JPS624450B2 - - Google Patents
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- JPS624450B2 JPS624450B2 JP57111351A JP11135182A JPS624450B2 JP S624450 B2 JPS624450 B2 JP S624450B2 JP 57111351 A JP57111351 A JP 57111351A JP 11135182 A JP11135182 A JP 11135182A JP S624450 B2 JPS624450 B2 JP S624450B2
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Classifications
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-
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
この発明は、引張強さ：70Kg/mm2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
Ti添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
が高まつており、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つてきた。
Nb添加鋼やＶ添加鋼、あるいはTi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つた。 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
むなきに至つており、例えば、特に板厚が4.5mm
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―45614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。 Ti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MnSをTiSに置き替えてＣ系介在物と
なし、これによつ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
工仕上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、上記特公昭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Ti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
つて、さらにその低温靭性の改善を図つたもので
ある。 ところで、JIS規格の曲げ試験においては、上
述のように供試材として端面を機械切削加工仕上
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、シヤー端面付の素材（シヤー切断面を
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、したがつて実用面から
は、シヤー端面付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、上記特公昭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、Ti
添加熱延鋼板は、一般に、シヤー端面付の曲げ試
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つてきた。 本発明者は、上述のような観点から、引張強さ
が70Kg/mm2以上の高強度と、すぐれた加工性並び
に低温靭性を有することはもちろん、特にシヤー
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
Ti添加鋼を制御圧延した後、従来の常識を破つ
た約400℃という低温で巻取れば、引張強さが70
Kg/mm2以上の高い値を示すとともに、シヤー端面
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)
〜(c)に示す如き知見を得るに至つたのである。す
なわち、 (a) 高強度を有するTi添加熱延鋼板を製造する
に際して、熱延後、通常の巻取温度である約
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つてすぐれた
加工性を有していると判断せざるを得ないが、
シヤー端面付の素材を曲げた場合に、そのフエ
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の析出によつて低
温靭性も劣化するものである。ところが、巻取
温度を450℃未満〜200℃の範囲に制御すると、
上述のようなTiCの析出が抑制されるとともに
変態強化がなされてフエライト粒界の脆化が抑
制され、シヤー端面付の曲げ性能が著しく向上
するばかりでなく、シヤルピー破面遷移温度ま
でもが改善され、特に、900℃以下にて合計30
〜90％の圧下を行ない870〜800℃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、シヤ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、 (b) そして、これに加えて、Ti添加鋼中のＰ分
を低減すれば、上記(a)項で述べた各特性がより
向上すること、 (c) 該Ti添加鋼に、Ca、Ｂ、およびCrのうちの
１種または２種以上の特定量を含有せしめれ
ば、より以上の加工性の向上と強靭化が図れる
こと。 なお、本発明者は、これらの知見を得るにあた
つて、Ti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ユレーシヨン実
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。 この熱延シミユレーシヨン実験法とは、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てある炉に
圧延材を投入して炉冷却（冷却速度：20℃/hr）
を行なう方法である。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ユレーシヨン実験法によ
り、820℃仕上げの制御圧延下でTi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％Si―1.65％Mn―
0.002％Ｓ―0.17％Ti―0.025％Al―0.0035％Ｎ鋼
（以下、成分組成割合を示す％は重量％とする）
に、900℃以下で50％の圧下を加え、仕上温度：
820℃にて６mm厚の熱延鋼板を得た後、巻取冷却
速度に相当する10℃/sec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℃を越えるあたりから、シヤー端面付板材の
曲げ性、並びにシヤルピー破面遷移温度の劣化が
目立つようになり、特に500℃を越えると実用的
に好ま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450℃未満〜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、上記の各特性に影響を与え、
その含有量が0.025％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Ti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400℃で巻取つた材料（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エラ
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、 Ti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、フエライト地中に
