JPS591632A - 冷間加工性のすぐれたＴｉ添加強靭性熱延高張力鋼板の製造法 - Google Patents
冷間加工性のすぐれたＴｉ添加強靭性熱延高張力鋼板の製造法Info
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- JPS591632A JPS591632A JP11135182A JP11135182A JPS591632A JP S591632 A JPS591632 A JP S591632A JP 11135182 A JP11135182 A JP 11135182A JP 11135182 A JP11135182 A JP 11135182A JP S591632 A JPS591632 A JP S591632A
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
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- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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】
この発明は、引張強さニア０にｇ／−以上の高強度をも
ち、かつ加工性および低温靭性のすぐれたＴ１１Ａ加熱
延高張力鋼板の製造法に関するものである。
ち、かつ加工性および低温靭性のすぐれたＴ１１Ａ加熱
延高張力鋼板の製造法に関するものである。
近年、各種建造物や産業機械等の構造材として、高強度
でかつ加工性のすぐれた鋼材への要求が高まっており、
これらに対処するために各種の鋼材が開発され、使用さ
れるようになってきた。Ｎｂ添加鋼やＶ添加鋼、あるい
はＴ１添加鋼等がそれである。そして、この中でも、製
造価格が安くしかも高強度が得られるとの理由で、Ｔｉ
添加鋼が注目されているが、これはＮｂ添加鋼やＶ添加
鋼よりも靭性が劣るという問題点があった。
でかつ加工性のすぐれた鋼材への要求が高まっており、
これらに対処するために各種の鋼材が開発され、使用さ
れるようになってきた。Ｎｂ添加鋼やＶ添加鋼、あるい
はＴ１添加鋼等がそれである。そして、この中でも、製
造価格が安くしかも高強度が得られるとの理由で、Ｔｉ
添加鋼が注目されているが、これはＮｂ添加鋼やＶ添加
鋼よりも靭性が劣るという問題点があった。
しかしながら最近では、エネルギー事情の悪化などから
、極めて苛酷な環境下での資源開発のやむなきに至って
おり、例えば、特に板厚が４．５ ｉｍ以上の高張力鋼
板の場合には、冷間加工による塑性変形を加えて寒冷地
で使用すると塑性変形部から脆性破壊を生ずる危険性が
あり、このような点からも、高強度かつ易加工性という
特性に加えて、寒冷地での使用にも十分に耐えられるよ
うな、すぐれた低温靭性をも兼備した高張力鋼板が強く
要望されていた。
、極めて苛酷な環境下での資源開発のやむなきに至って
おり、例えば、特に板厚が４．５ ｉｍ以上の高張力鋼
板の場合には、冷間加工による塑性変形を加えて寒冷地
で使用すると塑性変形部から脆性破壊を生ずる危険性が
あり、このような点からも、高強度かつ易加工性という
特性に加えて、寒冷地での使用にも十分に耐えられるよ
うな、すぐれた低温靭性をも兼備した高張力鋼板が強く
要望されていた。
そこで、このような要望を満足する高張力鋼板を提供す
るものとして、特公昭５５−４．５６１４号公報に記載
されているような、Ｔｉ添加鋼を熱間で制御圧延する方
法が提案された。
るものとして、特公昭５５−４．５６１４号公報に記載
されているような、Ｔｉ添加鋼を熱間で制御圧延する方
法が提案された。
Ｔ１添加熱延高張力鋼板の特徴とするところは、ＴｉＣ
の析出強化を利用すると同時に、Ａ系介在物となるＭ
ｎ ＳをＴｉＳに置き替えてＣ系介在物となし、これに
よって加工性の向上を図るものであり、高強度を有する
とともに、端面を機械切削加工代」二げした供試材を使
用するＪＩＳ規格曲げ試験では密着曲げまで可能である
という、非常にすぐれた冷間加工性を有するものとされ
ている。そして、」二記特公昭５５−４５６１４号公報
に記載されている方法は、このような特性を有するＴ１
添加熱延高張力鋼板の製造の際に制御圧延を施すことに
よって、さらにその低温靭性の改善を図ったものである
。
の析出強化を利用すると同時に、Ａ系介在物となるＭ
ｎ ＳをＴｉＳに置き替えてＣ系介在物となし、これに
よって加工性の向上を図るものであり、高強度を有する
とともに、端面を機械切削加工代」二げした供試材を使
用するＪＩＳ規格曲げ試験では密着曲げまで可能である
という、非常にすぐれた冷間加工性を有するものとされ
ている。そして、」二記特公昭５５−４５６１４号公報
に記載されている方法は、このような特性を有するＴ１
添加熱延高張力鋼板の製造の際に制御圧延を施すことに
よって、さらにその低温靭性の改善を図ったものである
。
ところで、ＪＩＳ規格の曲げ試験においては、」二連の
ように供試材として端面を機械切削加工代」−げしたも
のを用いるが、実際の構造部材の生産においては、シャ
一端面付の素材（シャー切断面を加工してない素材）が
そのまま冷間加工に供される場合がほとんどであり、し
たがって実用面からは、シャ一端面材の試片での曲げ性
能の良好さが冷間加工用鋼板に要求されることとなる。
ように供試材として端面を機械切削加工代」−げしたも
のを用いるが、実際の構造部材の生産においては、シャ
一端面付の素材（シャー切断面を加工してない素材）が
