JPH02170921A - 高成形性高張力鋼板の製造方法 - 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、種々の形状に加工して使用される冷延鋼板あ
るいは表面処理鋼板の製造方法、特に成形加工性が良好
でかつ成形加工後の熱処理により著しく硬くなる性質を
有する高張力鋼板の製造方法に関する。

（従来の技術） 従来より、製鋼段階で十分に脱炭処理をして極低炭素鋼
としてからＴｉを添加した極低炭素Ｔｉ添加鋼をヘース
に、Ｐ、　Ｓｉ、　Ｍｎ５Ｃｒを添加して強度を上げた
高張力冷延鋼板については多くの提案がすでにある。

例えば、特公昭５７−５７９４５号においては上記極低
炭素Ｔｉ添加鋼に多量のＰを添加した冷延鋼板が開示さ
れている。また、特公昭５８−２９１２９号においては
上記権低炭素Ｔｉ添加鋼に多量のＭｎを華独添加した例
が開示されている。しかし、いずれの場合も強度の割に
は高いｒ値が得られ龍＜、その結果、連続焼鈍後に水焼
入れを行う必要が生じており、実用性が乏しいものとな
っている。

一方、特公昭５０−３１０８９号には上記極低炭素Ｔｉ
添加鋼にＳｉを添加する例が開示されているが、ｒ値の
レベルは必ずしも高くない上に実用的には鋼板の酸化が
問題となり、なかなか実用化されていないのが現状であ
る。

これらのいずれの極低炭素Ｔｉ添加鋼においても母材の
降伏点は低い特徴があり、低炭素の鋼板に比べて成形加
工性は良好であるが成形加工後の降伏点も低いため実際
の構造部材としてみた場合、変形し易く強度が足りない
ことがある。

このため、鋼中の固溶炭素あるいは窒素の歪時効硬化を
利用することにより、塗装焼付時（１７０℃×２０分）
に降伏点が４〜Ｇ　ｋｇ（／ｍｖａ”上昇する’ＥＡｔ
Ｅが低炭素鋼にて提案されている。これは低炭素鋼にお
いてはすでに実用化されているものの極低炭素Ｔ１添加
鋼においては、もともと鋼中に炭素量が少ないため大き
な焼付硬化性、すなわち降伏応力の上昇を期待すること
は難しい。

一方、鋼中にＣｕを多量に含むと、いわゆるジュラルミ
ンのように、ε−Ｃｕの析出硬化を利用して鋼を強化で
きることは古くから知られていた。しかしながら、Ｃｕ
を多量に含むと鋼板のｒ値が著しく低下する問題があり
実用化されていなかった。

（発明が解決しようとする課題） 以上のような状況下において本発明者らはもらろん他の
当業者も、引張強さが約３３　ｋｇｆ／＋ｎｍ”以上、
の高張力冷延鋼板であって、低い降伏応力と高いｒ値を
有し、成形性が軟鋼板なみに良好でかつ成形加工後には
硬くなる冷延鋼板およびそれを連続焼鈍で製造する方法
を希求して長年に亘って研究してきた。

したがって、本発明の目的とするところは、母材の降伏
応力が低く、ｒ値１．７以上でかつ成形加工後に降伏応
力が著しく上昇する高張力冷延鋼板の製造方法を提供す
ることである。

（課題を解決するための手段） 本発明者らは、かかる目的達成のため、前述の極低炭素
Ｔｉ添加鋼板に着目して鋭意研究を続けた。

その結果、極低炭素Ｔｉ添加鋼をベースに０゜５％以上
のＣｕの添加と、０．２５％以下へのＭｎ含有計の抑制
とを行い、かつスラブの１１００℃以下への低温加熱ま
たは、直送圧延時に１１００℃以下に保温し、かつ冷間
圧延後には高温の連続焼鈍を行うと、適度な強度とｒ値
とが得られ、かつ成形加工後の熱処理により硬くなるこ
とが判明した。

ここに、上述のようなＣｕ、　Ｍｎのイ１用機構は不明
であるが、次のように推測される。

すなわち、Ｃｕの添加は成形加工後の熱処理時にε−Ｃ
ｕがジュラルミンのＧＰゾーンのように析出し、鋼板の
降伏応力を上げるために必要であり、高温の連’１ｒｊ
ｉ＊鈍とその後の急冷はこのＣｕを溶体化させるために
必要であり、一方Ｍｎｌの０．２５％以下への低減とス
ラブ低温加熱または低温保温は、冷間圧延前の組織を清
浄にして冷間圧延集合）Ｊｌ織を形成させその結果とし
てｒ値の向上に好ましい＋ｆｉ１１方位粒の再結晶を促
進させる。

