JP2807453B2 - 強度、延性、靱性及び疲労特性に優れた熱延高張力鋼板 - Google Patents
強度、延性、靱性及び疲労特性に優れた熱延高張力鋼板Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、強度、延性、靱性
及び疲労特性に優れた熱延高張力鋼板に関するものであ
る。 【０００２】 【従来の技術】従来、高強度の熱延鋼板を製造するに際
しては、Nb、Ti等の析出強化型元素を添加し、Nb、Tiの
微細な析出物による強化を図っている。しかしながら、
Nb、Tiを添加すると、鋼の靱性が大きく低下するので好
ましくない。このため、高強度で且つ高い靱性を要求さ
れる場合においては、特公昭57-49606号公報に記載され
ているように、Cr、Ni、Mo等を添加し、鋼の強度と靱性
を確保しているが、Ni、Mo等が高価であるために製造コ
スト面で問題がある。また、特開昭58-167750 号公報に
は、ポリゴナルフェライト、ベイナイト及びマルテンサ
イトの３相からなり、マルテンサイトの平均直径が６μ
以下である伸びフランジ性、疲労特性、抵抗溶接性に優
れた高強度鋼板が提案されているが、この公報は、粒径
２〜３μm の超微細ポリゴナルフェライトについて何ら
開示するものではなく、しかも、同公報に示された鋼板
はマルテンサイト相が微細であることからポリゴナルフ
ェライト相が比較的粗大であり、優れた靱性が十分に得
られない。 【０００３】 【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、製造
コスト上問題となるCr、Ni、Moの添加を避けて、微量の
Nbを添加した鋼の組成成分、スラブ加熱温度、熱間仕上
圧延温度、熱間圧延後の冷却速度および巻取温度を適正
な範囲に制御することで、強度、延性、靱性、更に加え
て疲労特性に優れた熱延高張力鋼板を提供することにあ
る。 【０００４】 【課題を解決するための手段】本発明は、重量％で Ｃ：0.01〜0.20％、 Si：1.00％以下 Mn：2.00％以下、 Al：0.10％以下、 Ｎ：0.0070％以下、 Nb：0.0050〜0.15％、 を含み、残余は不可避不純物を除き実質的にFeの組成か
らなり、フェライトの平均粒径が２〜３μm の微細フェ
ライトが面積率で70％以上、ベイナイトとマルテンサイ
トを含む組織の面積率が20％以下で、残部の面積率が平
均粒径10μm 以下のフェライトの混合組織からなる強
度、延性、靱性及び疲労特性に優れた熱延高張力鋼板
と、 Ｃ：0.01〜0.20％、 Si：1.00％以下、 Mn：2.00％以下、 Ｎ：0.0070％以下 Al：0.10％以下、 Nb：0.005 〜0.15％、 に加えて、Ti：0.005 〜0.050 ％、Ｖ：0.01〜0.200 ％
のうち一種又は二種を含み、残余は不可避不純物を除き
実質的にFeの組成からなり、フェライトの平均粒径が２
〜３μm の微細フェライトが面積率で70％以上、ベイナ
イトとマルテンサイトを含む組織の面積率が20％以下
で、残部の面積率が平均粒径10μm 以下の混合組織から
なる強度、延性、靱性及び疲労特性に優れた熱延高張力
鋼板、とすることにより、前述した問題点を解決した。 【０００５】 【発明の実施の形態】以下に本発明の成分の限定理由に
ついて述べる。 Ｃ：Ｃは多いほど強度を向上するうえで有効であるが、
0.20重量％を超えると熱間圧延後の組織中に占めるパー
ライトの面積率が増加して靱性が劣化する。更に、熱間
圧延中、或いは熱間圧延後の冷却中にNbの炭窒化物（Nb
(C,N) ）の析出物が生じ易く、巻取り前の固溶Nbを所定
量確保することが困難となるので、上限は0.08重量％と
する。また、熱間圧延後のフェライト組織が粗大になる
ことと、Ar3 点が高くなり比較的低い熱間圧延温度を確
保できなくなるので、その含有量の下限は、0.01重量％
とする。 【０００６】Si：Siは、冷却中のポリゴナルフェライト
