JPS602364B2 - 低温靭性にすぐれた非調質高張力鋼板の製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は低温靭性にすぐれた非調質高張力鋼板の製造法
、特に、圧延条件ならびにその後の冷却速度を制御して
、鯛質処理を行なうことなく、強度ならびに低温鋤曲こ
すぐれた非調質高張力鋼板を製造する方法に関するもの
である。

一般に、調質処理を行なうことなく、高張力鋼を製造す
る場合に、強度ならびに低温鞠性を向上させるにはフェ
ライト粒径をより微細化する必要があり、その一つの紬
粒化手段として、圧延時の仕上温度をＡｒ髪変態点の前
後まで低下させて圧延する方法、いわゆる制御圧延法が
知られている。

この制御圧延法においては〜３変態点前後まで仕上温度
が低下し、この低温度域で強圧延されるため、オーステ
ナイト粒は再結晶しにくく、オーステナィト粒界および
その粒界内に歪が蓄積され、そのため、ｙ→Ｑの変態時
にフェライト粒の発生個所が増加し、この結果、変態後
のフェライト・パーラィト組織はきわめて微細化される
からである。また、制御圧延でさらに高強度の鋼板を製
造する場合は、圧延の仕上温度をＡｔ３変態点より低タ
下させ、特に、該温度をオ−ステナィト・フェライト２
相領域まで低下させ、このような圧延により、フェライ
ト粒内の亜粒界を増大させて、強度を一層高めている。
しかしながら、このように制御圧延によると、高強度の
鋼板が製造できるが、轍性を向上させることが困難で、
例えば、破壊の際には、所謂セパレーションと称する鋼
板表面に平行なところに層状割れ現象が発生し易く、衝
撃吸収エネルギーが低下する。また、制御圧延において
一層高強度の鋼板を製造するのには、圧延所要時間がふ
え、圧延機負荷も増大し、生産性および経済性の点で問
題が多い。また、被圧延材の鋼に多量の合金元素を添加
し、圧延し、強度ならびに級性に優れる鋼板を製造する
ことが行なわれている。

しかし、この方法は、ｙ→Ｑの変態時にフェライトの発
生は抑制されるが、粗大な低温変態生成物が生成し易く
、そのため、低温戦‘性が劣化し、多量の合金元素の添
加によって、炭素当量が増加するため、溶接割れ感受性
が増大する欠点がある。また、このように粗大な低温生
成物の生成を避けるために、雛入、焼戻し等のいわゆる
調質処理が行なわれているが、鯛質処理は、特殊な設備
を必要とし、鯛質処理自体によって、生産性が低下し、
更に、大径管用鋼板のように、短期間に量産が要求され
る場合には、調質処理は不適である。本発明は、上記欠
点の解決を目的とし、特に、頚質処理を行なわずに、フ
ェライトバーラィト鋼あるし、は焼戻マルテンサィト鋼
の性質より優れた高張力を有し、低温級性に優れる鋼板
を製造する方法を提案することを目的とする。

更に詳しく説明すると、本発明者らは、該目的のために
、種々研究を重ねたところ「被圧延材の鋼の化学組成、
圧延条件およびその後の冷却条件下を適正なものとに限
定し、このもとで圧延し、その後、冷却すると、周強度
で、低温轍性に優れる鋼板が得られることがわかったの
である。

すなわち、本発明の要旨は、ＣＯ．０３〜０．０９％、
Ｓｉｏ．０３〜０．８０％、Ｍｎｏ．５〜２．５％、Ａ
ｌｓｏｌ．０．０７％以下ならびにＮｂｏ．０１〜０．
２０％を含み、これらの成分のほかに、Ｃｒｌ％以下、
Ｍｏｏ．８％以下、Ｃｕｏ．５％以下、Ｎｉ３％以下、
ＶＯ．２０％以下、Ｔｊｏ．１％以下、若しくはＣｅｏ
．０３％以下のうち１種または２種以上を添加し、残部
が鉄および不可避的不純物から成って、更に、炭素当量
が０．４５％以下である鋼を、まず、９００℃以上の温
度範囲において６０％以上の圧下を与え、続いて８００
〜９００ｑｏの温度範囲におし、て５０％以上の圧下を
与えたのち、１５〜１００℃／秒の冷却速度でベイナイ
ト変態完了まで冷却するところにある。なお、本明細書
において、炭素当量（Ｃｅｑ）とは日本溶接協会によっ
て、次の算定式により求めた値である。

