JPS604248B2 - 熱延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、熱延非調質高張力鋼板の製造法に関し、特に
引張強さ７０ｋ９ノ磯以上を有し、冷間加工性、低温靭
性および溶接性にすぐれた熱延ま・で使用し得る、低Ｃ
−高Ｍｎ一Ｃｒ−Ｔｉ系の高降伏比型非調質熱延高張力
鋼板の製造方法に関する。

近年、建設機械等の鋼構造物はますます大型化される煩
向にある。この大型化に伴なう重量増加を軽減するため
にはより強度レベルの高い高張力鋼板が必要となる。例
えば、油圧クレーンのブーム材として、従来６０ｋ９／
桝級の高張力鋼板が広く用いられてきたが、近時はこれ
に代えて、８０ｋ９／桝級の高張力鋼板の使用が検討さ
れ、実用されはじめた。このような鋼構造物用部材鋼板
に要求される主たる等性として、所要の機械的性質を備
えることのほかに、長尺長手方向の平坦度、表面性状、
小半径直角曲げ加工性を主とする冷間成形性、低温轍性
、溶接性等にすぐれること、更に長手方向狭幅シャー時
のキャンパー発生が少ないこと、等が挙げられる。

本発明者等は、前述の鋼構造物大型化に伴なう車体重量
増加の軽減の要請に応じ、部材鋼板に要求される上記諸
特性を最も経済的に充足せしめるべく、ホットストリッ
プミルによる熱延ま・型非調質高張力鋼板の製造法につ
いて種々検討を重ねた。

その結果、低Ｃ−高Ｍｎ−Ｃｒ−Ｔｉ系の高張力鋼組成
に対し、ＴｉおよびＣの添加量の調整下に、従来固溶強
化元素として多量に用いられているＭｎの一部をＣｒで
置換するとともに、希±類元素（ＲＥＭ）またはＣａを
併用して成る、低Ｃ−高Ｍｎ−Ｃｒ−Ｔｉ系鋼を、一定
の熱間圧延工程に対することによって上記目的を達成し
得るとの新知見を得、本発明を完成するに到った。すな
わち、本発明は、ＣＯ．０３〜０．１０％、Ｓｉｏ．１
〜１．０％、Ｔｉｏ．０５〜０．２％、酸可溶性ＮＯ．
０５％以下、ＳＯ．０１０％以下、並びにＭｎおよびＣ
ｒを含有し、該ＭｎおよびＣｒの含有量の和（Ｃｒ＋Ｍ
ｎ）は１．５〜３．０％（但し、Ｃｒｏ．２％以上）で
あり、これにＲＥＭＯ．００５〜０．０１％またはＣａ
ｏ．００５〜０．０１％の一方または双方を含み、残部
鉄および不可避的不純物からなる低Ｃ−高Ｍｎ−Ｃｒ−
Ｔｉ系鋼を、熱延ミルにおいて、温度１２００ｑｏ以上
に加熱し、熱延仕上げを７５０〜８８０００にて行なう
ことにり所定板厚となし、これを温度５５０〜６５０ｏ
ｏにて巻取り、なお該熱延仕上げから巻取りまでの平均
冷却速度を８℃／秒以上に調整するようにした、高降伏
比型非調質熱延高張力鋼板の製造方法を提供するもので
ある。

なお、近年、Ｔｉ添加による非調質熱延高張力鋼板が提
案され、一部実用に供されており、池成分系に対するＴ
ｉ添加鋼の長所として、製造コストが安価であること、
強度−延性バランスにすぐれていると等が挙げられるが
、その反面、強度−靭性バランスが劣る欠点等を有する
ことが一般に知られている。

本発明は、かかる欠点をも解消し、一定の熱延条件下に
、従来の非調質熱延高張力鋼板よりも、諸特性にすぐれ
た引張強さ７０ｋ９／松以上のＴｉ含有鋼板の製造を可
能にしたものである。本発明鋼において、熱間圧延工程
で圧延後のコイル諸特性をすぐれたものとするためには
、まず、ＴｉおよびＣの添加量の調整が必要である。

