JPH01159317A - 強度延性バランスの優れた高強度熱延鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、特定の成分からなる鋼を出発素材とし、特定
の熱延条件により得られる、強度延性バランスの優れた
熱延鋼板の製造方法に関するものである。

（従来の技術およびその問題点） 自動車用を代表とする熱冷延薄板にとっては、加工性、
特に伸びは重要な要素であり、これまで同程度の強度で
ありながら伸びを向上させる、すなわち強度延性バラン
スの向上を目的とした研究開発か多々行なわれてきた。

過去において、飛躍的に強度延性バランスを向上させた
のは、フェライトとマルテンサイトの混合組織からなる
いわゆる二相鋼である。例えば、特開昭５１−１２３１
７に熱延後急冷することにより得られる二相鋼の技術、
特公昭５７−４５４５４には、連続焼鈍により得られる
技術がある。現在二相鋼は、その優れた特性を生かし、
自動車の内板や足廻り部品に使用されている。しかし、
二相鋼の強度延性バランスにも限界かあり、特に引張強
度１００　ｋｇｆ／ｍｍ”を越える強度域になると高強
度化のためにマルテンサイト量を増加させることによる
延性の低下をきたしているのか現状である。

この現状、限界を打ち破るべく開発されたのが、普通鋼
でありなからオーステナイトか残留している鋼板である
。オーステナイトが残留することにより強度延性バラン
スが飛躍的に向上することは、変態誘起超塑性（ＴＲＩ
Ｐ）機構によるとする考え方がある一方で、特開昭６０
−１８４６６４にあるようにＴＲＩＰ機構ではないと主
張するのもある。いずれにせよ、オーステナイトが存在
することにより強度延性バランスが二相鋼より優れたも
のになる。

その技術について、例えば特開昭６０−５８２０に具体
的開示がある。しかしこの技術は、オフライン（連続焼
鈍を含む）により得られる技術である。オフラインでは
、オーステナイトを残留させるために必要不可欠である
オーステンパー処理が得易く、逆にこの点が熱延オンラ
イン化のネウクになっていたが、最近熱延オンラインて
も得られるとしてその技術が具体的に開示された。それ
は、特開昭６０−１８４６６４　、特開昭６０−４３４
２５テある。

しかしながら、前者は、ＭｎとＣｒの複合添加によりや
っと残留オーステナイト鋼としての特徴を発揮させてお
り、残留するオーステナイトは引張によるひずみ付加に
よって変態しない安定なものであるためか、実施例にも
あるようにＭｎ単独添加の場合残留するオーステナイト
量は少なく、またこの技術の場合残留オーステナイト鋼
（ＴＲＩＰ鋼）の特徴である均−伸び（ＴＲＩＰ鋼の場
合均−伸びか高く、局部伸びはほとんどない。）の値が
小さい。

一方、後者についてもラン・アウト・テーブル上または
それ以降でオーステンパー処理を施すに際し、４５０〜
６５０℃の温度範囲において４〜２０　秒保持させるこ
とによりフェライトを１０％以上現出させないことには
所望の性質が得られない技術となっており、このため冷
却制御技術はかなりの困難さを伴い、かつ得られる材質
もいわゆる二相鋼レベルてしがないという欠点を有する
。

（問題点を解決するための手段） 木発明者らは、上記問題点を解決するにあたって多くの
検討を加えた。その結果、Ｃ「などの特殊元素を使用し
ない単純Ｃ−Ｃ−３ｉ−系成分を用い、フェライト変態
温度域での保持や巻取径短時間での急冷といった特殊な
オーステンパー処理の必要かなく、単に冷却速度と巻取
温度を限定するという単純な熱延条件により常温におい
て準安定なオーステナイトが残留する高強度熱延鋼板か
得られることを見出した。

すなわち、本発明は次のように構成したものである。

Ｃ：、Ｏ，：１５〜０．５５　ｗｔ＄ Ｓｉ　：　１．０〜２．５　ｗｔ＄ Ｍｎ：　１．５〜：１．Ｏｗｔ＄ を主成分とし、必要に応じ次の成分の１種または２種に
ついて Ｓ　：　０．００５　ｗｔｌ以下 Ｃａ　：　０．００５　ｗｔ、＄以下含有なる処置を施
し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼を熱延する
に際し、圧延終了後の冷却速度をＣＣＴ線図のフェライ
トノーズを通過するより速い速度とし、巻取温度をＭｓ
点より高くパーライト現出温度より低い温度にすること
により得られる、常温て準安定なオーステナイトが１０
％以上と残部ベイナイトからなる組織を有することを特
徴とする強度延性バランスの優れた高強度熱延鋼板の製
造方法。

