JPH0135052B2

JPH0135052B2 -

Info

Publication number: JPH0135052B2
Application number: JP60239144A
Authority: JP
Inventors: Motoyuki Myahara; Hidenori Shirasawa; Yoshuki Yuzutori; Fukuteru Tanaka
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1985-10-24
Filing date: 1985-10-24
Publication date: 1989-07-24
Also published as: JPS6299417A

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）本発明は高延性高強度冷延鋼板の製造方法に関
し、詳しくは、引張強さ45〜140Kgｆ／mm²級の複
合組織高延性高強度冷延鋼板の製造方法に関す
る。近年、例えば、自動車の軽量化要求への高まり
を背景として、加工性のすぐれた高強度冷延鋼板
が使用されるに至つている。このような高強度冷
延鋼板としては、既に、析出、固溶、組織強化等
の種々の手段によるものが従来より知られている
が、特に、最近においては、連続焼鈍技術の普及
に伴つて、マルテンサイトやベイナイトのような
硬い低温変態生成物による強化能を利用した複合
組織高強度冷延鋼板が広く使用されるに至つてい
る。このような複合組織鋼板を製造するに際し
て、箱焼鈍による場合は、Ar₁点以上の再結晶温
度からの冷却速度が遅いために、Mn等のオース
テナイト安定化元素を多量に添加する必要があ
り、このために鋼板の製造費用が高価となるが、
連続焼鈍による場合は、冷却速度が大きいため
に、上記のようなオーステナイト安定化元素の添
加を省略することができ、従つて、低廉に製造す
ることができるからである。上記の連続焼鈍は、再結晶焼鈍後の冷却方法に
よつて、冷却速度の非常に早い水焼入れ型と、冷
却速度の比較的遅いガスジエツト又は気水冷却型
とに大別されるが、使用合金量の低減、従つて、
製造費用の低減の見地からは水焼入れ型が有利で
ある。その水焼入れ型連続焼鈍においては、通
常、Ac₁以上の再結晶加熱温度に短時間加熱保持
した後、強制空冷により所定の温度まで冷却し、
この温度（以下、この温度を水焼入れ開始温度と
いう。）から水焼入れを行ない、引き続いて、過
時効処理を施している。上記のような方法において、低降伏比であつ
て、且つ、高強度高延性の冷延鋼板、即ち、強度
−延性バランスのとれた冷延鋼板を得るために
は、例えば、特開昭55−141527号公報には、水焼
入れ開始温度及び過時効処理温度をそれぞれ所定
の温度とすることが必要であるとされている。即
ち、複合組織鋼板におけるマルテンサイトやベイ
ナイトの低温変態生成物を強化能の高いマルテン
サイト相とするために水焼入れ開始温度を、ま
た、高温からの急冷によつて過飽和に固溶したフ
エライト中の炭素を析出させて、延性を改善する
ために過時効処理温度を、それぞれ適正に選ぶ必
要があるのである。しかしながら、本発明者らは、上記したよう
に、単に水焼入れ開始温度及び過時効処理温度を
制御調整するのみでは、十分に硬い第２相が得ら
れず、また、所定の母材強度を得ようとすれば、
第２相の体積率が増大して、延性が低下し、かく
して、低降伏比であり、且つ、高延性高強度であ
る冷延鋼板、即ち、強度−延性バランスにすぐれ
た冷延鋼板を得ることが困難であることを見出し
た。更に、上記した方法によれば、熱間圧延板の製
造条件、水焼入れ開始温度の変動若しくはばらつ
き、或いはコイル内の化学成分の偏析によつて、
母材強度におけるばらつきが大きくなることも見
出した。（発明の目的）本発明者らは、上記した問題を解決するために
鋭意研究した結果、安定した母材強度を有して、
高延性高強度冷延鋼板を得るためには、熱間圧延
