JPS58733B2 - 加工用非調質高張力熱延鋼帯の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、熱延鋼帯の製造方法に係り、特に靭性、冷間
加工性、溶接性等がともにすぐれた高張力鋼板の製造方
法に関する。

冷間加工用の高張力熱延鋼板には、高い強度水準とすぐ
れた加工性が同時に要求されるが、一般に、強度を増大
させると加工性が低下する傾向にあり、それらの調和あ
る向上が希求されている。

すなわち、強度を増大させるにともない、伸び、張り出
し性、伸びフランジ性等の加工性因子が低下する上に、
成形時におけるスプリングバック量の増大に起因する形
状凍結性悪化の問題や加工力の増大化にともなう設備、
機械面での不利といった種々の障害が発生する。

これらの加工性に関する問題は、素材の降伏応力が相対
的に高い場合に著しくなることが知られている。

ちなみに、冷間加工用に適用されている所謂高張力熱延
鋼板は、一般に引張強度は６０ｋｇ／ｍｍ２以上、降伏
点は４５ｋｇ／ｍｍ２以上であるが、この際、引張強度
を高めると降伏点も上昇するばかりか前者に対する後者
の比（降伏比）は一層高くなり、これにつれて成形性が
飛躍的に困難になる場合が多い。

従って、現実的で好ましい高張力鋼とは、素材の状態で
は高い引張強度を有するにもかかわらず降伏応力は可及
的に低く、一方、加工された後では降伏限が所定水準ま
で上昇するようなものと云える。

前記を達成するため、従来より種々の試みがなされてい
るが、未だ充分な結果に到っていない上に、溶接性不良
等の他の欠点をともなう場合も多い。

例えば、鋼板の強度上昇を計るため、鉄スラブに強化元
素等を添加する方法がよく知られている。

この方法は、主強化元素としてＮｂ、Ｖ、ＴｉＢ等を用
い、これら元素による析出強化と細粒化作用を主たる強
化機構として活用する一方、補助的に添加するＳｉ、Ｍ
ｎ、Ｎｉ、Ｃ１ｌ、Ｃｒ、Ｍｏ等の固溶硬（強）化作用
によって強度上昇を達成するものであるが、この方法に
よるときは、引張強度に比して降伏応力の増加割合が大
きいため、降伏比が実用上の目安とされる７０％を越え
８０〜９５％に達する欠点がある。

この欠点を改善するためには、周知の通り、Ｃ含有量あ
るいは固溶強化元素の添加量を増加させることが有効で
あるが、前者の場合には、加工性靭性、溶接性に極めて
悪影響があり、後者の場合には、強度上昇のために比較
的多量の添加を必要とし、結果的にＣ当量の上昇とこれ
にともなう靭性、溶接性の悪化を招くので、これらの手
段による降伏比の低下には限度がある。

次に、従来他側として、ベイナイト組織を利用する方法
も知られている。

、この方法は、ベイナイト組織の性質、すなわち、比較
的低Ｃ当量の化学成分で高強度が得られることおよび変
態時に導入された多数の自由転位のために引張試験時に
土降伏点が現われず、然してフェライト・パーライト・
組織鋼に比して低降伏化が得られることを利用して高強
度、低降伏点の鋼板を得る方法である。

しかしながら、通常のベイナイト組織とするのみでは、
周知のごとく強度上昇に対する伸びの低下割合が極めて
大きい−すなわち降伏点が低すぎる−ため、加工法が悪
化する。

本発明の目的は、前記従来技術の欠点をなくし、強化元
素等の低含有量下において、靭性、冷間加工性および溶
接性等がともにすぐれた高張力熱延鋼帯の製造方法を提
供するにある。

前記目的を達成するため、本発明は、強化元素等を含有
する鉄スラブを熱間圧延するに際１〜、該強化元素等の
含有量をＣ：０．０２〜０．１２％（重量、以下同じ）
、Ｍｎ：１．０−２．０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｏ
：０．０５〜１．０％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｓ：０
．０２０％以下にそれぞれ保ち、かつ前記熱間圧延に当
り、前記スラブの加熱を１０００〜１３００℃で、仕上
圧延を９５００以下の開始温度であるが後記ＴＦＳ以上
の終了温度にてかつ合計川下率５０％以上で、冷却を前
記ＴＦＳ〜後記ＴＢＳの温度範囲内にて後記ＶＣ以上の
冷却速度でおよび巻取を鋼のＭＳ点〜（ＴＢＳ−３０℃
）の温度範囲内で順次行なうことを特徴とする。