の生成を促進し、さらにそれを固溶強化するため、延性
の大きな劣化を伴わずに高強度化できることで望ましい
元素である。しかし、1.00重量％を越えて添加されると
溶接が困難になることや、表面性状の劣化強化効果の飽
和などの問題となるので上限を1.00重量％とした。 【０００７】Mn：Mnは、引張強さを確保すると共に熱間
加工性を確保するうえで重要な元素であり、熱間圧延時
における低融点のFeS の形成を防止する元素である。し
かし、その添加量が2.0 重量％を超えると、スラブの中
心偏析部に異常硬化組織が生じ易く、また溶接時の割れ
の原因となるので、その添加量を2.0 重量％以下とす
る。 【０００８】Al：Alは、鋼を脱酸するために添加する
が、その添加量が0.10重量％を超えると、置換型固溶原
子状態にあるAlが溶接時に酸素と結びついてペネトレー
ターと呼ばれる介在物となり易く、更に鋼板の表面性状
を劣化させる原因となるので、Alの添加量の上限は0.10
重量％とする。 【０００９】Ｎ：Ｎの含有量が0.0070重量％を超える
と、熱間圧延後に低温で巻取った場合に固溶状態でＮが
残存するようになり、靱性が劣化するので、その含有量
は0.0070重量％以下とする。 【００１０】Ｓ：Ｓは、特にMnが多量に添加されている
場合には、靱性に有害な介在物を形成して靱性が劣化す
るので、その含有量は0.0100重量％以下とする。 【００１１】Nb：Nbは、スラブ加熱時のオーステナイト
の細粒化を促進する作用があるが、その含有量が0.005
重量％未満であるとスラブ加熱時のオーステナイトの細
粒化効果が得られない。また、その含有量が増加するに
つれてオーステナイトの細粒化は進むが、0.150 重量％
を超えると飽和するので、0.005 〜0.15重量％の範囲と
する。 【００１２】Ti及びＶは、靱性の大きな劣化をともなわ
ずに高強度化を進める元素である。 Ti：Tiは、スラブ加熱時のオーステナイト粒を細粒化す
る作用があるので、0.005 重量％以上添加する必要があ
るが、0.050 重量％を超えて添加すると鋼板表面性状を
劣化させるので、0.005 〜0.050 重量％の範囲とする。 Ｖ：Ｖは、0.01重量％以上添加することで、強度と延性
を向上させるが、0.20重量％を超えて添加しても効果が
飽和するので、0.01〜0.20重量％の範囲とする。 【００１３】次いで、組織についての限定理由について
述べる。本発明の鋼は、フェライト粒径が２〜３μm の
超微細のフェライトが面積率で70％以上、ベイナイト・
マルテンサイトを含む組織の面積率が20％以下、残部の
面積率が平均粒径10μm 以下のフェライトからなる組織
となる。上記フェライト粒径２〜３μm の超微細フェラ
イトは面積率で70％以上ないと、靱性および疲労特性が
向上しないので、粒径２〜３μm の超微細フェライトの
面積率は70％以上である必要がある。このフェライトの
性状は、比較的低温で熱間圧延した場合に生じる、謂ゆ
るサブグレインと呼ばれるものでなく、等軸粒で、比較
的相対方位差の大きいフェライトである必要がある。な
お、かかる粒径２〜３μm の超微細フェライトを有する
鋼板は、従来技術のようなマルテンサイト相が微細な鋼
板とは同一視できるものではない。というのは、２相〜
３相から構成される複合組織鋼板の組織は、（相変態前
の初期オーステナイト粒径や熱延後の冷却速度、巻取温
度、時間によっても変わるが、）一般的に、微細なフェ
ライトが形成されるような場合には、第２相（例えば、
マルテンサイト）が粗大なものとなりやすく、逆に、微
細な第２相を有する場合には、フェライトが比較的粗大
となるからである。また、ベイナイト、マルテンサイト
の低温変態相の面積率が20％を超えると、強度は向上す
るが靱性の面で問題が生じて好ましくないので、ベイナ
イト、マルテンサイトを含む組織の面積率は20％以下と
する。更に、残部の面積率中のフェライトの平均粒径が