板の仕上温度、巻取温度、水焼入れ開始温度及び
過時効処理温度を制御調整すると共に、再結晶加
熱温度を制御し、再結晶加熱時のオーステナイト
相体積率を所定の範囲に規制することが必要であ
ることを見出して、本発明に至つたものである。（発明の構成）本発明による高延性高強度冷延鋼板の製造方法
は、重量％でＣ 0.040％を越えて、0.30％以下、 Si 0.01〜2.5％、 Mn 0.7〜2.5％、 Al 0.010〜0.100％、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧
延するに際して、Ar₃点以上の温度にて仕上圧延
し、冷却速度及び巻取温度を制御して、フエライ
トと体積率70％以下の低温変態生成物とからなる
複合組織を有する熱間圧延板を得、これを酸洗
し、冷間圧延率30％以上にて冷間圧延を行なつた
後、再結晶焼鈍するに際して、その加熱温度を
Ac₁〜Ac₃点のフエライト・オーステナイト２相
共存域の温度において、再結晶加熱時のオーステ
ナイト相体積率γvがＣ量によつて規定される 128C＋1.0≦γv（％）≦128C＋21 となる温度域として焼鈍を施し、次いで、強制空
冷し、700〜550℃の温度域から100℃／秒以上の
冷却速度にて常温まで急冷し、180〜400℃の温度
にて過時効処理を施すことを特徴とする。先ず、本発明の方法において用いる鋼の化学成
分の限定理由について説明する。Ｃは、鋼板の引張強さを支配する重要な元素で
あり、マルテンサイト組織を得るためには、少な
くとも0.040％の添加を必要とし、強度を高める
観点からは多いほぼよいが、反面、過多に添加す
るときは、第２相体積率が高くなり、延性を確保
し難くなり、また、スポツト溶接性も低下するの
で、その上限を0.30％とする。 Siは、鋼をその延性を劣化させないで強化する
と共に、フエライト・オーステナイト温度域を拡
大して、操業上有利であるように、本発明による
適正な再結晶温度域を拡大するために添加され
る。かかる効果を有効に発揮させるためには、添
加量は少なくとも0.01％が必要であるが、過多に
添加するときは、製造費用を高めるのみならず、
適正な再結晶温度域を高温にするので、2.5％以
下とする。 Mnは、オーステナイト相を安定化し、冷却過
程における主としてマルテンサイトからなる低温
変態生成物の生成を容易にするために、0.7％以
上を添加することが必要であるが、過多に添加す
るときは、オーステナイト相への濃化による第２
相体積率が増加して、Ｃの濃縮が弱まることか
ら、その添加量は2.5％以下とする。 Alは、脱酸のために添加されるが、本発明に
おいて、鋼の伸びに特に影響するものではない。
但し、0.010％よりも少ないときは、固溶Ｎが増
えて、時効性が劣化する。しかし、0.100％を越
えて過多に添加しても、脱酸効果が飽和するのみ
ならず、アルミナクラスターを形成して、表面性
状を劣化させる。本発明による方法においては、鋼は、上記した
元素に加えて、Ｐ 0.01〜0.15％、 Cr 0.05〜1.0％、 Mo 0.20％を越えて、0.6％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、
及び／又は Ti 0.01〜0.2％、 Nb 0.01〜0.2％、及びＶ 0.01〜0.2％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を
含有することができる。Ｐは、0.01％以上の添加によつて、Siと同様に
鋼の強化のために有効であるが、0.15％を越えて
過多に添加すれば、スポツト溶接性を阻害する。 Cr及びMoは、それぞれMnと同様に、オース
テナイト相を安定化し、冷却過程での低温変態生
成物の生成を容易にするのに有効である。この効
果を有効に発揮させるためには、Crについては
0.05％以上、Moについては0.20％を越える量の
添加をそれぞれ必要とするが、一方、多すぎると
きは、延性の低下をもたらし、また、これら合金
元素は価格も高価であるので、その上限はCrに