後述のように、Ｃは延性及び靭性等を左右し、Ｔｉは強
度及び加工性に強い影響を与える。このためＣ含有量は
０．０３〜０．１０％に、Ｔテは０．０５〜０．２％に
規定される。このようにＴｉおよびＣの含有量を調整し
た鋼組成に対しては、固溶強化元素として従来多量に添
加されているＭｎの一部をＣｒで置換することによって
、その延性、特に切欠延性を改善することができ、後記
実施例にも示されるように、従来のＴｉ−Ｍｎ系鋼に比
し、「引張強さ−切欠伸び」バランスを顕著に改善する
ことができる。このため、本発明では後述のようにＣｒ
ｏ．２％以上を加える。かく得られるＴｉ−Ｃｒ−Ｍｎ
系鋼は、Ｔｉ−Ｍｎ系鋼に比し加工性にすぐれるが、低
温鞠性はなお同程度のレベルにとどまる。そこで本発明
は、更にＲＥＭまたはＣａを少量添加することとし、こ
れによって低温鞠性を改善すると同時に、一そうすぐれ
た加工性を与えることを可能とした。このＲＥＭまたは
Ｃａの添加による低温鰯性および切欠延性の改善効果は
、スラブ加熱オーステナイト粒度の紬粒化によって通常
の熱延工程による鋼板の結晶粒度も微細化すること、並
びに非金属介在物の形状制御効果によるものと考える。
以下に本発明鋼組成の成分限定理由について述べる。Ｃ
は、強化元素として有用であり、引張強さ７０ｋ９／桝
以上の強度を与えるために少量の添加が必要である。

このため、０．０３％以上の添加が望まれる。但し、過
度に加えると、冷間加工性、低温靭性および溶接性等を
劣化させるので、０．１％を上限とし、好ましくは０．
０８％以下とする。Ｍｎ及びＣｒは、鋼に強度と延性を
付与するのに有効な元素であり、相互に置換し得る特性
を有するが、両者を複合添加することにより、高強度を
与えつつ、「強度−延性バランス」を向上させることが
できる。その添加量は、Ｍｎ及びＣｒの含有量の和（Ｍ
ｎ十Ｃｒ）が１．５％に満たないと、強度不足となり、
一方３．０％を越えると、冷間加工性および溶酸性が劣
化するため、１．５〜３．０％とするのが好ましい。ま
た、両者の複合添加による「強度−延性バランス」改善
効果を得るには、Ｃｒ量の下限は０．２％とすることが
望まれる。Ｔｉは、鋼組織の紬粒化および炭窒化物の析
出硬化による強化作用を有すると同時に、硫化物系介在
物の形状制御作用（該介在物形状の球状化による延性・
靭性への悪影響を軽減・緩和）により、圧延直角方向の
加工性、低温靭’性を改善する効果をもたらす。

その添加量が、０．０５％に満たないと、上記効果は十
分でなく、一方０．２％を越えてもその効果は飽和し、
却って加工性・籾性劣化の弊害が現われる。よって、そ
の添加量は、好ましくは０．０５〜０．２％とする。Ａ
Ｉは、製鋼時における通常の脱酸を目的として加えられ
る。

但し、酸可溶性ＡＩ（ｓｏｌ．ＡＩ）が０．０５％を越
えると、冷間加工性が劣化するので、ｓｏｌ．Ｎ含有量
は０．０５％を上限とする。Ｓは、硫化物系介在物とし
て鋼の清浄度を害する不純物であり、加工性等の見地よ
りその量は少ないほど有利である。このため、０．０１
％を上限としてその存在を許容する。これにより、後述
のＲＥＭまたはＣａの少量の添加により良好な加工性を
得ることができる。ＲＥＭおよびＣａは、前記Ｔｉと同
様、硫化物系介在物の形状制御を目的として添加される
。