TiCの析出が著しくなり、したがつて脆化を生
ずることとなる。また、ナイタル腐食によるフ
エライト粒界腐食むらは、フエライト粒内での
TiCの析出に伴つ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、フエライト粒界が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、鋼板のシヤ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
加工によつて大きな割れにつながるものと判断
される。 しかしながら、低温巻取りを行なえば、TiC
の析出が適当に抑制され、析出強化にかわつて
変態強化が主体となるため、600℃程度の巻取
りによつて生ずる上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、並びにシヤルピー特性ともに不良
となつたものと思われる。 Ｐ含有量を極力少なくすることにより、シヤ
ー端面付鋼板の曲げ性、およびシヤルピー特性
が向上する理由も、Ｐの存在によつて助長され
る焼戻し脆性に基づくフエライト粒界の脆化
が、Ｐの減少によつて抑制されたためと考えら
れる。 したがつて、この発明は、上記知見に基づい
て、特にシヤー端面付の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
であつて、 Ｃ：0.05〜0.20％、Ti：0.04〜0.20％、 Si：1.2％以下、Mn：0.5〜2.0％、 Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.015％以下、 Sol.Al：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、 Ｂ：0.0030％以下、 Cr：1.0％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、900〜800℃の温度域での合
計の圧下率が30〜90％となるような熱間圧延を施
し、870〜800℃で圧延を終了した後、５〜50℃/s
ｅｃの冷却速度で急冷を行なつてから450℃未満〜
200℃で巻取ることによつて、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
上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：70Kg/mm2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
となつて、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。 Ti Ti成分には、TiCの析出によつて鋼を強化さ
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
所望の強度を付与できないばかりでなく、介在
物形状制御も不十分となつてＣ曲げ性能が劣化
し、一方、0.20％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つ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。 Si 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、1.2％
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％を越えて含有させるとＡ系介在物が
生じやすくなつて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％と定めた。 Ｐ Ｐ分は、巻取後の徐冷中にフエライト粒界に
偏析して粒界脆化を生じやすい。したがつて、
シヤー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％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 Ｓ分は、鋼中においてＡ系介在物を生じやす
い不純物元素であり、例えTi添加鋼であつて
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0.015％以下と定め
た。 Sol.Al Sol.Al成分には、添加されるTiの有効性を確
保する作用があるが、その含有量が0.005％未
満ではTi添加の効果が十分に発揮されず、一
方0.15％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0.005〜0.15％と定めた。 Ｎ Ｎ分は鋼中でTiNを生成し、析出硬化に有効
なTiasTiC、あるいは非金属介在物の球状化に
有効なTiasTiS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、その含有量の上限を0.008％と定めた。し
かしながら、0.0050％以下が好ましい。 Ca Ca成分は、Al2O3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。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
形状制御の上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0.0008％以上含有させるのが望
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上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添加鋼を低温巻取
りするという条件下では、Ｂの微量添加による
鋼の焼入れ性向上効果の影響は非常に大きいも
のである。したがつて、より強靭性が要求され
る場合に、好ましくは0.0001％以上含有させる
のが望ましい。しかし、0.0030％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0.0030％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
それ以上の向上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 (iv) 熱延条件 Ti添加鋼では、TiCの析出硬化と、粗大な
TiNの存在によつ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〜
90％の圧下を行ない、870〜800℃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、870℃を越えた高い圧延終了
温度あるいは900〜800℃の温度域での合計圧
下率が30未満では、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り、したがつて
圧下率は大きければ大きいほどよいが、90％
を越えた圧下率になると圧延機能力に制約を
受けるようになる。一方、800℃未満の温度
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曲げ性を劣化
するようになるので、900〜800℃の温度域で
の合計の圧下率を30〜90％、圧延終了温度を
870〜800℃と定めた。 (ii) 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
℃/sec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。したがつて冷却速度は速ければ速い
ほどよいが、50℃/secを越えた冷却速度は実
操業上困難性を伴うようになることから、そ
の冷却速度を５〜50℃/secと定めた。 (iii) 巻取温度 前述のように、巻取温度が450℃以上の場
合には、シヤー端面付素材の曲げ性、および
