JPS648685B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野） 本発明は、歪時効劣化が少なく、強靭性および
耐セパレーシヨン性能に優れた厚肉熱間圧延高張
力鋼ストリツプコイルの製造法に関する。更に詳
述すれば、本発明は、低Ｐ―微量Ti―低Ｎで特
徴づけられる組成を有するNb含有鋼を用い、制
御圧延後急冷を行い更に従来に比して著しく低い
温度で巻取ることから成る、歪時効劣化が少な
く、強靭性および耐セパレーシヨン性能にすぐれ
た厚肉熱間圧延高張力鋼ストリツプコイルの製造
法に関する。 ここに、「セパレーシヨン」とは衝撃試験片の
破面にみられる層状開口であり、かかるセパレー
シヨンの発生は延性の低下を意味する。 特に本発明は、4.5mm厚以上の板厚のラインパ
イプ、構造物等に使用する低温用鋼板の製造法と
して有用であり、あるいはセパレーシヨンは板厚
方向に延性あるいは靭性などの特性が劣る場合に
発生しやすいので、構造上板厚方向に力が加わる
ような使用に供する低温用鋼板の製造法として有
用である。 （従来の技術） 従来、特公昭58−19724号にも開示されている
ように、かかる用途に利用される熱間圧延高張力
鋼板の製造法としては、Nb含有鋼に対して制御
圧延を行い強靭性を得ると同時に、Ｐ≦0.01％と
いう低Ｐ化により耐セパレーシヨン性能の向上を
得ようとする方法がある。 （発明が解決しようとする問題点） セパレーシヨンの発生は高温巻取りによるもの
と考えられており、上記特許公報においても作業
能率や工程及び設備的に不利になるとしながら
も、熱間圧延終了後冷却して低温で巻取ることを
も可能性として示唆している。しかしながら、本
発明者らがこの点について追試も含めて種々検討
したところ、熱間圧延後の急冷は鋼板に大きな熱
歪を残すことになりこれが歪時効硬化をもたら
し、結局、耐セパレーシヨン性能も満足する程度
には改善されないことが判明した。 （問題点を解決するための手段） すなわち、本発明は、強靭性（歪時効劣化対策
も含む）および耐セパレーシヨン性能にすぐれた
熱間圧延コイルの製造法を提供することを目的と
し、強靭性の実現にはNb添加鋼に制御圧延を加
え、急冷、低温巻取りを行い、併せて低Ｐ化を図
つて耐セパレーシヨン性能を改善し、その際の歪
時効対策としては、鋼組成調整を行い、微量Ti
の添加、低Ｎ化を行うのである。 本発明は、つまり、従来実施されないような著
しく低い温度域へ急冷してから巻取つて耐セパレ
ーシヨン性能の向上を狙うとともに固溶Ｎ、固溶
Ｃによる歪時効劣化を防止するために鋼組成を特
定したのである。 そして本発明者らの研究結果によれば、上述の
各対策の相乗的作用効果としてすぐれた強靭性熱
間圧延高張力鋼コイルの製造法が得られる。 ここに、本発明は重量％で、 Ｃ：0.01〜0.25％、Si：0.7％以下、 Mn0.5〜1.8％、Ｐ：0.025％以下、 Ｓ：0.010％以下、Nb：0.005〜0.15％、 Ti：0.005〜0.05％、Sol.Al：0.01〜0.10％、 Ｎ：0.0050％以下を含有し、さらに必要によ
り、 Ｖ：0.15％以下、Cu：0.50％以下、 Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、 Mo：0.30％、Ｂ：0.0050％以下、 およびCa：0.010％以下の１種または２種以上、 残部実質的にFe よりなる組成を有する鋼を1000℃以下における加
工率で50％以上で熱間圧延を行い、850〜700℃の
温度で熱間圧延を終了し、次いで、５℃/sec以上
の冷却速度で急冷して500℃未満〜200℃の温度で
巻取ることを特徴とする、4.5mm厚以上の板厚を
有する強靭性熱間圧延コイルの製造法。 本発明において、鋼組成を上述のように限定し
た理由は次の通りである。 Ｃ：強度上昇を生じる好ましい元素である。強度
の点より下限は0.01％とする。しかし、0.25％
より多いと溶接性能や低温靭性が劣化するので
上限を0.25％とする。好ましくは0.15％以下で
ある。 Si：固溶体硬化を通じて、強度上昇に有効であ
る。上限は溶接性より0.7％とする。 Mn：固溶体硬化、変態硬化、細粒硬化を通じ
て、強靭化に有効な元素である。下限はかかる
硬化が大いに期待できる量として0.5％とし、
上限は溶接性を確保するために1.8％とする。 Ｐ：Ｐはセパレーシヨン性能に対して好ましくな
い元素であり、可能なかぎり少ない方がよい。