そのまま冷間加工に供される場合がほとんどであり、し
たがって実用面からは、シャ一端面材の試片での曲げ性
能の良好さが冷間加工用鋼板に要求されることとなる。
ところが、」−記特公昭５５−４５６１４号公報に記載
されている方法で得られる鋼板をも含めて、Ｔ１添加熱
延鋼板は、一般に、シャ一端面付の曲げ試験性能が不良
であり、曲げ加工の際に端面部に割れを生ずるという重
大な問題のあることがその後の実用化の段階で明らかと
なってきた。
されている方法で得られる鋼板をも含めて、Ｔ１添加熱
延鋼板は、一般に、シャ一端面付の曲げ試験性能が不良
であり、曲げ加工の際に端面部に割れを生ずるという重
大な問題のあることがその後の実用化の段階で明らかと
なってきた。
本発明者は、」二連のような観点から、引張強さが７０
ｋｇ／ｒｒｎ７以」−の高強度と、すぐれた加工を生
並びに低温靭性を有することはもちろん、特にシャ一端
面付の素材の加工性の良好な高張力鋼板を得るべく、鋭
意研究を重ねた結果、特定の成分組成のＴ１添加鋼を制
御圧延した後、従来の常識を破った約４００℃という低
温で巻取れば、引張強さが７０ｋｇ／ｍＡ以」二の高い
値を示すとともに、シャ一端面付の鋼板の曲げ割れが改
善され、低温靭性にもすぐれた高張力鋼板が得られるこ
とを見出した。
ｋｇ／ｒｒｎ７以」−の高強度と、すぐれた加工を生
並びに低温靭性を有することはもちろん、特にシャ一端
面付の素材の加工性の良好な高張力鋼板を得るべく、鋭
意研究を重ねた結果、特定の成分組成のＴ１添加鋼を制
御圧延した後、従来の常識を破った約４００℃という低
温で巻取れば、引張強さが７０ｋｇ／ｍＡ以」二の高い
値を示すとともに、シャ一端面付の鋼板の曲げ割れが改
善され、低温靭性にもすぐれた高張力鋼板が得られるこ
とを見出した。
そして、これを基にしてさらに研究を続け、以下（ａ）
〜（Ｃ１に示す如き知見を得るに至ったのである。
〜（Ｃ１に示す如き知見を得るに至ったのである。
すなわち、
（ａ） 高強度を有するＴ１添加熱延鋼板を製造する
に際して、熱延後、通常の巻取湯度である約６００℃で
巻取ると、確かに、ＪＩＳ規格曲げの範囲においては密
着曲げまで可能であってすぐれた加工性を有していると
判断せざるを得ないが、シャ一端面付の素材を曲げた場
合に、そのフェライト粒界の脆さに起因する曲げ割れを
回避するのが困難であるうえ、ＴｉＣの析出によって低
温靭性も劣化するものである。ところが、巻取湯度を５
００〜２００℃の範囲に制御すると、上述のようなＴｉ
Ｃの析出が抑制されるとともに変態強化がなされてフェ
ライト粒界の脆化が抑制され、シャ一端面付の曲げ性能
が著しく向上するばかりでなく、シャルピー破面遷移温
度までもが熔善され、特に、９００℃以下にて合計３０
％以上の圧下を行々い８００℃以上の温度で圧延を終了
するという制御圧延と結び付けることにより、シャルピ
ー破面遷移温度の極めて向上した高張力鋼板が得られる
こと、 （１））そして、これに加えて、Ｔ１添加鋼中のＰ分を
低減すれば、」−記（ａ）項で述べた各特性がより向上
、すること、 （Ｃ１該Ｔ１添加鋼に、Ｃａ、Ｂ、 およびＣｒのう
ちの］種または２種以」−の特定量を含有せしめれば、
より以」−の加工性の向上と強靭化が図れること。
に際して、熱延後、通常の巻取湯度である約６００℃で
巻取ると、確かに、ＪＩＳ規格曲げの範囲においては密
着曲げまで可能であってすぐれた加工性を有していると
判断せざるを得ないが、シャ一端面付の素材を曲げた場
合に、そのフェライト粒界の脆さに起因する曲げ割れを
回避するのが困難であるうえ、ＴｉＣの析出によって低
温靭性も劣化するものである。ところが、巻取湯度を５
００〜２００℃の範囲に制御すると、上述のようなＴｉ
Ｃの析出が抑制されるとともに変態強化がなされてフェ
ライト粒界の脆化が抑制され、シャ一端面付の曲げ性能
が著しく向上するばかりでなく、シャルピー破面遷移温
度までもが熔善され、特に、９００℃以下にて合計３０
％以上の圧下を行々い８００℃以上の温度で圧延を終了
するという制御圧延と結び付けることにより、シャルピ
ー破面遷移温度の極めて向上した高張力鋼板が得られる
こと、 （１））そして、これに加えて、Ｔ１添加鋼中のＰ分を
低減すれば、」−記（ａ）項で述べた各特性がより向上
、すること、 （Ｃ１該Ｔ１添加鋼に、Ｃａ、Ｂ、 およびＣｒのう
ちの］種または２種以」−の特定量を含有せしめれば、
より以」−の加工性の向上と強靭化が図れること。
々お、本発明者は、これらの知見を得るにあたって、Ｔ
ｉ添加鋼の機械的性質に及ぼす巻取温度の影響を調査す
るための熱延シミュレーション実験法を確立し、各種実
験を繰返したことはいうまでもない。
ｉ添加鋼の機械的性質に及ぼす巻取温度の影響を調査す
るための熱延シミュレーション実験法を確立し、各種実
験を繰返したことはいうまでもない。
この熱延シミュレーション実験法とは、鋼材の圧延後、
所定の温度まで水スプレーによ、り急冷し、その後、該
所定温度にまで昇温しである炉に圧延材を投入して炉冷
却（冷却速度：２０℃／ｈｒ）を行々う方法である。そ
して、この際の「所定温度」を巻取温度に一致させれば
、実作業における熱延・巻取りにおけると同様組織並び
に特性を有する鋼板が得られることを確認した。
所定の温度まで水スプレーによ、り急冷し、その後、該
所定温度にまで昇温しである炉に圧延材を投入して炉冷
却（冷却速度：２０℃／ｈｒ）を行々う方法である。そ
して、この際の「所定温度」を巻取温度に一致させれば
、実作業における熱延・巻取りにおけると同様組織並び