シヤルピー破面遷移温度の劣化が著しくな
り、一方200℃未満となつた場合にも、やは
り該特性に劣化傾向が現われてくることか
ら、巻取温度を450未満〜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。 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
をもち、かつ加工性および低温靭性のすぐれた
Ti添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
が高まつており、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つてきた。
Nb添加鋼やＶ添加鋼、あるいはTi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つた。 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
むなきに至つており、例えば、特に板厚が4.5mm
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―45614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。 Ti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MnSをTiSに置き替えてＣ系介在物と
なし、これによつ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
工仕上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、上記特公昭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Ti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
つて、さらにその低温靭性の改善を図つたもので
ある。 ところで、JIS規格の曲げ試験においては、上
述のように供試材として端面を機械切削加工仕上
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、シヤー端面付の素材（シヤー切断面を
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、したがつて実用面から
は、シヤー端面付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、上記特公昭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、Ti
添加熱延鋼板は、一般に、シヤー端面付の曲げ試
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つてきた。 本発明者は、上述のような観点から、引張強さ
が70Kg/mm2以上の高強度と、すぐれた加工性並び
に低温靭性を有することはもちろん、特にシヤー
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
Ti添加鋼を制御圧延した後、従来の常識を破つ
た約400℃という低温で巻取れば、引張強さが70
Kg/mm2以上の高い値を示すとともに、シヤー端面
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)
〜(c)に示す如き知見を得るに至つたのである。す
なわち、 (a) 高強度を有するTi添加熱延鋼板を製造する
に際して、熱延後、通常の巻取温度である約
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つてすぐれた
加工性を有していると判断せざるを得ないが、
シヤー端面付の素材を曲げた場合に、そのフエ
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の析出によつて低
温靭性も劣化するものである。ところが、巻取
温度を450℃未満〜200℃の範囲に制御すると、
上述のようなTiCの析出が抑制されるとともに
変態強化がなされてフエライト粒界の脆化が抑
制され、シヤー端面付の曲げ性能が著しく向上
するばかりでなく、シヤルピー破面遷移温度ま
でもが改善され、特に、900℃以下にて合計30
〜90％の圧下を行ない870〜800℃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、シヤ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、 (b) そして、これに加えて、Ti添加鋼中のＰ分
を低減すれば、上記(a)項で述べた各特性がより
向上すること、 (c) 該Ti添加鋼に、Ca、Ｂ、およびCrのうちの
１種または２種以上の特定量を含有せしめれ
ば、より以上の加工性の向上と強靭化が図れる
こと。 なお、本発明者は、これらの知見を得るにあた
つて、Ti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ユレーシヨン実
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。 この熱延シミユレーシヨン実験法とは、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てある炉に
圧延材を投入して炉冷却（冷却速度：20℃/hr）
を行なう方法である。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ユレーシヨン実験法によ
り、820℃仕上げの制御圧延下でTi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％Si―1.65％Mn―
0.002％Ｓ―0.17％Ti―0.025％Al―0.0035％Ｎ鋼
（以下、成分組成割合を示す％は重量％とする）
に、900℃以下で50％の圧下を加え、仕上温度：
820℃にて６mm厚の熱延鋼板を得た後、巻取冷却
速度に相当する10℃/sec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℃を越えるあたりから、シヤー端面付板材の
曲げ性、並びにシヤルピー破面遷移温度の劣化が
目立つようになり、特に500℃を越えると実用的
に好ま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450℃未満〜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、上記の各特性に影響を与え、
その含有量が0.025％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Ti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400℃で巻取つた材料（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エラ
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、 Ti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、フエライト地中に
TiCの析出が著しくなり、したがつて脆化を生
ずることとなる。また、ナイタル腐食によるフ
エライト粒界腐食むらは、フエライト粒内での
TiCの析出に伴つ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、フエライト粒界が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、鋼板のシヤ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
加工によつて大きな割れにつながるものと判断
