JPS585965B2 - チヨウサイリユウコウチヨウリヨクコウノセイゾウホウホウ - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は結晶粒度が１３番以上の超細粒高張力鋼の製造
方法に関するものであり、その目的は靭性、冷開成形性
に優れ、しかも強度の高い高張力鋼板の製造方法を提供
することにある。

高張力鋼はその優れた性質と経済性の点から従来厚板の
分野で船舶、橋梁、建築および圧力容器などに使用され
てきたが、近時車輛、産業機械、コンテナ等比較的薄手
の鋼板が使用される用途にその利用分野が拡大されてき
た。

これらの高張力鋼板は、その用途に応じて特に冷開成形
性、溶接性、靭性などの諸性質が優れていることが要求
され、また製造コストの低いことが好ましい。

さてこの製造コストの面から云うと調質を必要とする製
造方法よりも、圧延まま、または焼準、焼戻し程度の熱
処理で使用できる非調質の製造方法の方が優れており、
本発明の方法も非調質で優れた性質を与えつる点を特徴
の一つとするものである。

而して圧延ままで使用される非調質高張力鋼を製造する
公知技術として低炭素鋼にＮｂ，Ｖ，Ｔｉ等を添加しフ
エライトーパーライト組織とする手段があるがこれは炭
窒化物の形成によって強度を確保し、あわせて細粒化に
よって靭件の向上を計るものであり、この手段で得られ
る結晶粒度はたかだか１２番程度であり、板厚が厚くな
ると結晶粒が大きくなり強度、靭性が低下するという問
題点を有するほか、圧延前に炭窒化物を完全溶体化する
ため高い加熱温度が必要であり、省エネルギーの点で不
利である。

しかも低温靭性の向上と省エネルギーを目的として低温
加熱を採用すると強度低下が避けられないと云う難点が
ある。

このように強度と靭性の向上を同時に達成することは難
しく、結晶粒度で１２番程度のものを得ることが非調質
高張力鋼を製造する技術の限界とされてきた。

ところで近時チタン含有鋼を１２００℃以上に高温加熱
してオーステナイト中になるべくＴｉを固溶させ引張強
さ６０ｋ９／ｍｍ２以上の以上の強度を得ることをねら
いとする非調質高張力鋼の製造法が提案されているが、
本発明者等はかかる高温加熱の必要がなく、しかもより
結晶粒度が微細で強度および靭性のすぐれた高張力鋼を
製造する手段を開発したものである。

本発明の要旨とするところは、 （１）Ｃ０．０３〜０．２０％、Ｓｉ１．０％以下、Ｍ
ｎ１．５〜２．５％，Ｔｉ０．１〜０．５係、酸可溶Ａ
ｌＯ．０１〜０．１５％残部は鉄および不可避不純物か
らなると共にＴｉ／Ｃが０．５〜３．５の範囲の鋼材を
Ａ０３点以上１１５０℃以下で加熱したのち、８５０℃
以下での圧下率が５５係以上となり、かつ７５０℃〜６
５０℃で圧延が終了するように熱間圧延したのち、４０
℃／Ｓ以下の速度で冷却することを特徴とする結晶粒度
１３番以上の超細粒高張鋼を製造する方法 （２）Ｃ０．０３〜０．２０％、Ｓｉｌ．０％以下、Ｍ
ｎ１．５〜２．５係、Ｔｉ０．１〜０．５％，酸可溶Ａ
ｌ０．０１〜０．１５％に加えてＮｂ０．０１〜０．１
係、Ｖ０．０１〜０．２０％、ＺｒＯ．０１〜０．１５
％、ＲＥＭ０．０１〜０．１５％、Ｍｏ０．０１〜０．
５％、Ｃｒ０．１〜ｌ．Ｏ％、ＮｉＯ．１〜１．０％、
Ｃｕ０．１〜１．０％のいずれか１種または２種以上を
含み残部は鉄および不可避不純物からなると共にＴｉ／
Ｃが０．５〜３．５の範囲の鋼材をＡＣ３点以上，１１
５０℃以下で加熱したのち８５０℃以下での圧下率が５
５％以上となり、かつ７５０℃〜６５０℃で圧延が終了
するように熱間圧延したのち４０℃／Ｓ以下の速度で冷
却することを特徴とする結晶粒度１３番以上の超細粒高
張力鋼の製造方法 にある。

本発明は結晶粒度１３番以上の超細粒の高張力鋼をより
経済的に製造することを要点とするものであるが、結晶
粒度のみに限って云えば、周知技術として超細粒のもの
を得る手段が知られている。