に特性を有する鋼板が得られることを確認した。
このような熱延シミュレーシミン実験法により、８２０
℃仕上げの制御圧延下でＴ１添加鋼の機械的性質に及ぼ
す巻取温度の影響を調査した結果を第１図に示す。
℃仕上げの制御圧延下でＴ１添加鋼の機械的性質に及ぼ
す巻取温度の影響を調査した結果を第１図に示す。
第１図は、０．１０％Ｃ−０，３０％５ｉ−１，６５％
Ｍｎ−０，００２％Ｓ−０，１７％Ｔｉ−０，０２５％
Ａｅ −０，００３５％Ｎ鋼（以下、成分組成割合を示
す係は重最多とする）に、９００℃以下で５０係の圧下
を加え、仕上温度：８２０℃にて６ ｍｍ厚の熱延鋼板
を得た後、巻取冷却速度に相当する１ ０ ℃／ｓｅｅ
の冷却速度で冷却したときの、鋼板の機械的性質に及ぼ
す巻取温度の影響を示す線図である。第１図からは、巻
取温度が４００℃を越えるあたりがら、シャ一端面付板
材の曲げ性、並びにシャルピー破面遷移流度の劣化が目
立つようになり、特に５００℃を越えると実用的に好末
しくない程度にまで該劣化傾向がはなはだしくなるが、
巻取温度が５００〜２００℃の範囲では加工性並びに低
温靭性が極めて良好となることがわかり、さらに巻取温
度を下げて２００℃未満とすると、再びこれらの特性に
劣化傾向がみられるようになるということが明らかであ
る。また、鋼中のＰ含有量も、１−記の各特性に影響を
与え、その含有量が００２５係以下であれば、良好な結
果を得ることもわかる。
Ｍｎ−０，００２％Ｓ−０，１７％Ｔｉ−０，０２５％
Ａｅ −０，００３５％Ｎ鋼（以下、成分組成割合を示
す係は重最多とする）に、９００℃以下で５０係の圧下
を加え、仕上温度：８２０℃にて６ ｍｍ厚の熱延鋼板
を得た後、巻取冷却速度に相当する１ ０ ℃／ｓｅｅ
の冷却速度で冷却したときの、鋼板の機械的性質に及ぼ
す巻取温度の影響を示す線図である。第１図からは、巻
取温度が４００℃を越えるあたりがら、シャ一端面付板
材の曲げ性、並びにシャルピー破面遷移流度の劣化が目
立つようになり、特に５００℃を越えると実用的に好末
しくない程度にまで該劣化傾向がはなはだしくなるが、
巻取温度が５００〜２００℃の範囲では加工性並びに低
温靭性が極めて良好となることがわかり、さらに巻取温
度を下げて２００℃未満とすると、再びこれらの特性に
劣化傾向がみられるようになるということが明らかであ
る。また、鋼中のＰ含有量も、１−記の各特性に影響を
与え、その含有量が００２５係以下であれば、良好な結
果を得ることもわかる。
一方、第２図は、同様のＴ１添加鋼熱延材における従来
の６００℃巻取材（第２図ａ）と、これよりも低温の４
００℃で巻取った材料（第２図ｂ）の光学顕微鏡組織を
示したもので、両者を比較すると、６００℃巻取材はナ
イタル腐食を施すとフェライト粒界腐食むらを起してい
ることがわかる。
の６００℃巻取材（第２図ａ）と、これよりも低温の４
００℃で巻取った材料（第２図ｂ）の光学顕微鏡組織を
示したもので、両者を比較すると、６００℃巻取材はナ
イタル腐食を施すとフェライト粒界腐食むらを起してい
ることがわかる。
そして、これらの実験結果から、つぎのような推論がな
されたのである。すなわち、 ■ Ｔ１添加鋼を通常の巻取温度である約６００℃で巻
取ると、巻取後の徐冷中、フェライト地中にＴｉＣの析
出が著しくなり、したがって脆化を生ずることとなる。
されたのである。すなわち、 ■ Ｔ１添加鋼を通常の巻取温度である約６００℃で巻
取ると、巻取後の徐冷中、フェライト地中にＴｉＣの析
出が著しくなり、したがって脆化を生ずることとなる。
また、ナイタル腐食によるフェライト粒界腐食むらは、
フェライト粒内でのＴｉＣの析出に伴って粒界に存在す
る炭素が減少するという、粒界浄化作用の表われと思わ
れる。そして、かかる腐食むらを起しやすい鋼材では、
フェライト粒界か弱いことが知られているから、上述の
ような鋼材の脆化と粒界脆化の双方が原因で、鋼板のシ
ャーリングの時点で既にその端面に割れを生じ、それが
その後の曲げ加工によって大きな割れにつながる本のと
判断される。
フェライト粒内でのＴｉＣの析出に伴って粒界に存在す
る炭素が減少するという、粒界浄化作用の表われと思わ
れる。そして、かかる腐食むらを起しやすい鋼材では、
フェライト粒界か弱いことが知られているから、上述の
ような鋼材の脆化と粒界脆化の双方が原因で、鋼板のシ
ャーリングの時点で既にその端面に割れを生じ、それが
その後の曲げ加工によって大きな割れにつながる本のと
判断される。
しかしながら、低湛巻取りを行なえば、ＴｉＣの析出が
適当に抑制され、析出強化にかわって変態強化が主体と
なるため、６００℃程度の巻取りによって生ずる」１記
欠点を回避することができるものである。
適当に抑制され、析出強化にかわって変態強化が主体と
なるため、６００℃程度の巻取りによって生ずる」１記
欠点を回避することができるものである。
■ また、２００℃より低い温度での巻取材は、巻取後
の徐冷による自己焼なまし効果が少ないので、曲げ性、
並びにシャルピー特性ともに不良となったものと思われ
る。
の徐冷による自己焼なまし効果が少ないので、曲げ性、
並びにシャルピー特性ともに不良となったものと思われ
る。
■ Ｐ含有量を極力少なくすることにより、シャ一端面
付鋼板の曲げ性、およびシャルピー特性が向」ニする理
由も、Ｐの存在によって助長される焼戻し脆性に基づく
フェライト粒界の脆化が、Ｐの減少によって抑制された
ためと考えられる。
付鋼板の曲げ性、およびシャルピー特性が向」ニする理
由も、Ｐの存在によって助長される焼戻し脆性に基づく
フェライト粒界の脆化が、Ｐの減少によって抑制された
