JPS6366367B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は、引張強さ：70Kg／mm²以上の高強度を
もち、かつ加工性および低温靭性のすぐれた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ぐれた鋼材への要求
が高まつており、これらに対処するために各種の
鋼材が開発され、使用されるようになつてきた。
Nb添加鋼やＶ添加鋼、あるいはTi添加鋼等がそ
れである。そして、その中でも、製造価格が安く
しかも高強度が得られるとの理由で、Ti添加鋼
が注目されているが、Ti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つ
た。 一方、最近では、エネルギ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
に至つており、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ければならない。例
えば、特に板厚が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
性があり、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、すぐ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
き取る方法が提案された。 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、これによつて加工性の向上を図
るものであり、既にいくつかの論文（例えば、
L.Meyer et al：“Symposium、Low Alloy
High Strength Steels、Nuremberg、May、21
−23、1970、p.9；M.Korchynsky et al：
“Symposium、Low Alloy High Strength
Steels、Nuremberg、May、21−23、1970、
p.17）も報告されている。適切な条件下で製造す
ると、Ti添加高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つて、されにその低温靭性の
改善を図つたものである。 すなわち、特公昭55−45614号および特公昭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℃とし1100〜980℃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、ベイナイト組織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℃に制限
するとともに変態後に微細フエライト組織を得る
方法が好ましいことになる。かくして得られた
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
格曲げ試験によれば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。 ところで、JIS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の機械切削加工仕上
げ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ヤーリン
グ（切断）して得たシヤー端面付の素材（すなわ
ち、シヤー切断面に何の加工も施していない素
材）がそのまま冷間加工に供されるのがほとんど
である。したがつて、実用面からは、冷間加工性
の指標としてシヤー端面付の供試材の曲げ性能の
良好さが冷間加工用鋼板に要求されることとな
る。 ところが、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得
られる鋼板をも含めて、Ti添加熱延鋼板は、一
般に、シヤー端面付の素材の曲げ試験性能が著し
く不良であり、曲げ加工の際に端面に割れを生ず
るという重大な問題のあることがその後の実用化
の段階で明らかとなつてきた。 本発明者は、上述のような観点から、引張強さ
が70Kg／mm²以上の高強度と、すぐれた加工性並び
に低温靭性を有することはもちろん、特に、シヤ
ー端面付の素材の加工性の良好な高張力鋼板を得
るべく、鋭意研究を重ねた結果、特定の化学成分
組成のTi添加鋼を制御圧延・制御冷却後、従来
の常識を破つた約400℃という低温で巻取れば、
引張強さが70Kg／mm²以上の高い値を示すととも
に、シヤー端面付の鋼板の曲げ割れが改善され、
低温靭性にもすぐれた高張力鋼板が得られること
を見出して本発明に至つた。 ここに本発明者の得た知見をまとめると次の通
りである： (a) 高強度を有するTi添加熱延鋼板を製造する
に際して、熱延後、通常の巻取り温度である約
600℃で巻取ると、確かに、JIS規格の曲げ試験
では密着曲げまで可能であつてすぐれた加工性
を有していると判断せざるを得ない。しかし、
シヤー端面付の素材を曲げた場合には、Ti添
加熱延鋼板の特有のフエライト粒界の脆さに誘
起された、シヤー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、シヤー端面にてフエライト粒界割れを
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
トへの変態時に生じる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は主にフエライト粒内に生じて相対的
に粒界への析出が少ない。しかし圧延後高温で
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
が低下しており、シヤーリング時点で粒界に歪
が集中しやすくシヤー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エライト粒界割れ
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はフエ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
入によつて析出強化が図られていると一般に考
えられているが、このようにフエライト地と整
合性を持つたTiCの析出によつて低温靭性は劣
化するものである。したがつて、かかるTiCの
