JPS582261B2 - トウホウテキデカツコウエンジンセイノ ｓｉ テンカコウキヨウドコウ - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は高い強度を有するにもかかわらず、ｎ値（均一
伸び）が大きく高延性、かつ機械的性質の異方性が少な
い高強度熱間圧延鋼に関するものである。

最近の自動車、特に乗用車は排気ガスなどの公害防止装
置搭載による車重増および運転者の安全確保のため、安
全無公害車の方向に進みつつあり、材料の対策には必然
的に高強度鋼板の使用により重量軽減の必要がある。

一方、重量物運搬用トラックの車重軽減対策、その他の
産業機械の重量軽減を目的として、曲げ性や溶接性にす
ぐれた６０〜１００ｋｇ／一級の強度をもつ高強度鋼板
が使用され始めでいる。

これらの高強度鋼板は使用目的に応じて板厚が薄手から
厚手まで広範囲であるのみならず、性能の要求水準も逐
次高くなりつつある。

特に、高強度化にともなって、通常は必然的に劣化する
延性を極力高水準に維持した高延性鋼の要求、さらに薄
手化によって一層顕著となる延性劣化、同異方性（特に
Ｌ，Ｃ方向差）の増大を改善した薄手でありながら、等
方的に延性のすぐれた鋼の要求など材質的に改善すべき
重要な問題のほか、製造にあたってＢ，Ｍｏ，Ｎｉ等の
特殊元素などの添加を必要とせず、すぐれた性能を発揮
する低コスト鋼の要求、更に高強度鋼でありながら歩留
りを高水準に維持し、安定した供給を可能にする解決方
策など製造上の問題もある。

本発明者らはこれらの難問題を解決するに当って次の３
つの基本的発想概念にもとづいてそれを具現するに、極
めて有効な対応方策を発見し、それにもとづいて本発明
を構成した。

以下に基本概念を説明する。

延靭性向上に関するものとして （１） ｎ値向上による延性改善。

（２）組織の微細化、第二相（パーライト相、介在物）
の均一分散化、見掛上の減少による延性改善。

がある。

一軸引張変形における延性尺度は全伸び （Ｔ．Ｍ）として均一伸び（ε＊）とくびれ伸び（εＬ
）との和で表現される。

ところで２点法で求められる慣用のｎ値と均一伸び（ε
＊：真応力直歪曲線とｄａ／変化曲線の交点、すなわち
０−σにおけるε値）とは絶対値に多少の差ははあるが
、比例関係にある。

第１図に本発明鋼を含めて、その関係を示した。

この図から明らかなようにε＊はｎよりほぼ０．０１５
高くでるに過ぎない。

従ってｎ値の向上は均一伸び（ε＊）の改善と全く同義
であり、くびれ伸びを減少しない限り延性改善の有力な
解決策である。

一般に高強度化と共に急激に低下するｎ値を高水準に維
持する方策を見出すことが重要である。

一方、塑性変形および延性破壊の観点からみると、見掛
け上のパーライト、介在物の低減、微細化、均一分散化
は均一伸び（ε＊）の改善のみならず、くびれ伸び（ε
Ｌ）の改善にも有効である。

第７図ａ ｓ ｂ ＋ Ｃ ＋ ｄ ．，ｅ ｔ ｆは
同一スラブより出発し、結晶粒径、パーライト分率をコ
ントロールした各種試料の顕微鏡組織を示し、第２図に
は延性尺度の全伸び（ Ｔ． Ｍ ）およびｎ値の変化
をパーライト分率との関係において示す。

第７図の写真にみるように、細粒鋼はパーライトの分率
も小であるが、フエライト粒の整粒度もよく、パーライ
ト・コロニーサイズも小さく均一に分散している。

粗粒になると逆の現象をたどる。

第２図では明らかに細粒パーライト鋼においてはｎ値（
すなわちε＊）、εＬともに改善され、延性の著しい向
上が認められる。

これらの事実は、延性向上に果す組織改善の役割の大き
いことを示唆し、上述の組織微細化が、延靭性改善の有
力な解決策であることを示している。

機械的性質の異方性解消に関するものとして、（３）等
方的組織化と主要添加元素のミクロ偏析による作用の平
滑化による異方性の解消がある。

実用合金鋼は添加または随伴元素の偏析を必然的に伴な
う。

しかしながら、フエライトーパーライトの場合、フエラ
イトマトリックスを除いた、最終変態相、介在物などが
低減され、微細、かつ均一に分散され、そのためにＭｎ
，Ｓｉ，Ｏｒなどの強化元素およびそれらと相互作用を
有する随伴不純物（Ｃ，０，Ｓなど）の偏析及び介在物
、析出物があったとしても、それら組織の微細化により
、それら元素の有害作用の局在化を全体として分散稀薄
化するならば、無偏析状態に近い効果を生み、異方性が
解消され、等方的材料を得ることが可能であるとの結論
を得た。