ついては1.0％、Moについては0.6％とする。 Ti、Nb及びＶは、Ｃ及びＮと析出物を形成
し、強化元素として有効であると共に、熱間圧延
板の結晶粒を微細化し、延性を向上させる効果を
有する。この効果を有効に発現させるためには、
それぞれの元素について、0.01％を添加すること
が必要であるが、しかし、過多に添加するとき
は、延性を劣化させるので、その上限を各元素に
ついて0.2％とする。本発明の方法によれば、上記のような化学組成
を有する鋼を造塊又は連続鋳造によりスラブと
し、これを熱間圧延する。本発明の方法において
は、この熱間圧延において、Ar₃点以上の温度に
て仕上圧延し、冷却速度及び巻取温度を制御し
て、熱間圧延板の組織をフエライト及び体積率に
て70％以下の低温変態生成物からなる複合組織と
する。ここに、低温変態生成物（第２相）とは、
マルテンサイト又はベイナイト又はこれらの混合
物をいい、第２相体積率が70％を越えるときは、
熱間圧延板の強度が高くなり、冷間圧延が困難と
なると共に、冷間圧延及び焼鈍後の第２相におけ
るＣ濃度が低下し、強度−延性バランスが低下す
るので、本発明においては、この低温変態生成物
の体積率を70％以下に規制する。次いで、本発明の方法によれば、上記のように
して得られた熱間圧延板を酸洗し、再結晶させる
ために、30％以上の冷延率にて冷間圧延を施した
後、再結晶焼鈍するに際して、その加熱温度を
Ac₁〜Ac₃点のフエライト・オーステナイト域に
おいて調整して、再結晶加熱時のオーステナイト
相の体積率γvをＣ量（重量％）によつて次式に
て規定される範囲とすることが必要である。 128C＋1.0≦γv（％）≦128C＋21 即ち、本発明者らは、第１図に示すように、鋼
板の再結晶加熱時のγvが強度−延性バランスの
指標となる引張強さと伸びとの積の値に著しく影
響し、γvが一定の範囲にあるときに（以下、こ
の範囲を適正範囲という。）上記積の値が特に大
きくなることを見出した。しかし、この場合にお
いて、熱間圧延板の組織がフエライト・パーライ
トであるときは、炭化物を十分に分解させるため
には、高い再結晶加熱温度が必要である。即ち、
所定の強度を得るための再晶加熱時のオーステナ
イトの体積率γvは必然的に高くなり、高い強度
−延性バランスを得ることが困難となる。しかし、本発明の方法に従つて、熱間圧延板の
組織をフエライト及び低温変態生成物とすること
によつて、再結晶加熱時の炭化物の分解が速くな
るために、所定の強度を得るための再結晶加熱時
のオーステナイトの体積率γvは、第１図に示す
ように低くすることができ、より高い強度−延性
バランスを得ることができるのである。更に、広範な研究の結果、本発明によれば、第
２図に示すように、上記γvの適正範囲の下限値
と上限値とが実質的に鋼板中のＣ含有量によつて
それぞれ前記式のように規定される。即ち、γv
の適正範囲として、第２図には上記引張強さと伸
びとの積の値が1800Kgｆ・％／mm²以上である領域
を斜線領域で示すが、この領域は鋼板中のＣ含有
量の１次函数としてのγvによつて規定されるの
である。従つて、再結晶加熱温度がγvを式128C＋1.0
（％）で規定されるよりも小さくする温度である
場合には、Ｃがオーステナイト相中に十分に固溶
しないために、第２相中にセメンタイトが混在す
ることとなり、十分な強度を得ることができな
い。一方、再結晶加熱温度がγvを式128C＋21
（％）で規定されるよりも大きくする温度である
場合には、再結晶後の短い冷却過程においては、
オーステナイト中にＣが十分に濃縮せず、延性が
劣化する。即ち、再結晶加熱温度を制御し、γv
が前記した適正範囲内とすることによつて、初め
て強度−延性バランスにすぐれた冷延鋼板を得る
ことができるのである。上記のような再結晶加熱
温度での保持時間は、10秒乃至10分が好適であ
る。このように、熱間圧延板の組織をフエライト及
び低温変態生成物からなる混合組織とし、次い
で、酸洗し、30％以上冷間圧延し、Ac₁〜Ac₃点