炭素当量Ｃｅｑ（％）＝Ｃ％十Ｓｉ％／２４十Ｍｎ％／
６十Ｍｏ％／４十Ｃｒ％／５十Ｎｉ％／４０十Ｖ％／ １４ 次に、本発明法について順次に説明する。

まず、本発明法においては、ＣＯ．０３〜０．０９％、
Ｓｉｏ．０３〜０．８０％、Ｍｈｏ．５〜２．５％、Ａ
ｌｓｏｌ．０．０７％以下およびＮｂｏ．０１〜０．２
０％を含んで、残余がＦｅおよび不可避的不純物から成
る鋼を溶製し、この組成の鋼を圧延する。

また、この溶製時には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＡＩ、Ｎｂ等
の基本成分のほかに、Ｃｒｌ．０％以下、Ｍｏｏ．８％
以下、Ｃｕｏ．５％以下、Ｎｉ３％以下、ＶＯ．２０％
以下、Ｔｉｏ．１％以下若しくはＣｅｏ．０３％のうち
の１種若しくは２種以上を含んで残余がＦｅならびに不
可避的不純物から成る鋼を溶製し、この組成の鋼を圧延
することもできる。すなわち、Ｃは鋼板の強度を上昇さ
せ、高張力鋼としては有効であるが、あまり多いと、鱗
入性を高め、マルテンサィトおよびベイナイトを発生さ
せ、籾性を著しく低下させるほか、溶接割れ感受性を高
める。このため、本発明法においてはＣは０．０９％以
下添加し、また、ＣＯ．０３％未満では低温変態生成物
の発生量が少なくなって、十分な強度が得られにくいた
め、Ｃは少なくとも０．０３％以−上添加する。また、
Ｓｉは銅の脱酸を促進し強度を上昇させるので、本発明
法ではＣと同様に有効な元素であり、この意味で少なく
とも０．０３％以上添加する。

ｌしかし、Ｓｉはあまり多いと、鰯性や溶接性が著しく
損なわれるため、Ｓｉの添加は最大で０．８０％にとど
める。また、Ｍｎは鋼の強度ならびに鰯性を高め、本発
明法ではＭｎは、積極的に添加し、少なくともＭｎｏ．
５０％以上は添加する。

しかしながら、Ｍｎを２．５％を越えて添加すると、溶
接割れ感受性を著しく高められ、更に、フェライトの析
出自体がお：さえられ、低温変態生成物の形成が促進さ
れ、かえって、靭性が低下する。このため、本発明法に
おいては、Ｍｎは０．５〜２．５％の範囲内で添加する
。また、ＡＩは周知の通り製鋼過程において脱酸剤とし
てはたらき、このほかに、窒化物を形成して組織を紬粒
化する。

このため、本発明法においてはＡ】は添加するが、あま
り多くなると、介在物が増加し、このところから、ＡＩ
は０．０７％以下添加する。また、本発明法においては
、上記の通りにＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＡＩを適正範囲内に添
加させるほか、Ｎｂを添加する。

更に詳しく説明すると、Ｎｂは高温加熱によって鋼中に
固溶して、圧延される間に、炭窒化物として析出する。
このため、オーステナィト粒の再結晶は著しく遅れ、オ
ーステナィト粒は微細粒化するとともに、析出硬化し、
強度が上昇するのである。従って、本発明法では後述の
圧延条件のもとで、Ｎｂの上記効果を発揮させるところ
に一つの特徴があり、該効果を顕著に発揮させるために
、Ｎｂは少なくともＮｂｏ．０１％添加する。