そこで、本発明者等は等方的に延靭性のすぐれた高強度
鋼をうるための解決策として、 （１）ｎ値向上、 （２）変態生成相（フエライト粒、パーライト）の微細
、かつ均一分散化、パーライトおよび有害介在物の低減
、 （３）主要添加元素のミクロ偏析による作用平滑化、の
三項について、種々実験を行なった結果、これを効果的
に具体化する独創的方策を発明した。

すなわち本発明は、 ［（１）炭 素（Ｃ） ０．０３〜０．１５％珪
素（Ｓｉ） ０．７〜２４３％マンガン（Ｍｎ
） ０．７〜２．０％硫 黄（Ｓ） ０
．０１％以下 の範囲においてＳｉ／Ｍｎの成分比が０．６以上１．５
までとし、残余が鉄およびやむを得ない随伴不純物より
なる等方的で、かつ高延靭性のＳｉ添加高強度鋼。

（２）炭 素（Ｃ） ０．０３〜０．１５％珪
素（Ｓｉ） ０．７〜２．３％マンガン（Ｍｎ）
．０．７〜２．０％クローム（Ｃｒ）
０．３％未満 硫 黄（Ｓ） ０．０１％以下 の範囲においてＳｉ／Ｍｎの成分比が０．６以上１．５
までとし、残余が鉄およびやむを得ない随伴不純物より
なる等方的で、かつ高延靭性のＳｉ添加高強度鋼。

（３）炭 素（Ｃ） ０．０３〜０．１５％珪
素（Ｓｉ） ０．７〜２．３％マンガン（Ｍｎ）
０．７〜２．０％の範囲においてＳｉ／Ｍｎの
成分比が０．６以上１．５までとし、かつ、Ｃｅ／Ｓ；
１．５ 〜２．０ ４２＞Ｔｉ／Ｓ＞４ ，５＞Ｚｒ
／Ｓ＞２なるごとくＣｅ，Ｔｉ或いはＺｒを添加し、残
余が鉄およびやむを得ない随伴不純物よりなる等方的で
、かつ高延靭性のＳｉ添加高強度鋼。

（４）炭 素（Ｃ） ０．０３〜０．１５％珪
素（Ｓｉ） ０．７〜２．３％マンガン（Ｍｎ
） ０． ７ 〜２．０ ％クローム（Ｃｒ）
０．３％未満 硫 黄（Ｓ） ０．０１％以下 の範囲においてＳｉ／Ｍｎの成分比が０．６以上１．５
までとし、更にＮｂ，Ｖ，Ｔｉの１種もしくは２種を複
合して０．４％以下添加し、残余が鉄およびやむを得な
い随伴不純物よりなる等方的で、かつ高延靭性のＳｉ添
加高強度鋼。

（５）炭 素（Ｃ） ０．０３〜０．１５％珪
素（Ｓｉ） ０．７〜２．３％マンガン（Ｍｎ
） ０． ７ 〜２．０％クローム（Ｃｒ）
０．３％未満 の範囲においてＳｉ／Ｍｎの成分比が０．６以上１．５
までとし、かつ、Ｃｅ／Ｓ ： １． ５ 〜２． ０
．４２＞Ｔｉ／Ｓ＞４ ．５＞Ｚｒ／Ｓ＞２なるごと
くＣｅ，Ｔｉ或いはＺｒを添加し、残余が鉄およびやむ
を得ない随伴不純物よりなる等方的で、かつ高延靭性の
Ｓｉ添加高強度鋼。

」である。

以下本発明における前記各方策の解決策と上記各成分の
限定理由について説明する。

（１） ｎ値向上方策 第３図は本発明鋼を含む各種高強度鋼の真応力ー真歪曲
線とし１０％−１５％の２点法で求めたｎ値を示す。

ＡおよびＢは本発明鋼で、いずれも０． ７ ％以上の
Ｓｉを添加してある。

Ｅは３％ＳｉＦｅ合金である。

変形曲線の特徴としてＡおよびＢは、いずれも４％伸び
歪以上から、変形応力の増加率、すなわち加工硬化率が
急激に大きく変化する。

（図中の矢印部分からの変化をさす。）すなわち均一伸
び変形範囲での変形応力の増加は従来材に比べ著しく改
善され、均一伸びが大きくなっている。

一方、表１に記入したｎ値は、本発明鋼の従来鋼に対す
る明らかな優位を示す。

その主因は高Ｓｉ添加によるものと考えられる。

ちなみに３％Ｓｉ ＦｅのＥも同様の傾向を示す。

本発明者等はこれら新知見から、次の結論に達した。

高Ｓｉ添加鋼はほぼ同じ強度の鋼種間では、Ｓｉのより
低い鋼に較べｎ値を高水準に維持する。

その添加量下限は０、７％である。またＡおよびＢのＳ
ｉとＭｎ量とはほぼ同量で、成分比Ｓｉ／Ｍｎにして０
．８９ 〜１．０７にわたり、Ｓｉ／Ｍｎが下るに従っ
てｎ値は低下し、高ｎ値を示すＳｉ／’Ｍｎの下限は０
．６程度である。