ためと考えられる。
したがって、この発明は、」１記知見に基づいて、特に
シャ一端面付のＴｉ添加鋼熱延素材の加工性と低温靭性
の向上とを目ざしてなされたものであって、 Ｃ：０．０５〜０２０％、Ｔｉ：０．０４〜０．２０％
。
シャ一端面付のＴｉ添加鋼熱延素材の加工性と低温靭性
の向上とを目ざしてなされたものであって、 Ｃ：０．０５〜０２０％、Ｔｉ：０．０４〜０．２０％
。
Ｓｉ：］、、２２％以下 Ｍｎ：０．５〜２．０％。
Ｐ：０．０２５係以下、Ｓ ：００１５％以下。
ｓａｌ、ＡＱ ：０．００５〜０．１５ ％。
Ｎ：０．００８％以下。
を含有するか、あるいはさらに、
Ｃａ：０．０１００％以下。
ｒ−１：０．００３０％以下。
Ｃｒ：］、、Ｏ％以下。
のうちの１種以上を含み、
Ｆｅおよび不可避不純物：残り、
からなるキルド鋼に、９ｏｏ辻８ｏｏ℃の温度域での合
計の圧下率が３０％以上となるような熱間圧延を施し、
８ｏｏ℃以上で圧延を終了した後、５℃／ｓｅｅ以上の
急冷を行なってがら５００〜２００℃で巻取ることによ
って、冷間加工性のすぐれたＴｉ添加強靭性熱延高張力
鋼板を得ることに特徴を有するものである。
計の圧下率が３０％以上となるような熱間圧延を施し、
８ｏｏ℃以上で圧延を終了した後、５℃／ｓｅｅ以上の
急冷を行なってがら５００〜２００℃で巻取ることによ
って、冷間加工性のすぐれたＴｉ添加強靭性熱延高張力
鋼板を得ることに特徴を有するものである。
つぎに、この発明の熱延高張力鋼板の製造法において、
鋼の成分組成範囲並びに熱延巻取条件を−１−述のよう
に限定した理由を説明する。
鋼の成分組成範囲並びに熱延巻取条件を−１−述のよう
に限定した理由を説明する。
■ Ｃ
Ｃ成分には鋼の強度を確保する作用があり、引張強さニ
ア ０ ｋｇ、４ｍｍ以上の強度を達成するために欠く
ことのできない成分であるが、その含有量が０．０５％
未満では前記作用に所望の効果を得ることができず、一
方０．２０％を越えて含有せしめると、この発明で採用
するような低温巻取りでは高炭素含有ベイナイト組織を
生ずることとなって、曲げ性や低温靭性を劣化させるよ
うになることから、その含有量を０．０５〜０．２０％
と定めた。
ア ０ ｋｇ、４ｍｍ以上の強度を達成するために欠く
ことのできない成分であるが、その含有量が０．０５％
未満では前記作用に所望の効果を得ることができず、一
方０．２０％を越えて含有せしめると、この発明で採用
するような低温巻取りでは高炭素含有ベイナイト組織を
生ずることとなって、曲げ性や低温靭性を劣化させるよ
うになることから、その含有量を０．０５〜０．２０％
と定めた。
■ Ｔｌ
Ｔｉ成分には、ＴｉＣの析出によ、って鋼を強化させる
ほか、ＭｎＳたるＡ系介在物をＴｉＳたるＣ系介在物へ
変化させてＣ曲げ性能を向上する作用があるが、その含
有量が０．０４％未満では鋼材に所望の強度を伺与でき
ないばかりでなく、介在物形状制御も不十分となってＣ
曲げ性能が劣化し、一方、０、２０ ｑｂを越えて含有
させると本発明の炭素含有鋼（Ｃ：０．０５〜０．２０
％）においては著しい析出硬化によって低温靭性に悪影
響を及ぼすようになることから、その含有量を０．０４
〜０．２０％と定めた。
ほか、ＭｎＳたるＡ系介在物をＴｉＳたるＣ系介在物へ
変化させてＣ曲げ性能を向上する作用があるが、その含
有量が０．０４％未満では鋼材に所望の強度を伺与でき
ないばかりでなく、介在物形状制御も不十分となってＣ
曲げ性能が劣化し、一方、０、２０ ｑｂを越えて含有
させると本発明の炭素含有鋼（Ｃ：０．０５〜０．２０
％）においては著しい析出硬化によって低温靭性に悪影
響を及ぼすようになることから、その含有量を０．０４
〜０．２０％と定めた。
■ Ｓ】
Ｓｉ成分は、固溶強化作用と脱酸作用を有している。強
度の増加のためには０．０５％程度以上含有されている
ことが好ましいけれども、］、２％を越えて含有させる
と靭性および溶接性を劣化するようになるので、その含
有量を１．２’ ％以下と定めた。
度の増加のためには０．０５％程度以上含有されている
ことが好ましいけれども、］、２％を越えて含有させる
と靭性および溶接性を劣化するようになるので、その含
有量を１．２’ ％以下と定めた。
■ Ｍｎ
Ｍｎ成分には鋼を強靭化する作用があり、重要な成分で
あるが、その含有量が０．５％未満では前記作用に所望
の効果を得ることができず、一方２．０係を越えて含有
させるとＡ系介在物が生じゃすくなってＣ曲げ性能が劣
化するようになるので、その含有量を０．５〜２．０係
と定めた。
あるが、その含有量が０．５％未満では前記作用に所望
の効果を得ることができず、一方２．０係を越えて含有
させるとＡ系介在物が生じゃすくなってＣ曲げ性能が劣
化するようになるので、その含有量を０．５〜２．０係
と定めた。
■ Ｐ
Ｐ分は、巻取後の徐冷中にフェライト粒界に偏析して粒
界脆化を生じやすい。したがって、シャ一端面付の素材
の曲げ性能劣化を生ずることとなるので可能な限り少な
い方が良いが、経済性の面から許容できる範囲として、
その含有量を０．０２５係以下と定めた。しかしながら
、０．０１０％以下が好ましいものである。
界脆化を生じやすい。したがって、シャ一端面付の素材
の曲げ性能劣化を生ずることとなるので可能な限り少な
い方が良いが、経済性の面から許容できる範囲として、
その含有量を０．０２５係以下と定めた。しかしながら
、０．０１０％以下が好ましいものである。
■ Ｓ
８分は、鋼中においてＡ系介在物を生じやすい不純物元
素であシ、例えＴｉ添加鋼であってもその含有量が０．