かくして、本発明者らは、極低炭素Ｔｉ添加鋼をベース
に適量のＣｕを添加し、Ｍｎを低域させかつスラブ加熱
（保温）温度を低くすると、冷間圧延、焼鈍後に低い降
伏応力と高いｒ値を維持したまま引張強さが上昇するだ
けでなくさらに加工後の熱処理により降伏応力が著しく
向上することを知見し、本発明を完成した。

ここに、本発明の要旨とするところは、重量％で、 Ｃ：　０．００８０％以下、　Ｓｉ：　０．５％以下、
Ｍｎ：　０．２５％以下、　　Ｐ　：　０．０５％以下
、Ｓ　：　０．０２０％以下、　ｓｏｌ、ＡＱ：　０．
１０％以下、Ｔｉ：　　０．０１〜０．２０　％、　Ｔ
ｉ　≧４（Ｃ−１１２／１４Ｎ）　、Ｎ　；　０．００
５０％以下、ＣＬＩ：　０．５〜３．０％、必要に応じ
てＢ　：０．０００３〜０．００２０％、残部Ｆｅおよ
び不可避不純物 より成る組成の鋼を溶装し、スラブと成し、１１００℃
以下の温度で加熱し、Ａｒ３点以上で熱間圧延しあるい
は上記組成の泪を）８製後、スラブと成し、そのままＡ
ｒｓ点以下に冷却せずに１１００℃以下の温度で保温し
、Ａｒｚ点以上で熱間圧延し、巻取り、スケール除去後
、冷間圧延と、７５０℃以上９００℃以下の温度での連
続３ｈ鈍とを行うことを特徴とする高成形性高張力鋼板
の製造方法である。

なお、本発明によれば、連続焼鈍後の冷却のパターンを
種々とることにより冷却時にε−Ｃｕを析出させること
も可能であり、同一母材から強度のより高い綱板も得る
ことができるわけで生産上同一鋼種で種々の強度レヘル
の高張力鋼板の作り分けができる点も有利である。

このように、本発明の製造方法により製造される鋼板は
、たとえば自動車、家電製品、鋼構造物用に使用される
のであり、特にそれらの要求される成形性と強度を同時
に付与することが可能である。その結果、今日特に要求
されているそれらの製品の薄肉化すなわち軽量化が効果
的に達成できるのである。

（作用） ここに、本発明において鋼組成および製造条件を上述の
ように限定した理由についてさらに詳述する。

Ｃ： Ｃは鋼中に必然的に含有される。しかし、Ｃが多くなる
と強化には寄与するが、必要とするＴｉ量が増してコス
トアンプとなる。したがって、本発明にあってＣの上限
を０．００８０％とした。

Ｓｉ： 本発明においては、添加しなくてもよいが、Ｓｉは安価
に鋼板の強度を上げることができる利点がある。しかし
、０．５％を超えると酸洗性が悪くなったり、スラブ加
熱時の表面酸化も甚だしくなるので０．５％以下とした
。

Ｍｎ： ＭｎはＳの固着のためには必要であるが、多いとｒ値の
低下が著しい、特に、０．２５％を超えると１゜７以上
のｒ（ａを得るのが難しいので、本発明では０．２５％
以下に限定する。

Ｐ　： ＳＬと同様に安価な強化元素であるが、多いと粒界脆化
を起こし易い。したがって、０．０５％以下に限定した
。

Ｓ： 本発明においてはＳは特に低下するのが望ましい。Ｓ量
が０．０２０％を超えるとＭｎ’Ｓが形成され、これが
加工性を劣化させる。

ｓｏｌ、ＡＱ： 脱酸調整に添加される。添加しなくてもよいが、そのと
きはＴｉの添加歩留が低下する。一方、ｓｏｌ。

ＡＱが多いとコスト上昇になるので上限を０．１０％と
した。

Ｎ： Ｎは少ないほうが望ましい、一方、余り多いと多量のＴ
１添加が必要なことから上限を０．００５％とした。

Ｔｉ： Ｔｉ含有量はＴｉ量４（Ｃ＋１２／１４Ｎ＞で定められ
る。これは従来から言われている式でＣ，ＮをＴｉＣ，
ＴｉＮとして固着するに足りるＴｉｌを添加すべきであ
ることを示している。Ｔ　ｉ　＜４　（Ｃ＋　１２／　
１４Ｎ）では、固ｊ８ｃ、Ｎが残存し、ｒ値が低下する
。Ｔｉ含有量を０．０１％未満とすることは上式からも
現実的でないし、また０、２０％超添加するとコストア
ップをもたらすため０．０１〜０．２０％に限定した。

