JPH1096051A - 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板又は溶融めっき鋼板用スラブ及びその製造方法 - Google Patents
深絞り性に優れた高強度冷延鋼板又は溶融めっき鋼板用スラブ及びその製造方法Info
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- JPH1096051A JPH1096051A JP27149296A JP27149296A JPH1096051A JP H1096051 A JPH1096051 A JP H1096051A JP 27149296 A JP27149296 A JP 27149296A JP 27149296 A JP27149296 A JP 27149296A JP H1096051 A JPH1096051 A JP H1096051A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 生産性の阻害や製造コストの上昇を招くこと
なく、深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及び溶融めっき
鋼板用スラブを製造する。 【解決手段】 このスラブは、Ｃ：０．０００５〜０．
０１％，Ｓｉ：１．０％以下，Ｍｎ：０．５〜３．０
％，Ｐ：０．０５〜０．２％，Ｓ：０．０００５〜０．
０２％，Ａｌ：０．００５〜０．１０％，Ｎ：０．００
７％以下，Ｔｉ：０．０１〜０．１％及び／又はＮｂ：
０．０１〜０．１％を含み、残部が実質的にＦｅの組成
をもち、擬ベイナイト組織−ポリゴナルフェライト組織
の混合比率で擬ベイナイト組織が４０％以下である。必
要に応じ、更にＣｕ：０．０３〜０．５％及びＮｉ：
０．０３〜０．５％，Ｂ：０．０００２〜０．００１
％，Ｚｒ：０．０１〜０．１％，Ｖ：０．０１〜０．１
％の１種又は２種以上を含むことができる。製造に際し
ては、凝固後のスラブが９５０〜７５０℃の温度域にあ
るとき、５０℃／秒以下の冷却速度でスラブを冷却する
ことが必要である。
なく、深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及び溶融めっき
鋼板用スラブを製造する。 【解決手段】 このスラブは、Ｃ：０．０００５〜０．
０１％，Ｓｉ：１．０％以下，Ｍｎ：０．５〜３．０
％，Ｐ：０．０５〜０．２％，Ｓ：０．０００５〜０．
０２％，Ａｌ：０．００５〜０．１０％，Ｎ：０．００
７％以下，Ｔｉ：０．０１〜０．１％及び／又はＮｂ：
０．０１〜０．１％を含み、残部が実質的にＦｅの組成
をもち、擬ベイナイト組織−ポリゴナルフェライト組織
の混合比率で擬ベイナイト組織が４０％以下である。必
要に応じ、更にＣｕ：０．０３〜０．５％及びＮｉ：
０．０３〜０．５％，Ｂ：０．０００２〜０．００１
％，Ｚｒ：０．０１〜０．１％，Ｖ：０．０１〜０．１
％の１種又は２種以上を含むことができる。製造に際し
ては、凝固後のスラブが９５０〜７５０℃の温度域にあ
るとき、５０℃／秒以下の冷却速度でスラブを冷却する
ことが必要である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高度の加工性が要求さ
れる自動車の車体部品等に適した高強度冷延鋼板又は溶
融めっき鋼板用のスラブ及びその製造方法に関する。
れる自動車の車体部品等に適した高強度冷延鋼板又は溶
融めっき鋼板用のスラブ及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】地球環境保護の運動が高まる中で、自動
車に関して排ガス対策，省エネルギー等を狙って燃費の
低減が従来以上に強く求められている。燃費低減の有力
な方策の一つに車体の軽量化があり、各種の高強度鋼板
が提案されている。高強度鋼板は、車体の安全性を向上
させる上でも有効な材料である。なかでも、フロントサ
イドメンバー等の自動車車体部品に使用される冷延鋼板
は、深絞り成形を主体とする過酷な成形が施され、しか
も製品そのものは重要な保安部品としての高い部品強度
が必要とされる。そのため、自動車車体部品において
は、従来よりも格段に優れた加工性をもち、しかも従来
以上の高強度を呈する冷延鋼板や溶融めっき鋼板が望ま
れている。
車に関して排ガス対策，省エネルギー等を狙って燃費の
低減が従来以上に強く求められている。燃費低減の有力
な方策の一つに車体の軽量化があり、各種の高強度鋼板
が提案されている。高強度鋼板は、車体の安全性を向上
させる上でも有効な材料である。なかでも、フロントサ
イドメンバー等の自動車車体部品に使用される冷延鋼板
は、深絞り成形を主体とする過酷な成形が施され、しか
も製品そのものは重要な保安部品としての高い部品強度
が必要とされる。そのため、自動車車体部品において
は、従来よりも格段に優れた加工性をもち、しかも従来
以上の高強度を呈する冷延鋼板や溶融めっき鋼板が望ま
れている。
【０００３】高加工性及び高強度の要求に応えるものと
して、たとえば特開昭６１−２７６９２７号公報，特開
昭６１−２７６９３０号公報等にみられるように、極低
炭素鋼にＴｉ，Ｎｂ等の炭窒化物形成元素を含有させた
ＩＦ鋼をベースとし、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ等の固溶強化元素
を多量に含有させたスラブを使用し、各種の加工性に優
れた自動車用高強度冷延鋼板がこれまで製造されてき
た。しかも、自動車車体の構造部品は、重要保安部品と
しての価値が高いことから、年々その需要が増大し、少