たとえば予め細粒化した試料を高圧下熱延する手段、あ
るいは高合金鋼を二相共存域で圧延するか、または冷間
加工して二相共存域で焼鈍する手段などがあるが、いづ
れも実験室規模のものであって工業的には設備費、コス
トの点で問題が多く、また強度上昇手段としては効果が
小さいが、結晶粒を１μ以下とする技術としてアイソフ
オーミング法がある。

これは鋼を不安定オーステナイト域で恒温変態中に加工
するもので、オーステナイトからの急冷および恒温処理
が必要である。

このように工程的あるいは品質的に種々の制約がある方
法と異なり、本発明は加熱、粗圧延、仕上圧延設備から
なる周知の熱間圧延設備を用いて容易に非調質の超細粒
高張力鋼を製造することが可能な点に特徴を有するもの
である。

さて、本発明における成分の限定理由は次の通りである
。

Ｃは０．０３％未満では目的の強度たとえば６０ｋｇ／
ｍｍ２以上の引張強さが得られず、０．２０％を超える
と溶接性に悪影響が出て、用途面に問題が生ずる。

Ｓｉは強度上昇効果があり、脱酸剤として鋼製造にあた
り有用であるが、１．０％を超えると靭性および溶接性
が劣化する。

而して本発明者等の経験ではＳｉを０．０１％以下とし
ても本発明の目的を達成できた。

従ってＳｉについての下限は不可避不純物的微量でよい
。

これがＳｉを１．０％以下とする理由である。

Ｍｎは強靭化元素であり、また本発明における結晶粒度
１３番以上のフエライト組織を得るための必須元素であ
るが，１．５％未満では前記フエライト組織が得られず
Ａ２．５％を超えるとペイナイト組織となり超細粒の結
晶が得られない。

次にＴｉは０．１％未満では細粒化効果が充分でないた
め、０．１％以上の添加が必要である。

また０．５％を超えると効果が飽和して経済性を失なう
。

さらにＴｉ／Ｃを０．５〜３．５とする理由は０．５以
下では結晶粒微細化に寄与するＴｉ炭化物の量が確保さ
れず、目的が達成できないためで、また、Ｔｉ／Ｃが３
．５以上となるとＴｉ炭化物の凝集粗大化により結晶粒
微細化効果が減少しゃはり超細粒の結晶は得られない。

次に酸可溶Ａｔは結晶の微細化効果があることと脱酸の
ために必要で０．０１％未満では効果がな＜０．１５％
を超えると溶接性および靭性の点で射ましくない影響が
出る。

以上の成分のほかに強度、靭性をさらに改善するために
Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，ＲＥＭ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕのう
ちの１種および２種以上を添加すると、さらに良い結果
が得られる。

而してＮｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ｍｏはいづれも炭窒化物の形成
元素として結晶の微細化に効果があり、また析出硬化に
よる強靭化作用もあるので、Ｎｂ０．０１〜０．１％、
ｖｏ．ｏｉ〜０．２０％、Ｚｒ０．０１〜０．１５％、
ＭＱ０．０１〜０．５％の範囲での添加が望ましい。

即ち下限以下では効果が認められず、また上限以上では
効果が飽和して経済性を失なう。

またＲＥＭは硫化物形成傾向が大きく、硫化物を球状化
し加工性および靭性を著しく向上させるので０．０１〜
０．１５％添加する。

次にＣｒ，Ｎｉ，Ｃｕは前記Ｍｎの効果を補足すると共
に強靭化に効果があり、そのうえ耐候性、耐腐食性を高
めるのでＣｒ０．１〜１．０チ、ＮｉＯ．１〜１．０％
、ＣｕＯ．１〜１．０％を添加するが、それぞれ０．１
％未満では効果がなく、また１．０％超では効果が飽和
し経済性を失なう。

次に本発明の加熱および圧延の条件について、本発明を
熱間圧延による非調質の高張力鋼板の製造に用いた実施
例に従って詳述する。

さて前述の成分の鋼を転炉あるいは電気炉等の周知の冶
金炉によって溶製し、ついで連続鋳造法もしくは造塊一
分塊圧延法によりスラブとしたのち加熱炉においてＡｃ
３点〜１１５０℃の範囲で加熱する。

ただし分塊工程から直ちに粗、仕上圧延を行なう場合は
分塊工程前の均熱炉における加熱温度を調整する。

さて前述の温度範囲とする理由は、その温度範囲では溶
体化しないＴｉＣによって加熱中におけるオーステナイ
ト粒成長を抑制し、それ以後の圧延においてより一層細
粒のオーステナイトを得ることと固溶Ｔｉの変態抑制に
よってフエライト変態を容易に行なわせるためである。

即ちＡｃ３点以上とするのは一旦完全にオーステナイト
化することにより組織の均一性を得るためであり、１１
５０℃を超えるとオーステナイト粒の粗大化や固溶Ｔｉ
が増加してフエライト変態がおくれベイナイト組織が現
われ易くなるため本発明の目的が達成できない。

