JPS59150018A - 良加工性Ｔｉ添加熱延高張力鋼板の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、引張強さ：　７０ｋｇ／ｍｍ２以」二の高強
度をもち、かつ加工性および低温靭性のずくれたＴｉ添
加熱延高張力鋼板の製造方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
でかつ加工性のすくれた鋼材への要求か高まっており、
これらに対処するために各種の鋼材か開発され、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Ｔｉ添加鋼等かそれである。そして、その中でも、製
造価格か安くしかも高強度か得られるとの理由で、Ｔｉ
添加鋼か注目されているが、Ｔ１添加鋼はＮｂ添加鋼や
Ｖ添加鋼と比較して靭性が劣るという問題点があった。

一方、最近では、エネルキ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、
構造材としてもそのような環境下での使用に耐え得るも
のでなりればならない。例えは、特に板厚か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
生ずる危険性かあり、このような点からも、高強度かつ
良加工性という特性に加えて寒冷地での使用にも十分耐
えられるような、ずく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る。

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号や特公昭５７
−４７２５６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や高温で巻き取る方法か提
案された。

ところで、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に置き換えて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、既にいく
つかの論文（例えは、■Ｌ、Ｍｅｙｅｒ　ｅｔａｌ：“
Ｓｙｍｐｏｓｉｕｍ、　Ｌｏｗ　　Ａ１１ｏｙ　Ｈｉｇ
ｈ　　ＳｔｒｅｎｇｔｈＳｔｅｅｌｓ、　Ｎｕｒｃｍｂ
ｅｒｇ、Ｍａｙ、２１−２３．１９７０．　ｐ、９　　
；■■。

Ｋｏｒｃｈｙｎｓｋｙ　　Ｃｔ　　ａｌ　　：　　“　
Ｓｙｍｐｏｓｉｕｍ、　　Ｌｏｐ＋　　　Ａｌ１ｏｙ　
　ＨｉｇｈＳｔｒｅｎｇｔｈ　　５ｔｅｅｌｓ、　Ｎｕ
ｒｅｍｂｅｒｇ、Ｍａｙ、２１−２３．１９７０．　ｐ
。

１７）も′＋襲告されている。適切な条件下で製造する
と、Ｔｉ添力旧伍張力鋼板は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
規格の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って、されにその
低温靭性の改善を図ったものである。

ずなわら、特公昭５５−４５６１４号および腸公昭５７
−４７２５６号の開示する方法によれば、Ｔｉ　（Ｃ，
Ｎ　）の析出強化作用を利用するとともに、冷間加工性
および低温靭性を確保するために圧延終了温度を８８０
〜７３０　’ｃとし１１００〜９８０°Ｃの間の温度域
で１パスの圧下率が２８％以上の大圧下を少なくとも１
回以上施すことにより微細オーステナイト粒を得、次い
で、へイナイト組識の生成を阻止するために、熱間圧延
後の巻取り温度を５００〜６８０°Ｃに制限するととも
に変態後に微細フェライト組織を得る方法が好ましいこ
とになる。か（して得られたＴｉ添加鋼板は高強度を有
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規格曲げ試験によれは密着曲げまで可能
であるという、非常にずくれた冷間加工性を有するもの
とされている。

ところで、月Ｓ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けしたものを用
いるが、実際に各種の構造部材を生産する場合には、所
定の寸法に予めシャーリンク　（切断）して得たシャ一
端面部の素利（すなわち、シ・１・−切断面に何の加工
も施していない素材）かそのまま冷間加工に供されるの
がほとんどである。したがって、実用面からは、冷間加
工性の指標としてシャ一端面イ」の供試料の曲げ性能の
良好さが冷間加工用鋼板に要求されることとなる。