のフエライト・オーステナイト域温度に鋼を加熱
保持して、この再結晶加熱時のγvを上記所定の
適正範囲とした後、本発明の方法によれば、引続
いてその鋼の組成によつて決まる最適の焼入れ開
始温度、即ち、700〜550℃にまでガスジエツトに
より冷却した後、100℃／秒以上の冷却速度にて
常温まで冷却して、オーステナイト相をマルテン
サイトに変態させる。上記焼入れ開始温度が700
℃よりも高いときは、第２相へのＣの濃化が十分
でなく、硬いマルテンサイトが得られない。一
方、550℃よりも低いときは、第２相が十分にマ
ルテンサイトに変態せず、ベイナイトが混在する
こととなる。尚、上記冷却は、水焼入れ、ロール
冷却又は気水冷却によることができる。この冷却後、フエライト中に固溶したＣを析出
させ、延性の改善を図るために、180〜400℃の温
度に加熱保持する過時効処理を施す。この過時効
処理温度が400℃よりも高いときは、マルテンサ
イトが焼戻されて強度が著しく低下する。特に、
過時効処理温度は300℃以下が好ましい。一方、
過時効処理温度が180℃よりも低いときは、フエ
ライト中の炭化物が十分に析出せず、延性が劣化
する。（発明の効果）以上のように、本発明の方法によれば、熱間圧
延板の製造条件及び連続焼鈍条件を適正化するこ
とによつて、第２相中へのＣの濃縮を非常に高め
て、十分に硬いマルテンサイトを得ると共に、フ
エライト中に十分な量のＣを析出させることによ
つて、フエライトを柔らかくするので、安定して
低降伏比であつて、且つ、延性のすぐれた高強度
の冷延鋼板を得ることができる。特に、本発明に
よれば、熱間圧延板の組織をフエライト及び低温
変態生成物からなる混合組織とし、更に、再結晶
加熱時のオーステナイト体積率を適正な範囲に制
御することによつて、再結晶加熱時のオーステナ
イトの体積率を低くすることができるので、強度
−延性バランスが一層改善された冷延鋼板を得る
ことができる。従つて、かかる鋼板は、例えば、
自動車用に好適に使用することができる。（実施例）以下に実施例を挙げて本発明を説明する。実施例１第１表に示す化学組成を有する鋼を仕上温度
850〜900℃、巻取り温度300〜720℃にて熱間圧延
して、厚さ2.8mmとし、酸洗した後、厚さ0.8mmに
冷間圧延し、次いで、第２表に示すように種々の
温度にて再結晶加熱し、600〜650℃の範囲の温度
から焼入れを開始し、この焼入れ後、200℃の温
度に加熱して、過時効処理を施した。再結晶加熱
時のオーステナイト体積率γvと、このようにし
て得られた鋼板の機械的性

【表】

【表】質を第２表に示す。また、鋼種Ｂの鋼について、
γvと冷延鋼板の強度及び強度−延性バランスと
の関係を第１図に示す。例えば、鋼種がいずれもＢであり、従つて、
γvの適正範囲が13.8〜67.8％である本発明鋼４と
比較鋼３及び５とを比較すると、焼入れ開始温度
及び過時効処理温度がすべて同じであるにもかか
わらず、熱間圧延組織をフエライト、マルテンサ
イト及びベイナイトからなる複合組織とした本発
明鋼は、低い再結晶温度で適正なγvを得ること
ができ、低降伏比であつて、強度−延性バランス
にすぐれている。しかし、比較鋼３の場合は、同じ再結晶加熱温
度であつても、熱間圧延板で生成したパーライト
の一部が溶け残るために、オーステナイトの体積
率が減少し、再結晶後の水焼入れによつて、十分
な量のマルテンサイトが得られず、強度が低くな
る。比較鋼５の場合には、再結晶温度が低く、γv
が小さすぎるために、オーステナイト相へのＣの
固溶が不十分であつて、引張強さが小さく、かく
して、比較鋼３及び５は降伏比が高く、強度−延
性バランスに劣ることが明らかである。また、鋼種がいずれもＣであり、従つて、γv
の適正範囲が16.4〜70.4％である本発明鋼７と比
較鋼６とを比較すると、焼入れ開始温度及び過時
効処理温度がすべて同じであるにもかかわらず、
再結晶温度を制御して、γvを適正範囲とした本
発明鋼は、低降伏比であつて、強度・延性バラン
スにすぐれている。しかし、比較鋼６は、再結晶