される。 しかしながら、低温巻取りを行なえば、TiC
の析出が適当に抑制され、析出強化にかわつて
変態強化が主体となるため、600℃程度の巻取
りによつて生ずる上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、並びにシヤルピー特性ともに不良
となつたものと思われる。 Ｐ含有量を極力少なくすることにより、シヤ
ー端面付鋼板の曲げ性、およびシヤルピー特性
が向上する理由も、Ｐの存在によつて助長され
る焼戻し脆性に基づくフエライト粒界の脆化
が、Ｐの減少によつて抑制されたためと考えら
れる。 したがつて、この発明は、上記知見に基づい
て、特にシヤー端面付の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
であつて、 Ｃ：0.05〜0.20％、Ti：0.04〜0.20％、 Si：1.2％以下、Mn：0.5〜2.0％、 Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.015％以下、 Sol.Al：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、 Ｂ：0.0030％以下、 Cr：1.0％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、900〜800℃の温度域での合
計の圧下率が30〜90％となるような熱間圧延を施
し、870〜800℃で圧延を終了した後、５〜50℃/s
ｅｃの冷却速度で急冷を行なつてから450℃未満〜
200℃で巻取ることによつて、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
上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：70Kg/mm2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
となつて、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。 Ti Ti成分には、TiCの析出によつて鋼を強化さ
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
所望の強度を付与できないばかりでなく、介在
物形状制御も不十分となつてＣ曲げ性能が劣化
し、一方、0.20％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つ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。 Si 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、1.2％
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％を越えて含有させるとＡ系介在物が
生じやすくなつて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％と定めた。 Ｐ Ｐ分は、巻取後の徐冷中にフエライト粒界に
偏析して粒界脆化を生じやすい。したがつて、
シヤー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％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 Ｓ分は、鋼中においてＡ系介在物を生じやす
い不純物元素であり、例えTi添加鋼であつて
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0.015％以下と定め
た。 Sol.Al Sol.Al成分には、添加されるTiの有効性を確
保する作用があるが、その含有量が0.005％未
満ではTi添加の効果が十分に発揮されず、一
方0.15％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0.005〜0.15％と定めた。 Ｎ Ｎ分は鋼中でTiNを生成し、析出硬化に有効
なTiasTiC、あるいは非金属介在物の球状化に
有効なTiasTiS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、その含有量の上限を0.008％と定めた。し
かしながら、0.0050％以下が好ましい。 Ca Ca成分は、Al2O3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。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
形状制御の上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0.0008％以上含有させるのが望
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上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添加鋼を低温巻取
りするという条件下では、Ｂの微量添加による
鋼の焼入れ性向上効果の影響は非常に大きいも
のである。したがつて、より強靭性が要求され
る場合に、好ましくは0.0001％以上含有させる
のが望ましい。しかし、0.0030％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0.0030％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
それ以上の向上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 (iv) 熱延条件 Ti添加鋼では、TiCの析出硬化と、粗大な
TiNの存在によつ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〜
90％の圧下を行ない、870〜800℃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、870℃を越えた高い圧延終了
温度あるいは900〜800℃の温度域での合計圧
下率が30未満では、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り、したがつて
圧下率は大きければ大きいほどよいが、90％
を越えた圧下率になると圧延機能力に制約を
受けるようになる。一方、800℃未満の温度
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曲げ性を劣化
するようになるので、900〜800℃の温度域で
の合計の圧下率を30〜90％、圧延終了温度を
870〜800℃と定めた。 (ii) 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
℃/sec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。したがつて冷却速度は速ければ速い
ほどよいが、50℃/secを越えた冷却速度は実
操業上困難性を伴うようになることから、そ
の冷却速度を５〜50℃/secと定めた。 (iii) 巻取温度 前述のように、巻取温度が450℃以上の場
合には、シヤー端面付素材の曲げ性、および
シヤルピー破面遷移温度の劣化が著しくな
り、一方200℃未満となつた場合にも、やは
り該特性に劣化傾向が現われてくることか
ら、巻取温度を450未満〜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。 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
【表】
【表】
【表】
を満足する鋼Ａ〜Ｈと、いずれかの化学成分の組
成範囲が本発明対象鋼のそれから外れている比較
鋼Ｉ〜Ｓ（組成範囲を外れた成分には※印を付し
てある）を、通常の溶解・鋳造法によつて作成し