ところか、前記の特公昭５５−４５６１４号および特公
昭５７−４７２５６号公報に記載されている方法でｆＷ
られる鋼板をも含めて、Ｔｉ添加熱延鋼板ば、一般に、
シャ一端面付の素材の曲げ試験性能か著しく不良てあり
、曲げ加工の際に端面部に割れを生ずるという重大な問
題のあることかその後の実用化の段階で明らかとなって
きた。

本発明者し′Ａ、上述のような観点から、引張強さか７
０Ｋｇ／ｍｍ２以上の面強度と、ず（れた加工性並びに
低温靭性をイア１することはもちろん、特に、シャ一端
面部の素祠の加工性の良好な高張力鉗１板を得るべく、
鋭意（υ［究を止ねた結果、特定の化学成分組成のＴｉ
添加鋼を制御圧延・制御潜動後、従来の常識を破った約
４００′Ｃという低温て巻取れは、引張強さか７０Ｋｇ
／ｍｍ２以上の高い値を示すとともに、シャ一端面イ」
の鋼板の曲げ割れか改善され、低温靭性にもすくれた高
張力鋼板が得られることを見出して本発明に至った。

ごごに本発明者の得た知見をまとぬると次の通りである
２ （ａ）高強度を有するＴｉ添加熱延鋼板を製造するに１
際して、熱延後、通常の巻取り温度である約６００°Ｃ
て巻取ると、確かに、ＪＩＳ規格の曲げ試験では密着曲
げまで可能であってずくれた加工性を自していると判断
せさるを得ない。しかし、シャ一端面付の素材を曲げた
場合には、Ｔ１添加熱延鋼板に特有のフ工ライト粒界の
脆さに誘起された、シャ一端面に既に存在する割れに基
づく曲げ割れを回避するのが困難である。このように、
シャ一端面にてフェライト粒界割れを起こし易いのは、
通常の製造法に基づいて得られるＴｉ添加熱延鋼板が、
主に圧延後パーライトへの変態時に生しるＴｉＣの析出
強化を利用しているためである。このようにして圧延後
析出するＴｉＣは主にフェライト粒内に生じて相対的に
粒界への析出が少ない。しかも圧延後高温で巻取るため
セメンタイトが粒界に析出している。そのために粒内に
対する粒界の相対的強度か低下しており、シャーリンク
時点で粒界に歪が集中しやすくシャ一端面に多くの微小
割れを生成させるのである。そして、そのような割れを
起点として曲げ加工時にフェライト粒界割れを引き起こ
すのである。

また、圧延後パーライト変態時に析出するＴｉＣはフェ
ライト地と整合性を有する、つまり多量の歪の導入を伴
い、そしてそのような歪導入によって析出強化が図られ
ていると一般に考え−られているが、このようにフェラ
イト地と整合性を持ったＴｉＣの析出によって低温靭性
は劣化するものである。したがって、かかるＴｉＣのフ
ェライト地への整合析出を抑制することは非密に重要で
あると考えられる。そこで、巻取り温度を５００〜２０
０°Ｃの範囲に制御すると、上述のような脆化を生しる
ＴｉＣの析出強化が抑制され、上述のような問題は回避
される。しかも、ＴｉＣ析出により予想される強度低下
も、そのような低温を取りによるフェライトの細粒強化
とＴ１の固溶に基ずく変態強化により十分？ｉｉ償され
ることか分かった。したかって、フェライ１−の細粒強
化と第２相における変態強化か生しると共にフェライト
粒界の脆化か抑制され、微細に析出したフェライト相の
周囲にヘイナイ１〜相か析出し、ファセソＩ一単位つま
り脆性破壊の破面単位か小さくなり、シャルピー破面遷
移温度か改善されるはかりてなく、ジャー品１面付の素
材の曲げ性能が著しく向上することを解明した。特に、
９００　’ｃ以下にて合計３０％以上の圧下を行い、８
００°Ｃ以上の温度で圧延を終了するという制御圧延お
よびフェライトとオーステナイ１−との２相共存域まで
急冷後、徐冷もしくは保持することにより体積率で１０
％以上のフェライト相を得た後、再び更に５°Ｃ／秒以
上の急冷を行う制御冷却と結び伺けることにより、上記
各特性の極めて向上した高張力鋼板か得られる（ｂ）そ
して、これに加えて、Ｔｉ添加鋼中のＰ成分を低減すれ
は、上記（ａ）項で述へた各特性がより向上する； （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、より優
れた加工性と強靭化が図れる。