０１５％を越えるとＭｎと結合してＡ系介在物を生じて
曲げ性能を劣化することとなるので、その含有量を００
１５％以下と定めた。
素であシ、例えＴｉ添加鋼であってもその含有量が０．
０１５％を越えるとＭｎと結合してＡ系介在物を生じて
曲げ性能を劣化することとなるので、その含有量を００
１５％以下と定めた。
■ ｓｏｔ、Ａｅ
ｓｏｔ、Ａｅ酸成分は、添加されるＴ１の有効性を確保
する作用があるが、その含有量ｐｓ ｏ、 ｏ Ｏ５％
未満ではＴ１添加の効果が十分に発揮されず、一方０．
１５係を越えて含有させると非金属介在物の量が増加し
て鋼が脆化するようになることから、その含有量をＯ，
ＯＯ５〜０．１５％と定めた。
する作用があるが、その含有量ｐｓ ｏ、 ｏ Ｏ５％
未満ではＴ１添加の効果が十分に発揮されず、一方０．
１５係を越えて含有させると非金属介在物の量が増加し
て鋼が脆化するようになることから、その含有量をＯ，
ＯＯ５〜０．１５％と定めた。
■ Ｎ
Ｎ分は鋼中でＴｉ、Ｎを生成し、析出硬化に有効なＴｊ
ａｓ Ｔ ｊ、Ｃ、あるいは非金属介在物の球状化に
有効なＴｊ、ａｓＴｊ、Ｓ の量を減少させることとな
るので可能な限り少ない方が良い不純物元素であるが、
経済性との兼ね合いで許容できる範囲として、その含有
量の」１限を０．００８％と定めた。しかしながら、０
、 ＯＯ５０％り下が好ましい。
ａｓ Ｔ ｊ、Ｃ、あるいは非金属介在物の球状化に
有効なＴｊ、ａｓＴｊ、Ｓ の量を減少させることとな
るので可能な限り少ない方が良い不純物元素であるが、
経済性との兼ね合いで許容できる範囲として、その含有
量の」１限を０．００８％と定めた。しかしながら、０
、 ＯＯ５０％り下が好ましい。
■ Ｃａ
Ｃａ成分は、ＡＱ ２０３系のＢ系介在物と結合して、
これをＣ系介在物として加工性を向上する作用がある。
これをＣ系介在物として加工性を向上する作用がある。
すなわち、ＴｉによりＡ系介在物を減少させ、Ｃａによ
りＢ系介在物をも減少できるため、Ｔｉ添加鋼における
Ｃａ添加は介在物形状制御の」−で非常に好ましいもの
であるので、特に加工性をより向上する必要がある場合
に、好ましくはＯ，ＯＯＯ８％以」二含有させるのが望
ましい。しかし、０．０１００％を越えて含有させると
介在物が許容範囲以」二に増加することとなるので、そ
の含有量を０．０１００％以下と定めた。
りＢ系介在物をも減少できるため、Ｔｉ添加鋼における
Ｃａ添加は介在物形状制御の」−で非常に好ましいもの
であるので、特に加工性をより向上する必要がある場合
に、好ましくはＯ，ＯＯＯ８％以」二含有させるのが望
ましい。しかし、０．０１００％を越えて含有させると
介在物が許容範囲以」二に増加することとなるので、そ
の含有量を０．０１００％以下と定めた。
Ｂ
Ｂ成分は鋼の焼入れ性を向上し、強靭性を付与する作用
を有しており、特にこの発明の高張力鋼板製造法のよう
に、Ｔｉ添加鋼を低流巻取すするという条件下では、Ｂ
の微量添加による鋼の焼入れ性向」二効果の影響は非常
に大きいものである。したがって、より強靭性が要求さ
れる場合に、好ましくはＯ，ＯＯＯ１％以上含有させる
のが望ましい。
を有しており、特にこの発明の高張力鋼板製造法のよう
に、Ｔｉ添加鋼を低流巻取すするという条件下では、Ｂ
の微量添加による鋼の焼入れ性向」二効果の影響は非常
に大きいものである。したがって、より強靭性が要求さ
れる場合に、好ましくはＯ，ＯＯＯ１％以上含有させる
のが望ましい。
しかし、Ｏ，ＯＯ３０％を越えて含有させても、それ以
上の向上効果が得られないことから、その含有量をＯ，
ＯＯ３０％以下と定めた。
上の向上効果が得られないことから、その含有量をＯ，
ＯＯ３０％以下と定めた。
■ Ｃｒ
Ｃｒ成分にはＭｎと同様に鋼を強靭化する作用があり、
鋼の強靭性をより向上せしめる必要がある場合に、好ま
しくは０．１％以上添加するのが望ましいが、１．０％
を越えて含有せしめてもそれ以上の向−ヒ効果が得られ
ないことから、その含有量を１．０％以下と定めた。
鋼の強靭性をより向上せしめる必要がある場合に、好ま
しくは０．１％以上添加するのが望ましいが、１．０％
を越えて含有せしめてもそれ以上の向−ヒ効果が得られ
ないことから、その含有量を１．０％以下と定めた。
■ 熱延・巻取条件
（１）熱延条件
Ｔ１添加鋼では、Ｔ’ｉＣの析出硬化と、粗大なＴｉＮ
の存在によって低温靭性が劣化するので、この対策とし
て９００℃以下での合計３０係以」二の圧下を行ない、
８００℃以上で圧延を終了するという制御圧延を実施す
る必要がある。この場合、９００℃より高い圧延終了温
度あるいは３０％未満の圧下では、目的とする十分な細
粒組織が得られず、構造物素材として必要な低温靭性を
確保するのが困難となる。一方、８００℃より低い温度
で圧延を終了すると、集合組織が発達して異方性が生じ
るばかりでなく、Ｃ曲げ性能も劣化することとなるので
、９００〜８００℃の湛度域での合計の圧下率が３０％
以」−となるような、そして仕」一温度が８００℃以上
となるような熱間圧延を施すことを条件とした。
の存在によって低温靭性が劣化するので、この対策とし
て９００℃以下での合計３０係以」二の圧下を行ない、
８００℃以上で圧延を終了するという制御圧延を実施す
る必要がある。この場合、９００℃より高い圧延終了温
度あるいは３０％未満の圧下では、目的とする十分な細
粒組織が得られず、構造物素材として必要な低温靭性を
確保するのが困難となる。一方、８００℃より低い温度
で圧延を終了すると、集合組織が発達して異方性が生じ
るばかりでなく、Ｃ曲げ性能も劣化することとなるので