ただし、ＴＦｓは準平衡状態における初析フェライト変
態開始温度（℃）、ＴＢＳは極微細ベイナイト変態の開
始温度（℃）、ＶＣは極微細ベイナイト組成率を６０％
以上とするために必要な冷却速度の下限（℃／Ｓ）でそ
れぞれ後代により与えられる。

本発明において、鉄スラブに含有せしめる強化元素等は
、一般に固溶硬化元素として知られるＭｎ、Ｓｉ、Ｍｏ
の他、強化元素としてのＣ１脱酸元素としてのＡＩ、不
可避元素としてのＳ、必要により加えることのある強化
元素例のＮｂ、Ｖ。

Ｔｉ、固溶硬化元素例のＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、鋼中硫化物
の形状制御剤例のＺｒ、Ｍｇ、Ｃａ、希土類元素および
Ｂ等を広く意味する。

強化元素等の作用および本発明含有量とする理由は以下
の通りである。

Ｃ：強化作用上０．０２％以上が必要であるが、０．１
２％を越えると加工性、靭性、溶接性に悪影響を与える
ばかりか後記極微細ベイトナイト組織を形成する上で好
ましくない。

Ｍｎ：強化作用およびＡｒ３変態点の低下、フェライト
・パーライト変態の遅延、ベイナイト変態温度の低下等
によって極微細ベイナイト組織を得やすくする作用を有
しており、かかる目的のため１．０％以上が好ましい。

しかしながら、２．０％を越えると加工性、靭性、溶接
性を悪化させる上に、圧延集合組織が発達して機械的性
質の異方性を大きくするので好ましくない。

Ｓｉ：固溶硬化元素として降伏比を左程高めることなく
強度上昇作用を有するが、一方でＡｒ３変態点およびベ
イナイト変態温度を上昇させる作用があり、然して１．
０％を越えると極微細ベイナイト組織を得る上で好まし
くないばかりか表面性状の劣化による商品価値の低下原
因にもなる。

Ｍｏ：極微細ベイナイト組織を得る上で最も重要な元素
である。

すなわち、フェライトおよびパーライト変態を著しく遅
らせる作用を有しているため極微細ベイナイト組織率の
向上を計り得ることおよび後記する仕上圧延中からの冷
却速度制御下において、より低温での圧延が可能となる
ため一層微細なベイナイト組織を達成できることによっ
て、降伏比、強度、加工性、靭性のいずれに対しても有
利となる。

この効果を発揮させるためには０．０５％以上が必要で
あるが、１．０％を越えると製造コストが徒らに上昇す
るばかりか変態が著しく遅延してマルテンサイト（ＭＳ
）相が生成され、加工性、靭性等に悪影響を与える。

Ａ１：加工性、靭性の点から、主たる脱酸元素として使
用されるが、０．１０％を越えて使用することは不必要
であるばかりでなく、かえってアルミナ系の介在物の増
加をもたらすため好ましくない。

Ｓ：加工性、靭性、溶接性を向上させるためには可能な
限り低減させることが望ましいが、製造コストとの関連
もあり、商用鋼で比較的容易に達成でき、かつ実質的に
その悪影響を軽減可能な範囲として上限を０．０２０％
とする。

Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ（Ｘ群）：周知のごとく、これらのいず
れの元素もｒ粒の微細化作用が顕著であり、本発明にお
いても必要によりこの作用を利用することが可能である
。

しかしながら、添加量がこれら元素の合計で０．２０％
を越えると前記効果は飽和するばかりでなく、析出硬化
による降伏比の上昇が著しくなって本発明の目的である
低降伏比を得る上で好ましくないので、上限を０．２０
％とする必要がある。

Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ（Ｙ群）：固溶硬化元素として降伏比
を左程上昇させることなく強度向上を計り得ることおよ
びベイナイト変態温度を低下する作用のため極微細ベイ
ナイト組織を得易いこと等の効果を有するが、いずれも
高価な元素であるばかりか多量に添加すると加工性、靭
性、溶接性に悪影響があるので、これら元素の合計で１
．０％を上限とし、必要により添加すればよい。

Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃａ、希土類元素（２群）：鋼中硫化物の
形状制御に有効であり、適量の使用は機械的性質の異方
性を改善するので好ましいが、多量の添加は介在物量を
かえって増加させるので好ましくない。