量生産から通常材同様の大量生産といえる状況にまで発
展してきている。
して、たとえば特開昭６１−２７６９２７号公報，特開
昭６１−２７６９３０号公報等にみられるように、極低
炭素鋼にＴｉ，Ｎｂ等の炭窒化物形成元素を含有させた
ＩＦ鋼をベースとし、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ等の固溶強化元素
を多量に含有させたスラブを使用し、各種の加工性に優
れた自動車用高強度冷延鋼板がこれまで製造されてき
た。しかも、自動車車体の構造部品は、重要保安部品と
しての価値が高いことから、年々その需要が増大し、少
量生産から通常材同様の大量生産といえる状況にまで発
展してきている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】高強度化のため従来以
上にＳｉ，Ｍｎ，Ｐ等の固溶強化元素を多量に添加し、
しかも生産性向上のために連続鋳造時に冷却速度を上げ
て製造したスラブでは、従来みられなかった硬質の擬ベ
イナイト組織が生成するようになる。硬質の擬ベイナイ
ト組織は、表面割れ等の欠陥を多数発生させる原因であ
り、結果として製品歩留りを低下させる。そのため、大
量生産を狙ったものの、逆に大幅な製造コストの上昇を
招くことになる。本発明は、このような問題を解消すべ
く案出されたものであり、Ｔｉ又はＮｂを添加した成分
系においてスラブの組成及び鋳造組織を特定することに
より、生産性の阻害や製造コストの上昇を招くことな
く、加工性に優れた高強度冷延鋼板及び溶融めっき鋼板
を提供することを目的とする。
上にＳｉ，Ｍｎ，Ｐ等の固溶強化元素を多量に添加し、
しかも生産性向上のために連続鋳造時に冷却速度を上げ
て製造したスラブでは、従来みられなかった硬質の擬ベ
イナイト組織が生成するようになる。硬質の擬ベイナイ
ト組織は、表面割れ等の欠陥を多数発生させる原因であ
り、結果として製品歩留りを低下させる。そのため、大
量生産を狙ったものの、逆に大幅な製造コストの上昇を
招くことになる。本発明は、このような問題を解消すべ
く案出されたものであり、Ｔｉ又はＮｂを添加した成分
系においてスラブの組成及び鋳造組織を特定することに
より、生産性の阻害や製造コストの上昇を招くことな
く、加工性に優れた高強度冷延鋼板及び溶融めっき鋼板
を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の高強度冷延鋼板
又は溶融めっき鋼板用スラブは、その目的を達成するた
め、Ｃ：０．０００５〜０．０１重量％，Ｓｉ：１．０
重量％以下，Ｍｎ：０．５〜３．０重量％，Ｐ：０．０
５〜０．２重量％，Ｓ：０．０００５〜０．０２重量
％，Ａｌ：０．００５〜０．１０重量％，Ｎ：０．００
７重量％以下，Ｔｉ：０．０１〜０．１重量％及び／又
はＮｂ：０．０１〜０．１重量％を含み、残部が実質的
にＦｅの組成をもち、擬ベイナイト組織−ポリゴナルフ
ェライト組織の混合比率で擬ベイナイト組織が４０％以
下である鋳造組織をもつことを特徴とする。
又は溶融めっき鋼板用スラブは、その目的を達成するた
め、Ｃ：０．０００５〜０．０１重量％，Ｓｉ：１．０
重量％以下，Ｍｎ：０．５〜３．０重量％，Ｐ：０．０
５〜０．２重量％，Ｓ：０．０００５〜０．０２重量
％，Ａｌ：０．００５〜０．１０重量％，Ｎ：０．００
７重量％以下，Ｔｉ：０．０１〜０．１重量％及び／又
はＮｂ：０．０１〜０．１重量％を含み、残部が実質的
にＦｅの組成をもち、擬ベイナイト組織−ポリゴナルフ
ェライト組織の混合比率で擬ベイナイト組織が４０％以
下である鋳造組織をもつことを特徴とする。
【０００６】このスラブは、更にＣｕ：０．０３〜０．
５重量％及びＮｉ：０．０３〜０．５重量％を含むこと
ができる。また、更にＢ：０．０００２〜０．００１重
量％，Ｚｒ：０．０１〜０．１重量％，Ｖ：０．０１〜
０．１重量％の１種又は２種以上を含んだ組成のスラブ
も使用される。製造に際しては、凝固後のスラブが９５
０〜７５０℃の温度域にあるとき、５０℃／秒以下の冷
却速度でスラブを冷却することが必要である。
５重量％及びＮｉ：０．０３〜０．５重量％を含むこと
ができる。また、更にＢ：０．０００２〜０．００１重
量％，Ｚｒ：０．０１〜０．１重量％，Ｖ：０．０１〜
０．１重量％の１種又は２種以上を含んだ組成のスラブ
も使用される。製造に際しては、凝固後のスラブが９５
０〜７５０℃の温度域にあるとき、５０℃／秒以下の冷
却速度でスラブを冷却することが必要である。
【０００７】
【実施の形態】本発明者等は、冷延鋼板及び溶融めっき
鋼板の強度や耐食性に応じて設定される成分・組成をも
つスラブにおいて、連続鋳造されたスラブの鋳造組織が
冷延鋼板及び溶融めっき鋼板の特性に及ぼす影響を種々
調査・研究した。その結果、Ｔｉ及び／又はＮｂを含む
成分系をもつスラブのミクロ組織における擬ベイナイト
組織を４０％以下に規制するとき、生産性の阻害及び製
造コストの上昇を招くことなく、加工性に優れた高強度
冷延鋼板及び溶融めっき鋼板を製造できることを見い出
した。強度向上のためにＳｉ，Ｍｎ，Ｐ等の固溶強化元
素を多量に添加した鋼材を連続鋳造すると、擬ベイナイ
トが生成し易い。擬ベイナイトは、凝固後のスラブの冷
却速度が遅くなるほど生成量が少なくなるが、過度に遅
い冷却速度では生産性が阻害される。本発明者等の研究
によるとき、９５０〜７５０℃の温度域における冷却速
度を５０℃／秒以下にすると、擬ベイナイト組織の混合
比率が４０％以下に規制され、擬ベイナイトに起因する
表面割れが抑制され、生産性を低下させることなく加工