フエライト地への整合析出を抑制することは非
常に重要であると考えられる。そこで、巻取り
温度を500〜200℃の範囲に制御すると、上述の
ような脆化を生じる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
うな低温巻取りによるフエライトの細粒強化と
Tiの固溶に基ずく変態強化により十分補償さ
れることが分かつた。したがつて、フエライト
の細粒強化と第２相における変態強化が生じる
と共にフエライト粒界の脆化が抑制され、微細
に析出したフエライト相の周囲にベイナイト相
を析出し、フアセツト単位つまり脆性破壊の破
面単位が小さくなり、シヤルピー破面遷移温度
が改善されるばかりでなく、シヤー端面付の素
材の曲げ性能が著しく向上することを解明し
た。特に、900℃以下にて合計30％〜90％の圧
下を行い、800℃〜900℃の温度で圧延を終了す
るという制御圧延およびフエライトとオーステ
ナイトとの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％〜80％のフ
エライト相を得た後、再び更に５℃／秒〜50
℃／秒の急冷を行う制御冷却と結び付けること
により、上記各特性の極めて向上した高張力鋼
板が得られる； (b) そして、これに加えて、Ti添加鋼中のＰ成
分を低減すれば、上記(a)項で述べた各特性がよ
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
つて、Ti添加鋼の機械的性質に及ぼす圧延後の
冷却および巻取り温度の影響を調査するための熱
延シミユレーシヨン実験法を確立し、各種実験を
繰り返した。ここに、この熱延シミユレーシヨン
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で昇温しておいた炉に上記の
急冷圧延材を投入して炉冷却（冷却速度：20℃／
hr）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せれば、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ユレーシヨン実験法により
820℃仕上げの制御圧延下でTi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
％Si−1.65％Mn−0.002％Ｓ−0.17％Ti−0.025％
Al−0.0035％Ｎ鋼（以下、成分組成割合を示す
“％”は“重量％”である）に、900℃以下で50％
の圧下を加え、仕上げ温度：820℃にて６mm厚の
熱延鋼板を得た後、２種類の冷却パターン、すな
わち、650℃まで20℃／秒の水冷後、10秒の空冷
を行い、更に20℃／秒の水冷によつて各巻取り温
度にまで降温させた場合（冷却パターン）と、
圧延仕上げ温度から単に10℃／秒の水冷によつて
各巻取り温度にまで降温させた場合（冷却パター
ン）とにおける、各機械的性質に及ぼす巻取り
温度の影響を示すグラフである。第１図からは、
巻取り温度が400℃を越えるあたりから、シヤー
端面付の素材の曲げ性並びにシヤルピー破面遷移
温度の劣化が目立つようになり、特に、500℃を
越えると実用的に好ましくない程度にまでその劣
化傾向がはなはだしくなるが、巻取り温度が500
〜200℃の範囲では加工性並びに低温靭性が極め
て良好となることが分り、さらに巻取り温度を下
げて200℃未満とすると、再びにこれらの特性に
劣化傾向が見られるようになるということがあき
らかである。また、冷却パターンの場合のほう
が、冷却パターンの場合よりも、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％以下であれば、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添加鋼熱延材にお
ける従来の600℃巻取り材（第２図ｃ）と、冷却
パターンでこれよりも低温の400℃で巻取つた
材料（第２図ａ）と、冷却パターンでやはり
400℃で巻取つた材料（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℃巻取り材はナイタル腐食を施すとフエライ
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) Ti添加鋼を通常の巻取り温度である約600℃
で巻取ると、巻取り後の徐冷中、フエライト地
中にフエライト地と整合性を有するTiCの析出
が著しくなり、したがつて脆化を生じることと
なる。また、かかるTiCの析出はフエライト粒
内で主に生じるため相対的にフエライト粒界の
強度低下を生じることになり、外力に対して粒
界に歪が集中しやすくなる。更に、ナイタル腐
食によるフエライト粒界腐食むらは、フエライ
ト粒内でのTiCの析出に伴つて粒界に存在する
炭素が減少するという、粒界浄化作用の表れと
思われる。そして、かかる腐食むらを起こし易
い鋼材では、フエライト粒界が弱いことが知ら
れている。 上述のような鋼材の脆化、粒内に対する相対
的な粒界脆化が原因で、鋼板のシヤーリングの
時点で厳しい加工を受けるその端面に、微視的
にはフエライト粒界に割れを生じ、それがその
後の曲げ加工によつて大きな割れにつながるも
のと判断される。 しかしながら、低温巻取りを行えば、TiCの
析出が適当に抑制され、析出強化にかわつて変
態強化が生じるため、600℃程度の巻取りによ
つて生じる上記欠点を回避することができるも
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エライト量
が多く、ベイナイト組織を明確に分断してい
る。 このことにより、冷却パターンの方でより
すぐれた諸特性が得られたものと思われる。な
お、前段の水冷に代えて空冷を行つてもよい。 (3) また、200℃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効果が少
ないので、曲げ性、並びにシヤルピー特性とも
不良となつたものと思われる。 (4) Ｐ含有量を極力少なくすることにより、シヤ
ー端面付の鋼板の曲げ性、およびシヤルピー特
性が向上する理由も、Ｐの存在よつて助長され
る焼戻し脆性に基ずくフエライト粒界の脆化
が、Ｐの減少によつ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ずいて、特
に、シヤー端面付のTi添加鋼熱延素材の加工性
と低温靭性の向上とを目ざしてなされたものであ