10μm 以上となると、高靱性、良好な疲労特性という優
れた特性が失われるので、残部の面積率中のフェライト
は平均粒径10μm 以下のフェライトである。 【００１４】本発明の鋼が高靱性で優れた疲労特性を示
す理由は明確でないが、極めて微細なフェライトの粒界
が脆性亀裂或いは疲労亀裂の伝播に対して大きな抵抗と
なるためと推定される。 【００１５】また、本発明の鋼は、高強度、高靱性、高
延性の特性が要求される用途に適用可能であり、例えば
一般構造用、パイプ素材用、自動車部品用等に適用可能
である。 【００１６】本発明の鋼を製造するには、例えば、前述
した成分組成範囲になる鋼塊又はスラブの加熱温度範
囲、熱間圧延温度、熱間圧延後から巻取りまでの冷却速
度及び巻取温度について、次のようにするのが好適であ
る。 【００１７】スラブの加熱温度は概して低くすること
で、加熱時の初期オーステナイト粒径が小さくなり、最
終的なオーステナイト粒径を小さくできると共に、スラ
ブ加熱時に溶け残ったNb(C,N) のような炭窒化物粒子が
オーステナイトの細粒化にも寄与する。本発明において
は、スラブ加熱時において既に析出物として存在してい
るNbは強化元素として利用できないために、添加した
Ｃ，Ｎ，Nbの量に応じて最適なスラブ加熱温度が決めら
れる。 【００１８】即ち、Nbの含有量が0.015 重量％以下の場
合のスラブ加熱温度の上限Tc (℃)は、 Tc＝ 850＋ 139000 ×〔 Nb 〕×〔Ｃ＋12/14 Ｎ〕 …(1) Nbの含有量が0.015 重量％を超えるとスラブ加熱温度の
上限Tc (℃) は、 Tc＝ 961＋ 51000×〔 Nb 〕×〔Ｃ＋12/14 Ｎ〕 …(2) となる。本発明者等は、0.08％Ｃ−1.21％Mn−0.04％Al
− 0.004％Ｎ− 0.035％Nb鋼について、スラブ加熱温度
を変化させ、熱間仕上圧延温度を一定とし、巻取温度を
300 ℃として、引張強さ、靱性等について調査した結果
を図１に示す。同図からも判るように、(2) 式で決まる
Tc、即ちTo＝1109℃より低いスラブ加熱温度にすること
で、引張強さ及び降伏点は多少減少するが、靱性を示す
vTrsは顕著に低下しており、靱性が改善されていること
が確認できた。更に本発明においては、1120℃以下のス
ラブ再加熱温度にすれば充分な靱性が得られる。また、
スラブ加熱温度の下限は、熱間仕上圧延温度が確保でき
る温度とすることで、スラブ加熱時に固溶するNb(C,N)
が減少し、靱性に有害な最終の熱延鋼板中に析出する微
細なNb(C,N) による析出強化を減少させることができ
る。 【００１９】次に、熱間圧延温度は、オーステナイトの
細粒化のためには比較的低温であることが望ましい。熱
間圧延温度が850 ℃を超えると、オーステナイトの微細
化が充分に達成できず、最終の熱延鋼板の組織を微細化
できない。一方、熱間仕上圧延温度の下限をAr3 −50℃
とした理由は、熱間仕上圧延をオーステナイトとフェラ
イトの２相領域で行った場合、ある範囲までは靱性を損
わずに高強度化できるが、その範囲を超えると著しい靱
性の劣化が生じ、その温度がAr3 −50℃であるので、熱
間仕上圧延温度は 850℃〜Ar3 −50℃とする。 【００２０】次に、熱間仕上圧延後より巻取りまでの冷
却速度は、冷却中にNb(C,N) が析出することを抑えると
共に固溶Nbのオーステナイト安定化効果を利用して第２
相をベイナイト、マルテンサイトとし強度を増し、更に
超微細粒を含む母相のフェライトを細粒化するために
は、30℃／秒以上の冷却速度にしなければならない。 【００２１】また、巻取り温度は、微細に析出するNb
(C,N) による析出強化を抑えて、母相のフェライトを細
粒化すると共に第２相をベイナイト、マルテンサイト等
の変態相とすることで強度を増すためには、450 ℃が上
限である。一方、巻取り温度が150 ℃未満であると、固
溶Ｃ，Ｎが多く残留して、靱性の面で極めて有害である