加熱温度が高く、γvが大きすぎるために再結晶
後の冷却によるオーステナイト相へのＣの濃化が
不十分であつて、伸びが小さい。実施例２第１表に示す化学組成を有する鋼Ｂ及びＣを仕
上温度850〜900℃、制御冷却後の巻取り温度200
〜450℃にて熱間圧延して、厚さ2.3mmとし、酸洗
した後、厚さ1.2mmに冷間圧延し、次いで、第３
表に示すように種々の温度にて再結晶加熱し、
600〜650℃の範囲の温度から焼

【表】

【表】入れを開始し、この焼入れ後、200℃の温度に加
熱して、過時効処理を施した。熱間圧延板の低温
変態生成物及び再結晶加熱時のオーステナイト体
積率γvと、このようにして得られた鋼板の機械
的性質を第２表に示す。例えば、鋼種がいずれもＢであり、熱間圧延板
の低温変態生成物が40％である本発明鋼14と比較
鋼15、及び鋼種がいずれもＣであり、熱間圧延板
の低温変態生成物が50％である本発明鋼16と比較
鋼17とを比較すると、連続焼鈍の処理条件がすべ
て同じであるにもかかわらず、熱間圧延板の低温
変態生成物の量を70％以下とした本発明鋼14及び
16は、低降伏比であつて、強度−延性バランスに
すぐれている。しかし、比較鋼15及び17は、熱間圧延板での低
温変態生成物の量が本発明で規定する範囲よりも
多いので、降伏比が高く、強度−延性バランスに
劣ることが明らかである。また、第１表に示す化学組成を有する鋼Ｈから
Ｍを仕上温度を850〜900℃、制御冷却後の巻取温
度を200〜600℃として熱間圧延して、厚さ2.3mm
の鋼板を得、これを酸洗した後、厚さ1.2mmに冷
間圧延し、次いで、第３表に示すように種々の温
度から焼入れを開始し、この焼入れ後、200℃の
温度に加熱して、過時効処理を施した。上記熱間
圧延板の低温変態生成物及び再結晶加熱時のオー
ステナイト体積率γvと、このようにして得られ
た鋼板の機械的性質を第３表に示す。例えば、鋼種がいずれもＪであり、熱間圧延板
の低温度変態生成物が50％である本発明鋼22と比
較鋼23を比較すると、連続焼鈍の処理条件がすべ
て同じであるにもかかわらず、熱間圧延板の低温
変態生成物の量を70％以下とした本発明鋼22は、
低降伏比であつて、強度−延性バランスにすぐれ
ている。以上のように、本発明によれば、熱間圧延板の
組織をフエライト及び低温変態生成物からなる混
合組織とし、更に、再結晶加熱時のオーステナイ
ト体積率を適正な範囲に制御することによつて、
強度−延性バランスにすぐれる冷延鋼板を得るこ
とができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は再結晶加熱時のオーステナイト相体積
率γvに対する母材強度及び強度−延性バランス
の変化を示すグラフ、第２図は鋼におけるＣ含有
量と再結晶加熱時のγvの適正範囲の関係を示す
グラフである。

Claims

【特許請求の範囲】１重量％でＣ 0.040％を越えて、0.30％以下、 Si 0.01〜2.5％、 Mn 0.7〜2.5％、 Al 0.010〜0.100％残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧
延するに際して、Ar₃点以上の温度にて仕上圧延
し、冷却速度及び巻取温度を制御して、フエライ
トと体積率70％以下の低温変態生成物とからなる
複合組織を有する熱間圧延板を得、これを酸洗
し、冷間圧延率30％以上にて冷間圧延を行なつた
後、再結晶焼鈍するに際して、その加熱温度を
Ac₁〜Ac₃点のフエライト・オーステナイト２相
共存域の温度において、再結晶加熱時のオーステ
ナイト相体積率γvがＣ量によつて規定される 128C＋1.0≦γv（％）≦128C＋21 となる温度域として焼鈍を施し、次いで、強制空
冷し、700〜550℃の温度域から100℃／秒以上の
冷却速度にて常温まで急冷し、180〜400℃の温度
にて過時効処理を施すことを特徴とする高延性高