なお、本発明者は、これらの知見を得るに当たって、Ｔ
ｉ添加鋼の機械的性質に及はず圧延後の冷却および巻取
り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、各種実験を繰り返した。

ここに、この熱延シミュレーション実験法とは、鋼材の
圧延後、所定温度まで水スプレーにより急冷して急冷圧
延材を得、その後、予めこの所定温度にまて昇温してお
いた炉に上記の急冷圧延利を投入して炉冷却（冷却速度
：２０°Ｃ／ｌ＋ｒ）を行う方法である。

そして、この際の「所定温度」を巻取り温度に一致さ嵌
れば、実作業における熱延・巻取りにおけると同様な組
織並びに特性を有する鋼板が得られる。

このような熱延シミュレーション実験法により８２０′
Ｃ仕上げの制御圧延下でＴ１添加鋼の機械的性質に及ぼ
す巻取り温度の影響を調査した結果を第１図にグラフで
示す。　第１図は、０．１０％Ｃ−０，３０％５ｉ−１
，６５％Ｍｎ−０，００２％Ｓ　　−０，１７％Ｔｉ−
０．０２５％八ｌ−０．００３５へＮ鋼（以下、成分組
成割合を示す％゛はパ重量％゛である）に、９００°Ｃ
以下て５０％の圧下を加え、仕上は温度：８２０°Ｃに
て６ｍｍ厚の熱延鋼板を得た後、２種類の冷却パターン
、ずなわち、６５０°Ｃまて２０″Ｃ／秒の水冷後、１
０秒の空冷を行い、更に２０°Ｃ／秒の水冷によゲて各
巻取り温度にまて降温さゼた場合（冷却パターン■）と
、圧延仕上げ温度から単に１０°Ｃ／秒の水冷によって
各巻取り温度にまて降温させた場合（冷却パターン■）
とにおりる、各機械的性質に及ばず巻取り温度の影響を
示すグラフである。第１図からは、巻取り温度か４００
　’Ｃを越えるあたりから、シャー）γ＋Ｍ面イ」の素
材の曲は性並びにシャルピー破面遷移温度の劣化か目立
つようになり、特に、５００°Ｃを越えると実用的に好
ましくない程度にまでその劣化傾向かはなばたしくなる
か、巻取り温度が５００〜２００　’Ｃの範囲では加工
性並ひに低温靭性か極めて良好となることか分り、さら
に巻取り温度を下げて２００　’Ｃ未満とすると、再び
これらの特性に劣化傾向か見られるようになるというこ
とかあきらかである。また、冷却パターンＩの場合のほ
うが、冷却パターンＩｔの場合よりも、良好な特性を有
し、鋼中のＰ含有量も、上記の各特性に影響をあたえ、
その含有量が０．０２５％以下であれは、良好な結果を
得ることもわかる。なお、図中、黒丸は０．０２５％Ｐ
の場合を、白抜き丸は０．００６％Ｐの場合をそれぞれ
示す。