ので、その温度を150 ℃以上とした。 【００２２】 【実施例】（実施例１） 表１に示す組成の鋼を転炉で溶製して、連鋳スラブにし
た。次に、各スラブを表２に示す製造条件、即ちスラブ
加熱温度（ＳＲＴ）、熱間仕上圧延温度（ＦＤＴ）、冷
却速度（ＣＲ）及び巻取温度（ＣＴ）で、仕上板厚4.5
mm、6.0 mmにして、降伏点（ＹＰ）、引張強さ（Ｔ
Ｓ）、伸び (Ｅｌ）、衝撃値 vTrs について調査した
結果を表２に示す。なお、衝撃値 vTrs は、板厚は元厚
のままで２mmＶノッチを機械加工して、衝撃試験により
求めた。 【００２３】本発明鋼の組織は、平均粒径２〜３μm の
超微細フェライト粒の面積率が70％以上、面積率が20％
以下のベイナイト及びマルテンサイトであり、残部の面
積率は平均粒径10μm 以下のフェライト粒であった。ま
た、本発明の鋼板はvTrsで示す靱性が良好であり、引張
強さ、伸びも低下していない。 【００２４】（実施例２） Ｃ：0.08重量％、Si：0.20重量％、Mn：1.30重量％、N
b： 0.030重量％、Al：0.040重量％、Ｎ：0.0040重量％
の鋼を転炉で溶製し、連鋳スラブとした後、表３で示す
製造条件で熱延鋼板とし、疲労強度( なお、σ10は105
くり返し変形時の疲れ強さである) を調査した結果も同
表中に示す。 【００２５】同表からも判るように、本発明の鋼は、引
張強さ、伸びが低下せずに、疲労特性が良くなっている
ことが判る。これに対し、比較例は、本発明の鋼成分組
成及びベイナイト・マルテンサイトを含む組織の面積率
が20％以下であっても、フェライト粒が粗大であるため
に、靱性、疲労特性が劣り、YR（YPのTSに対する百分率
で示す）が高く、TS-El バランス（TS×Elの値で示し、
数値の高い方が良好）が悪い。 【００２６】 【表１】【００２７】 【表２】【００２８】 【表３】【００２９】 【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、コ
スト面で問題となるCr, Ni, Mo等の添加を避けられ、強
度、延性を損なわないで、靱性、疲労特性の優れた熱延
高張力鋼板が得られる。
及び疲労特性に優れた熱延高張力鋼板に関するものであ
る。 【０００２】 【従来の技術】従来、高強度の熱延鋼板を製造するに際
しては、Nb、Ti等の析出強化型元素を添加し、Nb、Tiの
微細な析出物による強化を図っている。しかしながら、
Nb、Tiを添加すると、鋼の靱性が大きく低下するので好
ましくない。このため、高強度で且つ高い靱性を要求さ
れる場合においては、特公昭57-49606号公報に記載され
ているように、Cr、Ni、Mo等を添加し、鋼の強度と靱性
を確保しているが、Ni、Mo等が高価であるために製造コ
スト面で問題がある。また、特開昭58-167750 号公報に
は、ポリゴナルフェライト、ベイナイト及びマルテンサ
イトの３相からなり、マルテンサイトの平均直径が６μ
以下である伸びフランジ性、疲労特性、抵抗溶接性に優
れた高強度鋼板が提案されているが、この公報は、粒径
２〜３μm の超微細ポリゴナルフェライトについて何ら
開示するものではなく、しかも、同公報に示された鋼板
はマルテンサイト相が微細であることからポリゴナルフ
ェライト相が比較的粗大であり、優れた靱性が十分に得
られない。 【０００３】 【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、製造
コスト上問題となるCr、Ni、Moの添加を避けて、微量の
Nbを添加した鋼の組成成分、スラブ加熱温度、熱間仕上
圧延温度、熱間圧延後の冷却速度および巻取温度を適正
な範囲に制御することで、強度、延性、靱性、更に加え
て疲労特性に優れた熱延高張力鋼板を提供することにあ
る。 【０００４】 【課題を解決するための手段】本発明は、重量％で Ｃ：0.01〜0.20％、 Si：1.00％以下 Mn：2.00％以下、 Al：0.10％以下、 Ｎ：0.0070％以下、 Nb：0.0050〜0.15％、 を含み、残余は不可避不純物を除き実質的にFeの組成か