かかる悪影響の出ない範囲である元素合計量０．１％以
下において、必要により添加すればよい。

Ｂ：微量の添加でフェライト・パーライト変態を遅延す
る効果があり、必要により０．０２０％以下に添加すれ
ばよい。

次に、前記強化元素等を含有する鉄スラブを１０００〜
１３００℃で加熱する理由は、後続の処理工程における
効果を高めるためである。

すなわち、本発明目的を達成するため、次工程の仕上圧
延工程では極微細ベイナイト組織を得る必要があるが、
そのためには鉄スラブ中における初期オーステナイト粒
は小さい方が好ましい。

従って、スラブの加熱温度は低い方が望ましいが、１０
００℃未満では所定の仕上圧延終了温度を確保できなく
なるので好ましくない。

一方、１３００’Ｃを越える場合には、初期オーステナ
イト粒の粗大化に基因する整置を生じることおよび粗圧
延後に所定の仕上圧延開始温度を確保するに当り温度調
整を行なう必要を生じるので圧延能率の低下を来すこと
等のため望ましくない。

次に、仕上圧延条件およびその過程における冷却条件を
本発明範囲とする理由について述べる。

既述したごと（、本発明目的にとって降伏比を実用上７
０％以下としかつ引張強度を高めることが要請されるが
、そのためには、本発明者等の検討による極微細ベイナ
イト組織率と降伏比の関係（第１図参照）や別途引張強
度と極微細ベイナイト組織率との関係はほぼ直線的な正
の関係にあるという知見等から、極微細ベイナイト組織
率を６０％以上とする必要のあることが知られる。

そのためには、連続冷却変態曲線図（省略）からも明ら
かなように、まず第１にオースティナイト温度領域から
の冷却カーブが初析フェライト・パーライト変態ノーズ
を切らないような冷却速度すなわち臨界冷却速度以上の
急冷とすることが必要であり、第２にこの急冷を要する
温度範囲は、少くとも臨界冷却速度において初析フェラ
イト変態が開始する温度以上からベイナイト変態が開始
する温度以下までとすることが望ましいが、本発明にお
ける極微細ベイナイト組織は、加工歪が導入された微細
オーステナイト粒によってもたらされるものであり、そ
の変態特性は通常の熱処理によって得られるベイナイト
変態とは大巾に異なっているため、これを従来の変態曲
線図を用いて定量的に類推することは不可能である。

従って、前記の定量推定を実施するためには、従来の変
態曲線図によらない新たなパラメータの導入が不可欠と
なる。

本発明者等は、鋭意検討の結果、既述の（１）〜（３）
式で示すＴＦＳ、ＴＢＳおよびＶＣを有効なパラメータ
として見出したものである。

これらのパラメータは、各式からも明らかなように、主
として鋼の化学成分により規制されるが、その他にもス
ラブ加熱温度、仕上圧延温度、圧下率等の変化により影
響を受ける。

しかし、これらの影響は、本発明の処理条件内であれば
特に問題とする必要はない。

前記パラメータを使用し、本発明の条件下で仕上圧延お
よび冷却を実施することにより極微細ベイナイト組織率
６０％以上を達成できる。

すなわち、第２図は、本発明に係る同一化学成分の鋼を
急冷終了温度はＴＢＳに保って一定とし、冷却速度Ｖと
急冷開始温度（ＴＩ）を変化させた場合の極微細ベイナ
イト組織率の変化を模式的に示したものである。

本図から明らかなように、いずれの冷却速度においても
、急冷開始温度が高くなるに従い極微細ベイナイト組織
率は上昇して急冷開始温度がＴＦＳとほぼ同一となる温
度近傍で飽和する傾向となるが。

飽和する極微細ベイナイト組織率の値は冷却速度が速い
もの程太きくなり、急冷開始温がＴＦＳ近傍ではｖ−■
ｃのときにほぼ６０％に達することが確認される。

次に、第３図は第２図と同一の鋼を急冷開始温度はＴＦ
Ｓに保って一定とし、冷却速度Ｖと急冷終了温度（Ｔｌ
）を変化させた場合の極微細ベイナイト組織率の変化を
模式的に示１．たものである。

本図から明らかなように、いずれの冷却速度においても
、急冷終了温度の低下とともに極微細ベイナイト組織率
は顕著に増加して急冷終了温度がＴＢＳとほぼ同一とな
る温度近傍で飽和する傾向となる。