強度冷延鋼板の製造方法。２重量％で (a) Ｃ 0.040％を越えて、0.30％以下、 Si 0.01〜2.5％、 Mn 0.7〜2.5％、 Al 0.010〜0.100％を含有し、更に、 (b) Ｐ 0.01〜0.15％、 Cr 0.05〜1.0％、及び Mo 0.20％を越えて、0.6％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有
し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧
延するに際して、Ar₃点以上の温度にて仕上圧延
し、冷却速度及び巻取温度を制御して、フエライ
トと体積率70％以下の低温変態生成物とからなる
複合組織を有する熱間圧延板を得、これを酸洗
し、冷間圧延率30％以上にて冷間圧延を行なつた
後、再結晶焼鈍するに際して、その加熱温度を
Ac₁〜Ac₃点のフエライト・オーステナイト２相
共存域の温度において、再結晶加熱時のオーステ
ナイト相体積率γvがＣ量によつて規定される 128C＋1.0≦γv（％）≦128C＋21 となる温度域として焼鈍を施し、次いで、強制空
冷し、700〜550℃の温度域から100℃／秒以上の
冷却速度にて常温まで急冷し、180〜400℃の温度
にて過時効処理を施すことを特徴とする高延性高
強度冷延鋼板の製造方法。３重量％で (a) Ｃ 0.040％を越えて、0.30％以下、 Si 0.01〜2.5％、 Mn 0.7〜2.5％、 Al 0.010〜0.100％を含有し、更に、 (b) Ti 0.01〜0.2％、 Nb 0.01〜0.2％、及びＶ 0.01〜0.2％よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有
し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧
延するに際して、Ar₃点以上の温度にて仕上圧延
し、冷却速度及び巻取温度を制御して、フエライ
トと体積率70％以下の低温変態生成物とからなる
複合組織を有する熱間圧延板を得、これを酸洗
し、冷間圧延率30％以上にて冷間圧延を行なつた
後、再結晶焼鈍するに際して、その加熱温度を
Ac₁〜Ac₃点のフエライト・オーステナイト２相
共存域の温度において、再結晶加熱時のオーステ
ナイト相体積率γvがＣ量によつて規定される 128C＋1.0≦γv（％）≦128C＋21 となる温度域として焼鈍を施し、次いで、強制空
冷し、700〜550℃の温度域から100℃／秒以上の
冷却速度にて常温まで急冷し、180〜400℃の温度
にて過時効処理を施すことを特徴とする高延性高
強度冷延鋼板の製造方法。４重量％で (a) Ｃ 0.040％を越えて、0.30％以下、 Si 0.01〜2.5％、 Mn 0.7〜2.5％、 Al 0.010〜0.100％を含有し、更に、 (b) Ｐ 0.01〜0.15％、 Cr 0.05〜1.0％、及び Mo 0.20％を越えて、0.6％以下よりなる群か選ばれる少なくとも１種と、 (c) Ti 0.01〜0.2％、 Nb 0.01〜0.2％、及びＶ 0.01〜0.2％よりなる群から選ばれる少なくとも１種とを含有
し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧
延するに際して、Ar₃点以上の温度にて仕上圧延
し、冷却速度及び巻取温度を制御して、フエライ
トと体積率70％以下の低温変態生成物とからなる
複合組織を有する熱間圧延板を得、これを酸洗
し、冷間圧延率30％以上にて冷間圧延を行なつた
後、再結晶焼鈍するに際して、その加熱温度を
Ac₁〜Ac₃点のフエライト・オーステナイト２相
共存域の温度において、再結晶加熱時のオーステ
ナイト相体積率γvがＣ量によつて規定される 128C＋1.0≦γv（％）≦128C＋21 となる温度域として焼鈍を施し、次いで、強制空
冷し、700〜550℃の温度域から100℃／秒以上の
冷却速度にて常温まで急冷し、180〜400℃の温度
にて過時効処理を施すことを特徴とする高延性高
強度冷延鋼板の製造方法。