また、Ｎｂはその量が多くなると、析出硬化が促進され
、強度が向上するが、溶接時に溶接部の轍性が低下し、
このところから本発明法ではＮｂは０．２０％を限定と
して添加する。また、本発明法においては、以上の通り
に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＡＩならびにＮｂを添加するほか
に、強度を一層向上させるためには、Ｃｒを添加する。

このＣｒは固溶硬化元素として知られ、これとともに、
Ｃｒは焼入性を向上させることによって、低温変態生成
物を増加させ、このようにして強度を上昇させる。しか
し、あまり多量にＣｒを添加すると、低温変態生成物が
増加するため、低温鞠性が著しく低下し、溶接時には溶
接部の硬化を招き易く、このため、本発明法では、Ｃｒ
を添加させて強度を一層向上させるがその限度は１．０
％どまりである。また、Ｍｏは初析フェライトの形成を
抑え、低温変態生成物を増加させるとともに、Ｃｒと同
様に固溶硬化を示すため、強度を向上させる場合には、
Ｍｏを添加する。

しかしながら、Ｍｏは高価であって、あまり多量に添加
すると、溶接時に溶接部の硬化性を著しく高めて好まし
くないので、本発明法ではＭｏは０．８％以下添加する
。また、Ｃｕも園溶硬化元素として知られ、強度を高め
、耐食性を増加させるため、本発明法ではＣｕを添加す
る。

しかし、Ｃｕをあまり多量に添加すると、熱間加工性を
阻害し、このため、Ｃｕは０．５％以下添加する。また
、Ｎｉは鋼の低温数性を向上させ、上記の通りに、Ｃｕ
を添加した場合は、Ｃｕ添加による熱間加工時の腕化は
Ｎｉによって防止できる。

このため、本発明法においてはＮｉを添加するのが好ま
しいが、Ｎｉは高価で「しかも、該効果は少量で十分に
達成できる。しかし、Ｎｉは級性の向上には有効で、と
くに、きびしい低温籾性を要求される場合には、ある程
度経済性を度外視しても、Ｎｉを３％を上限として添加
する。また、ＶとＴｉとはともに析出硬化型元素であり
、強度を一層向上させる場合には本発明法では添加する
。

しかし、あまり多く添加すると、溶接時に母材および溶
接部の轍性を阻害し、このため、ＶＯ．２０％以下、Ｔ
ｉｏ．１０％以下添加する。また、Ｃｅは硫化物系の非
金属介在物を球状化し、籾性を向上させるため、本発明
法ではＣｅを添加し、級性を更に向上させる。しかし、
Ｃｅを０．０３％以上添加しても、それほど低温級性が
向上せず、その効果は飽和するため、Ｃｅは０．０３％
以下添加する。なお、Ｃｅのほかに、本発明法において
は、各希士類元素あるいはそれをミュツシュメタルの形
式として添加することができ、Ｃｅの代りに添加した場
合、その添加量は単味でも、合量としても０．０３％以
下が好ましい。

また、以上の通りに各元素を添加する場合に、炭素当量
が０．４５％以下になるよう添加する必要がある。この
理由は０．４５％をこえると、溶接感受性が著しく高ま
るからである。次に、以上の通りの組成に綾製し、この
組成に係る鋼を、通常はスラブの形式として９００℃以
上の温度領域において圧下率が６０％以上になるまで、
くり返して圧延する。

このように圧延すると、スラブが上記組成から成ってい
ることもあって、オーステナイト粒は再結晶により細か
くされ、後述の如く８００〜９００℃の圧延ならびに冷
却を経て微細な初析フェライトと少量の低温変態生成物
とから成る微細な混合組織、つまり、ミクロ組織が容易
に形成できる。−針剣こ云って、鋼のイヒ学組成や圧延
後の冷却条件等が一定の場合は、製品たる鋼板等のミク
ロ組織は主としてオーステナィト粒径に左右されると云
える。