らなり、フェライトの平均粒径が２〜３μm の微細フェ
ライトが面積率で70％以上、ベイナイトとマルテンサイ
トを含む組織の面積率が20％以下で、残部の面積率が平
均粒径10μm 以下のフェライトの混合組織からなる強
度、延性、靱性及び疲労特性に優れた熱延高張力鋼板
と、 Ｃ：0.01〜0.20％、 Si：1.00％以下、 Mn：2.00％以下、 Ｎ：0.0070％以下 Al：0.10％以下、 Nb：0.005 〜0.15％、 に加えて、Ti：0.005 〜0.050 ％、Ｖ：0.01〜0.200 ％
のうち一種又は二種を含み、残余は不可避不純物を除き
実質的にFeの組成からなり、フェライトの平均粒径が２
〜３μm の微細フェライトが面積率で70％以上、ベイナ
イトとマルテンサイトを含む組織の面積率が20％以下
で、残部の面積率が平均粒径10μm 以下の混合組織から
なる強度、延性、靱性及び疲労特性に優れた熱延高張力
鋼板、とすることにより、前述した問題点を解決した。 【０００５】 【発明の実施の形態】以下に本発明の成分の限定理由に
ついて述べる。 Ｃ：Ｃは多いほど強度を向上するうえで有効であるが、
0.20重量％を超えると熱間圧延後の組織中に占めるパー
ライトの面積率が増加して靱性が劣化する。更に、熱間
圧延中、或いは熱間圧延後の冷却中にNbの炭窒化物（Nb
(C,N) ）の析出物が生じ易く、巻取り前の固溶Nbを所定
量確保することが困難となるので、上限は0.08重量％と
する。また、熱間圧延後のフェライト組織が粗大になる
ことと、Ar3 点が高くなり比較的低い熱間圧延温度を確
保できなくなるので、その含有量の下限は、0.01重量％
とする。 【０００６】Si：Siは、冷却中のポリゴナルフェライト
の生成を促進し、さらにそれを固溶強化するため、延性
の大きな劣化を伴わずに高強度化できることで望ましい
元素である。しかし、1.00重量％を越えて添加されると
溶接が困難になることや、表面性状の劣化強化効果の飽
和などの問題となるので上限を1.00重量％とした。 【０００７】Mn：Mnは、引張強さを確保すると共に熱間
加工性を確保するうえで重要な元素であり、熱間圧延時
における低融点のFeS の形成を防止する元素である。し
かし、その添加量が2.0 重量％を超えると、スラブの中
心偏析部に異常硬化組織が生じ易く、また溶接時の割れ
の原因となるので、その添加量を2.0 重量％以下とす
る。 【０００８】Al：Alは、鋼を脱酸するために添加する
が、その添加量が0.10重量％を超えると、置換型固溶原
子状態にあるAlが溶接時に酸素と結びついてペネトレー
ターと呼ばれる介在物となり易く、更に鋼板の表面性状
を劣化させる原因となるので、Alの添加量の上限は0.10
重量％とする。 【０００９】Ｎ：Ｎの含有量が0.0070重量％を超える
と、熱間圧延後に低温で巻取った場合に固溶状態でＮが
残存するようになり、靱性が劣化するので、その含有量
は0.0070重量％以下とする。 【００１０】Ｓ：Ｓは、特にMnが多量に添加されている
場合には、靱性に有害な介在物を形成して靱性が劣化す
るので、その含有量は0.0100重量％以下とする。 【００１１】Nb：Nbは、スラブ加熱時のオーステナイト
の細粒化を促進する作用があるが、その含有量が0.005
重量％未満であるとスラブ加熱時のオーステナイトの細
粒化効果が得られない。また、その含有量が増加するに
つれてオーステナイトの細粒化は進むが、0.150 重量％
を超えると飽和するので、0.005 〜0.15重量％の範囲と
する。 【００１２】Ti及びＶは、靱性の大きな劣化をともなわ
ずに高強度化を進める元素である。 Ti：Tiは、スラブ加熱時のオーステナイト粒を細粒化す
る作用があるので、0.005 重量％以上添加する必要があ
るが、0.050 重量％を超えて添加すると鋼板表面性状を