而して本発明における成分の鋼では実際操業でＡｃ３点
をほぼ９００℃とみなして操業し、好結果をおさめるこ
とができる。

しかし厳密な操業が好ましい場合はＡｃ３点を求めて温
度管理をすべきである。

さて次に圧延においては８５０℃以下での圧下率を５５
％以上とすべきであり、本発明者等は数多い実験によっ
てこの圧下率の限定条件を求めることができた。

８５０℃以下での圧下率を５５％以下にすると後述する
実施例でも明らかなように超細粒の結晶は得られない。

また熱間圧延において７５０℃〜６５０℃で圧延を終了
せしめることが、本発明において必須の要件であって７
５０℃をこえる温度で圧延を終了すると組織かペイナイ
ト組織となり、６５０℃を下廻る温度で圧延すると加工
組織か残ってともに本発明の超細粒の結晶を得ることが
できなくなる。

次に前記温度領域で圧延が終了した鋼板は４０℃／Ｓ以
下の冷却速度で冷却するが、４０℃／Ｓ以上の速度で冷
却すると目的とする組織が得られないのでそれ以下の冷
却速度を採用しなければならない。

以上詳述した本発明の方法によれば周知方法では得られ
なかった結晶粒度１３番以上のフエライト組織を有し、
優れた強度、冷間加工性と靭性をもつ非調質の高張力鋼
を得ることができる。

次に実施例に従って本発明の効果を詳述する。

実施例 １ 第１表に供試鋼の化学成分を示し、第２表に第１表に示
した供試鋼の圧延条件とそれに従って製造された６ｍｍ
厚の熱延鋼板の引張試験値、シャルピー吸収エネルギー
遷移温度（ｖＴｒｓ）および結晶粒度を示す。

而して第２表の比較鋼１のように加熱温度１３００℃と
高い場合、８５０℃以下の圧下率を５７％とし７３０℃
で圧延を終了しても第１図の写真（倍率５００倍）に示
す通りペイナイト組織となりフエライト組織は見られな
い。

これは前述のように加熱温度が高くなるとオーステナイ
トの粗大化と固溶Ｔｉが多くなり、フエライト変態がお
くれ、ペイナイト組織になりやすいからであると考えら
れる。

第２表において引張試験値はＪＩＳ Ｓ号試片によるも
ので、吸収エネルギーはシャルピー２ｍｍＶノツチ５ｍ
ｍサブサイズＣ方向の値である。

次に比較鋼２の場合加熱温度は１１００℃と低いが圧延
終了温度が６３５℃と低い場合は８５０℃以下の圧下率
が５５％以上の条件を満しても第２図の写真（倍率５０
０倍）のように加工組織が残り、全体にわたって再結晶
による微細な結晶粒は得られない。

しかし加工組織が残っているにもかかわらずｖＴｒｓは
−１００℃と良好であった。

しかし−６０Ｃでの吸収エネルギーは低下する結果が得
られた。

ところで本発明方法によって得られた発明鋼１は１１０
０℃で加熱し、８５０℃以下の圧下率５８チ、圧延終了
温度７１０℃として得られたものであるが、第３図の写
真（倍率５００倍）の如く結晶粒度が１４．２番と云う
従来の非調質高張力鋼板では見られたことのない微細な
フエライト組織を有するものであった。

また発明鋼２は１１００℃で加熱後８５０℃以下の圧下
率５６％、圧延終了温度７２０℃として圧延したあと、
６００℃で焼き戻し処理を行なったものであるが、第２
表に示す通り結晶粒度１４．０番と云う良好な製品が得
られた。

本発明における非調質とは必要に応じて焼準、焼き戻し
を実施することを包含するものである。

なお実施例１における巻取り温度はすべて５００℃であ
った。

実施例 ２ 第３表に示すように前記実施例１の供試鋼に比してＣ量
が低＜Ｔｉ／Ｃが３．０の組成の供試鋼を用い板厚６ｍ
ｍの熱延鋼板を製造した際の加熱温度、圧延条件、試験
結果を第４表に示す。

第４表において吸収エネルギーはシャルピ−２ｍｍＶノ
ツチ５ｍｍサブサイズＣ方向の値を示す。

第４図ａ，ｂ，第５図は第４表に示す本発明に係る発明
鋼３、発明鋼４のレプリカによる電子顕微鏡写真である
が、８５０℃以下の圧下率がともに８１チで、それぞれ
７１５℃、６７５℃で圧延を終了した結果、写真で明瞭
なように従来の高張力鋼では得られたことのない結晶粒
度１４．６番および１６番と云う均一で超細粒の結晶組
織となっており、機械的性質も極めて良好である。