一方、第２図は、同様のＴｉ添加鋼熱延祠における従来
の６００°Ｃ巻取り材（第２図Ｃ）と、冷却パターンＩ
でこれよりも低温の４００°Ｃで巻取った＋Ａ料（第２
図ａ）と、冷却パターン■てやはり４００　’Ｃて巻取
った材料（第２図ｂ）の光学顕微鏡組織を示したもので
、これら３者を比較すると、６００°Ｃ巻取り利りまナ
イタル腐食を施すとフェライト粒界腐食むらを起こして
いることがわかる。すなわち、 （１）Ｔ　ｉ添加鋼を通當の巻取り温度である約６００
°ＣＴ：巻取ると、巻取り後の徐冷中、フェライト地中
にフェライト地と整合性を有するＴｉＣの析出が著しく
なり、したがって脆化を生じることとなる。また、かか
るＴｉＣの析出はフェライト粒内で主に生じるため相対
的にフェライト粒界の強度低下を生じることになり、外
力に対して粒界に歪か集中しやすくなる。更に、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、粒界浄化作用の表れと思ねれる。そして、
かかる腐食むらを起こし易い鋼材では、フェライト粒界
が躬いことが知られている。

上述のようｆｉ鋼材の脆化、粒内に対する相対的な粒界
脆化が原因で、鋼板のシャーリンクの時点で厳しい加工
を受けるその端面に、微視的にはフェライト粒界に割れ
を生し、それがその後の曲げ加工によって大きな割れに
つながるものと判断される。

しかしなから、低温巻取りを行えは、ＴｉＣの析出か適
当に抑制され、析出強化にかわって変態強化が生しるた
め、６００′Ｃ程度の巻取りによって生じる上記欠点を
回避することかできるものである。

（２）圧延後の冷却パターンに関しては、冷却パターン
■の方が冷却パターン■よりフェライｌ−量か多く、ヘ
イナイＩ・組織を明確に分断している。

このことにより、冷却パターン■の方てよりすくれた緒
特性か得られたものと思われる。

（３）また、２００′Ｃより低い温度での巻取り材は、
巻取り後の徐冷による自己焼きなましリノ果が少ないの
で、曲げ性、並び・にシャルピー特性とも不良となった
ものと思われる。

（４）Ｐ含有量を極力少なくすることにより、ジャ一端
面付の鋼板の曲げ性、およびシャルピー特性が向上する
理由も、■）の存在によって助長される焼戻し脆性に基
す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。

かくして、本発明は上記知見に基すいて、特に、シャ一
端面付のＴｉ添加鋼熱延素祠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、その要旨とすると
ころは； Ｃ：　０．０５−（］、２’０％、　　Ｓｉ　：　１．
２％以下。

Ｍｎ　：　０．５−２．０％、　　　Ｔｉ　：　０．０
４−０．２０％。

Ｐ　　：０．０２５％以下、　　Ｓ　　：０．０１５％
以下。

ｓｏｌ、八ｌ　：　ｏ：ｏｏｓ−ｏ、１５％。

Ｎ、　：　０．００８０％以下。

さらに必要によりＣａ　：　０．０１００％以下、Ｂ　
：　０．００３０９Ａ以下およびＣｒ　：　１．０％以
下のうちの１糠尿」二。

を含み（以上重量％）、残部Ｆｅおよび不可避不純物か
らなるキルド鋼に、９００〜８００°Ｃ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、
８００°Ｃ以上で圧延を終了した後、フェライトとオー
ステナイトの２相共存域まで急冷後、徐冷あるいは保持
することにより、体積率で１０％以上のフェライト相を
得た後、再び更に５°Ｃ／秒以上の急冷を行ってから５
００〜２００°Ｃで巻取ることを特徴とする。冷間加工
性のすくれた１゛１添加熱延高張力鋼板の製造方法にあ
る。

′本発明に係る熱延高張力鋼板の製造方法において、鋼
の化学組成および熱延・冷却・巻取り条件を上述のよう
に限定する理由を次に説明する。

炭素（Ｃ）： 炭素には鋼の強度を確保する作用かあり、引張強さ＋７
０ｋｇ／ｍｍ２以−ヒの強度を達成するためには欠くこ
とのでへない成分であるか、その含有量が０．０５％未
／菌では前記作用に対する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、本発明
で採用するような低温巻取りで一部生成するヘイナイＩ
・状組織か高炭素含有へイナイト組織になって、曲げ性
や低温靭性を劣化させるようになること、また、ｌ合接
性能劣化を生じることから、その含有量を０．０５〜０
．２０％と定めた。特に、その効果は０．０８〜０２０
％で著しい。