劣化させるので、0.005 〜0.050 重量％の範囲とする。 Ｖ：Ｖは、0.01重量％以上添加することで、強度と延性
を向上させるが、0.20重量％を超えて添加しても効果が
飽和するので、0.01〜0.20重量％の範囲とする。 【００１３】次いで、組織についての限定理由について
述べる。本発明の鋼は、フェライト粒径が２〜３μm の
超微細のフェライトが面積率で70％以上、ベイナイト・
マルテンサイトを含む組織の面積率が20％以下、残部の
面積率が平均粒径10μm 以下のフェライトからなる組織
となる。上記フェライト粒径２〜３μm の超微細フェラ
イトは面積率で70％以上ないと、靱性および疲労特性が
向上しないので、粒径２〜３μm の超微細フェライトの
面積率は70％以上である必要がある。このフェライトの
性状は、比較的低温で熱間圧延した場合に生じる、謂ゆ
るサブグレインと呼ばれるものでなく、等軸粒で、比較
的相対方位差の大きいフェライトである必要がある。な
お、かかる粒径２〜３μm の超微細フェライトを有する
鋼板は、従来技術のようなマルテンサイト相が微細な鋼
板とは同一視できるものではない。というのは、２相〜
３相から構成される複合組織鋼板の組織は、（相変態前
の初期オーステナイト粒径や熱延後の冷却速度、巻取温
度、時間によっても変わるが、）一般的に、微細なフェ
ライトが形成されるような場合には、第２相（例えば、
マルテンサイト）が粗大なものとなりやすく、逆に、微
細な第２相を有する場合には、フェライトが比較的粗大
となるからである。また、ベイナイト、マルテンサイト
の低温変態相の面積率が20％を超えると、強度は向上す
るが靱性の面で問題が生じて好ましくないので、ベイナ
イト、マルテンサイトを含む組織の面積率は20％以下と
する。更に、残部の面積率中のフェライトの平均粒径が
10μm 以上となると、高靱性、良好な疲労特性という優
れた特性が失われるので、残部の面積率中のフェライト
は平均粒径10μm 以下のフェライトである。 【００１４】本発明の鋼が高靱性で優れた疲労特性を示
す理由は明確でないが、極めて微細なフェライトの粒界
が脆性亀裂或いは疲労亀裂の伝播に対して大きな抵抗と
なるためと推定される。 【００１５】また、本発明の鋼は、高強度、高靱性、高
延性の特性が要求される用途に適用可能であり、例えば
一般構造用、パイプ素材用、自動車部品用等に適用可能
である。 【００１６】本発明の鋼を製造するには、例えば、前述
した成分組成範囲になる鋼塊又はスラブの加熱温度範
囲、熱間圧延温度、熱間圧延後から巻取りまでの冷却速
度及び巻取温度について、次のようにするのが好適であ
る。 【００１７】スラブの加熱温度は概して低くすること
で、加熱時の初期オーステナイト粒径が小さくなり、最
終的なオーステナイト粒径を小さくできると共に、スラ
ブ加熱時に溶け残ったNb(C,N) のような炭窒化物粒子が
オーステナイトの細粒化にも寄与する。本発明において
は、スラブ加熱時において既に析出物として存在してい
るNbは強化元素として利用できないために、添加した
Ｃ，Ｎ，Nbの量に応じて最適なスラブ加熱温度が決めら
れる。 【００１８】即ち、Nbの含有量が0.015 重量％以下の場
合のスラブ加熱温度の上限Tc (℃)は、 Tc＝ 850＋ 139000 ×〔 Nb 〕×〔Ｃ＋12/14 Ｎ〕 …(1) Nbの含有量が0.015 重量％を超えるとスラブ加熱温度の
上限Tc (℃) は、 Tc＝ 961＋ 51000×〔 Nb 〕×〔Ｃ＋12/14 Ｎ〕 …(2) となる。本発明者等は、0.08％Ｃ−1.21％Mn−0.04％Al
− 0.004％Ｎ− 0.035％Nb鋼について、スラブ加熱温度
を変化させ、熱間仕上圧延温度を一定とし、巻取温度を
300 ℃として、引張強さ、靱性等について調査した結果
を図１に示す。同図からも判るように、(2) 式で決まる
Tc、即ちTo＝1109℃より低いスラブ加熱温度にすること
で、引張強さ及び降伏点は多少減少するが、靱性を示す