具体的に云うと、オーステナイト粒径が大きい場合は、
その粒径が大きいほど、暁入能は上昇し、マルテンサィ
トおよびベイナイトなど低温変態生成組織は形成し易く
なり、オーステナィト粒径が小さい場合は、フェライト
組織が形成され易くなる。また、圧延過程においてオー
ステナィト粒の平均粒径が微細になっても、局部的に粗
大なオーステナィト粒が混在している場合には、変態後
において微細なフェライト粒間に粗大な低温変態生成組
織が存在することになって、級性が低下する。また、圧
延過程においてオーステナイト粒内には、歪、つまり、
格子欠陥が蓄積され、この場合は、擬入性が低下し、フ
ェライトおよび上部ベイナイトが発生し易く、不完全暁
入組織が形成され、籾性は低下する。したがって、むし
ろ鞠質処理による暁入−焼戻し組織にするか、あるいは
制御圧延したフェライト・パーラィト組織にするかのど
ちらかが選択される。本発明は基本的にはこの級性のお
とる不完全暁入組織を改良することにより、級性のすぐ
れた経済的な高張力鋼板を得ようとするものである。こ
のところから、本発明法の如く、鋼を少なくとも９００
℃若しくは、それ以上の温度領域で圧延するため、この
場合は、通常の条件であると、オーステナイト粒は粗大
化し易い。

しかしながら、本発明法において溶製され鋼中にはＮｂ
が含まれるため、オーステナィト粒は粗大化することな
く圧延される。なお、このように圧延してもオーステナ
ィト粒の微細化は不十分である。

このため、９００℃以上の圧延に続いて、後述の如く、
９００℃以下、つまり９００ｑｏ〜８００ｏｏで圧延す
ると、オーステナィト粒は著しく伸長されると同時に変
形帯を数多く含む微細な粒となって、多数のフェライト
生成の核を与えることになって、冷却時には、オーステ
ナィト粒界および粒内の変形帯界面よりフェライト粒が
容易に変態生成し、極めて微細なフェライト粒が生成で
きる。また、このフェライト粒の生成時に、フェライト
が急速に析出するため、残存する少量の未変態のオース
テナィト領域には合金元素が濃縮し、その濃縮部分の変
態温度は低下し易い。本発明法では後述の如く１５〜１
００℃／秒の冷敷速度で冷却するため、この未変態オー
ステナイトはベイナイトまたはマルテンサィトに変態し
、この組織が、大半を占める微細な初折フェライト粒の
間に分断された状態で存在するようになる。本発明法に
よると、初折フェライト粒が著しく微細であるのに加え
て、その間に介在する低温変態生成組織は細かくかつ均
一に分散しているため、高い強度とすぐれた轍性を有す
る鋼板が製造できる。以上要するに、本発明法において
は、まず微細なオーステナィト粒を得るために、鋼を上
記の逸りに溶製し、この鋼を９００℃以下で圧下率が６
０％以上になるまでくり返して圧延し、スラブ加熱時の
粗大なオーステナィト粒を圧延−再結晶の繰り返し１こ
よって細かくかつ均一に微細化するのである。

なお、上記のところは第１図に示すところからも明らか
である。

すなわち、実施例１の第１表に示す通りの組成のスラブ
（ＣＯ．０５％、Ｓｉｏ．２５％、Ｍｎｌ．７３％、Ｐ
Ｏ．０１３％、ＳＯ．００３％、Ｎｂｏ．０７％、ＡＩ
Ｏ．０３２％を含み、炭素当量が０．３５％であって、
残余が実質的にＦｅ）を１１５ぴ０まで加熱し、その後
において、９００℃以上の温度域において圧下率を変化
させて圧延してから、冷却した場合と、それと同様に９
００ｑｏ以上の温度域において圧下率を変化させて圧延
するがその後、更に９００つ０以下の温度領域において
も再び６０％の圧下を与えたのち冷却した場合とについ
てシャルピー衝撃試験を実施したところ、第１図に示す
通りの結果が得られた。