本発明においては、低温巻取により、後述する
ようにＰの悪影響をかなり軽減できていること
および経済性を考えて上限を0.025％とするが、
好ましくは、0.010％以下とする。 Ｓ：Mnと結合してＡ系介在物を生じて、靭性、
延性を低下させるばかりでなく、セパレーシヨ
ンを誘発しやすい元素であり可能なかぎり少な
い方がよい。経済性を考えて上限を0.010％と
するが、好ましくは、0.005％以下が望まれる。 Nb：微量添加で大巾な強度上昇と制御圧延との
相乗作用により優れた低温靭性を付与する好ま
しい元素である。下限はかかる効果が大いに期
待できる量として0.005％とし、上限は溶接性
の点より0.15％とする。 Ti：本発明におけるように著しく低い温度で巻
取る場合には、固溶Ｎによる歪時効劣化を生じ
やすいが、かかる歪時効劣化対策として好まし
い元素である。また一般的にCCのひび割れ対
策としても好ましい元素でもある。従つて、そ
の効果が期待される量として、下限を0.005％
とする。上限は、上記効果が飽和する量として
0.05％とする。好ましくは0.010〜0.03％であ
る。 Sol.Al：脱酸剤として添加される。下限はその効
果が生じる0.010％とし、上限はその効果が飽
和する0.10％とする。 Ｎ：本発明におけるような著しく低い温度で巻取
る場合には、固溶Ｎによる歪時効劣化を生じや
すい。従つて可能なかぎり少ない方がよい。経
済性を考えて、上限を0.0050％とする。 さらに、本発明においては必要に応じて、熱間
圧延鋼板の機械的特性改善、特に強靭化を図るた
め下記元素の少なくとも１種を添加してもよい。 Ｖ：微量添加で大巾な強度上昇を生じる好ましい
元素である。上限は経済性を考えて0.15％とす
る。 Cu、Ni、Cr：これらは強靭化に有効な元素であ
る。経済性を考えて、上限をそれぞれ0.50％と
する。 Mo：強靭化に有効な元素である。経済性を考え
て上限を0.30％とする。 Ｂ：本発明におけるように急冷後著しく低い温度
で巻取るような場合には、Ｂは極微量添加で強
度上昇を生じる好ましい元素である。上限はそ
の効果が飽和する0.0050％とする。 Ca：介在物の形態制御により、低温靭性、延性
に好ましいばかりでなく、セパレーシヨン対策
としても好ましい元素である。しかし多すぎる
と鋼中の介在物量が増加して、靭性、延性の劣
化を生じる。従つて、上限を0.010％とする。 本発明における熱間圧延条件を限定した理由は
次の通りである。 圧延条件： まず、1000℃以下の加工率50％以上で熱間圧延
する理由は、この温度より高いかあるいはこの加
工率より低いと、オーステナイト中への変形帯の
導入が不充分で最終的に得られる組織も微細化せ
ず、充分な強靭性能が得られないためである。ま
た、850〜700℃の温度で圧延を終了するのは、こ
の温度より高いとオーステナイト中へ導入された
変形帯から発生する単位面積当たりのフエライト
粒の数が減少するのでやはり最終的に得られる組
織が微細化しない。またこの温度範囲より低いと
多量のフエライトが生じた以後も圧延加工するこ
とになるので温間加工フエライトに基づき異方性
が大きくなるばかりか、タンデム圧延機では実際
上突かけなどの圧延操業上のトラブルが多発して
圧延が困難となる。 冷却・巻取り条件： 上記制御圧延後、５℃/sec以上の急冷を行い、
次いで500℃未満〜200℃で巻取る理由は、この冷
却速度より遅いかあるいはこの温度より高い巻取
温度ではＰの粒界偏析に基づく脆化によりセパレ
ーシヨンを生じやすいためである。また200℃よ
り低い巻取温度では、マルテンサイト組織が混入
したいわゆる二相組織となつて降伏比が著しく低
くなり、降伏点でもつて設計される構造物には適
用され難いばかりでなく、低温靭性も劣化してセ
パレーシヨンも多発してくる。また、200℃より
低い巻取温度では、本発明において特定する化学
組成でも鋼中に固溶Ｃが残存し、耐歪時効性能も
よくない。 一方、巻取温度が500℃以上であると、熱間圧
延終了後の冷却速度が５℃/sec以上であつたとし
ても、やはり良好な耐セパレーシヨン性能を実現
することができない。 第１図は、本発明の対象鋼であるところの、
0.10％Ｃ―0.25％Si―1.35％Mn―0.008％Ｐ―
0.001％Ｓ―0.065％Nb―0.015％Ti―0.03％Al―
0.0025％Ｎ鋼の強靭性とセパレーシヨンに及ぼす
巻取温度の影響を示すグラフであり、熱間圧延に
際しての加熱温度：1150℃、1000℃以下での累積