（２）組織の微細化、第二相の均一分散化および低減
標記の組織改変が延性（ε＊，εＬともに）を改善する
ことは、すでに第７図、第２図で説明したところである
。

そこで本発明と本発明以外の鋼の特性を対比するため、
ｎ値向上元素であるＳｉを含め、Ｃ以外の有効な強化元
素Ｍ’ｎ ，’ Ｃ ｒについてその１種もしくは２種
をそれぞれ１％以上添加した表１に示す組成表２の実験
方法で製作した試料の顕微鏡組織と偏析状態を調べた。

実験方法 真空誘導加熱溶解（２０ｋｇ） １２００°Ｇ−１／２ｈｒ加熱 １３パス連続圧延 １０００〜９５０℃仕上 板厚 １ ２ ｍｍ ｔ−｛ ”微鏡観察空冷 ＥＰＭ
，’＃析 第８図イ，口，ハの写真にみるようにＳｉの単独添加は
フエライト粒の細粒整粒化は勿論、パーライトもコロニ
ーサイズが小さく、ほぼ均一に分散し、前述した延性向
上に必要な理想組織に近い。

しかしながらＭｎ，Ｃｒを単独で添加したものは、いず
れもパーライトコロニーサイズは大きく、いわゆるパー
ライトバンドを形成する。

のみならず、フエライ ト・マトリックス粒も混粒状態
を示し、延性に対しては不利であり、異方性に対しても
それを助長するかのごとき形一を示す。

ところで第８図二，ホ，への写真に示す２種複合添加Ｓ
ｉ，Ｍｎの場合に、極めて顕著な変化が現われる訃 Ｍｎ，Ｃｒの複合添加はそれぞれの単独添加の悪影響を
重ね合せた著しいバンド組織である。

一方、Ｓｉ，Ｃｒの複合添加は、いわゆるバンド組織が
殆ど完全に消失している。

しかしながら、つぎに述べるＳ ｉ ， Ｍｎ複合添加
を含め、３者の中で、もつとも結晶粒径が粗く、パーラ
イトコロニーサイズは極端に大きくなっている。

これは組織的に見る限り異方性解消すには有利であると
しても延性改善には不充分であり、Ｓｉ，Ｍｎ複合添加
鋼の結果からみて疑問のあるところである。

Ｓｉ，Ｍｎ複合添加鋼は、Ｓｉ単独添加鋼のみに見られ
た理想組織に近い組織が再現されている。

理想組織に近い高Ｓｉ鋼の組織はＭｎの添加によっても
殆んど崩れることがない。

このような理想組織をうる条件はＳｉ／Ｍｎの成分比で
決まり、Ｓｉ／Ｍｎは０．６（第３，４図より得られた
結果）から無限大（ＭｎなしのＳｉ単独）まで可能であ
る。

本実験結果Ｓｉ／Ｍｎ〜１．５はその中に入っている。

ほかの制約は別として、組織に関する限り結論として
Ｓ ｉ ／Ｍｎが０．６〜艶の範囲であればパーライト
分率が少なく、パーライトコロニーサイズが小さく、か
つ均一に分散した組織を得て、かつｎ値を向上させる。

そのために必要なＳｉの下限量が０． ７ ％であるこ
とから、Ｓ ｉ／Ｍｎ ｏ． ６で規制されるＭｎの下
限の添加量は０．４５％である。

一方、介在物については、Ｓ ｉ ＋ Ｍｎの増加は介
在物の組成の変化をもたらし、圧延時にこまかく分断さ
れマトリックス中に微細に均一に分散する。

この効果は延性の向上に直接的影響を与えている。

（３）異方性の解消 Ｓｉ，Ｍｎの増加、とくにＳｉ／Ｍｎ＞０．６で、介在
物組成の変化は介在物の微細化、分布の均一性を助長し
延性のみならず、延靭性の異方性改善にも寄与し、その
ため、ほとんど等方的な材料となることが明らかとなっ
た。

それはそれらの介在物の形態のほかに、強化元素たるＳ
ｉ ，Ｍｎのミクロ偏析の特色に依存すると考えられる
０ 第８図二，ホ，への写真に示す複合添加鋼において、Ｓ
ｔ ｔ Ｍｎ複合添加鋼はＥＰＭＡ線分析結果のごと
＜、Ｓｉ，Ｍｎの偏析の高低は相反して起る。