第１図においては両者について９００℃以上の圧延時の
庄下率と破面遷移温度との関係を示し、第１図から明ら
かな通り、後者の如く９００℃以下でも圧延した場合（
本発明法に対応）は、９００ｑ０以上の圧延における圧
下率が６０％以上になると破面遷移温度は著しく低下し
、圧延率が６０％禾満では破面遷移温度の低下率は低い
。これに反し、前者の９００℃以下で全く圧延しない場
合は破面遷移温度が高くその低下率もきわめて低い。こ
のように本発明法によって、９０ぴ０以上で圧延する場
合は、オーステナイト粒を微細化でき、しかも、それを
介して鋼板等の最終製品の級性を向上させることができ
る。この理由は、氏下率が６０％以上になるまでくり返
して圧下されるため、スラブの加熱によって粗大化され
たオーステナィト粒は動的に再結晶し、この結果、紬粒
化と整粒化とが行なわれるからである。次に、以上の通
りに９００ｑ○以上の温度城において圧下率が６０％以
上になるまで圧延してオーステナィト粒を微細化し、そ
の後、引き続いて、８００℃〜９００００温度城におい
て圧下率が５０％以上になるまで圧延する。

更に詳しく説明すると、本発明法においては、まず９０
０℃以上の温度城において圧下率が６０％以上になるま
で圧延する。このため、オーステナィト粒径は約４０一
肌程度まで再結晶により紬粒化されるが、このままの状
態で冷却して変態させても、組織の大半を極微細なフェ
ライト粒にすることは難しく、その上、粗大な低温変態
生成組織が混在しやすくなるために、均一な微細組織が
得られない。そこで、級粒化されたオーステナィト粒に
対して多くのフェライトの発生核を与える必要がある。
すなわち、本発明法においては、鋼中に必須成分として
Ｎｂを含み、このＮｂの再結晶抑制効果によって、通常
の加工歪が与えられても、オーステナイト粒は再結晶を
起こさず伸長される。

しかしながら、Ｎｂの効果はこの再結晶抑制効果にとど
まって、この上に上記の通りに８００〜９００℃の温度
領域で圧延すると、オーステナィト粒界には加工歪が与
えられ、また、その粒内には変形帯および転位が数多く
導入されることになる。つまり、このように変形帯およ
び転位の増加によってオーステナィトの安定性は減少し
、フェライト粒は発生し易くなり、その数が著しく増大
し極微細な組織が得られることになる。また、上記の通
りに、本発明法においては、オーステナィト粒が微細化
されるため、競入性が低下し、低温変態生成組織の発生
が抑制され、均一な微細組織が得られ、戦性が向上する
。

この点、本発明者らは、第１表に示す上記組成のスラブ
について１１５０午０に加熱してから、９０ぴ○以上の
温度領域で６２．５％の圧延を行なって、その後、８０
０〜９００ｑｏの温度領域で圧下率を変化させて圧延し
た場合（本発明法に相当）と、同組成のスラブを１１５
０ｑｏに加熱してから、その後９００℃以上で圧延する
ことなく８００〜９０ぴ○の温度領域で圧下率を変化さ
せて圧延した場合とについて、破面遷移温度を求めたと
ころ、８００〜９０び０の温度領域内の圧下率との関係
において第２図の通りの結果が得られた。

すなわち、第２図から明らかな通り、本発明法の如く、
９００℃以上の温度領域において圧下率６２．５％まで
圧延し、その後、８００〜９０ぴ０の温度領域で圧延し
た場合は、９００℃以上の温度領域で圧延しない場合に
比べて、破面遷移温度の推移を示すカーブのレベルが著
しく低下している。

また、前者の本発明法の如く圧延した場合は圧下率５０
％以上になると破面遷移温度が著しく低下し、庄下率が
５０％末満では遷移温度の低下率は小さい。

また、更に、９００℃以上の温度域での圧延を行なわな
かった場合は、８００〜９０び０の温度領域において圧
延を強化し、圧下率が７０％以上になると、破面遷移温
度は急激に低下するが、元釆がそのレベルが高いため、
低下したと云っても、その絶対値は高いｏまた、上記の
如く、非再結晶温度領域において圧延する場合は、一般
に、Ａｒ３変態点は８００こ０近傍まで上昇する反面、
従来例の制御圧延の如く、Ａｒ３変態点以下の温度まで
圧延すると、衝撃謎片または蓬童謎片の破面上には、い
わゆるセバレーションが発生し、衝撃吸収エネルギーが
低下する。