Ｃｕ： Ｃｕは鋼機中にε−Ｃｕとして析出し鋼板の強度を上げ
る作用があるため本発明において添加は必須である。

０．５％未満ではこの効果が不十分である。一方３．０
％を超えるとｒ値の低下が著しい、よって、０．５〜３
．０％とした。

Ｂ： Ｂは粒界に偏析し粒界を強化する作用を有するので２次
加工脆性の防止が特に必要な場合に少量添加される。こ
の場合Ｂの添加量は、０．０００３％未満では意味がな
く、また０、００２０％趙では添加コストの上昇やスラ
ブ割れの原因となるため０．０００３〜０．００２０％
とした。

その他、必要に応じて熱間脆性を改善する目的でＮｉを
Ｎｉ≦２．０％の範囲で添加しても良い。またｒ値の面
内異方性を改善する目的でＮｂをＮｂＳ２．０３０％添
加しても良い。

次に、本発明における製造条件限定の理由について述べ
る。

スラブ加熱条件； スラブ加熱温度を１１００℃超にすると熱間圧延直後に
析出する微細な硫化物（ＭｎＳ、　Ｔｉｅ）が、再結晶
焼鈍時の粒成長を阻害するために、１１００°Ｃ以下と
した。またこれによりスラブ加熱中に硫化物が粗大化し
、同様に粒成長を促進させる。なお、鋳造後から熱間圧
延までのスラブの最低温度を室温から８５０℃まで変化
させたが、鋼板特性にはほとんど影響がなかった。よっ
て、この間のプロセスについては特に制限はない。

またスラブを鋳造後、そのままＡｒｚ点以下にせずに熱
間圧延を行う、いわゆる直送圧延の場合も同様な目的で
１１００℃以下に保温すればよい。ここで保温とは、熱
源、エンヂ加熱（高周波、バーナー等）の有無によらず
、Ａｒ３〜１１００℃の間で保持することを意味する。

この場合の保持時間は特に制限しないがスラブ割れの観
点から、６０分以内が好ましい、また、熱間圧延途中で
一旦、巻取って保温する場合もＡｒ３〜１１００℃の温
度範囲であれば特に問題はない。

熱間圧延終了後の巻取り温度は特に制限はないが、酸洗
性を考えた場合６００℃以下で巻取るのが望ましい。

後で説明するが、ε−Ｃｕは、鋼中から４００〜５００
℃数時間程度加熱すると析出し、鋼板の強度が著しく上
昇する。しかし、熱間圧延後、６５０℃で巻取った場合
も（第１図）、あまり大きなｒ値の低下がないことから
考えて、ε−Ｃｕは、熱間圧延後の巻取りで析出しない
と推測される。

この理由については不明であるが、 ■Ｃｕが完全に固溶している高温から徐冷されている、 ■スラブを低温加熱または、低温保温を行っているため
に、硫化物（ＭｎＳ、　Ｔｉ５）等の析出物が粗大化し
ている、 ■熱間圧延後であるために鋼板中の歪または転位密度が
極めて少ないこと 等により６００℃超の高温で巻取ってもε−Ｃｕの析出
サイトが極めて少なく、そのために熱間圧延後にはε−
Ｃｕが析出せず、良好なｒ値が得られるものと推測され
る。

熱間圧延後、脱スケールし、次いで冷間圧延と焼鈍が行
われる。冷間圧延は特に制限されないが、焼鈍処理は連
Ｖｔ１Ａ鈍により行われる。ＩＡ錬湯温度７５０〜９０
０℃が必要となる。

その理由は、７５０℃以上での高温焼鈍と急速冷却が要
求されるからである。つまり、７５０℃未満ではε−Ｃ
ｕの固溶が十分でなく高強度が得られない、一方、９０
０℃超ではオーステナイト相が生成し、ｒ値が低下する
。連続？８融亜鉛めっきラインで連続焼鈍する場合も同
様である。

この後、必要により、適当量のｉＡ質圧延を行って製造
される。

かくして、本発明によれば、引張強さが高く降伏応力が
引張強さにくらべて低く、ｒ値が、１．７以上でかつ成
形加工後の熱処理により硬化する高張力冷延鋼板が容易
に製造されるのであって、そのためには、特に１１００
℃以下のスラブ低温加熱または直送圧延時の１１００℃
以下の低温保温を行うことと高温でのＸ！続焼鈍をする
こととが特徴となる。