以下、本発明の成分の限定理由について詳述する。

Ｃは、Ｍｎと同様オーステナイト安定化元素であり、本
発明においてもその性質を最大限発揮させる。その含有
量は、後述する熱延条件によってでも常温で準安定なオ
ーステナイトを十分確保するためには、少なくとも０．
３５ｗｔ鬼必要である。上限は、溶製上の困難さおよび
スラブ手入れの困難さ、および溶接性を考慮に入れ０．
５５ｗｔ１とした。

Ｓｉは、Ｃとの相互作用を持ち、ＣがＦｅ炭化物として
析出するのを抑制する効果かあり、オーステナイト中の
Ｃ濃度を」二げ間接的にオーステナイトを安定化させる
。その効果を発揮させるためには、１．０ｗｔ％以上の
含有量か必要である。２．５ｗｔ％以上含有させると、
その効果は飽和してしまうためこれを上限とする。好ま
しい含有範囲は、１．３〜２．０ｗｔ％である。

Ｍｎは焼入性向上元素であり、フェライトやパーライト
の変態を長時間側にずらせる効果がある。

従って、Ｍｎ含有量の制御により、熱延条件か緩和され
たり限定されたりするため、本発明にとって重要な元素
である。本発明は、熱延工程において巻取径特別な冷却
の必要のない、換言すれば巻取後の放冷というかなりの
長時間なオーステンパー処理として逆に有効利用するこ
とを意図している。つまり本発明はフェライト変態によ
るオーステナイトへのｃ６縮は利用せず、ベイナイト変
態中のオーステナイトへのＣａ縮によってオーステナイ
トを準安定に残留させるものであり、また強度はこのベ
イナイトを主体に確保するものである。従って、通常の
冷却速度でフェライト変態を生しないようにするために
は１．５ｗｔ％以上のＭｎの含有か必要である。上限は
、溶製上特別な操作なしに操業できる範囲として３．０
ｗｔ％とした。好ましい範囲は、１．７〜２　、５ｗｔ
％である。

また、特に伸びフランジ加工用途に本発明鋼を適用する
場合、硫化物系介在物の形態制御は重要な要素になる。

特に、本発明鋼の場合、Ｍｎ含有量が高いために不可避
的に混入するＳはＭｎＳとなり加工性を阻害するだけて
なく、本来本発明の意図するＭｎの効果をもなくしてい
くことになる。その点も考慮に入れてのＭｎ含有量とは
しているが、Ｓ含有量か低下させれば加工性かよくなる
ため、必要に応じ０．００５ｗｔ％以下とし、さらにＣ
ａを０．００５ｗｔ％以下含有させることにより硫化物
系介在物の形態制御を行うことか好ましい。またこのＣ
ａ含有については、溶接される場合などには、０．００
２〜０．００４冑ｔＸの範囲の含有とすることか好まし
い。

次に、熱延条件についてその限定理由を詳述する。

仕上圧延後の冷却速度は、ＣＣＴ線図のフェライトノー
ズを通過するより速い速度にする必要がある。これは、
フェライトを無理に現出させなくても、単純Ｃ−Ｃ−３
ｉ−系でもベイナイト変態を利用すれば、オーステナイ
トを常温において準安定な相として存在させることがで
きるとする、本発明者らの驚くべき新知見に基づくもの
である。逆にフェライトを現出させるようなオーステン
パー処理は、巻取した後のコイルの熱履歴を限定する（
例えば急冷する）必要があり、操業上困難さを伴う、さ
らに、ある程度の冷却速度でもフェライトか現出するよ
うな成分系には、巻取後の通常の放冷のような長いオー
ステンパー処理では、モ分な残留オーステナイトが得ら
れず１強度延性バランスを低下させる。本発明者らは、
それら不安定要素を全て取り除くことを目的とした検討
により本発明に至ったのであり、この冷却速度の限定は
、その骨子になるものである。従って得られる組織は、
ベイナイトを主体とし１０％以上の準安定なオーステナ
イトか存在するものになる。上限の冷却速度は、特には
規定しないか、現存の熱延ラインで達し得る冷却速度て
あれば良い。

巻取温度についても、Ｅ記冷却速度とともに重要な要素
である。すなわち、１ｌｌＳ点以下の温度で巻取ると、
鋼か硬質になり、残留オーステナイト鋼としての性質ど
ころか、まったく加工性かなくなる。一方、パーライト
現出温度以上て巻取ると。