しかしながら、本発明法では８００℃以上、特に８００
〜９０ぴ○の間で圧延するため、衝撃吸収ェネルギの低
下が防止できるとともに、冷却過程前にフェライトが発
生したり成長したりするのを防止できる。

また、このように、高い仕上温度で圧延すると、圧延所
要時間が短縮し、また圧延機にも過大な負荷が掛らない
ので生産効率の向上をはかれることができる。次に、以
上の通りに、圧延を２段に分け、つまり、９００℃以上
の温度領域においては圧下率が６０％以上に達するまで
圧延し、その後、８００〜９００ｏｏの溢度城において
は圧下率が５０％以上になるよう圧延し、その後、この
２段階に分けて圧延された鋼板を、１５〜１００℃／秒
の冷却条件でベイナイト変態完了まで冷却する。

このように冷却すると、微細なフェライト粒が十分に発
生、成長し、この間に少量の低温変態生成組織が混在す
るようになって、強度ならびに鋤性に優れるミクロ組織
が得られる。すなわち、本発明法では上記の通りに微細
なオーステナィト粒を形成し、その後、冷却速度１００
℃／秒若しくはそれ以下で冷却する。

このように冷却すると、フェライト粒は十分に発生およ
び成長し、特に、オーステナィト粒は、ほとんどマルテ
ンサィトまたはベイナイトに変態することなく、該変態
量は４０％以下におさえられて級性に優れる組織が得ら
れる。またこの場合、冷却速度は１００℃／秒以下であ
っても１５℃／秒以上が好ましい。

この理由は、１５℃／秒以下の冷却速度ではフェライト
粒があまり成長し過ぎて、組織が大きくなり、少量の未
変態オーステナイトがパーライトあるいはセメンタイト
に変態し、強度が著しく低下し級性が向上しないからで
ある。また、１５〜ｉｏび０／秒で冷却する温度範囲を
圧延終了温度からベイナイト変態完了温度までとした理
由は、ベイナィト変態完了温度以上ではその後の冷却過
程で前述したパーラィトあるいはセメンタィトを生成す
るため、本発明の目的である高強度化が達成できなくな
るためである。

更に、なお１５〜１００午０／秒で冷却する温度範囲の
下限温度がベイナイト変態完了温度より著しく低下した
り、その後の冷却途上でマルテンサイトが生成しても、
ベィナィトやマルテンサィトの低温変態胸織が微細でそ
の生成量が４０％以下であれば、級性を劣化させること
なく高強度化が達成できる。以上のように、本発明法は
低温変態組織を微細なべィナィトに変え、このベイナイ
ト組織を細かくかつ均一に分散させることにより高強度
高級性化を図ることを主旨的としているので、１５〜１
０ぴ○／秒で冷却する温度範囲を圧延終了からベイナイ
ト完了温度以下にする必要がある。ベイナイト完了温度
（Ｂｆ）は下記の算定式により求めることができる。Ｂ
ｓぐ○）：８３０−２７０（％Ｃ）一９０（％Ｍｎ）−
３７（％Ｎｉ）−７０（％Ｃｒ）−８３（％Ｍｏ） Ｂｆ（℃）＝弥一１２０ ベイナイト完了温度は鋼成分により異なるが、約６００
ｑＣ以下となる。

以上要するに、本発明法においては圧延を２段に分けて
、オーステナィト粒の粒界を微細化すると同時に伸長し
、その後、１００℃／秒〜１５℃／秒の速度で冷却して
、微細かつ伸長されたオーステナィト粒の粒界および変
形帯界面によってフェライト粒を微細に析出させるので
ある。