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、巻取つて、厚さ：６mm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から外れた条
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。 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１〜13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ヤー端面付曲げ
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14〜
27の方法で得られた熱延鋼板は、低温靭性やシヤ
ー端面付曲げ性能に劣つていることがわかる。特
に、試験番号14の比較例のように、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ｂに示すような、少量の細
粒フエ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つて
大幅な靭性劣化を生ずることもわかつた。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
でなかつ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、
Ｇ鋼およびＨ鋼では、曲げ性能が極めて向上して
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Ti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、少量の細粒フエライトと微細ベイ
ナイト組織の混合組織（細粒フエライトによりベ
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/mm2以上の高
強度と、シヤー端面付素材であつても割れを生ず
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つて
これまで以上の成果を挙げることが期待できるな
ど、工業上有用な効果がもたらされるのである。
成範囲が本発明対象鋼のそれから外れている比較
鋼Ｉ〜Ｓ（組成範囲を外れた成分には※印を付し
てある）を、通常の溶解・鋳造法によつて作成し
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、巻取つて、厚さ：６mm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から外れた条
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。 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１〜13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ヤー端面付曲げ
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14〜
27の方法で得られた熱延鋼板は、低温靭性やシヤ
ー端面付曲げ性能に劣つていることがわかる。特
に、試験番号14の比較例のように、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ｂに示すような、少量の細
粒フエ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つて
大幅な靭性劣化を生ずることもわかつた。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
でなかつ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、
Ｇ鋼およびＨ鋼では、曲げ性能が極めて向上して
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Ti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、少量の細粒フエライトと微細ベイ
ナイト組織の混合組織（細粒フエライトによりベ
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/mm2以上の高
強度と、シヤー端面付素材であつても割れを生ず
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つて
これまで以上の成果を挙げることが期待できるな
ど、工業上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ａはTi添加鋼
を制御圧延した後600℃で巻取つた鋼板のナイタ
ル腐食による光学顕微鏡組織図、第２図ｂは400
℃で巻取つ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。
温度の影響を示した線図、第２図ａはTi添加鋼
を制御圧延した後600℃で巻取つた鋼板のナイタ
ル腐食による光学顕微鏡組織図、第２図ｂは400
℃で巻取つ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。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.05〜0.2％、 Ti：0.04〜0.2％、 Si：1.2％以下、 Mn：0.5〜２％、 Ｐ：0.025％以下、 Ｓ：0.015％以下、 Sol.Al：0.005〜0.15％、 Ｎ：0.008％以下、 を含有し、残りがFeとその他の不可避不純物か
らなる組成（以上重量％）を有するキルド鋼に、 900〜800℃の温度域での合計の圧下率が30〜90
％の条件で熱間圧延を施し、870〜800℃の温度で
圧延を終了した後、５〜50℃/secの冷却速度で急
冷し、450℃未満〜200℃の温度で巻取ることを特
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。 ２ Ｃ：0.05〜0.2％、 Ti：0.04〜0.2％、 Si：1.2％以下、 Mn：0.5〜２％、 Ｐ：0.025％以下、 Ｓ：0.015％以下、 Sol.Al：0.005〜0.15％、 Ｎ：0.008％以下、 を含有し、さらに、 Ca：0.01％以下、 Ｂ：0.003％以下、 Cr：１％以下、 のうちの１種以上を含有し、残りがFeとその他
の不可避不純物からなる組成（以上重量％）を有
するキルド鋼に、 900〜800℃の温度域での合計の圧下率が30〜90
％の条件で熱間圧延を施し、870〜800℃の温度で
圧延を終了した後、５〜50℃/secの冷却速度で急
冷し、450℃未満〜200℃の温度で巻取ることを特
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 JPS591632A (ja) | 1984-01-07 |
| JPS624450B2 true 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) |
Families Citing this family (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 |
| KR101103203B1 (ko) | 2008-03-26 | 2012-01-05 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 피로 특성과 신장 플랜지성이 우수한 열연 강판 및 그 제조 방법 |
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 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS591632A (ja) | 1984-01-07 |
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