次に、実施例によって本発明を記述する。

実施例Ｉ Ｃ：０．００２％、　　Ｓｉ：０．０１％、　Ｍｎ：０
．１０％、ｓｏｌ、ＡＱ：０．０４％、Ｎ：０．００３
％、Ｔｉ：０．０６％、Ｐ　：０．００８％、　　Ｓ：
０．００７％、Ｃｕ：０〜３．０％残部Ｆｅ より成る組成の鋼を室温から１０６０℃に加熱し、熱間
圧延し、板厚３．２＋ｍの熱延鋼板とした。巻取り温度
は５００℃および６５０℃とした。次いで、これを板厚
０．６５ｍ＋ａにまで冷間圧延し、さらに８５０℃×３
０秒保持、４０℃／Ｓの急速冷却から成る連続焼鈍およ
び０．３％の調質圧延を行った。得られた焼鈍材から引
張試験片を採取し、圧延方向に引張試験を行った。

結果を第１図にグラフでまとめて示す０図中、・は巻取
り温度が６５０℃の場合、白丸は巻取り温度が５００℃
の場合をそれぞれ示す。

図示結果からも分かるように、鋼板の降伏応力、引張強
さはＣｕｊｄの増加により直線的に上昇する。

一方、ｒ値はＣｕｌの増加によって低下するが、巻取り
温度が高い場合（・）にはｒ値の低下が巻取り温度が低
い場合（○）よりもやや大きいが、３゜０％のＣｕを添
加しても、共にｒ値≧１．７　となることが分かる。

次に、この鋼板に２％の歪を与えてから５００℃で１時
間の熱処理を行った場合の降伏応力の上昇量を第２図に
同じくグラフで示す、この場合も、・は巻取り温度が６
５０℃の場合、白丸は巻取り温度が５００℃の場合をそ
れぞれ示す。

図示グラフからも明らかなように、Ｃｕｌ］が０．５％
以上となると巻取温度に無関係に降伏応力が著しく上昇
しているのが分かる。

なお、Ｍａｉｌを変えた場合についてはＭｎｌが０．２
５％超と多いと熱硬化量は大きいがｒ値が１．７以下に
なることが実験的に＆′ｆ１認された。

続いて、熱処理条件による降伏応力の上昇量の差異を評
価するため、巻取り温度が５００℃の材料について、２
％の歪を与えてから加熱処理条件を変えて得られた材料
の降伏応力を求めた。結果を第３図にグラフで示す０図
中、口はＣｕ量が０．５％、＋は１．０％、◇は２．０
％、そして△は３．５％の場合の結果を示す。

図示グラフからも分かるように、Ｃｕ　１．０％以上の
添加鋼では、降伏応力はある温度と時間で最大値になり
、その後低下していく。４００〜５００℃の１〜４時間
ぐらいの加熱処理が最も強化に有効である。

実施例２ Ｃ：０．００２５％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：Ｏ，１
１％、Ｐ　：０．０１０％、　Ｓ：０．００６％、Ａｌ
！：０．０３％、Ｎ　：０．００３％、　Ｔｉ：０．０
５％、Ｃｕ：１．０％、残部Ｆｅ よりなる鋼を溶製し、スラブと成し、８００℃まで冷却
後、スラブ加熱温度１０６０℃、仕上温度９００℃、巻
取温度４５０℃の条件下での熱間圧延により３．２ｍｍ
厚の鋼板に仕上げた。酸洗後、これらを０．８＋ｗｍ厚
まで圧下率７５％で冷間圧延し、次いで加熱速度２０℃
八ｅｃ、均熱８５０℃×５秒、冷却速度２０℃／ｓｅｃ
の連続焼鈍（Ａ法）あるいは加熱速度８℃７ｓｅｃ、均
熱８００℃Ｘ６０秒、冷却速度ｌＯ℃／ｓｅｃで４００
℃まで冷却、４００℃で４　Ｔａ１ｎの保持、その後８
℃／ｓｅｃで室温まで冷却の連続焼鈍（Ｂ法）、あるい
は加熱速度４０℃／Ｈｒ　、均熱７００℃×５時間、冷
却速度２０℃／１１ｒのバッチ焼鈍（Ｃ法）を行い、こ
れらを０．３％伸び率で＃Ｉ！質圧延した。

このようにして得られた各供試材より、ＪＩＳＳ号試験
片を採取し、引張試験を行い、ｒ値（３方向平均値）な
どを測定した。

また調質圧延をした鋼板に対しては２％の引張歪みを加
え、これをプレス成形のシミュレーションとした。次い
でこれに４００℃Ｘ１５分あるいは５００”ｃｘ１時間
の熱処理を行い、再度引張試験を行い降伏応力の上昇を
測定した。