このための添加量として、少なくとも０．００５％以が
望ましく、一方０．０１％を越えても効果の増加は期待
できないので、含有量は０．００５〜０．０１％とする
。なお、ＲＥＭとして、１セリウム（Ｃｅ）、ランタン
（Ｌａ）等原子番号５７〜７１の１５元素が挙げられ、
これら元素の１種または２種以上を、Ｃａと複合し、ま
た単独で用いてよく、複合使用の場合は、その各含有量
が上記範囲内であればよい。その他、不純物は通常この
種の鋼に不可避的に混入する範囲内でその存在を許容す
る。

例えばＰは、０．０３５％以下の範囲で存在してかまわ
ない。次に熱間圧延条件について説明する。熱延ミルに
おける鋼の加熱温度は、好ましくは１２００ｏｏ以上と
する。

該加熱温度が低過ぎると、Ｔｉ等の合金元素が素地中に
完全に固溶し得ないため、その後におけるＴｉ炭窒化物
等の析出が不十分となり高い強度を得ることができない
。また、加熱時のオーステナィト（ｙ）粒が混粒化し、
鋼材特性、就中靭性のバラッキが大きくなる。かかる弊
害を防止するために、加熱温度は１２００ｏｏ以上とす
る。これにより、７０ｋ９／紘以上の引張強さを安定し
て得ることができる。熱延仕上げは、温度７５０〜８８
０ｏｏで行なうことが望ましい。

仕上げ温度が、７５０ｏＣに満たないと、合金元素の含
有量によっては、Ａｒ３点以下の温度で熱延され、オー
ステナィトからの変態生成物が生ずるおそれがあり、一
方８８０ｑｏを越えると、鋼板の結晶粒が粗大化し、加
工性・級性の劣化を招くからである。低温戦性および加
工性を特に重視する場合には、上記温度範囲内の下限付
近の温度を選ぶのが有利である。熱延仕上げ後のコイル
巻取り温度は、５５０〜６５０℃で行なうことが望まし
い。

同温度が６５０００を越えると、一部「フェライト十パ
ーラィト一組織が出現し、完全なべィナィトー相組織が
得られず、強度の著しい低下を招く。一方、５５０ｑｏ
に満たないと、地鉄はベイナイト組織であっても、Ｔｉ
の炭窒化物の析出が不十分となって、これまた強度不足
となる。また、熱延仕上げから巻取りに到る間の熱延板
の平均冷却速度は、８℃／秒以上に調整することが望ま
しい。

冷却速度がこれより低いと、冷却途中で、部分的にポリ
ゴナルフェラィトが生成し、強度低下を引起すからであ
る。一方、該冷却速度の上限は、特に限定されるもので
はなく、また、板厚にも依存する者であるが、実操業上
、設備能力の面から薄物材の場合６０００／ｓ程度がそ
の上限と考えられる。なお、上記条件下での熱間圧延に
て製造される熱延板の板厚については本質的には制限の
必要はないが、製造設備面及び一般的用途から、通常８
側以下とされる。

次に実施例を挙げて本発明方法について具体的に説明す
る。

実施例 第１表掲示の各種成分組成の供試材を用い、第２表に示
す圧延条件下でホットストリップミルをシミュレートし
て実験室的に板厚４．５肋の熱延板を得た。

得られた各熱延板の熱延ま・の引張特性および衝撃特性
を第２表に併記した。第１表中、供試鋼ａ，ｂ及びｃは
その成分組成が本発明の規定から逸脱した比較材、同ｄ
，ｅ及びｆは本発明の成分組成鋼である。

また、第２表中、試験Ｍ．１，２及び３は、上記比較鋼
ａ，ｂ及びｃを用いて本発明の規定による熱間圧延条件
下にて得られた比較材、同Ｎｏ．４，５，６，７はそれ
ぞれ本発明の成分組成鋼ｄを用いて本発明の規定から逸
脱した熱延条件で得られた比較材、同Ｎｏ．８〜１０の
各熱延材は、本発明の成分組成鋼（ｄ，ｅ，ｆ）に対し
本発明規定の熱延条件を与えて製せられた本発明材であ
る。なお、引張特性試験は、ＪＩＳ５号引張試験片（Ｌ
方向）を用い（但し、切欠伸びの測定にはＪＩＳ５号試
験片（Ｃ方向）平行部中央に２肋Ｖノッチ（４５ｏ）を
付したものを使用）、低温籾性試験には、２．５肋×１
０肌×５５側サブサィズ（Ｃ方向）の試験片を用いた。