、９００〜８００℃の湛度域での合計の圧下率が３０％
以」−となるような、そして仕」一温度が８００℃以上
となるような熱間圧延を施すことを条件とした。
（１１）熱延後、巻取りまでの冷却速度制御圧延後から
巻取りまでの冷却速度が５℃Ａｅｃ未満の徐冷では、変
態強化作用がほとんど生ぜず、所望の高強度を得ること
が困難となるので、５ひ一以上の急冷を施すこととした
。
巻取りまでの冷却速度が５℃Ａｅｃ未満の徐冷では、変
態強化作用がほとんど生ぜず、所望の高強度を得ること
が困難となるので、５ひ一以上の急冷を施すこととした
。
（ｉｉｉ） 巻取温度
前述のように、巻取温度が５００℃を越えた場合には、
シャ一端面付素材の曲げ性、およびシャルピー破面遷移
温度の劣化が著しくな９、一方２００℃未満となった場
合にも、やはシ該特性に劣化傾向が現われてくることか
ら、巻取温度を５００〜２００℃と定めた。
シャ一端面付素材の曲げ性、およびシャルピー破面遷移
温度の劣化が著しくな９、一方２００℃未満となった場
合にも、やはシ該特性に劣化傾向が現われてくることか
ら、巻取温度を５００〜２００℃と定めた。
ついで、この発明を実施例により比較例と対比しながら
説明する。
説明する。
実施例
まず、第１表に示したような化学成分組成を有する本発
明方法に使用する鋼の化学成分組成範囲を満足する鋼Ａ
−Ｈと、いずれがの化学成分の組成範囲が本発明対象鋼
のそれから外れている比較鋼■〜Ｓ（組成範囲を外れた
成分には※印を付しである）を、通常の溶解・鋳造法に
よって作成した。
明方法に使用する鋼の化学成分組成範囲を満足する鋼Ａ
−Ｈと、いずれがの化学成分の組成範囲が本発明対象鋼
のそれから外れている比較鋼■〜Ｓ（組成範囲を外れた
成分には※印を付しである）を、通常の溶解・鋳造法に
よって作成した。
つぎに、これらの鋼材を、第２表に示した各条件にて熱
間圧延し、巻取って、厚さ；６間の熱延鋼板を製造した
。なお、第２表における※印は、いずれも本発明におい
て定めた範囲がら外れた条件を示すものである。
間圧延し、巻取って、厚さ；６間の熱延鋼板を製造した
。なお、第２表における※印は、いずれも本発明におい
て定めた範囲がら外れた条件を示すものである。
さらに、このようにして得られた熱延鋼板の機械的性質
を測定し、得られた結果を第２表に併せて記載した。
を測定し、得られた結果を第２表に併せて記載した。
第２表に示される結果からも、使用鋼材の化学成分組成
範囲、および熱延・巻取りの条件が本発明で定めた範囲
である試験番号１〜８の方法で得られた熱延鋼板は、い
ずれも高強度を有するとともに、すぐれた低温靭性並び
にシャ一端面付向げ性能を有していることが明らかであ
り、他方、鋼材の化学成分組成、および熱延・巻取りの
条件が本発明で定めた範囲から外れている試験番号９〜
２２の方法で得られた熱延鋼板は、低温靭性やシャ一端
面付向げ性能に劣っていることがわかる。
範囲、および熱延・巻取りの条件が本発明で定めた範囲
である試験番号１〜８の方法で得られた熱延鋼板は、い
ずれも高強度を有するとともに、すぐれた低温靭性並び
にシャ一端面付向げ性能を有していることが明らかであ
り、他方、鋼材の化学成分組成、および熱延・巻取りの
条件が本発明で定めた範囲から外れている試験番号９〜
２２の方法で得られた熱延鋼板は、低温靭性やシャ一端
面付向げ性能に劣っていることがわかる。
特に、試験番号９の比較例の杏）に、制御圧延を行なわ
ずに、単に低温巻取のみを行なうと、得られる鋼板の組
織は第２図（ｂｌに示すような、少量の細粒フェライト
と微細ベイナイト組織の混合組織とはならず、すべて粗
大なベイナイト組織となって大幅な靭性劣化を生じるこ
ともわかった。なお、巻取温度が本発明の範囲から外れ
た場合の実験結果は、前述の第１図に示したとおり、良
好なものでなかったことはいうまでもない。
ずに、単に低温巻取のみを行なうと、得られる鋼板の組
織は第２図（ｂｌに示すような、少量の細粒フェライト
と微細ベイナイト組織の混合組織とはならず、すべて粗
大なベイナイト組織となって大幅な靭性劣化を生じるこ
ともわかった。なお、巻取温度が本発明の範囲から外れ
た場合の実験結果は、前述の第１図に示したとおり、良
好なものでなかったことはいうまでもない。
また、Ｃａを添加した第１表中のＤ鋼、Ｆ鋼、（）鋼お
よびＨ鋼では、曲げ性能が極めて向」−シていることが
確認された。
よびＨ鋼では、曲げ性能が極めて向」−シていることが
確認された。
このように、特定の化学成分組成のＴ］添加鋼に、所定
の制御圧延と低温巻取りとを組合せて施すことにより、
少量の細粒フェライトと微細ベイナイト組織の混合組織
（細粒フェライトによりベイナイト組織が分断されてい
る）が得られ、したがつて強靭性が確保できるとともに
、加工性にもすぐれた特性が呈せられるのである。
の制御圧延と低温巻取りとを組合せて施すことにより、
少量の細粒フェライトと微細ベイナイト組織の混合組織
（細粒フェライトによりベイナイト組織が分断されてい
る）が得られ、したがつて強靭性が確保できるとともに
、加工性にもすぐれた特性が呈せられるのである。
上述のように、この発明によれば、格別な後処理を施す
ことなく、引張強さが７０ｋｇ／−以上の高強度と、シ
ャ一端面付素材であっても割れを生ずることなく良好に
冷間加工し得るすぐれた加工性と、これに加えて極めて
すぐれた低温靭性とを兼ね備えた熱延高張力鋼板を、比
較的簡単な手段にて得ることができ、寒冷地その他で使
用する建造物や産業機械等の構造材に適用することによ
ってこれまで以上の成果を挙げることが期待できるなど