これらの結果を第１表にまとめて示す。これかられかる
ように、連続焼鈍法のＡ法とＢ法では、母材鋼板の降伏
応力が低く、伸び、ｒ値が高くかつ４００　’Ｃあるい
は５００℃熱処理後の降伏応力が高い特徴がある。これ
に対し、Ｃ法では母材の降伏応力が高い上に熱処理によ
る降伏応力の上４は小さく、最終製品の強度は低いもの
となっている。

実施例３ 第２表に示す成分組成の鋼を溶製し、スラブとなした後
、表中に示す条件で熱間圧延後、仕上温度９２０℃にて
３．２ＩＩＩＩ１１厚の熱延鋼板に仕上げた。直送圧延
のものは静１点まで冷却することなく１０８０℃で保温
してから熱間圧延を行った。巻取り温度は表に示す通り
であった。酸洗後、これらを０．８ｍｍ厚まで冷間圧延
し、次いで昇温速度２０℃／Ｓ、均熱８２０℃Ｘ６０秒
、冷却速度４０℃／Ｓの連続焼鈍により再結晶焼鈍を行
った。その後、伸び率０．３％の調質圧延を行いそれよ
り月３５号引張試験片を採取し引張試験を行った。

ここで熱硬化量は２％の予歪を加えた後、５００℃、ｌ
ｈｒの熱処理をし、次いで再引張を行い、この時の降伏
応力の上昇蓋から求めた。

この他にｆｌ質圧延した鋼板より直径６６ｍｍのブラン
クを打抜き次いで直径３３１１Ｉ１１のポンチでカップ
状に深絞りを行い、これに対し種々の温度で薄型テスト
を行い何度で脆性破壊をするかを調べた。これが２次加
工脆性テストである。

第２表にはこれらの結果もまとめて示されている。

本発明方法により得られた鋼板は引張強さが高く、その
割りに降伏応力が低く、また強度の割りに伸びがよく、
ｒ値も１．７以上と高いことがわかる。また熱硬化性も
５　ｋｇ／ｓｕｍ”以上である。

これに対し、比較＠１１はＣＦｌｌが多すぎるためｒ値
が低く、比較鋼７はＭｎが多すぎるためｒ値が低く、比
較ａｌｌはＴｉが低く、Ｔｉ率〔第２表（注）参照〕が
マイナスのためｒ値が低く、そして比較鋼１．４は、ス
ラブ加熱温度が高いためｒ値が低い。

また、２次加工脆性についてはいずれも一２０℃以下で
あり実用上問題なく、またＢを添加した場合には一６０
℃以下で更に低い。

（発明の効果） 以上詳述したように、本発明によれば、成形性にすぐれ
かつ熱処理により硬化する高張力鋼板が得られるのであ
り、特に、本発明による鋼板は自動車のフレーム、その
他主要構造部材類に使用した場合、車体重量の軽減に大
きく寄与するものであり、その産業上の意義、利益は大
きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Ｃｕ％とｒ値、降伏応力、および引張強さと
の関係を示すグラフ； 第２図は、Ｃｕ％と５００℃×１時間加熱処理後の降伏
応力の上昇量との関係を示すグラフ；および第３図は、
第２図の場合の熱処理温度、時間による降伏応力の上昇
量の違いを示すグラフである。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、 Ｃ：０．００８０％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：
   ０．２５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２０
   ％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０
   １〜０．２０％、Ｔｉ≧４（Ｃ＋１２／１４Ｎ）、Ｎ：
   ０．００５０％以下、Ｃｕ：０．５〜３．０％、必要に
   応じてＢ：０．０００３〜０．００２０％、残部Ｆｅお
   よび不可避不純物 より成る組成の鋼を溶製し、スラブと成し、１１００℃
   以下の温度で加熱し、Ａｒ＿３点以上で熱間圧延し、巻
   取り、スケール除去後、冷間圧延と、７５０℃以上９０
   ０℃以下の温度での連続焼鈍とを行うことを特徴とする
   高成形性高張力鋼板の製造方法。
2. （２）上記組成の鋼を溶製後、スラブと成し、そのまま
   Ａｒ＿３点以下に冷却せずに１１００℃以下の温度で保
   温し、Ａｒ＿３点以上で熱間圧延し、巻取り、スケール
   除去後、冷間圧延と、７５０℃以上９００℃以下の温度
   での連続焼鈍とを行うことを特徴とする高成形性高張力
   鋼板の製造方法。