引張特性のうち、降伏点は０．２％耐力（ｋ９／柵）に
て表示した。第２表における試験材Ｎｏ．１〜Ｎｏ．７
（比較材）及び同軸．８，９及び１０（本発明材）につ
いての切欠伸び（％）と引張強さ（ｋ９／孫）との関係
を第１図に、遷移温度（ｖＴ岱）と引張強さとの関係を
第２図にそれぞれ示す（図中、「×」は比較材、「●Ｊ
は本発明材を表わし、各マークに付された数字は試験鋤
．を示す）。

第１表 供試鋼化学成分組成及び炭素当量（ｗｔ％）※
炭素当量二０燐＋Ｍｈ燃し６十Ｓｉ脇レ２４十Ｎｉ隣レ
４０十ｏｒ協ノ５十Ｍｄ％レ４十Ｖ擁し１４第２表 供
試鋼試験条件及び試験結果 上記結果から明らかなように、比較材Ｎｏ．１（Ｃ量が
本発明範囲逸脱）、同Ｎｏ．２（Ｍｎ単独添加の点で本
発明範囲逸脱）及び同Ｎｏ．３（ＲＥＭまたはＣａ無添
加の点で本発明範囲逸脱）は、いずれも熱延条件は本発
明の規定に準ずるが、成分組成が逸脱しており、また、
比較材Ｍ．４〜７は成分組成は本発明の規定を満たすが
、熱延条件が本発明範囲を逸脱しているため、同一強度
に対する切欠伸び及び遷移温度に関し、本発明材に及ば
ない。

また、本発明材は、上記「強度−延性」バランス及び「
強度−靭性」バランスにすぐれるばかりでなく、Ｔｉ添
加鋼であることから、第１表に示されるようにその炭素
当量が低いことにより、溶接性も良好なことが確認され
た。以上のように、本発明は、ＴｉとＣ量の調整、Ｃｒ
によるＭｎの一部の置換、ＲＥＭ又はＣａの添加等によ
る成分構成と熱間圧延条件との組合せにより、従来のＴ
ｉ−Ｍｎ系鋼に比較し、熱延ま・非調質熱延高張力鋼板
に、良好な冷間加工性、低温靭性及び溶接性を保証した
ものである、また非調質鋼であるので、従来の調質材に
比し、平坦度、表面性状の点でもすぐれ、かつ低コスト
で製造できる利点も併せ有する。

図面の簡単な説頚 第１図は、引張強さ‐切欠伸びの関係を示すグラフおよ
び第２図は、引張強さ−低温靭性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 Ｃ０．０３〜０．１０％、Ｓｉ０．１〜１．０％、
   Ｔｉ０．０５〜０．２％、酸可溶性Ａｌ０．０５％以下
   、Ｓ０．０１０％以下、並びにＭｎおよびＣｒを含有し
   、該ＭｎおよびＣｒの含有量の和（Ｍｎ＋Ｃｒ）は１．
   ５〜３．０％（但し、Ｃｒ０．２％以上）であり、なお
   希土類元素（ＲＥＭ）の１種もしくは２種以上をそれぞ
   れ０．０５〜０．０１％および／またはＣａ０．００５
   〜０．０１％を含み、残部鉄および不可避的不純物から
   なる鋼を、熱延ミルにて、加熱温度１２００℃以上、仕
   上温度７５０〜８８０℃にて所定の板厚となし、温度５
   ５０〜６５０にて巻取り、なお該熱仕上げから巻取りま
   での平均冷却速度を８℃／秒以上とすることを特徴とす
   る熱延非調質高張力鋼板の製造法。 ２ 最終熱延板厚が８ｍｍ以下、引張強度が７０ｋｇ／
   ｍｍ＾２以上である上記第１項に記載の高張力鋼板の製
   造法。