すなわち、Ｓｉの高い所がＭｎの低い所に対応し、あた
かも偏析を平滑化し、作用効果として均等化されている
ことが想像される。

このようなＳｉ，Ｍｎのミクロ偏・析の特異分布はいず
れも異方性解消に有効であり、本発明鋼（Ｓｉ＞０．
７ ， Ｓ ｉ／Ｍｎ ＞ ０． ６ ）の等方的性質
はこの辺から発生しているものと認め、このような観点
でみる限り、Ｓｉ，Ｃｒ添加鋼の両元素の分配の高低が
完全に重なり、Ｓｉ，Ｃｒの濃厚偏析は依然として残り
、従って上記元素およびそれらと相互作用のある有害元
素の局在化を助長し、Ｓｉ，Ｃｒ添加鋼と同じ偏析傾向
を示すＭｎ，Ｃｒ複合添加鋼と同様に異方性の解消には
疑問が残る。

実施例で述べるように、本発明鋼は上の推測を裏づける
ように、圧延方向（匂、クロス方向（Ｃ）のみならず、
４５°方向（至）においても延靭性の差はなく、極めて
等方的である。

以上の種々の結果から異方性解消には組織面の改変は勿
論、介在物の問題、ミクロ偏析にまで多岐に亘るコント
ロールが必要である。

Ｓｉ量と成分比Ｓｉ／Ｍｎの単純な規制によって、これ
まで到達が困難であった等方的材料の製造を可能にした
例はない。

Ｓｉ／Ｍｎの適正値が上の種々の実験から０．６〜１．
５の範囲内で、本発明の目的の一つである異方性解消を
達することを確認した。

かかる等方的な極めて特徴的な組織、介在物形態および
ミクロ偏析による作用の平滑化などは強度、延靭性にお
いてもその異方性を解消することは明らかである。

すなわち、機械的性質において等方的材料の出現を意味
する。

これについては実施例において明らかにする。

以上累々述べたごとく、延靭性向上と異方性解消とは、
■Ｓｉの添加によるｎ値向上、■Ｓｉ ／Ｍｎの適正値
内でのＳｉ，Ｍｎの添加による組織、介在物の改善、元
素のミクロ偏析の効果的分配による作用の平滑化、を図
ることにより可能であるから、これを達成するのに明ら
かにしておくべきＳｉ ，Ｓｉ−Ｍｎバランスおよびそ
れらに対する強化元素Ｃ，Ｃｒ添加の影響を検討した。

最も適当と思われる尺度としてε＊を選んだ。

第４図はそ検討結果である。

いずれも２０ｋｇ真空溶解鋼塊を１ ２５０℃−２時間
均熱し、９３０℃仕上温度を目標に６ｍｍまで熱間圧延
した後空中放冷した試料について求めた結果である。

ただ図中ｂに示した０．Ｉ Ｃ−Ｉ Ｍｎ −０．２
５ｃ ｒ −［￥］ （ ｓ ｉ添加量のみを変数とす
る意味、以下同様）のみは板厚４．５ｍｍである。

図中ａは最も標準的なＳｉ添加量１％、かつＳ ｉ ／
Ｍｎ〜１のベース鋼における０．１５％までのＣ添加量
とε＊、ｎ値との関％を調査した結果である。

５０〜６０ｋｇ／一の強度範囲において０．２以上のｎ
値が得られることがわかる。

ｂは下限Ｓｉ量をはさんだ上下の成分量（０．３％およ
び１％ ｓ ｓ ％従ってＳ ｉ／Ｍｎ ： Ｏ、３お
よび１）に０．２５％のＣｒを添加し、その影響をみた
。

Ｃｒはε＊を低下させるが、Ｓｉ添加量、Ｓｉ／Ｍｎが
適切であれば、低下量がかなり抑制されることが新しい
知見として得られた。

この結果は低Ｓｉ鋼と、高ＳｉかつＳｉ／Ｍｎ〜１を満
足する成分鋼の両者の組織差、変動成分Ｓｉ，Ｃｒの分
配量、分布の違いによって説明されるものであろう。

Ｃは低炭素−Ｎｂ鋼に下限量０．７％に近いＳｉを添加
し、Ｓｉ／Ｍｎ最適範囲を調べたものである。

図のとと（Ｍｎ添加と共にε＊は低下するが劣化度は小
さく、ε＊≧０．１９の高水準をうるためのＳｉ／Ｍｎ
の範囲は１．１〜０，６１である。

先の結果と全く同じ下限値０．６を得た。

ｄは０． Ｉ Ｃ−Ｉ Ｓ ｉ −Ｉ Ｍｎを母成分と
する５０〜６０ｋｇ／ｍ４級鋼におけるＣｒの影響を示
している。

図のごとくＣｒの添加によるε＊の低下は単位添加量当
りの低下においてはＣの１／１０であるが、同一強度を
うるに必要なＣｒ量は極めて多量を要し（第５図参照）
、強化およびε＊向上についてはそれ程効果的元素では
ない。