性に優れた高強度冷延鋼板及び溶融めっき鋼板用のスラ
ブが得られることが判った。
鋼板の強度や耐食性に応じて設定される成分・組成をも
つスラブにおいて、連続鋳造されたスラブの鋳造組織が
冷延鋼板及び溶融めっき鋼板の特性に及ぼす影響を種々
調査・研究した。その結果、Ｔｉ及び／又はＮｂを含む
成分系をもつスラブのミクロ組織における擬ベイナイト
組織を４０％以下に規制するとき、生産性の阻害及び製
造コストの上昇を招くことなく、加工性に優れた高強度
冷延鋼板及び溶融めっき鋼板を製造できることを見い出
した。強度向上のためにＳｉ，Ｍｎ，Ｐ等の固溶強化元
素を多量に添加した鋼材を連続鋳造すると、擬ベイナイ
トが生成し易い。擬ベイナイトは、凝固後のスラブの冷
却速度が遅くなるほど生成量が少なくなるが、過度に遅
い冷却速度では生産性が阻害される。本発明者等の研究
によるとき、９５０〜７５０℃の温度域における冷却速
度を５０℃／秒以下にすると、擬ベイナイト組織の混合
比率が４０％以下に規制され、擬ベイナイトに起因する
表面割れが抑制され、生産性を低下させることなく加工
性に優れた高強度冷延鋼板及び溶融めっき鋼板用のスラ
ブが得られることが判った。
【０００８】以下、本発明スラブの合金成分，含有量，
製造条件等を説明する。 Ｃ：０．０００５〜０．０１重量％ ＴｉＣ，ＮｂＣ等の炭化物として固定される成分である
が、Ｃ含有量が低いほどランクフォード値や伸びが改善
され、Ｃの固定化に必要なＴｉ，Ｎｂ等の添加量を低減
できる。そのため、本発明においては、Ｃ含有量の上限
を０．０１重量％に規定した。しかし、極端にＣ含有量
を下げるためには製鋼工程で過度の脱炭精錬を必要と
し、製造コストの上昇を招くことから、Ｃ含有量の下限
を０．０００５重量％に規定した。 Ｓｉ：１．０重量％以下 鋼材を強化する作用を呈し、必要とする強度に応じて添
加量が決定される。しかし、Ｓｉ含有量が１．０重量％
を超えると、化成処理性，めっき性等が低下する傾向が
みられる。
製造条件等を説明する。 Ｃ：０．０００５〜０．０１重量％ ＴｉＣ，ＮｂＣ等の炭化物として固定される成分である
が、Ｃ含有量が低いほどランクフォード値や伸びが改善
され、Ｃの固定化に必要なＴｉ，Ｎｂ等の添加量を低減
できる。そのため、本発明においては、Ｃ含有量の上限
を０．０１重量％に規定した。しかし、極端にＣ含有量
を下げるためには製鋼工程で過度の脱炭精錬を必要と
し、製造コストの上昇を招くことから、Ｃ含有量の下限
を０．０００５重量％に規定した。 Ｓｉ：１．０重量％以下 鋼材を強化する作用を呈し、必要とする強度に応じて添
加量が決定される。しかし、Ｓｉ含有量が１．０重量％
を超えると、化成処理性，めっき性等が低下する傾向が
みられる。
【０００９】Ｍｎ：０．５〜３．０重量％ Ｓｉと同様に鋼材を強化する作用を呈し、必要とする強
度に応じて添加量が決定される。鋼材を強化する作用
は、０．５重量％以上のＭｎ含有量で顕著になる。しか
し、３．０重量％を超える多量のＭｎが含まれると、Ａ
ｒ3 変態点が急激に低下し、再結晶焼鈍がγ域になり、
ランクフォード値や伸びが低下しやすい。 Ｐ：０．０５〜０．２重量％ Ｓｉと同様に鋼材を強化する作用を呈し、目標強度に応
じて必要量が添加される。しかし、０．０５重量％未満
のＰ添加では、鋼材を強化する作用が不十分である。逆
に０．２重量％を超える多量のＰが添加されると、加工
性，耐二次加工性，めっき性等が劣化する。
度に応じて添加量が決定される。鋼材を強化する作用
は、０．５重量％以上のＭｎ含有量で顕著になる。しか
し、３．０重量％を超える多量のＭｎが含まれると、Ａ
ｒ3 変態点が急激に低下し、再結晶焼鈍がγ域になり、
ランクフォード値や伸びが低下しやすい。 Ｐ：０．０５〜０．２重量％ Ｓｉと同様に鋼材を強化する作用を呈し、目標強度に応
じて必要量が添加される。しかし、０．０５重量％未満
のＰ添加では、鋼材を強化する作用が不十分である。逆
に０．２重量％を超える多量のＰが添加されると、加工
性，耐二次加工性，めっき性等が劣化する。
【００１０】Ｓ：０．０００５〜０．０２重量％ Ｍｎ，Ｔｉ等と硫化物を形成し、炭化物系析出物の生成
に影響を及ぼし、ランクフォード値を向上させる作用を
呈する。しかし、熱間加工時の割れを誘発させる成分で
あるため、上限を０．０２重量％に規制した。また、Ｓ
含有量を過度に低減することは、製鋼工程で脱硫精錬に
多大なコストがかかることから、Ｓ含有量の下限を０．
０００５重量％に設定した。 Ａｌ：０．００５〜０．１０重量％ 脱酸剤として添加されると共に、Ｎを固定する作用を呈
する。このような作用は、０．００５重量％以上のＡｌ
含有量で顕著になる。しかし、０．１０重量％を超える
多量のＡｌが含まれると、酸化物系介在物が増加し、加
工性，表面性状等が劣化する。
に影響を及ぼし、ランクフォード値を向上させる作用を
呈する。しかし、熱間加工時の割れを誘発させる成分で
あるため、上限を０．０２重量％に規制した。また、Ｓ
含有量を過度に低減することは、製鋼工程で脱硫精錬に
多大なコストがかかることから、Ｓ含有量の下限を０．
０００５重量％に設定した。 Ａｌ：０．００５〜０．１０重量％ 脱酸剤として添加されると共に、Ｎを固定する作用を呈
する。このような作用は、０．００５重量％以上のＡｌ
含有量で顕著になる。しかし、０．１０重量％を超える
多量のＡｌが含まれると、酸化物系介在物が増加し、加
工性，表面性状等が劣化する。
【００１１】Ｎ：０．００７重量％以下 不可避的に含まれる成分であり、Ｔｉ等で固定される。
しかし、０．００７重量％を超える多量のＮが含まれる
と、Ｎの固定に必要なＴｉ，Ｎｂ等の添加量を多くする
