JPS5819724B2 - ホツトストリツプミルによる延性の優れた高張力鋼の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明はホットストリップミルによる延性の優れた高張
力鋼の製造方法に係り、ホットストリップミルによって
延性、即ち衝撃試験における延性破壊領域における吸収
エネルギーの極めて優れた厚鋼板を経済的且つ簡易に製
造することのできる方法を提供しようとするものである
。

ホットストリップミルによって高張力鋼板を製造するこ
とはラインパイプ素材等を対称として近時その必要度が
急激に増大しつつあり、その製造技術に関しては各方面
において種々に検討開発されている。

然して斯かる高張力鋼の材質上問題となる特性としては
強度の外に延性、靭性があり、特にこの延性改善に関し
ては相当の技術が開発されつつある。

即ちこの延性に及ぼす主たる因子は冶金的な介在物であ
るから、この介在物を低減すべく鋼中の８分を低減し、
又Ｚｒ ）稀土類元素、Ｃａ等の介在物の形状を制御す
る元素を添加するような方法が一般的に知られている。

ところがこのような製品をホットストリップミルで得る
場合において、その制御圧延後コイリングされるプロセ
スにおいてその延性が顕著に低下せしめられ、所用な延
性低下を改善する適切な技術は見当らない。

本発明は前記したような実情に鑑み、検討を重ねて創案
されたものであって、ホットストリップミルによる低合
金高張力鋼の製造に当って一般に採用されている制御圧
延（低温圧延）及びその後のコイリングに伴う延性低下
の原因を解明し且つこれを有効に改善して優質の製品を
得しめることに成功した。

即ち一般に制御圧延による延性の低下、特に圧延方向に
対して直角方向の延性低下原因については硫化物系介在
物と集合組織の発展に伴う異方性の増加によるものとさ
れているが、父上記したような制御圧延材の衝撃破面上
には屡々セパレーション（５ｅｐａｒａｔｉｏｎ ）と
呼ばれている特有の層状開口が認められ、このような制
御圧延は破面遷移温度などの靭性改善には寄与するとし
ても延性エネルギーを低下させる原因となっている。

本発明者等はこのようなセパレーションの発生原因につ
いて検討した結果、ホツトス） ＩＪツブミルでの制御
圧延後、コイリングの徐冷過程で鋼中のＰが偏析するこ
とを見出し、このようなＰの偏析によって衝撃試験破面
上のセパレーションが促進されることを確認した。

即ちこのような新しい知見に基く本発明においては鋼中
のＰ含有量を０．０１０％以下に低減することによりセ
パレーションの発生を大幅に緩和し、延性の優れた高張
力鋼を製造することを骨子とするものである。

本発明について更に説明すると、先ず本発明における鋼
の成分組成については一般に制御圧延によって鋼材に強
靭性を賦与するためにはＮｂの添加が不可欠であり、即
ち強靭化のために少くともｏ、ｏ１％以上のＮｂ添加が
必要であるが、またそれがｏ、１５％以上となると溶接
性が低下する。

Ｃは強化のため少くともｏ、ｏ３４以上が必要であり、
又０．１．８％以上では加工性、溶接性が低下する。

ＭｎについてもＣと同様に１％以上は強化のため必要な
量であり、２．５％以上は加工性、溶接性を劣化する。

Ｓｉは脱酸のため少くとも０．０５％以上が必要であり
、又０．５０％を超えると靭性が低下する。

Ｓは既述したように制御圧延材の延性に対して基本的に
影響を及ぼし、このＳ量を０．０１．０係以下にすると
延性の向上が著しい。

又Ａｌは０１０係以上になると延性、靭性を共に低下す
る。

然してＰの効果は本発明の骨子をなすものであって、制
御圧延後のコイリングによる徐冷効果を介してセパレー
ションの発生を促進し延性を低下させることが確認され
る。

しかしそれが０．０１％以下になるとこのセパレーショ
ンの発生を大幅に緩和し著しい延性の改善を期待するこ
とができるのてこをれ上限とした。

又より高張力化を図る必要がある場合において０．１５
％以下の■の添加が有効であり、これを超えると溶接性
が低下する。

ＣｕｙＮｉ、Ｔｉ及びＭｏも上記したような基本成分系
に対して０．３０％以下の単独或いは複合添加してもそ
の加工性や溶接性を殊更に損うことがなく、それら元素
により夫々の強化を図ることができる。

而して本発明では上記のような鋼をホットストリップミ
ルて制御圧延して延性及び靭性の高い高張力鋼を得るも
ので、詳しくは上記組成の鋼を９００℃以下で最終板厚
にするように圧下する全圧下率を３０係以上とする制御
圧延を行い、然る後５００℃以上の温度で捲取るもので
ある。

鋼の靭性（破面遷移温度）を改善するため熱間圧延に際
して９００°Ｃ以下での全圧下率を３０係以上とする所
謂制御圧延は公知であるが、本発明ではこのような制御
圧延を行うことによって得られる鋼に好ましい靭性を確
保せしめ、しかもこのような制御圧延を行った場合にお
いて問題となるセパレーションの発生に伴う延性低下を
既述したような特定の鋼成分とすることによって回避す
るものである。

なお上記のように制御圧延後その捲取り温度を５００℃
以上とするのは作業性を良好にし、又特別な冷却設備等
を不要にするためであって、既述のような制御圧延後の
Ｐの偏析に基くセパレーションの発生は更に後述するよ
うに５００°Ｃ前後をコイリングすることによって鋼が
徐冷されるためであり、５００℃以下で捲取った場合に
はこの点では問題を解消することになるけれでも、ホラ
トスｌ−ＩＪツブ通過後捲取り迄の間に更に冷却を必要
とし、作業能率や工程及び設備的に不利とならざるを得
ない。