しかしながら、第５図にみるごとく、０．３％までのＣ
ｒの添加はｎ値（ε＊）の低下があるにもかかわらず、
全伸び（ Ｔ． Ｅ７ ）の変化がない。

この事実は極めて重要である。

何となれば、Ｃｒが少なければｎ値（ε＊）は高い。

しかし絞り値（≠（曲げ性成性とよい相関あり）は０．
５％までの範囲ではＣｒ量増加と共に増える。

すなわち、くびれ伸び（εＬ）を増加していることにな
る。

この範囲ではε＊とεＬの向上、低下が相補的となる特
異領域である。

ｎ値に重点をおくときはＣｒを不可避不純物の程度まで
可能な限り少くすることが望ましく、また曲げ成形性の
ためにはＣｒを０． ３ ％までの範囲で添加するとよ
い。

さらにまた、理由は明らかでないが、Ｓｉ≧０．７，Ｓ
ｉ ／Ｍｎ 〉０． ６の成分にＣｒを０．３％未満
の範囲で添加するときは異常スケールやサビの発生が抑
制される。

以上、説明したようにｎ値が高く延靭性にすぐれ異方性
のない高強度鋼として組織、介在物の改善、強化元素の
偏析の適正配分と平滑分布を可能とする本発明鋼の成分
は、Ｓｉ／Ｍｎが０．６以上１．５まで、望ましくはＳ
ｉ ／Ｍｎ〜１の付加条件下で、（１）炭 素（Ｃ）
：０．０３〜０．１５％（２）シリコン（Ｓｉ）
：０．７〜２．３％（３）マンガン（Ｍｎ）
：０．７ 〜２．０％であり、更に クローム（Ｃｒ） ：０．３％未満 とすることである。

更に、本発明の目的である等方性に加えてＣ方向の加工
性、衝撃特性などの改善策として用いられるｏ．ｏ１ｏ
％以下までの脱硫の実施、あるいは通常の製鋼法で得ら
れるＳの上限値である０．０ ２ ５％以下の場合にＣ
ｅ／Ｓ １． ５ 〜２． ０，４ ２ ＞Ｔ ｉ／Ｓ
＞４ ．５＞．Ｚｒ／Ｓ＞２になるようにＣｅ，Ｔｉ
，Ｚｒのいずれか一種以上を添加するときは、Ｃ方向
特性を阻害する細長く伸びたＡ系介在物（ＭｎＳのごと
き）を粒状に形状制御することによって本発明鋼の特徴
である等方的高延靭性を更に助長し高強度では避けられ
ないＬＣ異方性を解消する。

勿論Ｓがｏ．ｏ＋ｏ％以下の場合に上記の関％を満足す
るようにＣｅ，Ｔｉ ，Ｚｒのいずれか一種以上を添加
しても本発明鋼の効果は達成されることは言う迄もない
。

（例えば実施例Ｉ ， Ｊ ， Ｌ’）一方、析出強化
元素Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉの１種もしくは２種を０．４％まで
の範囲で本発明ペース鋼（ Ｃ ｒ＜０．３ ％添加）
への添加は有効な強度増が得られるのみならず、従来の
析出強化型高強度鋼がなし得なかったＬ，Ｃ異方性の解
消、高ｎ値、高延靭性を達成することが可能である。

本発明鋼における各成分についての限定理由を要約する
と次のようである。

（１）炭素（Ｃ） Ｃは、安価かつ強力な強化元素として最も有効である。

しかしＣによる強化はパーライト分率に依存し、その分
率増は延性を著しく阻害するので多量の添加は好ましく
ない。

強度と延性のバランスについて０．１５％程度までは問
題を生じないので、上限を０．１５％とした。

一方、強度の許す範囲でＣを低減することは延性の面で
極めて有利であるが、５０ｋｇ／一以上の強度を保証す
ること、および現場での製造限界を考慮して下限を０．
０３％とした。

（２）珪素（Ｓｉ ） ＳｉはＣに較べると強化能はそれ程大きくはないが、Ｃ
量を低く抑えたときの強度増には不可欠のものであり、
補助的強化元素として有効である。

それにも増して重要な効果は先に説明したとおりｎ値の
飛躍的向上効果とＭｎとの複合添加により組織改善など
の効果である。

ｎ値向上効果は０．４２％以下では現われず、０．７％
以上で顕著に現われてくる。

従って下限を０．７％とした。

一方、３％Ｓｉ量においても依然としてＳｉの効果は残
る。

従って３％程度までの添加は有効と思われるが、しかし
製造時（α＋γ）領域を避け、本発明の骨子たる微細、
均一、組織と平滑なミクロ偏析をうるに必要な単相γ域
での鋼塊乃至スラブの均熱を可能にするには、状態図か
ら見てＳｉ量を２．３％以上にすることは許されない。