圧下率：80％、熱間圧延仕上げ温度：750℃、仕
上げ板厚：7.0mm、熱間圧延巻取りに至るまでの
冷却速度は全て10〜50℃/secの範囲に入つている
ものについて調べたものである。なお、「引張り
破面上のセパレーシヨン状割れの合計長さ」は、
第２図に示されるように、引張り試験片１の破面
上に認められるセパレーシヨン状の割れ２のそれ
ぞれの長さの合計量（l₁＋l₂）で表わした。 第１図からも、特定成分組成の鋼を、本発明の
条件で熱間圧延し巻取つた場合に、優れた耐セパ
レーシヨン性能と強靭性と比較的高い降伏比（70
％超）とが実現できることは明らかである。 次に実施例によつてさらに本発明を説明する。 実施例 第１表に鋼組成を示す鋼種ＡないしＱを通常の
方法で溶製し、鋳片（CCスラブ）をつくり第２
表に示す熱間圧延条件で熱間圧延およびそれに続
く熱処理を行つた。各表中、本発明において規定
する範囲を外れた条件については「＊」印を付し
て示してある。 得られた各供試圧延材について機械的性質を決
定した。結果を同じく第２表にまとめて示す。 第１表、第２表から理解される通り本発明の製
造法により得た熱間圧延鋼板はいずれも、強靭
性、耐歪時効性、耐セパレーシヨン性の上で優れ
た特性を有している。特に、試験No.１〜３と本発
明例である試験No.９〜22とを比較するとTi添加
低Ｎ鋼は耐セパレーシヨン性の点ですぐれている
ことが分かる。 なお、本発明に規定する範囲から外れる条件で
処理された試験No.１、２ではTi含有量が少ない
かあるいはＮ含有量が多いため、耐歪時効性能が
良くなく、試験No.３はTiに代えてNiを加えた場
合を示すが、同様に歪時効性能は良くない。理由
は不明だが試験No.１〜３のセパレーシヨン性能も
よくない。同じく試験No.４〜６では低温靭性が良
くなく、同じく試験No.７、８では耐セパレーシヨ
ン性能が良くない。また本発明に係る場合でも試
験No.９、10に示すデータからもわかるように、Ｐ
量が低い試験No.９の方が耐セパレーシヨン性能が
よい。 なお、本発明のように、圧延後急冷して低温で
巻取る場合には、ホツトランテーブル上の冷却法
としては、従来のラミナーフロー方式よりスリツ
ト型のノズルを有するカーテンウオール冷却方式
の方が冷却能率および均一冷却の点から望まし
い。

【表】

【表】 (注) ＊：本発明の範囲外

【表】 【図面の簡単な説明】

第１図は、鋼の強靭性とセパレーシヨンに及ぼ
す巻取り温度の影響を示すグラフ；および第２図
は「引張り破面上のセパレーシヨン状割れの合計
長さ」の表示方法を説明するための概略模式図で
ある。 １……引張り試験片、２……セパレーシヨン状
の割れ。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量％で、 Ｃ：0.01〜0.25％、Si：0.7％以下、 Mn0.5〜1.8％、Ｐ：0.025％以下、 Ｓ：0.010％以下、Nb：0.005〜0.15％、 Ti：0.005〜0.05％、Sol.Al：0.01〜0.10％、 Ｎ：0.0050％以下、 残部実質的にFe よりなる組成を有する鋼を1000℃以下における加
   工率50％以上で熱間圧延を行い、850〜700℃の温
   度で熱間圧延を終了し、次いで、５℃/sec以上の
   冷却速度で急冷して500℃未満〜200℃の温度で巻
   取ることを特徴とする、4.5mm厚以上の板厚を有
   する強靭性熱間圧延コイルの製造法。 ２ 重量％で、 Ｃ：0.01〜0.25％、Si：0.7％以下、 Mn0.5〜1.8％、Ｐ：0.025％以下、 Ｓ：0.010％以下、Nb：0.005〜0.15％、 Ti：0.005〜0.05％、Sol.Al：0.01〜0.10％、 Ｎ：0.0050％以下を含有し、さらに、 Ｖ：0.15％以下、Cu：0.50％以下、 Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、 Mo：0.30％、Ｂ：0.0050％以下、 およびCa：0.010％以下の１種または２種以上、 残部実質的にFe よりなる組成を有する鋼を1000℃以下における加
   工率で50％以上で熱間圧延を行い、850〜700℃の
   温度で熱間圧延を終了し、次いで、５℃/sec以上
   の冷却速度で急冷して500℃未満〜200℃の温度で
   巻取ることを特徴とする、4.5mm厚以上の板厚を
   有する強靭性熱間圧延コイルの製造法。