本発明によるものの具体的な実施例について説明すると
、次の第１表は本発明における鋼と従来鋼として代表的
に採用した各供試鋼の具体的な化学成分を示すものであ
る。

又この第１表に示された各供試鋼について、ホットスト
リップミルにより製造した仕上り温度、９００°Ｃ以下
での全圧下率及び捲取り温度の各条件および斯くして得
られた各板厚１２ｍｍの鋼板の機械的性質は次の第２表
に示す通りである。

即ち本発明によるものはＯ′Ｃおよび４０・Ｃでの衝撃
吸収エネルギー値（ｖＥＯ、ＶＥ４０ ）が比較鋼のそ
れより極めて優れており、特に圧延方向と平行なＬ方向
での特性が著しく高い値を示している。

即ちこれらの特性は第２表に示されているように９００
°Ｃ以下で４０係の圧下率（仕上り板厚１２龍に対して
）で圧延し、８５０℃の仕上り温度条件で得、その後ラ
ミナー冷却、６２０°Ｃでコイリングされた場合のコイ
ル中心部から試験片を採取したときの試験結果であって
、一般にコイル中心部は冷却速度が著しく遅く、１０°
Ｃ／ｈｒから５０’Ｃ／ ｈ ｒの範囲内の平均冷却速
度で徐冷されている。

添附図面第１図には脆性破面率及びシャルピー衝撃の変
化が上記した第１表の本発明鋼１と従来鋼１，２の場合
について示されているが、実線で示された本発明鋼は延
性領域での吸収エネルギーが極めて高いことが明かであ
る。

第２図は多数の供試鋼を夫々ホラトスｌ−ＩＪツブミル
によって制御圧延し、５８０〜６２０℃で捲取った鋼板
について０°Ｃで衝撃試験を行い、その吸収エネルギー
とセパレーション発生率との関係を示したものであって
、この図においてセパレーションの発生率Ｌ （１７ｍ
ｍ ）と示したものは試験片の破面上に認められたセパ
レーションの総延長値（ｍｍ ）を延性破面積（−）で
除した値である。

即ちこの第２図から明かなように第１図における本発明
によるものとその他のものとの延性エネルギーの相違は
衝撃試験片破面上に認められるセパレーションの発生頻
度と対応しているものであり、本発明によるものではセ
パレーションの発生が極めて少いことにより高い延性エ
ネルギーが得られていることを理解し得る。

セパレーション発生の基本的原因が制御圧延（低温圧延
）によること自体は従来から知られているが、本発明は
斯かる制御圧延後コイリング時の徐冷によるセパレーシ
ョンの促進を抑えるものであって、前記した第２表中の
比較例における第４段の結果に示されているように９０
０°Ｃ以下の累積圧下率を３０係以下にする（２０ｆＯ
）に押えることによってもセパレーションの発生を低減
できるが、この場合には制御圧延による靭性（破面遷移
温度）の向上が充分に得られないことになる。

又同じくこの第２表′中の第５，６段に示されたｆｌａ
ｔ ｃｕｔ材の場合には同様の条件で制御圧延されて
いるにも拘わらずコイリングがなされていないため高Ｐ
鋼であってもセパレーションの発生が少なく延性エネル
ギーは高い。

このことからも明かなように本発明鋼はコイリングされ
た場合において生ずる徐冷過程でのＰの偏析によるセパ
レーション発生促進を抑止し前記のような効果を得しめ
るものである。

然して一般にＰの粒界偏析等は５００°Ｃ前後を徐冷し
た時に生ずることはよく知られたことであって調質鋼の
焼戻し脆性の如きにその例が認められるが、このような
焼戻し脆性は脆化現象であって、遷移温度の上昇を生ず
る現象であり、延性領域の著しい吸収エネルギー低下は
伴わない。

本発明の場合は前記した第１図に示されたように延性領
域のエネルギーの改善を図ったものであって、現象的に
は鋼中のＳを低減した場合の吸収エネルギー曲線変化と
類似したものであって、上記したような焼戻し脆性とは
本質的に異るものである。

以上説明したような本発明によるときは靭性を高めるた
めの制御圧延材の衝撃試験破面に生ずるセパレーション
の発生原因を解明し、Ｐが０．０１０％以下の特定の鋼
を用いて制御圧延し、経済的且つ簡易に延性破壊領域で
の吸収エネルギーが極めて優れた鋼板を的確に製造する
ことができるものであって、工業的にその効果の大きい
発明である。

【図面の簡単な説明】

図面は本発明の実施態様を示すものであって、第１図は
本発明鋼及び従来鋼についての脆性破面率及びシャルピ
ー衝撃の変化を示す図表、第２図はその吸収エネルギー
とセパレーション発生率との関係を示した図表である。 然して第１図において実線は本発明鋼によるもの、他の
破線、１点鎖線は従来鋼によるものを示す。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 ＩＣ：０．０３〜０．１８係、Ｓｉ：０．０５〜０，５
   ０係、Ｍｎ ： １．００〜２．５係、Ｓ’Ｓ；０．０
   １０％、Ｐ≦ｏ、ｏ１ｏ％、Ｎｂ ： ０．０１〜０．
   １５％、ｓｏｌ。 ＡＩ≦０．１０％にして残部が鉄及び不可避不純物より
   成り、必要に応じて■≦０．１５ ％、各０．０３係以
   下のＣｕ 、Ｎｉ 、Ｔｉ 、Ｍｏの１種又は２種以上
   を含む鋼を９００℃以下で全圧下率３０係以上で圧延し
   た後５００℃以上に捲取ることを特徴とするホットスト
   リップミルによる延性の優れた高張力鋼の製造方法。