（五弓・阿部：珪素鋼板、７頁）、そのほか表面スケー
ル性状の不良など品質上、操業上にも多量のＳｉの添加
は不利となるので、上限を２．３％とした。

（３）マンガン（Ｍｒ１） ＭｎはＣ，Ｓｉに較べると固溶体硬化そのものは低いが
、延性をそれ程阻害しない元素として有用である。

特に、前述のごとくＳｉ／Ｍｎとして０．６〜１．５の
範囲で両元素を添加し、その適正分配と分布の平滑性を
計るときは、異方性解消を可能にする。

等方的材料をうるのに不可欠の元素としてＭｎは重要で
ある。

この効果を充す下限量はＳｉが０．７％であるから０．
４２％で充分である。

しかし、強度を維持し、かつＳｉ，Ｍｎの分配、分布の
適正を保持するには下限はｏ．７％、上限は２．０％が
必要である。

（４）クローム（Ｃｒ） Ｃｒは１％以上の添加で強化元素としての作用が現われ
る。

Ｍｎとの共存では異方性が大きくなるが、ε＊は高い水
準を維持するので、その意味ではＣｒの添加には意味が
あるが、強化能が低く多量の添加を必要とするので、コ
スト的に不利である。

逆にＣｒを０． ３ ％からＣｒ Ｏ％へ逓減するとき
は強度がほとんど変化しないにも拘らず、均一伸びは急
速に増大する。

すなわち、Ｃｒは出来うる限り添加しない方がｎ値には
有利である。

しかしながら、０．３１％未満のＣｒの添加は絞り値（
≠を向上させる効果があり（第５図）、曲げ成形性向上
に有利である。

また同じ０．５％以下のＣｒの添加は本発明のＳｉ，Ｍ
ｎ添加量範囲では異常スケール、サビの発生を抑制する
ので、これを合せてＣｒの上限を０．３％未満とした。

（５）硫黄（Ｓ） 前述したとおり、加工法、衝撃特性の向上および本発明
の目的（異方性の解消）達成のためにその量を決定した
。

すなわちＣｅ ＋ Ｔ ｉ ＋ Ｚ ｒのいずれか一種
以上を添加するときは通常の製鋼で普通に得られる硫黄
上限値（０、０２５％）を越えない範囲で添加すること
とし、Ｃ ｅ ＋ Ｔ Ｉ ＋Ｚｒのいずれか一種以上
を添加しない場合はｏ．ｏ１％以下に脱硫することによ
り目的が達成される。

なお、Ｓが０．０１０％以下の場合にＣｅ．Ｔｉ ，Ｚ
ｒのいずれか一種以上を本特許請求の範囲内で添加して
も本発明の効果が達成されることは勿論である。

以下これらの限定成分範囲内の本発明鋼と、従来鋼とを
対比し、本発明．４の特徴を明確にする。

実施例 １ 本発明鋼においては、５０ｋｇ／一級鋼を対象とし０．
Ｉ Ｃ Ｉ．Ｏ Ｓｉ−１．０Ｍｎをベースとし、０
．２％のＣｒおよびＣｒなしあ成分鋼、比較材としては
ＳｉとＣｒを同量１％程度とし、それらの一のＭｎ量を
添加したＳ ｉ −Ｃ ｒ −Ｍ ｎ鋼のそれぞれ２
０ｋｇｆｉａ真空溶製鋼塊を１２５０℃−２時間均熱後
９３０℃仕上温度を目標に６ｍｍまで熱間圧延し、空中
放冷した試料について機械的性質を測定した。

表３（２）に示すように比較材は従来鋼の最高水準の性
質と思われるが、本発明鋼は異方性がなく飛躍的に高い
ｎ値と延性を示し抜群の性能である。

また曲げ成形性と対応のよい絞り値が０．２％のＣｒの
添加で向上していることも判る。

また絞り値は比較材（１．０２％Ｃｒ添加鋼）と同等以
上にあり、いずれも７５％を越えている。

Ｃ方向でも密着曲げ可能なことを確めている。

上記試料はＳを０．００６％としたが、本発明鋼は等方
的であったが、比較材はＬ，Ｃの異方性が認められた。

ミクロ偏析もしくは介在物の差にもとづくものと推定さ
れる。

実施例 ２． 上表のごとくＳｉと■以外はほとんど大きい組成の違い
のない両者を選び比較した。

両者とも転炉で溶製した現場材である。

本発明鋼Ｆは犬鋼塊材であるにもかかわらず、第６図の
ように、コイルトップからボトムまで鋼塊部位によるバ
ラッキ、Ｌ（圧延方向）、Ｃ（圧延方向と直角方向）、
Ｄ（圧延方向と４５゜の方向）の異方性もなく、極めて
等方的で、良好な歩留りを示している。