また、この際、このような強制冷却によって、析出した
フェライト粒はその成長が抑制され、きわめて微細にな
る。

また、このようにフェライト変態のときに、本発明法に
よっても、少量の未変態オーステナイトに対して合金元
素が濃縮し、変態温度が低下して、この部分がマルテン
サィトまたはベイナイトに変態、する。しかしながら、
これらの少量の低温変態生成組織が形成されても、本発
明法では該組織が微細なフェライト粒に分断さ；れ均等
に分散される結果、高い強度とすぐれた鰯性が得られる
。なお、強度をさらに高めるには低温変態性成組織の量
を増加させることが有効であるが、一般には該組織が多
くなると轍性が損なわれ易い。しかしながら、本発明法
においては、低’温変態生成組織が微細な島状に生成さ
れる、その量を４０％程度まで高めても靭性はほとんど
劣化することがない。また、該組織は炭素当量（Ｃｅｑ
）が０．４５％をこえると、増加し、特に炭素当量（Ｃ
ｅｑ）が０．４５％をこえて、冷却速度が１００℃／秒
「以上になると４０％以上になる。以上の通り、本発明
法は圧延を２段に分けて行ないＬ その後、所定速度で
冷却して鋼板を製造するが、この場合、３５肋以下の鋼
板の製造にとくに有効である。

これは３５側以上の板厚では鋼板中心上部の冷却速度を
１５〜１０ぴ０／秒の範囲に安定して保持することが困
難となるためである。１５〜１００℃／秒の範囲の冷却
速度は板厚３５側以下であればスプレー冷却装簿または
通常の鋼板の鱗入に用いるローラ・クェンチ設備などに
よって容易に行なうことができる。

次に本発明の実施例について説明する。

実施例 １ 表１に示す組成の鋼を藩製し、この組成のスラブを表２
に示す圧延条件および冷却速度で圧延冷却して、板厚１
仇帆の鋼板に圧延した。

この時の機械的性質を求めたところ、表２に示す通りで
あった。表１実施例供試鋼の化学成分 籾 塾 蚤 繁 繁 辻 縦 岳 船 ｂ 鴇 辻 縦 戦 出 略 膚 対１ Ｒ 産 き‐ ｇ 蔓 」 ｆＥ 舷 蛇三 薫 ｇ 岳 ＊ Ｙ Ｓ ＊ ど Ｗ 蓬 麹 表２において、比較例のＮｏ．１およびＮｏ．２ではそ
の冷却速度が１５℃／秒以下であって、この時はフェラ
イトが十分に成長し、フェライト・バーラィト組織とな
り低温変態生成組織がないため引張強さが低い。

これに対し、本発明法の如く、冷却速度が適正な場合は
、ＮＯ．３およびＮＯ．４に示す通り、引張強さが著し
く増加するにもかかわらず、シャルピー試験の破面遷移
温度も著しく低下し、また、一６０ｑｏにおける吸収エ
ネルギーの値も十分良好であった。比較例Ｎｏ．５は本
発明法の如く２段圧延したが、仕上温度を７５０こＣと
低くした場合である。この場合は、強度は高水準となる
が、破面遷移温度は上昇し、吸収エネルギーの著しい低
下が起こりかつ破面にはセパレーションが発生した。比
較例のＮｏ．６は９００ｑｏ以上の温度城においてのみ
圧延を行なって、冷却した場合であって、通常圧延に相
当する。

この場合は、初析フェライト量は１５％と著しく減少し
低温変態生成組織が大部分を占めるため、強度は著しく
上昇するが鞠性は極度に劣化した。これは８００〜９０
０午０の温度城での圧延がないため焼入性が低下せず粗
大な低温変態生成組織が発生するためである。比較例Ｎ
ｏ．７は８００〜９００℃での圧下率が３０％と少ない
場合である。

この場合は、初析フェライト量が５０％と少なく、この
ため級■性の向上が不十分であった。以上のように圧延
条件および冷却条件が本発明法の限定外になると、轍性
の著しい劣化を起こすのに対し、限定内であれば高強度
轍性を有する鋼を製造できた。