vTrsは顕著に低下しており、靱性が改善されていること
が確認できた。更に本発明においては、1120℃以下のス
ラブ再加熱温度にすれば充分な靱性が得られる。また、
スラブ加熱温度の下限は、熱間仕上圧延温度が確保でき
る温度とすることで、スラブ加熱時に固溶するNb(C,N)
が減少し、靱性に有害な最終の熱延鋼板中に析出する微
細なNb(C,N) による析出強化を減少させることができ
る。 【００１９】次に、熱間圧延温度は、オーステナイトの
細粒化のためには比較的低温であることが望ましい。熱
間圧延温度が850 ℃を超えると、オーステナイトの微細
化が充分に達成できず、最終の熱延鋼板の組織を微細化
できない。一方、熱間仕上圧延温度の下限をAr3 −50℃
とした理由は、熱間仕上圧延をオーステナイトとフェラ
イトの２相領域で行った場合、ある範囲までは靱性を損
わずに高強度化できるが、その範囲を超えると著しい靱
性の劣化が生じ、その温度がAr3 −50℃であるので、熱
間仕上圧延温度は 850℃〜Ar3 −50℃とする。 【００２０】次に、熱間仕上圧延後より巻取りまでの冷
却速度は、冷却中にNb(C,N) が析出することを抑えると
共に固溶Nbのオーステナイト安定化効果を利用して第２
相をベイナイト、マルテンサイトとし強度を増し、更に
超微細粒を含む母相のフェライトを細粒化するために
は、30℃／秒以上の冷却速度にしなければならない。 【００２１】また、巻取り温度は、微細に析出するNb
(C,N) による析出強化を抑えて、母相のフェライトを細
粒化すると共に第２相をベイナイト、マルテンサイト等
の変態相とすることで強度を増すためには、450 ℃が上
限である。一方、巻取り温度が150 ℃未満であると、固
溶Ｃ，Ｎが多く残留して、靱性の面で極めて有害である
ので、その温度を150 ℃以上とした。 【００２２】 【実施例】（実施例１） 表１に示す組成の鋼を転炉で溶製して、連鋳スラブにし
た。次に、各スラブを表２に示す製造条件、即ちスラブ
加熱温度（ＳＲＴ）、熱間仕上圧延温度（ＦＤＴ）、冷
却速度（ＣＲ）及び巻取温度（ＣＴ）で、仕上板厚4.5
mm、6.0 mmにして、降伏点（ＹＰ）、引張強さ（Ｔ
Ｓ）、伸び (Ｅｌ）、衝撃値 vTrs について調査した
結果を表２に示す。なお、衝撃値 vTrs は、板厚は元厚
のままで２mmＶノッチを機械加工して、衝撃試験により
求めた。 【００２３】本発明鋼の組織は、平均粒径２〜３μm の
超微細フェライト粒の面積率が70％以上、面積率が20％
以下のベイナイト及びマルテンサイトであり、残部の面
積率は平均粒径10μm 以下のフェライト粒であった。ま
た、本発明の鋼板はvTrsで示す靱性が良好であり、引張
強さ、伸びも低下していない。 【００２４】（実施例２） Ｃ：0.08重量％、Si：0.20重量％、Mn：1.30重量％、N
b： 0.030重量％、Al：0.040重量％、Ｎ：0.0040重量％
の鋼を転炉で溶製し、連鋳スラブとした後、表３で示す
製造条件で熱延鋼板とし、疲労強度( なお、σ10は105
くり返し変形時の疲れ強さである) を調査した結果も同
表中に示す。 【００２５】同表からも判るように、本発明の鋼は、引
張強さ、伸びが低下せずに、疲労特性が良くなっている
ことが判る。これに対し、比較例は、本発明の鋼成分組
成及びベイナイト・マルテンサイトを含む組織の面積率
が20％以下であっても、フェライト粒が粗大であるため
に、靱性、疲労特性が劣り、YR（YPのTSに対する百分率
で示す）が高く、TS-El バランス（TS×Elの値で示し、
数値の高い方が良好）が悪い。 【００２６】 【表１】【００２７】 【表２】【００２８】 【表３】【００２９】 【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、コ
スト面で問題となるCr, Ni, Mo等の添加を避けられ、強
度、延性を損なわないで、靱性、疲労特性の優れた熱延