機械的試験結果は鋼塊中央（ミドル）部分である。

５０ｋｇ／ｍｍ級本発明鋼Ａ，Ｂの場合と同様、強度−
延性のバランスと等方性とは驚異性にすぐれ、従来鋼に
較べ飛曜的にｎ値、延性が高く、曲げ特性もＣ方向いず
れも密着曲げ可能であることを示し、本発明鋼が極めて
高水準の性能をもつことが認められる。

特に比較材が６ｍｍ材であるのに対し、薄手の２．３ｍ
ｍ材においてさえも延性にすぐれた性能を示している点
は注目される。

また第９図および第１０図のごとくバンド組織らしく見
える部分がエッジ部に僅かあるにもかかわらず、第６図
のように異方性は殆どなく等方的である。

実施例 ３ 本実施例は本願の特許請求の範囲第３項および第４項に
関するものであり、Ｉ，Ｊ，Ｍ，Ｎは本発明ベース鋼（
Ｓ ｉ ／Ｍｎそれぞれ１．１から０．９６まで）に
Ｔｉを添加し、またＭ，Ｎは本発明ベース鋼に０．０１
％以上０．０２５％未満のＳを添加した鋼に、本発明成
分範囲のＣｅおよびＺｒを添加したものである。

一方比較鋼としてＭ，Ｎと同程度のＳを添加した本発明
ベース鋼（比較鋼２）を用意した。

製造条件は実施例１と同じとし６ｍｍ厚に仕上げた。

表５（２）のように従来の５０ ．６０ ．６５乃至７
０ｋｇ／ｍｍ級鋼に比較して、その強度一延性のバラン
スは最高水準で、かつ、飛曜的に大きなｎ値を有し、Ｌ
，Ｃの異方性が殆ど認められない極めてすぐれた等方的
高延性鋼である。

従来のＮｂ鋼、Ｎｂ−Ｖ鋼、Ｔｉ鋼にありがちなＬ，Ｃ
の異方性、ｎ値の低下は本発明鋼により一挙に解決され
た。

本結果は、本発明ベース鋼の本来の性能がＴｉの添加に
よってもそのまま引継がれるという極めて特異な性能を
もつことが確認された。

一方、Ｍ，Ｎのごとく０．０１％以上０．０２５％未満
のＳを含む鋼は本願特許請求の範囲第４項の実施例を示
すもので、比較鋼２と対比すればわかるように、Ｚｒを
添加したＭ鋼（ ５＞Ｚ ｒ／Ｓ＞２）、およびＣｅを
添加したＮ鋼（ Ｃｅ／Ｓ〜１． ８ ）のＣ方向の延
性、絞り値および曲げ成形性はいずれもＳの少い鋼の値
まで回復し、これらの元素の添加によってＳの機械的性
質に与える有害な影響を除去することができる。

実施例 ４． 本実施例はＣｒを約０． ２ ％添加した本発明ベース
鋼にＴｉ，ＮｂないしＮｂ−Ｖ，Ｎｂ−Ｔｉを複合添加
し、実施例１と同じ製造条件で６關厚に仕上げたもので
、本発明特許請求の範囲４，５項に関するものである。

実施例１の本発明鋼Ａ，ＢにみられたＣｒの有無による
絞り値の特徴が本発明Ｃｒ添加ベース鋼へのＮｂ，Ｔｉ
の単味かおよび複合添加（Ｖも含む）によっても変らず
、またＳが０．０１％以上０．０２５係未満の場合実施
例３で示したと同様Ｃｅ，Ｚｒの本願特許請求の範囲内
の添加によっても、またＳが０．０１０％以上のＮｂ添
加鋼でもＴｉの添加により強度、延性、ｎ値のＬ，Ｃ方
向の異方性解消がほとんど完全に達成され、本発明の特
徴である等方的高延性が失われない。

以上、本発明成分範囲で溶製した試料の特徴を述べたが
、よく知られるごとく燐Ｐは周期率表からもわかるよう
に、Ｓｉと同族であると同時に鉄中での原子半径が小さ
いこと、固溶強化元素としての効果においても類似は強
く、種々の点で共通の性質をもっている。