、工業」−有用な効果がもたらされるのである。
ことなく、引張強さが７０ｋｇ／−以上の高強度と、シ
ャ一端面付素材であっても割れを生ずることなく良好に
冷間加工し得るすぐれた加工性と、これに加えて極めて
すぐれた低温靭性とを兼ね備えた熱延高張力鋼板を、比
較的簡単な手段にて得ることができ、寒冷地その他で使
用する建造物や産業機械等の構造材に適用することによ
ってこれまで以上の成果を挙げることが期待できるなど
、工業」−有用な効果がもたらされるのである。
第１図はＴｉ添加鋼の機械的性質に及ぼす巻取温度の影
響を示した線図、第２図（ａｌはＴ１添加鋼を制御圧延
した後６００℃で巻取った鋼板のナイタル腐食による光
学顕微鏡組織図、第２図（ｂ）は４００℃で巻取った同
様の鋼板のナイタル腐食による光学顕微鏡組織図である
。 舛１図 ￥、Ａ ２００ ４００ ６００４１取恩ノｆ
ｊ （０Ｃン 第２に ダθｏｔ柊取
響を示した線図、第２図（ａｌはＴ１添加鋼を制御圧延
した後６００℃で巻取った鋼板のナイタル腐食による光
学顕微鏡組織図、第２図（ｂ）は４００℃で巻取った同
様の鋼板のナイタル腐食による光学顕微鏡組織図である
。 舛１図 ￥、Ａ ２００ ４００ ６００４１取恩ノｆ
ｊ （０Ｃン 第２に ダθｏｔ柊取
Claims (2)
- （１）Ｃ：０．０５〜０．２０チ。 ’Ｉ’ｌ：０．０４〜０．２０％。 Ｓｌ：１．２％以下、 Ｍｎ：０．５〜２．０％。 Ｐ：０．０２５％以下、ｓ ：ｏ、０１５％以下。 ｓｎｔ、Ａｌ！ ：０．００５〜０．１５％。 Ｎ：０．００８％以下。 Ｆｅおよび不可避不純物：残り、 （以−ト重量％）からなるキルド鋼に、９００〜８００
℃の温度域での合計の圧下率力″−３０％以上となるよ
う外熱間圧延を施し、８００℃以」二で圧延を終了した
後、５℃／池以上の急冷を行なってから５００〜２００
℃で巻取ることを特徴とする、冷間加工性のすぐれたＴ
１添加強靭性熱延高張力鋼板の製造法。 - （２）Ｃ：０．０５−〇、２０係。 Ｔｉ：０．０４〜０．２０係。 Ｓｉ：１．２％以下、 Ｍｎ： ０．５〜２．０％。 Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５係以下。 ｓｏＬ、Ｍ ：０．００５〜０．１５％。 Ｎ：０．００８％以下。 を含有するとともに、さらに、 Ｃａ二０．０１００％以下。 Ｂ：０．００３０％以下。 Ｃｒ：１．０係以下。 のうちの１種以上を含み、 Ｆｅおよび不可避不純物：残り。 （以上重最多）からなるギルド鋼に、９００〜８００℃
の温度域での合計の圧下率が３０％以上と々るような熱
間圧延を施し、８００℃以上で圧延を終了した後５５℃
／ｓｅｃ以上の急冷を行なってから５００〜２００℃で
巻取ることを特徴とする、冷間加工性のすぐれたＴｉ添
加強靭性熱延高張力鋼板の製造法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11135182A JPS591632A (ja) | 1982-06-28 | 1982-06-28 | 冷間加工性のすぐれたＴｉ添加強靭性熱延高張力鋼板の製造法 |
| US06/507,009 US4472208A (en) | 1982-06-28 | 1983-06-23 | Hot-rolled high tensile titanium steel plates and production thereof |
| GB08317181A GB2122644B (en) | 1982-06-28 | 1983-06-24 | Hot-rolled high tensile titanium steel plates and production thereof |
| DE19833323255 DE3323255A1 (de) | 1982-06-28 | 1983-06-28 | Warmgewalztes, hochfestes titanstahlblech und verfahren zu seiner herstellung |
| FR8310696A FR2529231B1 (fr) | 1982-06-28 | 1983-06-28 | Toles laminees a chaud en acier au titane a forte resistance a la traction et leur procede de fabrication |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11135182A JPS591632A (ja) | 1982-06-28 | 1982-06-28 | 冷間加工性のすぐれたＴｉ添加強靭性熱延高張力鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS591632A true JPS591632A (ja) | 1984-01-07 |
| JPS624450B2 JPS624450B2 (ja) | 1987-01-30 |
Family
ID=14558988
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11135182A Granted JPS591632A (ja) | 1982-06-28 | 1982-06-28 | 冷間加工性のすぐれたＴｉ添加強靭性熱延高張力鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS591632A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60204826A (ja) * | 1984-03-29 | 1985-10-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低温靭性の優れたＴｉ系高張力鋼の製造方法 |