ことが要求され、析出物の増加に起因して加工性が劣化
する。 Ｔｉ：０．０１〜０．１重量％ 鋼中に侵入型として固溶するＣ及びＮを炭窒化物として
固定すると共に、Ｓと結合して硫化物を形成する合金成
分である。硫化物を形成し、固溶状態のＣ及びＮを十分
に減少させることにより加工性の向上を図るためには、
０．０１重量％以上のＴｉが必要とされる。しかし、
０．１重量％を超える多量の添加は、Ｔｉによる加工性
改善効果が飽和し、却って製造コストの上昇を招く。
しかし、０．００７重量％を超える多量のＮが含まれる
と、Ｎの固定に必要なＴｉ，Ｎｂ等の添加量を多くする
ことが要求され、析出物の増加に起因して加工性が劣化
する。 Ｔｉ：０．０１〜０．１重量％ 鋼中に侵入型として固溶するＣ及びＮを炭窒化物として
固定すると共に、Ｓと結合して硫化物を形成する合金成
分である。硫化物を形成し、固溶状態のＣ及びＮを十分
に減少させることにより加工性の向上を図るためには、
０．０１重量％以上のＴｉが必要とされる。しかし、
０．１重量％を超える多量の添加は、Ｔｉによる加工性
改善効果が飽和し、却って製造コストの上昇を招く。
【００１２】Ｎｂ：０．０１〜０．１重量％ Ｔｉと同様の炭窒化物形成元素であり、鋼中のＣ及びＮ
を固定し、加工性を向上させる作用を呈する。また、Ｔ
ｉとの複合添加では、複合析出物を形成し、比較的粗大
な析出物とすることによっても加工性が改善される。こ
のような効果は、Ｎｂ含有量が０．０１重量％以上で顕
著になり、０．１重量％で飽和する。 Ｃｕ：０．０３〜０．５重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、耐食性を改善
する作用を呈する。Ｃｕの添加効果は、０．０３重量％
以上の含有量で顕著になり、０．５重量％で飽和する。
を固定し、加工性を向上させる作用を呈する。また、Ｔ
ｉとの複合添加では、複合析出物を形成し、比較的粗大
な析出物とすることによっても加工性が改善される。こ
のような効果は、Ｎｂ含有量が０．０１重量％以上で顕
著になり、０．１重量％で飽和する。 Ｃｕ：０．０３〜０．５重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、耐食性を改善
する作用を呈する。Ｃｕの添加効果は、０．０３重量％
以上の含有量で顕著になり、０．５重量％で飽和する。
【００１３】Ｎｉ：０．０３〜０．５重量％ Ｃｕに起因した熱間脆性を防止する作用を呈することか
ら、耐食性を改善するためにＣｕを添加した系で有効な
合金成分である。このような作用を得るためには、Ｃｕ
含有量とほぼ同量のＮｉ含有量にすることが好ましく、
そのためＮｉを添加する場合にはその範囲を０．０３〜
０．５重量％に設定する。 Ｂ：０．０００２〜０．００１重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、優先的に結晶
粒界に偏析し、Ｐに起因する粒界脆化を抑制する作用を
呈する。また、プレス成形時に二次加工割れを防止する
作用もある。このような作用は、０．０００２重量％以
上のＢで顕著になる。しかし、０．００１重量％を超え
る多量のＢが含まれると、結晶粒の成長が阻害され、却
って加工性が劣化する。 Ｚｒ及びＶ：０．０１〜０．１重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、炭窒化物を形
成してＣやＮを固定する作用を呈する。また、Ｔｉ，Ｎ
ｂ等と複合添加するとき、加工性を向上させる作用も呈
する。これらの作用は、０．０１重量％以上のＺｒ又は
Ｖで顕著になるが、０．１重量％で飽和する。
ら、耐食性を改善するためにＣｕを添加した系で有効な
合金成分である。このような作用を得るためには、Ｃｕ
含有量とほぼ同量のＮｉ含有量にすることが好ましく、
そのためＮｉを添加する場合にはその範囲を０．０３〜
０．５重量％に設定する。 Ｂ：０．０００２〜０．００１重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、優先的に結晶
粒界に偏析し、Ｐに起因する粒界脆化を抑制する作用を
呈する。また、プレス成形時に二次加工割れを防止する
作用もある。このような作用は、０．０００２重量％以
上のＢで顕著になる。しかし、０．００１重量％を超え
る多量のＢが含まれると、結晶粒の成長が阻害され、却
って加工性が劣化する。 Ｚｒ及びＶ：０．０１〜０．１重量％ 必要に応じて添加される合金成分であり、炭窒化物を形
成してＣやＮを固定する作用を呈する。また、Ｔｉ，Ｎ
ｂ等と複合添加するとき、加工性を向上させる作用も呈
する。これらの作用は、０．０１重量％以上のＺｒ又は
Ｖで顕著になるが、０．１重量％で飽和する。
【００１４】鋳造組織：擬ベイナイト組織が４０％以下
の擬ベイナイト −ポリゴナルフェライトの混合組織 以上のように成分・組成が調整された溶鋼を連続鋳造
し、スラブとする。得られるスラブは、冷却速度に応じ
て低温変態生成物の一つである擬ベイナイト組織やポリ
ゴナルフェライト組織等に変化するミクロ組織を持って
いる。擬ベイナイト組織は、特に転移密度が高く硬質で
あり、スラブに表面割れ等の欠陥を発生させる原因とな
る。他方、ポリゴナルフェライト組織は、転移密度が小
さく軟質であり、表面割れに対する抵抗力が大きい。表
面割れに及ぼす擬ベイナイト組織及びポリゴナルフェラ
イト組織の影響を調査・研究した結果、擬ベイナイト組
織−ポリゴナルフェライト組織の混合比率で擬ベイナイ
ト組織を４０％以下に規制すると、擬ベイナイト組織の
影響が抑制され、スラブに表面割れ等の欠陥が全く発生