従ってＰはＳｉと置換し添加しうる可能性がある。

また本発明鋼は固溶強化を基体としていることから、そ
の後冷間圧延、焼鈍を行っても熱間圧延におけるすぐれ
た性質はほとんど失われないことはいうまでもない。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明鋼および従来鋼の均一伸び（ε＊）のｎ
値の関係を示す図表、第２図は同一スラブを用いて組織
（粒径、パーライト分率た９を制御した試料のパーライ
ト分率と延性すなわち全伸び（Ｔ．Ｅ７）およびｎ値と
の関係を示す図表、第３図は本発明鋼および従来鋼の真
応力一真歪曲線と２点法（１０−１５％）で求めたｎ値
を示す図表、第４図は均一伸び（ε＊）とＣ ，Ｓｉ，
Ｍｎ，Ｃｒ添加量との関係を示す図表、第５図は第４図
ｄに示した本発明ベース鋼における強度、延性特に絞り
値（φ）のＣｒの添加量との関係を示す図表、第６図は
実施例２における本発明鋼のコイル長手方向の機械的性
質の変化を示す図表、第７図ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｅ，ｆは
同一スラブより出発した結晶粒、パーライト分率をコン
トロールした各種試料の顕微鏡写真、第８図イ，口，ハ
はＳｉ，Ｍｎ ，Ｃｒの１種を同二，ホ，へは、Ｓｉ＊
Ｃｒ，Ｍｎの２種をそれぞれ１チ以上添加したときのし
断面顕微鏡組織とＥＰＭＡ線分析結果とを示す写真、第
９図は本発明鋼のＭ部（コイル長手の中央部）のＬ断面
顕微鏡組織写真、第１０図は第９図と同じ位置の高倍率
顕微鏡組織写真である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 炭 素（Ｃ） ０．０３〜０．１５％珪 素
   （Ｓｉ） ０．７〜２．３％マンガン（Ｍｎ）
   ０．７ 〜２．０％硫 黄（Ｓ） ０．
   ０１％以下 の範囲においてＳｉ／Ｍｎの成分比が０．６以上１．５
   までとし、残余が鉄およびやむを得ない随伴不純物より
   なる等方的でかつ高延靭性のＳｉ添加高強度熱間圧延鋼
   。 ２ 炭 素（Ｃ） ０．０３〜０．１５％珪 素
   （Ｓｉ） ０．７〜２．３％マンガン（Ｍｎ）
   ０．７〜２．０％クローム（Ｃｒ） ０．
   ３％未満 硫 黄（Ｓ） ０．０１％以下 の範囲においてＳｉ／Ｍｎの成分比が０．６以上１．５
   までとし、残余が鉄および、やむを得ない随伴不純物よ
   りなる等方的でかつ高延靭性のＳｉ添加高強度熱間圧延
   鋼。 ３ 炭 素（Ｃ） ０．０３〜０．１５％珪 素
   （Ｓｉ） ０．７〜２．３％マンガン（Ｍｎ）
   ｏ．’７ 〜２．０％硫 黄（Ｓ） ０
   ．０２５％未満の範囲においてＳｉ／Ｍｎの成分比が０
   ．６以上１．５までとし、かつＣｅ／Ｓ １．５ 〜
   ２．０．４２＞Ｔｉ／Ｓ＞４．５＞Ｚｒ／Ｓ＞２なるご
   とくＣｅ，Ｔｉ或いはＺｒのいずれか一種以上を添加し
   、残余が鉄およびやむを得ない随伴不純物よりなる等方
   的でかつ高延靭性のＳｉ添加高強度熱間圧延鋼。 ４ 炭 素（Ｃ） ０．０３〜０．１５％珪 素
   （Ｓｉ） ０．７〜２．３％マンガン（Ｍｎ）
   ０．７ 〜２．０％クローム（Ｃｒ） ０
   ．３％未満 硫 黄（Ｓ） ０．０１％未満 の範囲においてＳｉ／Ｍｎの成分比が０．６以上１．５
   までとし、更にＮｂ，Ｖ，Ｔｉの一種もしくは二種を複
   合して０．４％以下添加し、残余が鉄およびやむを得な
   い随伴不純物よりなる等方的でかつ高延靭性のＳｉ添加
   高強度熱間圧延鋼。 ５ 炭 素（Ｃ） ０．０３〜０．１５％珪 素
   （ Ｓ ｉ ） ０． ７〜２．３％マンガン（
   Ｍｎ） ０．７ 〜２．０％クローム（Ｃｒ）
   ０．３％未満 硫 黄（３） ０．０２５％未満の範囲におい
   てＳｉ／Ｍｎの成分比が０．６以上１．５までとし、か
   つＣｅ／Ｓ １．５ 〜２．０．４２＞Ｔｉ／Ｓ＞４
   ，医≧Ｚｒ／Ｓ＞２なるごとくＣｅ、Ｔ ｉ或いはＺｒ
   のいずれか一種以上を添加し、残余が鉄およびやむを得
   ない随伴不純物よりなる等方的でかつ高延靭性のＳｉ添
   加高強度熱間圧延鋼。