| JPS61106715A (ja) * | 1984-10-29 | 1986-05-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 浸炭特性のすぐれた鋼板の製造法 |
| JPS61157628A (ja) * | 1984-12-28 | 1986-07-17 | Nippon Steel Corp | 高靭性耐サワ−鋼管用ホツトコイルの製造方法 |
| EP2267175A1 (en) * | 2008-03-26 | 2010-12-29 | Nippon Steel Corporation | Hot rolled steel sheet possessing excellent fatigue properties and stretch-flange ability and process for producing the hot rolled steel sheet |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5675520A (en) * | 1979-11-20 | 1981-06-22 | Kobe Steel Ltd | Manufacture of high yield ratio type nonskin-pass hot rolled high tensile steel plate |
-
1982
- 1982-06-28 JP JP11135182A patent/JPS591632A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5675520A (en) * | 1979-11-20 | 1981-06-22 | Kobe Steel Ltd | Manufacture of high yield ratio type nonskin-pass hot rolled high tensile steel plate |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JPS60204826A (ja) * | 1984-03-29 | 1985-10-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低温靭性の優れたＴｉ系高張力鋼の製造方法 |
| JPH0583606B2 (ja) * | 1984-03-29 | 1993-11-26 | Sumitomo Metal Ind | |
| JPS61106715A (ja) * | 1984-10-29 | 1986-05-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 浸炭特性のすぐれた鋼板の製造法 |
| JPH0568527B2 (ja) * | 1984-10-29 | 1993-09-29 | Sumitomo Metal Ind | |
| JPS61157628A (ja) * | 1984-12-28 | 1986-07-17 | Nippon Steel Corp | 高靭性耐サワ−鋼管用ホツトコイルの製造方法 |
| JPH0359124B2 (ja) * | 1984-12-28 | 1991-09-09 | Nippon Steel Corp | |
| EP2267175A1 (en) * | 2008-03-26 | 2010-12-29 | Nippon Steel Corporation | Hot rolled steel sheet possessing excellent fatigue properties and stretch-flange ability and process for producing the hot rolled steel sheet |
| EP2267175A4 (en) * | 2008-03-26 | 2012-01-25 | Nippon Steel Corp | HOT-ROLLED STEEL PLATE WITH EXCELLENT FATIGUE FEATURES AND STRETCHIBILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING HOT-ROLLED STEEL PLATE |
| US8657970B2 (en) | 2008-03-26 | 2014-02-25 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel sheet excellent in fatigue properties and stretch-flange formability and method for manufacturing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS624450B2 (ja) | 1987-01-30 |
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