しないことを解明した。この理由については必ずしも明
確ではないが、軟質のポリゴナルフェライト組織が支配
的になっていることに原因があるものと推察される。
の擬ベイナイト −ポリゴナルフェライトの混合組織 以上のように成分・組成が調整された溶鋼を連続鋳造
し、スラブとする。得られるスラブは、冷却速度に応じ
て低温変態生成物の一つである擬ベイナイト組織やポリ
ゴナルフェライト組織等に変化するミクロ組織を持って
いる。擬ベイナイト組織は、特に転移密度が高く硬質で
あり、スラブに表面割れ等の欠陥を発生させる原因とな
る。他方、ポリゴナルフェライト組織は、転移密度が小
さく軟質であり、表面割れに対する抵抗力が大きい。表
面割れに及ぼす擬ベイナイト組織及びポリゴナルフェラ
イト組織の影響を調査・研究した結果、擬ベイナイト組
織−ポリゴナルフェライト組織の混合比率で擬ベイナイ
ト組織を４０％以下に規制すると、擬ベイナイト組織の
影響が抑制され、スラブに表面割れ等の欠陥が全く発生
しないことを解明した。この理由については必ずしも明
確ではないが、軟質のポリゴナルフェライト組織が支配
的になっていることに原因があるものと推察される。
【００１５】スラブの冷却条件：９５０〜７５０℃の温
度域を５０℃／秒以下の冷却速度 擬ベイナイト組織が４０％以下のミクロ組織を得るため
には、凝固後のスラブが９５０〜７５０℃の温度域にあ
るとき、５０℃／秒以下の冷却速度でスラブを冷却する
ことが必要である。この温度域は、フェライトとオース
テナイトの２相域にあり、γ相からポリゴナルフェライ
ト組織又は擬ベイナイト組織を生成させる上で有効であ
る。温度域が特定条件を外れると、擬ベイナイト相４０
％以下の組織が得られない。また、５０℃／秒を超える
冷却速度では、何れの鋼成分においても擬ベイナイト相
４０％以下の組織が得られない。ただし、過度に遅い冷
却速度は生産性を低下させる要因となるので、冷却速度
の下限を５℃／秒に設定することが好ましい。本発明に
従って組成及び組織が調整されたスラブは、熱間圧延，
酸洗，冷間圧延工程を経て、再結晶焼鈍された高強度冷
延鋼板、或いは再結晶焼鈍後に溶融めっきされた溶融め
っき鋼板として使用される。
度域を５０℃／秒以下の冷却速度 擬ベイナイト組織が４０％以下のミクロ組織を得るため
には、凝固後のスラブが９５０〜７５０℃の温度域にあ
るとき、５０℃／秒以下の冷却速度でスラブを冷却する
ことが必要である。この温度域は、フェライトとオース
テナイトの２相域にあり、γ相からポリゴナルフェライ
ト組織又は擬ベイナイト組織を生成させる上で有効であ
る。温度域が特定条件を外れると、擬ベイナイト相４０
％以下の組織が得られない。また、５０℃／秒を超える
冷却速度では、何れの鋼成分においても擬ベイナイト相
４０％以下の組織が得られない。ただし、過度に遅い冷
却速度は生産性を低下させる要因となるので、冷却速度
の下限を５℃／秒に設定することが好ましい。本発明に
従って組成及び組織が調整されたスラブは、熱間圧延，
酸洗，冷間圧延工程を経て、再結晶焼鈍された高強度冷
延鋼板、或いは再結晶焼鈍後に溶融めっきされた溶融め
っき鋼板として使用される。
【００１６】熱間圧延では、加熱温度１０００〜１２０
０℃の低温加熱を使用し、仕上げ温度Ａｒ3 変態点以
上，６００℃以上の高温巻取りを採用することが好まし
い。低温加熱及び高温巻取りは、鋼中に侵入型として固
溶しているＣ及びＮをＦｅ3 Ｃ，ＡｌＮ等の炭化物，窒
化物，炭窒化物として固定し、加工性を改善する上で有
効である。また、Ａｒ3 変態点に達しない仕上げ温度で
熱延すると、加工性劣化の原因となる熱延集合組織が形
成される。熱延コイルは、脱スケール酸洗後、冷間圧延
される。冷間圧延では、十分な深絞り性を得るために、
圧下率を６０％以上に設定することが好ましい。冷間圧
延後の再結晶焼鈍は、連続焼鈍工程、又はＺｎ，Ａｌ等
の溶融めっきを施す場合には溶融めっき設備内の還元焼
鈍炉で施される。なお、めっき条件は特に規制されるも
のではなく、工業的に通常採用されている条件が選定さ
れる。また、焼鈍後の冷延鋼板及び溶融めっき後の溶融
めっき鋼板に対しては、５％以下の調質圧延を施すこと
もできる。
０℃の低温加熱を使用し、仕上げ温度Ａｒ3 変態点以
上，６００℃以上の高温巻取りを採用することが好まし
い。低温加熱及び高温巻取りは、鋼中に侵入型として固
溶しているＣ及びＮをＦｅ3 Ｃ，ＡｌＮ等の炭化物，窒
化物，炭窒化物として固定し、加工性を改善する上で有
効である。また、Ａｒ3 変態点に達しない仕上げ温度で
熱延すると、加工性劣化の原因となる熱延集合組織が形
成される。熱延コイルは、脱スケール酸洗後、冷間圧延
される。冷間圧延では、十分な深絞り性を得るために、
圧下率を６０％以上に設定することが好ましい。冷間圧
延後の再結晶焼鈍は、連続焼鈍工程、又はＺｎ，Ａｌ等
の溶融めっきを施す場合には溶融めっき設備内の還元焼
鈍炉で施される。なお、めっき条件は特に規制されるも
のではなく、工業的に通常採用されている条件が選定さ
れる。また、焼鈍後の冷延鋼板及び溶融めっき後の溶融
めっき鋼板に対しては、５％以下の調質圧延を施すこと
もできる。
【００１７】
【実施例】溶解炉で溶鋼を表１の組成に調整した後、連
鋳鋳型に注入し、凝固後の冷却過程で９５０〜７５０℃
の温度域における冷却速度を１０〜１２０℃／秒の範囲
で変化させて鋳造し、５０ｋｇの鋼塊を製造した。
鋳鋳型に注入し、凝固後の冷却過程で９５０〜７５０℃
の温度域における冷却速度を１０〜１２０℃／秒の範囲
で変化させて鋳造し、５０ｋｇの鋼塊を製造した。
【００１８】
【００１９】得られた鋼塊の表面を肉眼で観察し、表面