そして、この飽和時の値は、ＴＢＳの近傍において冷却
速度がＶＣより大きい場合には６０％以上となるのに対
し、ＶＣより小さい場合には６０％を確保できないこと
が確認される。

以−Ｆのことより、本発明において冷却をＴＦＳ〜ＴＢ
Ｓの温度範囲内にてｖｃ以トの冷却速度で実施する理由
が理解される。

次に、前記冷却の前工程である仕上圧延について説明す
るに、仕上圧延開始温度の上限を９５０℃とする理由は
、これを越えると未再結晶温度領域での圧下が不十分と
なって加工歪の導入不良による比較的粗大なベイナイト
組織が混在するよめになり、加工性、靭性な劣化させる
ためである。

また、仕上圧延終了温度をＴＦＳ以上とする理由は、こ
れより低温域では、通常の圧延法によると２相部度領域
（ｒ＋ａ）で圧下な受けることとなり、加工性および靭
性の劣化を生し易いからである。

しかしながら、本発明の化学成分、圧延条件下の処理で
は何らの制御を行なわない限り仕上圧延終了温度はＴＦ
Ｓ以下となるので、これを避けるため、仕上圧延中にお
いても冷却速度制御を行って仕上圧延終了温度をＴＦＳ
以上に保つことが必要である。

仕上圧延中の合計圧下率は、十分に均一な極微細ベイナ
イト組織を得るために少くとも５０％以上とする必要が
ある。

次に、最終工程である巻取について述べる。

前記により冷却された後の鋼の熱履歴は、出来る限り等
温変態的に極微細ベイナイト組織が生成される状態が好
ましいので、例えば熱延ホットストリップミルのごとく
巻取工程においてこの熱履歴を得易い場合は好都合であ
る。

しかしながら、本発明のように、フェライト・パーライ
ト変態温度領域を急冷してその進行を極力抑制するよう
な冷却条件とした場合には、巻取後に急激に変態が生じ
、その変態潜熱によりコイル温度が上昇して極微細ベイ
ナイト変態温度範囲を越えてパーライト変態温度領域ま
で達することがある。

かかる場合には、極微細ベイナイト組織率が低下するの
で、強度の低下、降伏比の上昇が著しくなり、目的とす
る機械的性質を確保できない場合がある。

この巻取後の変態潜熱による温度上昇の影響は、本発明
の化学成分範囲であれば、巻取温度を（ＴＢＳ−３０℃
）以下とすることによって解消することができる。

一方、巻取温度をＭＳ点以上とする理由は、しからざる
場合には、部分的にマルテンサイト相が混合する危険が
あるためである。

本発明の圧延条件下では、オーステナイト粒が十分に微
細化されているため、マルテンサイト相の割合が１０％
未満であれば材質を大きく損うことはないが、これを越
えると加工性、靭性に悪影響を生じ、特に多量に混入す
ると鋼板形状の不良化原因にもなるので、いずれにして
もマルテンサイト相の混入はできる限り避けるべきであ
る。

実施例 第１表に示す化学成分の各種鉄スラブ（実施例１〜１０
、比較例１〜４）を同表に示す圧延条件で処理して板厚
６龍の熱延鋼板を得、これらの機械的特性値を求めたと
ころ第２表の結果を得た。

第２表から明らかなように、本実施例のものは引張強度
（ＴＳ）が高い（特に実施例５〜１０）にもかかわらず
、０．２％耐力（実質的に降伏点と見做し得る）は相対
的に低い（従って、降伏比は実用範囲の７０％以下であ
る）ことの他、強度と伸び（Ｅｌ）とのバランスが良く
、衝撃性、加工性、溶接性の点でも極めてすぐれている
ことが理解される。

これに対し、従来法による比較例のうち、仕上圧延過程
における冷却速度が遅い場合（比較例１）および巻取温
度が高い場合（比較例２）では、抗張力が極めて低いた
め降伏比も著しく高いが、これは極微細ベイナイトの生
成がいずれも不十分なためと云える。

また、仕上圧延開始温度を通常圧延法と同程度に高くし
た場合（比較例３）では、他の条件が本発明条件に適合
していても伸び、衝撃特性例である吸収エネルギ（Ｅ−
２０℃）と遷移温度（ｖＶｒｓ）、加工特性例である切
欠き伸びがともに著しく悪化する。