つて、その要旨とするところは； 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.Al：0.005−0.15％、 Ｎ：0.0080％以下、 さらに必要によりCa：0.0100％以下、Ｂ：
0.0030％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
物からなるキルド鋼に、900〜800℃の温度域での
合計の圧下率が30％〜90％となるような熱間圧延
を施し、800℃〜900℃で圧延を終了した後、フエ
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、徐冷あるいは保持することにより、
体積率で10％〜80％のフエライト相を得た後、再
び更に５℃／秒〜50℃／秒の急冷を行つてから
500〜200℃で巻取ることを特徴とする、冷間加工
性のすぐれたTi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があり、引張
強さ：70Kg／mm²以上の強度を達成するためには欠
くことのできない成分であるが、その含有量が
0.05％未満では前記作用に対する所望の効果を得
るとができず、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
生成するベイナイト状組織が高炭素含有ベイナイ
ト組織になつて、曲げ性や低温靭性を劣化させる
ようになること、また、溶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0.08〜0.20％で著しい。 ケイ素（Si）： ケイ素成分は、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が好ましいが、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、その含有量が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
が生じやすくなつて、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（Ti）： チタン成分には、固溶Tiによる変態強化や、
TiCの析出によつて鋼を強化させるほか、MnSか
ら成るＡ系介在物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
十分となつて、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
つて低温靭性に悪影響を及ぼすようになることか
ら、その含有量を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エライト粒
界に偏析して粒界脆化を生じやすい。したがつ
て、シヤー端面付の素材の曲げ性能劣化を生じる
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
介在物を生じ易い不純物元素であり、たとえTi
添加鋼であつてもその含有量が0.015％を越える
とMnと結合してＡ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が大きいので、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.Al： sol.Al成分には、添加されるTiの有効性を確保
する作用があるが、その含有量が0.005％未満で
はTi添加の効果が十分に発揮されず、一方、0.15
％を越えて含有させると非金属介在物の量が増加
して鋼が脆化するようになることから、その含有
量は0.005〜0.15％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が
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0.0080％
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−Ｏ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
在物が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。 ボロン(B)： ボ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
り一部生成するベ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
つて、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（Cr）： 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
以上の向上効果が得られないことから、また、溶
接性能が劣化することから、その含有量を1.0％
以下と定めた。 熱延・巻取り条件 (i) 熱延条件： Ti添加鋼では、TiCの析出硬化と、粗大な
TiNの存在によつて低温靭性が劣下するので、
この対策として、本発明にあつては900℃以下
での合計30％〜90％の圧下を行い、800℃〜900
℃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。細粒フエ
ライトが得られやすいという点で合計圧下率は
大きいほどよいが実用上その上限を90％とす
る。一方、800℃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が生じるばか
りでなく、Ｃ曲げ性能も劣化することとなる。
したがつて、本発明にあつては、前述のよう
に、900〜800℃の温度域での合計の圧下率が30
％〜90％となるような、そして仕上げ温度が
800℃〜900℃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。 (ii) 熱延後、巻取りまでの冷却速度： 本発明にあつては、上述のような制御圧延
後、フエ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％〜80％
のフエライト相を生成させる。本発明において
規定する化学組成からは80％超のフエライト相
を生成させることは困難であり、またフエライ
ト体積率が高くなると強度低下を生じる。オー
ステナイト領域での制御圧延後、上述のよう
に、フエライトとオーステナイトとの２相共存