ケイ素（Ｓｉ）　　： ゲイ素成分は、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
いることか好ましいが、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。

マンガン（Ｍｎ）　　： マンガン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、その含有量か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、また一方、２．０％を
越えて含有させるとＡ系介在物か生じやすくなって、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％と定めた。

チタン（Ｔｊ）　　： チタン成分には、固溶Ｔｉによる変態強化や、ＴｉＣの
析出によって鋼を強化させるほか、ＭｎＳから成るＡ系
介在物をＴｉＳから成るＣ系介在物へ変化させてＣ曲げ
性能を向上させる作用があるが、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、介在物の形状制御も不十分となって、Ｃ曲げ性能が
劣化し、また一方、０．２０％を越えて含有させると、
本発明に係るＣ　：　０．０５−０．２０％の鋼におい
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、その含を量を０．０４−０．２０
％、好ましくは０．０８−０．２０％と定めた。

燐（Ｐ）： 燐成分は、巻き取り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し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。

硫黄（Ｓ）： 硫黄成分は、鋼中においてＭｎと結合してＡ系介在物を
生し易い不純物元素であり、たとえ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
Δ系介在物を生じて曲げ性能を劣化することとなる可能
性か大きいので、その含有量を０．０１５％以下と定め
た。好ましくは０．００５％以下である。

ｓｏｌ、ＡＩ　　： ｓｏｌ、ＡＩ成分には、添加されるＴｉの有効性を確保
する作用があるか、その含有量か０．００５％未満ては
ｉ’ｉ添加の効果か十分に発揮されず、一方、０．１５
％を越えて含有させると非金属介在物の量か増加して鋼
が脆化するようになることから、その含有量は０．００
５〜０．１５％と定めた。

窒素（Ｎ）： 窒素成分は鋼中でＴｉＮを生成し易いため、析出硬化に
有効なＴｉＣの形でのＴｉ、あるいは非金属介在物の球
状化に有効なＴｉＳの形でのＴｉの量を減少させること
になるので、可能な限り少ない方か良い不純物であるが
、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ｏ、ｏｏｓｏ％と定めた。しかしながら、
０．００５０％以下が好ましい。

カルシウム（Ｃａ）　　： カルシウム成分は、Ａｌ−０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させる作用があ
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添加は介在物の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させる必要があ
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
ると介在物か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。

ポロン（Ｂ） ポロン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、本発明に係る高張力鋼板の製
造方法のように、低温巻取りにより一部生成するヘイナ
イト状組織による強化機構を利用する場合には、Ｂの微
量添加に−よる鋼の焼入性向上効果の影響は非常に有効
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。

クロム（’−ｒ　）　　ニ クロム成分には、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％を越えて含有させてもそれ以上の向上効果か得られ
ないことから、また、溶接性能か劣化することから、そ
の含有量を１．０％以下と定めた。

熟翌二差卵」滌田巳 （ｉ）熱延条件： Ｔ１添加鋼では、Ｔｉｃの析出硬化と、粗大なＴｉＮの
存在によって低温靭性か劣化するので、この対策として
、本発明にあっては９００°Ｃ以下での合計３０％以上
の圧下を行い、８００°Ｃ以上で圧延を終了するという
制御圧延を実施する。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°Ｃ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
性か生じるはかりでなく、Ｃ曲げ性能も劣化することと
なる。したかって、本発明にあっては、前述のように、
９００〜８００°Ｃの温度域での合計の圧下率が３０％
以上となるような、そして仕上げ温度が８００　’Ｃ以
上となるような熱間圧延を施すことを条件とすることと
した。