本来オーステナイト安定化元素として働くべきＣか、パ
ーライトになってしまい、目的とする組織、材質は得ら
れない。

（実施例） 第１表に示す化学組成を有する鋼を溶製し、スラブにし
た。

第１表　化学成分　（ｗｔ＄） 比較鋼のうち、Ｈ鋼はＭｎが、１１１４はＣが、Ｊ鋼は
Ｓｉかそわぞれ発明範囲からはずれている。これらスラ
ブを加熱温度１１００℃、仕上圧延温度８ｏＯ℃にて熱
延後第２表に示す条件で冷却し巻取り、板厚３ｍｍの熱
延鋼板にした。巻取後は、通常の放冷で、常温まで冷却
されるのに３日間かかった。

第２表　熱延条件および材質試験結果 ここで、ＣＲ：冷却速度（℃／秒） ＣＴ：巻取温度（’Ｃ） 引張試験はＪＩ５１３号試験片によりＴＳは、単位かｋ
ｇｆ／＋ｎｍ２．全伸びおよびＵ−社（均−伸び）は％
で示し、残留オーステナイト量は、Ｘ線回折試験に　□
よりγＮ（＊）で示した。

これら熱延条件は、予め求めておいたフェライトノーズ
、Ｍｓ点、およびパーライト現出温度から導きだされた
ものである。本発明鋼であるＡｄ、２、Ｄ−１，２、Ｉ
Ｅ−１，ト１．　Ｇ−１，および比較鋼である＋１．１
．Ｊ−１は、本発明による方法であり、本発明鋼におい
ては残留オーステナイト量が多く、また高強度でありな
がら全伸びおよび均−伸びが非常に高いが、比較鋼の場
合、残留するオーステナイト量が少なく、伸び、均−伸
びが低い。一方、その他の比較法については、Ａ−５、
Ｄ−：ｌ　、Ｇ−２は、巻取温度が低ずぎＭｓ点を下回
りたため、マルテンサイトが多１鋒に生成したことによ
り硬質化したと同時に十分な残留オーステナイトが得ら
れないために伸びが低い。またＡ−１，Ｅ−２，Ｆ−２
については１巻取温度が高すぎたために、パーライト現
出による軟質化、オーステナイト不安定化をまねいた。

ざらにＡ−３については、冷却速度が低すぎたためにフ
ェライトが生成し、巻取後の熱履歴がこの熱延鋼板にと
ってはオーステンパー処理として長すぎたために残留オ
ーステナイト量か少なくなり、伸びの低下につながった
。どの方法によっても、比較法または比較鋼は、本発明
法に比べ、残留オーステナイト量や全伸びが低いのはも
ちろんであるが、全伸びに対する均−伸び（の割合）も
低下する。

さらに、Ａ鋼、Ｂ鋼とＣ鋼を用い、穴拡げ試験により伸
びフランジ性を評価した。Ａ鋼は、第２表中のＡ−１を
用いた。また、Ｂ、Ｃ鋼は、冷却速度２５℃／秒９巻取
温度３５０°Ｃにより３ｍｍの熱延鋼板としたところ、
第３表のような結果になった。

第３表　穴拡げ試験結果 このように、低硫化処理を行ないかつＣａによる硫化物
系介在物の形態制御を行なえば、穴拡げ性（伸びフラン
ジ性）の改善に有効であり、オーステナイトが準安定な
相として存在する本発明鋼について確認できた。

（作用） 本発明による銅帯はそのまま黒皮として用いてもよく、
また酸洗して用いてもよい。あるいはせん断ラインにて
切り板にしてもよい。その際、レベラーまたはスキンバ
スにより形状を整えたり巻ぐせを矯正してもよい。

（発明の効果） 単純Ｃ−Ｃ−３ｉ−系て熱延条件を限定することにより
常温において準安定なオーステナイト相を１０％以上残
部ベイナイトを存在せしめることにより、高強度であり
ながら極めて優れた延性特に均−伸びに優れており、か
つ成分が単純で熱処理が不要など経済的であるため、今
後の自動車用をはじめとする高強度熱延鋼板の実用化が
促進される。従って１本発明のおよぼす効果は極めて大
きいものである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．３５〜０．５５ｗｔ％ Ｓｉ：１．０〜２．５ｗｔ％ Ｍｎ：１．５〜３．０ｗｔ％ を主成分とし、必要に応じ次の成分の１種または２種に
   ついて Ｓ：０．００５ｗｔ％以下 Ｃａ：０．００５ｗｔ％以下含有 なる処置を施し、残部鉄および不可避的不純物からなる
   鋼を熱延するに際し、圧延終了後の冷却速度をＣＣＴ線
   図のフェライトノーズを通過するより速い速度とし、巻
   取温度をＭｓ点より高くパーライト現出温度より低い温
   度にすることにより得られる、常温で準安定なオーステ
   ナイトが１０％以上と残部ベイナイトからなる組織を有
   することを特徴とする強度延性バランスの優れた高強度
   熱延鋼板の製造方法。