域まで空冷または急冷されるため、微晶結晶粒
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）によつて得られるフエライト相は著し
く微細なものとなり、そのフエライト細粒組織
による組織強化が図られる。生成フエライト相
は体積率で10％〜80％、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
保持してベイナイト状組織を得るのであるが、
その急冷の際、上述のように10％以上のフエラ
イト相を生成させずに５℃／秒〜50℃／秒の急
冷を行うと、ベイナイトなどの低温変態組織の
体積率が著しく高くなつて、所望の特性が得ら
れない。一方、５℃／秒未満の徐冷ではベイナ
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
ことが困難となるので、５℃／秒以上の急冷を
施すこととした。冷却速度は大きいほど緻密な
ベイナイト状組織が得られて強靭性、加工性の
点から好ましいが、実用上その上限は50℃／秒
とする。 (iii) 巻取り温度： 前述のように、巻取り温度が500℃を超えた
場合には、シヤー端面付の素材の曲げ性および
シヤルピー破面遷移温度の劣化が著しくなり、
一方、200℃未満となつた場合にも、やはり該
特性に劣化傾向が表れてくることから、本発明
にあつては、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つて、
本発明を制御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
波炉を用いた溶解・鋳造法によつて調製した。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は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＊印を付して示してある。 次に、これらの鋼材を第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、すぐ
れた低温靭性ならびにシヤー端面付の素材でのす
ぐ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・
巻取り条件が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やシヤー
端面付の素材に対する曲げ性能が劣つていること
が分かる。特に、試験番号10、11の比較例のよう
に、制御圧延または制御冷却を行わずに、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
細粒フエライトと微細ベイナイト組織の混合組織
とはならず、ほとんど粗大なベイナイト組織とな
つて大幅な靭性劣化を生じることも分かつた。な
お、巻取り温度が本発明の範囲から外れた場合の
実験結果は、前述の第１図の各グラフに示したと
おり、良好なものではなかつた。また、Caを添
加した第１表中のＤ鋼、Ｆ鋼、Ｇ鋼およびＨ鋼で
は、曲げ性能が極めて向上していることが確認さ
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
組み合わせて施すことにより、体積率で10％以上
の細粒フエライトと微細ベイナイト組織の混合組
織（細粒フエライトと微細ベイナイト組織が分断
されている）が得られ、したがつて、強靭性が確
保できるとともに、加工性にもすぐれた特性が得
られるのである。 上述のように、本発明によれば、格別な後処理
を施すことなく、引張強さ70Kg／mm²以上の高強度
と、シヤー端面付の素材であつても割れを生じる
ことなく良好に冷間加工し得るすぐれた加工性
と、これに加えて極めてすぐ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
て得ることができ、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つて
これまで以上の成果を挙げることが期待できるな
ど、工業上有用な効果がもたらされるのである。

【表】

【表】

【表】

【表】 【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グラフ；第２図ａはTi添
加鋼を制御圧延した後、冷却パターンで冷却
し、次いで400℃で巻取つた鋼板のナイタル腐食
による光学顕微鏡組織写真；第２図ｂはTi添加
鋼を制御圧延した後、冷却パターンで冷却し、
次いで400℃で巻取つ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℃で巻取つた鋼板の
ナイタル腐食による光学顕微鏡組織写真である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 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.Al：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
   物からなるキルド鋼に、900〜800℃の温度域での
   合計の圧下率が30％〜90％となるような熱間圧延
   を施し、800℃〜900℃で圧延を終了した後、フエ
   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％〜80％のフエライト相を得た後、再び更に５
   ℃／秒〜50℃／秒の急冷を行つてから500〜200℃
   で巻取ることを特徴とする、冷間加工性のすぐれ
   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.Al：0.005−0.15％、 Ｎ：0.0080％以下 さらにCa：0.0100％以下、Ｂ：0.0030％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
   物からなるキルド鋼に、900〜800℃の温度域での
   合計の圧下率が30％〜90％となるような熱間圧延
   を施し、800℃〜900℃で圧延を終了した後、フエ
   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％〜80％のフエライト相を得た後、再び更に５
   ℃／秒〜50℃／秒の急冷を行つてから500〜200℃
   で巻取ることを特徴とする、冷間加工性のすぐれ
   たTi添加熱延高張力鋼板の製造方法。