割れの有無を調査した。引き続き、磁粉探傷試験で表面
割れの個数をカウントした。また、光学顕微鏡を用いて
鋼塊のミクロ組織を観察した。調査結果を表２に示すよ
うに、本発明に従って鋼塊の冷却速度を５０℃／秒以下
に規制するとき、擬ベイナイトの組織比率が４０％以下
に抑えられ、表面割れが発生ないことが判った。これに
対し、鋼塊の冷却速度を５０℃／秒を超える試験番号
５，７の比較例では、擬ベイナイトの組織比率が４０％
を大きく超え、表面割れが多発した。また、表面割れの
発生及びミクロ組織と鋳造時の冷却速度との関係を調査
したところ、両者の間に図１に示す関係が成立してい
た。すなわち、ミクロ組織において擬ベイナイト組織−
ポリゴナルフェライト組織の混合比率で擬ベイナイト組
織が４０％以下の場合及び凝固後９５０〜７５０℃の温
度領域を５０℃／秒以下の冷却速度で冷却して鋳造する
場合には、何れも表面割れの発生が全く観察されず、良
好なスラブが得られることが判る。
割れの有無を調査した。引き続き、磁粉探傷試験で表面
割れの個数をカウントした。また、光学顕微鏡を用いて
鋼塊のミクロ組織を観察した。調査結果を表２に示すよ
うに、本発明に従って鋼塊の冷却速度を５０℃／秒以下
に規制するとき、擬ベイナイトの組織比率が４０％以下
に抑えられ、表面割れが発生ないことが判った。これに
対し、鋼塊の冷却速度を５０℃／秒を超える試験番号
５，７の比較例では、擬ベイナイトの組織比率が４０％
を大きく超え、表面割れが多発した。また、表面割れの
発生及びミクロ組織と鋳造時の冷却速度との関係を調査
したところ、両者の間に図１に示す関係が成立してい
た。すなわち、ミクロ組織において擬ベイナイト組織−
ポリゴナルフェライト組織の混合比率で擬ベイナイト組
織が４０％以下の場合及び凝固後９５０〜７５０℃の温
度領域を５０℃／秒以下の冷却速度で冷却して鋳造する
場合には、何れも表面割れの発生が全く観察されず、良
好なスラブが得られることが判る。
【００２０】
【００２１】表面割れのない鋼塊を厚さ３５ｍｍの鋼片
に熱間鍛造した後、１１３０℃に加熱し、熱間圧延し
た。熱間圧延の仕上げ温度は、８９０〜９３０℃で且つ
Ａｒ3変態点以上に設定した。仕上げ板厚は、後続する
冷間圧延での圧延率を考慮し、５ｍｍに設定した。熱延
仕上げ後、６５０〜７２０℃に加熱したソルトバス中に
鋼帯を装入して所定温度に加熱し、約２時間保持するこ
とにより、熱延鋼帯の巻取りに相当する処理を施した。
引き続き、脱スケール酸洗し、圧延率８０％の冷間圧延
により板厚１．０ｍｍの冷延鋼板とした。この冷延鋼板
を、再結晶温度以上の温度８５０℃で連続焼鈍した。
に熱間鍛造した後、１１３０℃に加熱し、熱間圧延し
た。熱間圧延の仕上げ温度は、８９０〜９３０℃で且つ
Ａｒ3変態点以上に設定した。仕上げ板厚は、後続する
冷間圧延での圧延率を考慮し、５ｍｍに設定した。熱延
仕上げ後、６５０〜７２０℃に加熱したソルトバス中に
鋼帯を装入して所定温度に加熱し、約２時間保持するこ
とにより、熱延鋼帯の巻取りに相当する処理を施した。
引き続き、脱スケール酸洗し、圧延率８０％の冷間圧延
により板厚１．０ｍｍの冷延鋼板とした。この冷延鋼板
を、再結晶温度以上の温度８５０℃で連続焼鈍した。
【００２２】得られた冷延鋼板の機械的性質を、ＪＩＳ
５号引張試験片を使用して測定した。ランクフォード
値は、１５％の引張予歪みを与えた後、３点法で測定
し、Ｌ方向（圧延方向），Ｄ方向（圧延方向に４５度方
向）及びＣ方向（圧延方向に直交する方向）の平均値
［（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４］として求めた。また、
直径９０ｍｍに打ち抜いたブランクを用いて絞り比２．
７の三段階絞りで直径３３ｍｍの平底円筒カップを成形
した後、液体窒素及び有機溶剤からなる各種温度の冷媒
に浸漬しながら、先端角６０度のポンチを円筒上部から
押し込み、脆性割れが発生しない最低温度を測定した。
この測定温度を、二次加工割れ発生温度とした。
５号引張試験片を使用して測定した。ランクフォード
値は、１５％の引張予歪みを与えた後、３点法で測定
し、Ｌ方向（圧延方向），Ｄ方向（圧延方向に４５度方
向）及びＣ方向（圧延方向に直交する方向）の平均値
［（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４］として求めた。また、
直径９０ｍｍに打ち抜いたブランクを用いて絞り比２．
７の三段階絞りで直径３３ｍｍの平底円筒カップを成形
した後、液体窒素及び有機溶剤からなる各種温度の冷媒
に浸漬しながら、先端角６０度のポンチを円筒上部から
押し込み、脆性割れが発生しない最低温度を測定した。
この測定温度を、二次加工割れ発生温度とした。
【００２３】調査結果を表３に示すように、本発明に従
って冷却速度が規制された鋼塊から製造された冷延鋼帯
では、０．２％耐力，引張強さ，伸び共に優れ、ランク
フォード値が１．２以上，二次加工割れ脆化温度が−１
００℃以下と加工性に優れていることが判る。これに対
し、スラブの冷却速度が本発明で規定した５０℃／秒以
下であっても、組成に関する条件を満足しない試験番号
１５では、ランクフォード値が低く、二次加工割れ脆化
温度も高いことから、二次加工割れが発生し易い材料で
あった。
って冷却速度が規制された鋼塊から製造された冷延鋼帯
では、０．２％耐力，引張強さ，伸び共に優れ、ランク
フォード値が１．２以上，二次加工割れ脆化温度が−１
００℃以下と加工性に優れていることが判る。これに対
し、スラブの冷却速度が本発明で規定した５０℃／秒以
下であっても、組成に関する条件を満足しない試験番号