実施例 ２ 表３に示す組成の鋼Ｂ〜Ｆを溶製し、このスラブを表４
に示す圧延条件および冷却速度にて圧延して、１仇吻厚
鋼板を製造し、この鋼板の機械的性質を求めたところ、
表４に示す通りであった。

これらＮｏ．８〜１２は、合金元素添加量が少ないにも
かかわらず、いずれにおいても高強度を有し、しかも靭
性が著しくすぐれていた。中 笹 州 三 Ｑ 愚 樋 益 ＆ 溝 舵 船 ミ ） 十 ミ 主 ミ ○ 十 ミ 亭 ミ 卓 ミ 十 ○ ・■ Ｘ 表４製造条件おょび機械的性質 また、初析フェライト量は炭素当量（Ｃｅｑ）の増加に
伴って減少し、級性の低下がわずかに起こるが、初析フ
ェライト量が６０％以上であれば実用鋼としては全く問
題のない水準である。

これらの鋼は、降伏比が低く加工硬化しやすく鞄性もす
ぐれていることが明らかであり、天然ガス石油輸送用パ
イプラインにもちいられるＵＯＥパイプ用鋼板として最
適である。以上の通り、本発明法においては、９０００
０以上と９００〜８００ｑｏとに分けて圧延してから適
正に冷却させて、変態させて鋼板を製造するため、高い
強度とすぐれた級性を有する非議質高張力鋼を生産効率
を損うことなくかつ経済的に製造することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は９００℃以上の温度域での圧下率と破面遷移温
度との関係を示すグラフ、第２図は８００〜９００００
の温度域での庄下率と破面遷移温度との関係を示すグラ
フである。 第１図 第２図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Ｃ０．０３〜０．０９％、Ｓｉ０．０３〜０．８０
   ％、Ｍｎ０．５〜２．５％、Ａｌｓｏｌ．０．０７％以
   下およびＮｂ０．０１〜０．２０％を含んで残部がＦｅ
   および不可避的不純物からなって、しかも、炭素当量（
   ただし、炭素当量（％）＝Ｃ％＋Ｓｉ％／２４＋Ｍｎ％
   ／６＋Ｍｏ％／４＋Ｃｒ％／５＋Ｎｉ％／４０＋Ｖ％／
   １４）が０．４５％以下である鋼を、９００℃以上の温
   度範囲において圧下率６０％以上になるまで圧延してか
   ら引き続き、８００〜９００℃の温度範囲において圧下
   率５０％以上になるまで圧延し、その後、１５〜１００
   ℃／秒の冷却速度でベイナイト変態完了まで冷却するこ
   とを特徴とする低温靭性にすぐれた非調質高張力鋼板の
   製造法。 ２ Ｃ０．０３〜０．０９％、Ｓｉ０．０３〜０．８０
   ％、Ｍｎ０．５〜２．５％、Ａｌｓｏｌ．０．０７％以
   下およびＮｂ０．０１〜０．２０％を含むとともに、Ｃ
   ｒ１％以下、Ｍｏ０．８％以下、Ｃｕ０．５％以下、Ｎ
   ｉ３％以下、Ｖ０．２０％以下、Ｔｉ０．１％以下、若
   しくはＣｅ０．０３％以下のうちの１種または２種以上
   を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなって
   、しかも、炭素当量（ただし、炭素当量（％））＝Ｃ％
   ＋Ｓｉ％／２４＋Ｍｎ％／６＋Ｍｏ％／４＋Ｃｒ％／５
   ＋Ｎｉ％／４０＋Ｖ％／１４）が０．４５％以下である
   鋼を、９００℃以上の温度範囲で圧下率６０％以上にな
   るまで圧延してから、引き続き８００〜９００℃の温度
   範囲において圧下率５０％以上になるまで圧延し、その
   後、１５〜１００℃／秒の冷却速度でベイナイト変態完
   了まで冷却することを特徴とする低温靭性にすぐれた非
   調質高張力鋼板の製造法。