（１１）熱延後、巻取りまでの冷却速度：本発明にあっ
ては、上述のような制御圧延後、フェライトとオーステ
ナイトとの２相共存域まで急冷した後、徐冷またはその
温度に保持することにより、体積率で１０％以上のフェ
ライト相を生成させる。オーステナイト領域での制御圧
延後、上述のように、フェライトとオーステナイトとの
２相共存域まで急冷されるため、微細結晶粒がそのまま
持ち来たされ、引き続いて行われる徐冷またはその温度
での保持（高温変態を引き起こす）によって得られるフ
ェライト相は著しく微細なものとなり、そのフエライ１
〜細粒組織による組織強化が図られる。生成フェライト
相は体積率で１０％以上、好ましくは１０〜５０％であ
る。

次いで、急冷後、後述する巻取り温度に保持してヘイナ
イト状組織を得るのであるか、その急冷の際、上述のよ
うに１０％以上のフェライト相を生成させずに５°Ｃ／
秒以上の急冷を行うと、ヘイナイトなとの低温変態組織
の体積率か著しく高くなって、所望の特性が得られない
。一方、５°Ｃ／秒未満の徐冷ではへイナイト状組織の
生成による変態強化作用がほとんど生ぜず、所望の高強
度および低温靭性を得ることか国側とｔζるのて、５°
Ｃ／秒以上の急冷を１＋％ずこととした。

（ｉｉｉ　）巻取り温度： 前述のように、巻取り温度か５００°Ｃを越えた場合に
は、ンヤ一端面付の素材の曲げ性およびシャ°レピー破
面遷移温度の劣化が著しくなり、一方、２００°Ｃ未満
となった場合にも、やはり該特性に劣化傾向が表れて（
ることから、本発明にあっては、巻取り温度を５００〜
２００℃と定めた。好ましくは、４００〜２００℃であ
る。

次に、本発明を実施例に関連させて説明するが、それら
は単に例示のために示すのであって、本発明を制限する
ためのものではない。

実施例１ 第１表に示す化学組成を有する各種の鋼を高周波炉を用
いた熔解・鋳造法によって調製した。同表の鋼種Ａ　−
Ｈは本発明に係る方法において規定する範囲内の鋼組成
を有するものであり、一方、鋼種Ｉ〜Ｓば本発明の範囲
外の比較用のものである。本発明で規定する組成範囲を
外れた成分については＊印を付して示しである。

次に、これらの銅相を第２表に示した各条件にて熱間圧
延し、厚さ：　６ｍｍの熱延鋼板を製造した。なお、第
２表においても本発明の範囲外の条件は＊印を付けて示
す。

このようにして得られた熱延鋼板の機械的性質について
試験を行い、そのとき得られた結果を第２表に併せて示
す。

第２表に示す結果からも明らかなように、使用鋼材の化
学組成範囲および熱延・巻取り条件が本発明で定めた範
囲内にある試験番号１〜９の熱延鋼板は、いずれも高強
度を有するとともに、すくれた低温靭性ならひにシャ一
端面付の素材でのすくれた曲げ性能を有していることが
明らかであり、他方、使用鋼材の化学組成範囲および熱
延・巻取り条件か本発明で定めた範囲外にある比較用の
試験番号１０〜２３の熱延鋼板は低温°゛靭性シャ一端
面付の素材に対する曲げ性能が劣っていることか分かる
。特に、試験番号１０．１１の社較例のように、制御圧
延または制御冷却を行わすに、単に低温巻取りのみを行
うと、得られる鋼板の組織は前述の第２図（ａ）に示す
ような、体積率で１０％以上の細粒フェライトと微細ヘ
イナイト組風の混合組織とはならす、はとんと粗大なヘ
イナイ［−組織となって大幅な靭性劣化を生じることも
分かった。なお、巻取り温度か本発明の範囲から外れた
場合の実験結果は、前述の第１図の各クランに示したと
おり、良好なものではなかった。