１５では、ランクフォード値が低く、二次加工割れ脆化
温度も高いことから、二次加工割れが発生し易い材料で
あった。
【００２４】
【００２５】実施例２：表４に示す組成をもつ溶鋼を転
炉及び脱ガス炉で精錬し、連続鋳造時の引抜き速度，冷
却水量等を調節してスラブの冷却速度を変化させながら
厚み２５０ｍｍ，単重１３トンのスラブを製造した。
炉及び脱ガス炉で精錬し、連続鋳造時の引抜き速度，冷
却水量等を調節してスラブの冷却速度を変化させながら
厚み２５０ｍｍ，単重１３トンのスラブを製造した。
【００２６】
【００２７】得られたスラブについて、表面割れ，ミク
ロ組織等を実施例１と同様に調査した。表５の調査結果
にみられるように、本発明に従って鋼塊の冷却速度を５
０℃／秒以下に規制するとき、擬ベイナイトの組織比率
が４０％以下に抑えられ、表面割れが発生しないことが
判った。これに対し、鋼塊の冷却速度を５０℃／秒を超
える試験番号２０，２５の比較例では、擬ベイナイトの
組織比率が４０％を大きく超え、表面割れが多発した。
ロ組織等を実施例１と同様に調査した。表５の調査結果
にみられるように、本発明に従って鋼塊の冷却速度を５
０℃／秒以下に規制するとき、擬ベイナイトの組織比率
が４０％以下に抑えられ、表面割れが発生しないことが
判った。これに対し、鋼塊の冷却速度を５０℃／秒を超
える試験番号２０，２５の比較例では、擬ベイナイトの
組織比率が４０％を大きく超え、表面割れが多発した。
【００２８】
【００２９】スラブ段階で表面割れの発生した比較例で
は、熱間圧延以降の工程通板ができなかったので、表面
割れのないスラブのみを加熱炉で１１３０℃に加熱し、
熱間圧延した。熱間圧延の仕上げ温度を８９０〜９１０
℃で且つＡｒ3 変態点以上に、仕上げ板厚を５ｍｍに、
巻取り温度を６５０〜７２０℃に設定した。熱延鋼帯を
塩酸系酸洗液槽を備えた連続酸洗ラインに通板して脱ス
ケール酸洗した後、冷間圧延機に送り、冷延率８０％で
冷間圧延した。得られた板厚１．０ｍｍの冷延鋼板を焼
鈍工程に送り、再結晶温度以上で焼鈍し、冷延鋼板の製
品とした。一部の鋼帯については、再結晶温度以上で還
元焼鈍を施し、めっき浴温を４５０℃とした連続溶融め
っきラインに通板し、溶融亜鉛めっき鋼板の製品とし
た。得られた各製品の機械的性質を実施例１と同様に調
査した。表６の調査結果にみられるように、何れの製品
鋼帯も０．２％耐力，引張強さ等の機械的特性に優れ、
高い伸び，ランクフォード値及び低い二次加工割れ脆化
温度を示すことから良好な加工性をもつことが判る。
は、熱間圧延以降の工程通板ができなかったので、表面
割れのないスラブのみを加熱炉で１１３０℃に加熱し、
熱間圧延した。熱間圧延の仕上げ温度を８９０〜９１０
℃で且つＡｒ3 変態点以上に、仕上げ板厚を５ｍｍに、
巻取り温度を６５０〜７２０℃に設定した。熱延鋼帯を
塩酸系酸洗液槽を備えた連続酸洗ラインに通板して脱ス
ケール酸洗した後、冷間圧延機に送り、冷延率８０％で
冷間圧延した。得られた板厚１．０ｍｍの冷延鋼板を焼
鈍工程に送り、再結晶温度以上で焼鈍し、冷延鋼板の製
品とした。一部の鋼帯については、再結晶温度以上で還
元焼鈍を施し、めっき浴温を４５０℃とした連続溶融め
っきラインに通板し、溶融亜鉛めっき鋼板の製品とし
た。得られた各製品の機械的性質を実施例１と同様に調
査した。表６の調査結果にみられるように、何れの製品
鋼帯も０．２％耐力，引張強さ等の機械的特性に優れ、
高い伸び，ランクフォード値及び低い二次加工割れ脆化
温度を示すことから良好な加工性をもつことが判る。
【００３０】
【００３１】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、組成が特定されたＴｉ，Ｎｂを含む成分系の鋼材を
使用し、鋳造スラブのミクロ組織及び連続鋳造時の冷却
速度を制御することにより、生産性の阻害及び製造コス
トの上昇を招くことなく、高品質のスラブが製造され
る。得られたスラブは、深絞り性に優れた高強度冷延鋼
板及び溶融めっき鋼板用に使用される。
は、組成が特定されたＴｉ，Ｎｂを含む成分系の鋼材を
使用し、鋳造スラブのミクロ組織及び連続鋳造時の冷却
速度を制御することにより、生産性の阻害及び製造コス
トの上昇を招くことなく、高品質のスラブが製造され
る。得られたスラブは、深絞り性に優れた高強度冷延鋼
板及び溶融めっき鋼板用に使用される。
【図１】 ミクロ組織及び表面割れの発生に及ぼす鋳造
時の冷却速度の影響
時の冷却速度の影響
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２３Ｃ 2/02 Ｃ２３Ｃ 2/02 (72)発明者 田中 照夫 広島県呉市昭和町11番１号 日新製鋼株式 会社技術研究所内
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０００５〜０．０１重量％，Ｓ
ｉ：１．０重量％以下，Ｍｎ：０．５〜３．０重量％，
Ｐ：０．０５〜０．２重量％，Ｓ：０．０００５〜０．
０２重量％，Ａｌ：０．００５〜０．１０重量％，Ｎ：
０．００７重量％以下，Ｔｉ：０．０１〜０．１重量％
及び／又はＮｂ：０．０１〜０．１重量％を含み、残部
が実質的にＦｅの組成をもち、擬ベイナイト組織−ポリ
ゴナルフェライト組織の混合比率で擬ベイナイト組織が
４０％以下である鋳造組織をもつ加工性に優れた高強度
冷延鋼板又は溶融めっき鋼板用スラブ。 - 【請求項２】 更にＣｕ：０．０３〜０．５重量％及び
Ｎｉ：０．０３〜０．５重量％を含む組成をもつ請求項
１記載の高強度冷延鋼板又は溶融めっき鋼板用スラブ。 - 【請求項３】 更にＢ：０．０００２〜０．００１重量
