した鋼に比べて高強
度かつ高靭性であり、板厚50m−以上の厚鋼板におい
ても板厚中心部(1/2t)の低温靭性に優れている。
AI&分の鋼11は、圧延の終段で圧下率15%以上の
圧下が3回に満たないものである。そのため、強度か低
いばかりでなくフェライト粒の微細化が不十分なため低
温靭性も劣る。B成分の鋼12はオーステナイト再結晶
域の累積圧下量が40%に満たないため、オーステナイ
トの再結晶が不十分でオーステナイト粒は粗大なままで
ある。この結果、オーステナイト未再結晶域での圧延を
十分に行なっても鋼板ての低温靭性は劣る。D成分の鋼
13は圧延後に加速冷却を行なわなかったため、変態強
化か十分でないばかりでなくフェライト粒の微細化も不
十分となり、強度、低温靭性ともに劣る。EJ&分の鋼
14は850℃以下650℃以上のオーステナイト未再
結晶域における累積圧下量が50%以下のため、また、
F成分の鋼15はオーステナイト未再結晶域の圧延開始
温度が850’Cより高いため、転位密度の増加、フェ
ライト核生成サイトの増加か不十分となり、強度低温靭
性ともに劣る。
圧下が3回に満たないものである。そのため、強度か低
いばかりでなくフェライト粒の微細化が不十分なため低
温靭性も劣る。B成分の鋼12はオーステナイト再結晶
域の累積圧下量が40%に満たないため、オーステナイ
トの再結晶が不十分でオーステナイト粒は粗大なままで
ある。この結果、オーステナイト未再結晶域での圧延を
十分に行なっても鋼板ての低温靭性は劣る。D成分の鋼
13は圧延後に加速冷却を行なわなかったため、変態強
化か十分でないばかりでなくフェライト粒の微細化も不
十分となり、強度、低温靭性ともに劣る。EJ&分の鋼
14は850℃以下650℃以上のオーステナイト未再
結晶域における累積圧下量が50%以下のため、また、
F成分の鋼15はオーステナイト未再結晶域の圧延開始
温度が850’Cより高いため、転位密度の増加、フェ
ライト核生成サイトの増加か不十分となり、強度低温靭
性ともに劣る。
G11N、分の鋼16はオーステナイト未再結晶域の圧
延終了温度が650℃より低く結晶粒の極度の加工のた
め、低温靭性は著しく劣る。
延終了温度が650℃より低く結晶粒の極度の加工のた
め、低温靭性は著しく劣る。
(発明の効果)
本発明により製造された厚鋼板は従来の鋼に比べて格段
に優れた高強度高靭性となり、本発明による利益は大で
ある。
に優れた高強度高靭性となり、本発明による利益は大で
ある。
第3表
Claims (1)
- 連続鋳造法によって製造した鋳片の熱間圧延に際して、
オーステナイト再結晶域で累積圧下量40%以上の圧延
を行ない、続いて850℃以下650℃以上のオーステ
ナイト未再結晶域において、累積圧下量を50%以上と
し、かつ圧延最終5パスにおいて圧下率15%以上の圧
下を3回以上加え、その後直ちに加速冷却することを特
徴とする低温靭性の優れた高強度厚鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP62054171A JPH0776377B2 (ja) | 1987-03-11 | 1987-03-11 | 低温靭性の優れた高強度厚鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP62054171A JPH0776377B2 (ja) | 1987-03-11 | 1987-03-11 | 低温靭性の優れた高強度厚鋼板の製造法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63223124A true JPS63223124A (ja) | 1988-09-16 |
JPH0776377B2 JPH0776377B2 (ja) | 1995-08-16 |
Family
ID=12963095
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP62054171A Expired - Lifetime JPH0776377B2 (ja) | 1987-03-11 | 1987-03-11 | 低温靭性の優れた高強度厚鋼板の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0776377B2 (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4946516A (en) * | 1988-03-08 | 1990-08-07 | Nippon Steel Corporation | Process for producing high toughness, high strength steel having excellent resistance to stress corrosion cracking |
CN102941227A (zh) * | 2012-10-29 | 2013-02-27 | 唐山建龙实业有限公司 | 一种冷轧用热轧中宽带钢生产工艺 |
CN114042773A (zh) * | 2021-10-18 | 2022-02-15 | 山西太钢不锈钢股份有限公司 | 一种提升不锈钢特厚板组织均匀性的方法 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS564610A (en) * | 1979-06-26 | 1981-01-19 | Sumitomo Chem Co Ltd | Curable resin composition |
JPS57134514A (en) * | 1981-02-12 | 1982-08-19 | Kawasaki Steel Corp | Production of high-tensile steel of superior low- temperature toughness and weldability |
-
1987
- 1987-03-11 JP JP62054171A patent/JPH0776377B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS564610A (en) * | 1979-06-26 | 1981-01-19 | Sumitomo Chem Co Ltd | Curable resin composition |
JPS57134514A (en) * | 1981-02-12 | 1982-08-19 | Kawasaki Steel Corp | Production of high-tensile steel of superior low- temperature toughness and weldability |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4946516A (en) * | 1988-03-08 | 1990-08-07 | Nippon Steel Corporation | Process for producing high toughness, high strength steel having excellent resistance to stress corrosion cracking |
CN102941227A (zh) * | 2012-10-29 | 2013-02-27 | 唐山建龙实业有限公司 | 一种冷轧用热轧中宽带钢生产工艺 |
CN114042773A (zh) * | 2021-10-18 | 2022-02-15 | 山西太钢不锈钢股份有限公司 | 一种提升不锈钢特厚板组织均匀性的方法 |
CN114042773B (zh) * | 2021-10-18 | 2023-06-23 | 山西太钢不锈钢股份有限公司 | 一种提升不锈钢特厚板组织均匀性的方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0776377B2 (ja) | 1995-08-16 |
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