高張力鋼板が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】0.08％Ｃ−1.21％Mn−0.04％Al− 0.0040％Ｎ
−0.035Nb 鋼の引張特性、衝撃特性、伸びに及ぼすスラ
ブ加熱温度の影響を示す図である。
−0.035Nb 鋼の引張特性、衝撃特性、伸びに及ぼすスラ
ブ加熱温度の影響を示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 岡野 忍
千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎
製鉄株式会社 技術研究所内
(56)参考文献 特開 昭58−167750（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 １． Ｃ：0.01〜0.20重量％、 Si：1.00重量％以下、 Mn：2.00重量％以下、 Al：0.10重量％以下、 Ｎ：0.0070重量％以下、 Nb：0.0050〜0.15重量％、 を含み、残余は不可避不純物を除き実質的にFeの組成か
らなり、フェライトの平均粒径が２〜３μm の微細フェ
ライトが面積率で70％以上、ベイナイトとマルテンサイ
トを含む組織の面積率が20％以下で、残部の面積率が平
均粒径10μm 以下のフェライトの混合組織からなる強
度、延性、靱性及び疲労特性に優れた熱延高張力鋼板。 ２． Ｃ：0.01〜0.20重量％、 Si：1.00重量％以下、 Mn：2.00重量％以下、 Al：0.10重量％以下、 Ｎ：0.0070重量％以下、 Nb：0.005 〜0.15重量％、 に加えて、 Ti：0.005 〜0.050 重量％、 Ｖ：0.01〜0.200 重量％のうち、一種又は二種を含み、
残余は不可避不純物を除き実質的にFeの組成からなり、
フェライトの平均粒径が２〜３μm の微細フェライトが
面積率で70％以上、ベイナイトとマルテンサイトを含む
組織の面積率が20％以下で、残部の面積率が平均粒径10
μm 以下のフェライトの混合組織からなる強度、延性、
靱性及び疲労特性に優れた熱延高張力鋼板。
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|---|---|---|---|
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Applications Claiming Priority (1)
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|---|---|---|---|
| JP9162418A JP2807453B2 (ja) | 1997-06-19 | 1997-06-19 | 強度、延性、靱性及び疲労特性に優れた熱延高張力鋼板 |
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|---|---|---|---|
| JP61291555A Division JPH0629480B2 (ja) | 1986-12-09 | 1986-12-09 | 強度、延性、靱性及び疲労特性に優れた熱延高張力鋼板及びその製造方法 |
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ID=15754230
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
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1997
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| JPH1053837A (ja) | 1998-02-24 |
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