％，Ｚｒ：０．０１〜０．１重量％，Ｖ：０．０１〜
０．１重量％の１種又は２種以上を含む組成をもつ請求
項１又は２記載の高強度冷延鋼板又は溶融めっき鋼板用
スラブ。 - 【請求項４】 凝固後のスラブが９５０〜７５０℃の温
度域にあるとき、５０℃／秒以下の冷却速度でスラブを
冷却する請求項１〜３の何れかに記載の加工性に優れた
高強度冷延鋼板又は溶融めっき鋼板用スラブの製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27149296A JP3773604B2 (ja) | 1996-09-20 | 1996-09-20 | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板又は溶融めっき鋼板用スラブ及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27149296A JP3773604B2 (ja) | 1996-09-20 | 1996-09-20 | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板又は溶融めっき鋼板用スラブ及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1096051A true JPH1096051A (ja) | 1998-04-14 |
| JP3773604B2 JP3773604B2 (ja) | 2006-05-10 |
Family
ID=17500814
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27149296A Expired - Fee Related JP3773604B2 (ja) | 1996-09-20 | 1996-09-20 | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板又は溶融めっき鋼板用スラブ及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3773604B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20160144012A (ko) | 2015-06-05 | 2016-12-15 | 주식회사 포스코 | 드로잉성 및 소부경화성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조방법 |
| WO2018030715A1 (ko) | 2016-08-12 | 2018-02-15 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조방법 |
| KR20200143931A (ko) | 2019-06-17 | 2020-12-28 | 주식회사 포스코 | 표면 가공품질이 우수한 고성형 극저탄소 강판 그리고 그 제조방법 |
| KR20210078912A (ko) * | 2019-12-19 | 2021-06-29 | 주식회사 포스코 | 표면특성이 우수한 차량 외판용 강재 및 이의 제조방법 |
-
1996
- 1996-09-20 JP JP27149296A patent/JP3773604B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20160144012A (ko) | 2015-06-05 | 2016-12-15 | 주식회사 포스코 | 드로잉성 및 소부경화성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조방법 |
| US10704116B2 (en) | 2015-06-05 | 2020-07-07 | Posco | High-strength thin steel sheet with excellent drawability and bake hardenability, and method for manufacturing same |
| WO2018030715A1 (ko) | 2016-08-12 | 2018-02-15 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조방법 |
| US11421294B2 (en) | 2016-08-12 | 2022-08-23 | Posco | High strength steel sheet having excellent formability and manufacturing method thereof |
| KR20200143931A (ko) | 2019-06-17 | 2020-12-28 | 주식회사 포스코 | 표면 가공품질이 우수한 고성형 극저탄소 강판 그리고 그 제조방법 |
| KR20210078912A (ko) * | 2019-12-19 | 2021-06-29 | 주식회사 포스코 | 표면특성이 우수한 차량 외판용 강재 및 이의 제조방법 |
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|---|---|
| JP3773604B2 (ja) | 2006-05-10 |
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