なお第４図ａ，ｂは発明鋼３のレプリカによる２０００
倍および４０００倍の電子顕微鏡写真であり、第５図は
発明鋼４の同じ＜２０００倍の写真である。

また第４表から明らかなように比較鋼３は８５０℃以下
の圧下率は６０％であるが、８３０℃で圧延を終了した
ため結晶粒度は１１．８番程度で機械的性質も不充分で
ある。

また比較鋼４は圧延終了温度が５４５℃と低いので、前
記比較鋼２と同様加工組織が残り、本発明の目的とする
強度、靭性ともに優れさらにその特性がバランスしてい
る高張力鋼は得られない。

実施例 ３ 次に第５表に示す組成の供試鋼を用いて６ｍｍ厚の熱延
鋼板を製造した際の製造条件および機械試験値と結晶粒
度を第６表に示す。

第６表から明らかなように本発明鋼５〜１０の如く、Ｎ
ｂ，Ｖ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｉを前述
の範囲内でそれぞれ添加された鋼を前記加熱条件、圧延
条件で製造した鋼板は結晶粒度が１３番以上で機械的性
質も非常に優れている。

これに対しＴｉを含まない比較鋼５は同じ加熱条件、圧
延条件のもとで製造しても結晶粒は微細なものとならず
、機械試験値も不満足なものである。

以上詳細に述べたように、本発明にかかる鋼は従来の高
張力鋼では見られない超細粒のフエライト組織を有する
ことから、強度と延性のバランスがよいため冷開成形性
が良好である。

また同時に超細粒の組織であるため低温靭性についても
極めて良好であり、本発明者等の試験では耐腐食性、耐
候性、溶接性についても良い成績を示したことから本発
明に係る鋼は広く各種高張力鋼の使用分野に用いること
ができる。

特に薄手の非調質高張張力鋼板として非常に有用で、車
輛、産業機械、コンテナ等に広く用いることができるほ
か、特に寒冷地で使用される場合、前述の用途において
周知の高張力鋼に比し卓越した機能を発揮する。

さらに高い靭性の要求される石油、ガス等の液体もしく
は気体輸送用のラインパイプに用いて非常に有用である
。

以上本発明を鋼板について詳述したが、本発明は形鋼、
線材等にも等しく適用可能であって、超細粒フエライト
組織を有することによる優れた性質をもつ各種高張力鋼
材の製造方法として経済的に有利な方法である。

【図面の簡単な説明】

第１図、第２図は比較鋼１および比較鋼２のそれぞれの
５００倍顕微鏡写真、第３図は発明鋼１の５００倍顕微
鏡写真、第Ａ図ａｔｂは発明鋼２のレプリカによる２０
００倍および４０００倍の電子顕微鏡写真、第５図は発
明鋼３のレプリカによる２０００倍電子顕微鏡写真であ
る。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｃ０．０３〜０．２０％、Ｓｉｌ．Ｏ％以下、Ｍｎ
   １．５〜２．５％、ＴｉＯ．１〜０．５チ、酸可溶Ａｔ
   ０．０１〜０．１５％、残部は鉄および不可避不純物か
   らなると共にＴｉ／Ｃが０．５〜３．５の範囲の鋼材を
   Ａ０３点以上１１５０℃以下で加熱したのち、８５０℃
   以下での圧下率が５５チ以上となり、かつ７５０℃〜６
   ５０ｌで圧延が終了するように熱間圧延したのち、４０
   ℃／Ｓ以下の速度で冷却することを特徴とする結晶粒度
   １３番以上の超細粒高張力鋼の製造方法。 ２ Ｃ０．０３〜０．２０％、Ｓｉｌ．０％以下、Ｍｎ
   １．５〜２．５係、ＴｉＯ．１〜０．５チ、酸可溶Ａｔ
   Ｏ．０１−０．１５チに加えてＮｂＯ．０１〜０．１％
   、ｖｏ．ｏ１〜０．２０ｓ、Ｚｒ０．０１〜０．１５％
   、ＲＥＭ０．０１〜０．１５％、Ｍｏ０．０１〜０．５
   チ、Ｃｒ０．１〜１、０％、Ｎｉ０．１〜１．０％、Ｃ
   ｕ０．１〜１．０％のいずれか１種または２種以上を含
   み、残部は鉄および不可避不純物からなると共にＴｉ／
   Ｃが０．５〜３．５の範囲の鋼材をＡｃＢ点以上１１５
   ０℃以下で加熱したのち、８５０℃以下での圧下率か５
   ５％以上となり、かつ７５０℃〜６５０℃で圧延が終了
   するように熱間圧延したのち、４０℃／Ｓ以下の速度で
   冷却することを特徴とする結晶粒度１３番以上の超細粒
   高張力鋼の製造方法。