また、Ｃａを添加した第１表中の１つ鋼、Ｆ鋼、Ｇ鋼お
よびＩ−１鋼では、曲げ性能か極めて向上していること
か確認された。

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・制御冷却と低温巻取りとを組め合わせて施
すことにより、体積率で１０％以上の細粒フェライＩ・
と微細へイナイト組織の混合組織（細粒フェライｌ−と
微細ヘイナイト組織か分断されている）が得られ、した
がって、強靭性が確保てきるとともに、加工性にもすく
れた特性か得られるのである。

上述のように、本発明によれは、格別な後処理を施すこ
となく、引張強さ７０Ｋｇ／ｍｍ”以上の高強度と、シ
ャ一端面付の素材であっても割れを生しることなく良好
に冷間加工し得るすくれた加工性と、これに加えて極め
てずく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かでき、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けることか期待できるな
ど、工業上有用な効果かもたらされるのである。

【図面の簡単な説明】

第１図はＴｉ添加鋼の機械的性質に及ぼす巻取り温度の
影響を示したクラ７； 第２図（ａ）はＴｉ添加鋼を制御圧延した後、冷却パタ
ーンＩで冷却し、次いで４００℃で巻取った鋼板のナイ
タル腐食による光学顕微鏡組織写真；第２菌（ｂ）はＴ
ｉ添加鋼を制御圧延した後、冷却パターン■て冷却し、
次いで４００℃でを取った鋼板のナイタル腐食による光
学顕微鏡組織写真；および第２図（Ｃ）はＴｉ添加鋼を
制御圧延した後、６００°Ｃて巻取った鋼板のナイタル
腐食による光学顕微鏡組織写真である。 ＃２図 ４００°Ｃを−Ｔｉｌ　（本発明イクｌ　）　　　　　
　　　　４００°Ｃ桑取（比較夕１））６００°Ｃ啓取
（比較例） （Ｃ）２例“ 手続ネ市正宕：（自発） 昭和５９年　５月１６日 特許庁長官若杉和夫殿 １、事件の表示 昭和５８年４ろ許願第０２３７４８号 ２、発明の名称 良加工性Ｔｉ添加熱延高張力鋼板の製造方法３、補正を
する者 事件との関係　　特許出願人 住所　大阪市東区北浜５丁目１５番地 名称　（２１１）住友金属工業株式会社４、代理人 （別紙） （１）特許請求の範囲を次の通り訂正する。 ’　（１）　Ｃ：０．０５−０．２０％、　Ｓｉ　：　
１．２％以下、Ｍｎ　：　０．５−２．０％、　１１．
０．０４−０．２０％、Ｐ：０．０２５％以下、　Ｓ　
：　０．０１５％以下、ｓｏｌ、ＡＩ　：　０．００５
−０．１５％、Ｎ　：　０．００８０％以下 を含み（以上重量％）、残部Ｆｅおよび不可避不純物か
らなるキルト鋼に、９００〜８００°Ｃ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、
８００℃以上で圧延を終了した後、フェライ）・とオー
ステナイトの２相共存域まで空冷ま友褪急？；腎友、徐
冷あるいは保持により、体積率で１０％以上のフェライ
ト相を得た後、再び更に５°Ｃ／秒以上の急冷を行って
から５００〜２００°Ｃで巻取ることを特徴とする、冷
間加工性のすくれたＴｉ添加熱延高張力鋼板の製造方法
。 （２）Ｃ・０．０５−０．２０％、　　Ｓｉ、１．２％
以下、Ｍｎ　：　０．５　２．０％、　　Ｔｉ　：　０
．０４−０．２０％、Ｐ　：　０．０２５％以下、　　
Ｓ　：　０．０１５％以下、ｓｏｌ、八＋　　：　０．
００５　　＝Ｏ，１５％、Ｎ　：　０．００８０％以下
、 サラニＣａ　：　０．０１００％Ｉａ　下、Ｂ　’：　
０．００３０％ｕ下およびＣｒ　：　１．０％以下のう
ちの１種以上、を含め（以上重量％）、残部Ｆｃおよび
不可避不純物からなるキルド鋼に、９００〜８００　’
ｃの温度域での合δ１の圧下率が３０％以上となるよう
な熱間圧延を施し、８００℃以上で圧延を終了した後、
フェライトとオーステナイトの２相共存域まで空冷また
は急冷後、徐冷あるいは保持により、体積率で１０％以
上のフェライト相を得た後、再び更に５°Ｃ／秒以上の
急冷を行ってから５００〜２ｏｏ℃で巻取ることを特徴
とする、冷間加工性のすくれたＴｉ添加熱延高張力鋼板
の！！造方法。 （２）明細暑中下記の箇所の記載をそれぞれ次の通り訂
正する。 ■−行　　　関□Φ１シ膓　　　訂正後の言碌戎１２■
６　　　・・と思ゎれる。　　・・と思ゎれる。 なお、前段の水冷 に代えて空冷を行 ってもよい。 １３　　１９　　　ｉｑ冷冷後　　　　　空冷またば急
冷後Ｘ　丘　　１動を漁　　迂正後胆１ １９１２　　　急冷　　　　　　　空冷または急冷〃１
６〜１７　　急冷　　　　　　　空冷または急冷以上