これは、１粒の微細化が不充分となり、粗大なベイナイ
ト組織が形成されたことに起因するものと考えられる。

以上から明らかなように、従来例によるときは引張特性
、特に引張強度と降伏比や衝撃特性を総合した意味での
靭性、加工性および溶接性の向上を同時に達成すること
は不可能であるが、本実施例によればこれが可能となる
。

本実施例により得られる熱延鋼帯は、降伏比の上限が規
制されている鋼材の用途、例えばラインパイプ、ケーシ
ングパイプを始めとする各種の加工用途に適する。

以上説明した通り、本発明によれば、（１）すぐれた特
性の銅帯を単に熱延のみで製造できる上に、得られる銅
帯団２）低降伏比であるため高強度鋼であっても加工が
容易である、（３）特に低歪領域の加工時に有利である
、（４）強化機構として組織強化を利用しているが、加
工熱処理的手法に従っているため強度に対する加工性、
靭性のバランスが良い、（５）低い合金元素含有量にも
かかわらず高強度を得ることができるので、溶接性にす
ぐれている等の種々の効果が得られる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、降伏比と極微細ベイナイト組織率の関係を説
明する図、第２図は極微細ベイナイト組織率におよぼす
急冷開始温度と冷却速度の影響を説明する図、第３図※
場微細ベイナイト率におよぼす急冷終了温度と冷却速度
の影響を説明する図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １強化元素等を含有する鉄スラブを熱間圧延するに際し
   、該強化元素等の含有量をＣ：０．０２〜０．１２％（
   重量、以下同じ）、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓｉ：１
   ．０％以下、Ｍｏ：０−０５〜１−０％、Ａｌ：０．１
   ０％以下、Ｓ：０．０２０％以下にそれぞれ保ち、かつ
   前記熱間圧延に当り、前記スラブの加熱を１０００〜１
   ３００℃で、仕上圧延を９５０℃以下の開始温度である
   が、後記ＴＦＳ以上の終了温度にてかつ合計圧下率５０
   ％以上で、冷却を前記ＴＦＳ〜後記ＴＢＳの温度範囲内
   にて後記ＶＣ以上の冷却速度でおよび巻取を鋼のＭＳ点
   〜（ＴＢＳ−３０℃）の温度範囲内で順次行な、う〔た
   だし、ＴＦＳ（準平衛状態における初析フェライト変態
   開始温度℃）−一２０４〔％Ｃ）−１４（％Ｍｎ）＋５
   ８Ｃ％５ｉ）−２３Ｃ％Ｎｉ）＋２４〔％Ｃｒ）＋２２
   Ｃ％Ｍｏ）−１４（％Ｃｕ）＋（０，８−（％Ｃ〕）・
   （−７５〔％Ｍｎｌ＋４７〔％５ｉ）−３０（％Ｃｒ）
   ＋２０Ｃ％Ｍｏ）−８，８Ｃ％Ｃｕ：ｌ）＋９１０、Ｔ
   ＢＳ（極微細ベイトナイト変態の開始温度℃）＝−１５
   ８〔％Ｃ〕−１１〔％Ｍｎ〕＋３５（％Ｓｉ、）ｌ−１
   ７Ｃ％Ｎｉ〕−２５〔％Ｃｒ〕−１９〔％Ｍｏ）、ｖｃ
   （極微細ベイトナイト組成率を６０％以上とするために
   必要な冷却速度の下限、℃／５）−１２−３（％Ｃ〕−
   Ｓ、ＳＣ％Ｍｎ）＋１３．２（％５ｉ）−４，７〔％Ｎ
   １）−１９，５（％Ｃｒ）＋２５ｅｘｐ（−２，５〔％
   Ｍｏ））−６，６（％Ｃｕ）＋１５）ことを特徴とする
   加工用非調質高張力熱延銅帯の製造方法。 ２特許請求の範囲第１項において、強化元素等としてさ
   らにＮｂ、Ｖ、ＴｉからなるＸ群から選ばれる１種以上
   の元素を０．２％以下および（または）Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃ
   ｕからなるＹ群から選ばれる１種以上の元素を１．０％
   以下および（または）Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ、希土類元素か
   らなる２群から選ばれる１種以上の元素を０．１％以下
   および（または）Ｂを０．０２０％以下含有せしめたこ
   とを特徴とする加工用非調質高張力熱延銅帯の製造方法
   。