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）　Ｃ：　０．０５−０．２０％、　　Ｓｉ　：　
   １．２％以下。 Ｍｎ　：　０．５−２．０％、　　　Ｔｉ　：　０．０
   ４−０．２０％。 Ｐ　　：０．０２５％以下、、　　Ｓ　　：０．０１５
   ％以下。 ｓｏｌ、Ａ、１　：　０．００５−０．１５％。 Ｎ　　：ｏ、ｏｏｓｏ％以下 を含み（以上重量％）、残部Ｒｅおよび不可避不純物か
   らなるキルド鋼に、９００〜８００℃の温度域での合計
   の圧下率が３０％以上となるような熱間圧延を施し、８
   ００℃以上で圧延を終了した後、フェライトとオーステ
   ナイトの２相共存域まで急冷後、徐冷あるいは保持によ
   り、体積率で１０％以上のフェライト相を得た後、再び
   更に５℃／秒以上の急冷を行ってがら５゜０〜２００°
   Ｃで巻取ることを特徴とする５冷間加工性のすぐれたＴ
   ｉ添加熱延高張力鋼板の製造方法。
2. （２）　Ｃ：　０．０５−０．２０　％、　’　　Ｓｉ
   　：　１．２％以下。 Ｍｎ　：　０．５−２．０％、　　　Ｔｉ　’：　０．
   ０４−０．２０％。 Ｐ、　：　０．０２５　％以下、　、　　Ｓ　　：０．
   Ｏ１５％Ｊｕ下。 ｓｏｌ、八Ｉ　　：　０．００５−０．１５％。 Ｎ　　：ｏ、ｏｏｓｏ％以下。 さちにＣａ　：　０．０１００％以下、Ｂ　：　０．０
   ０３０％以下およびＣｒ　：　１．０％以下のうちの１
   種以上。 を含み（以上重量％）、残部Ｆｅおよび不可避不純物か
   らなるキルト鋼に、９００〜８００°Ｃ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、
   ８００′Ｃ以上で圧延を終了した後、フェライトとオー
   ステナイトの２相共存域まで急冷後、徐冷あるいは保持
   により、体積率で１０％以上のフェライト相を得た後、
   再び更に５°Ｃ／秒以上の急冷を行ってから５００〜２
   ００°Ｃて巻取ることを特徴とする。冷間加工性のすく
   れたＴｉ添加熱延高張力鋼板の製造方法。