JPS59170238A - 表面微細粒フエライト鋼とその製造法 - 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】 本発明は、加工としては熱延加工のみで表面部に極微細
なフェライト結晶組織を有し、延性及び強度に優れた高
張力鋼板を製造する製造方法及びその製造方法で製造し
た筒張力鋼に関するものである。

鋼の高張力化の方法には種々あるが、自動車等の構造物
に用いられる低炭素構造用鋼においては次の３つの方法
が実用的な方法である。

（イ）　フェライトの細粒化。

（ロ）　ベイナイト、マルテンサイト組織による強化。

（ハ）析出強化。

このうち（イ）は延性靭性の点からも最も望ましい方法
であるが、通常細粒化には限界があシ、またその強化効
果はそれほど大きくない。即ちフェライトの結晶粒度は
、Ｎｂ鋼で５μ程度、普通鋼でｌＯμ程度が限界であっ
て、これにより得られる強度は引張強さで・１０〜５０
に４／−程度に過ぎない 一万（ロ）のベイナイトやマルテンサイトによる強化効
果は大きく、焼入性が十分であれば、８０ｋｇ／ｌｕ１
から１００ｋｆ／−以上の強度が容易に得られるが、延
性や刀ロエ性の点から構造￥／Ｊａに用いて反全な鋼材
ではない。このためフェライトの延性とマルテンサイト
の強度とを組み合せた二相組織の高張力鋼が開発された
が、このような鋼を従来の圧延冷却処理で得るのには多
せの合金元素が必要で、高価な鋼となるのは避けられな
い。

また（ハ）のＮｂ、’Ｖ等による析出強化の利用は広く
行われているが、その成分自身が高価であるばかジでは
なく、その溶体化に高温の加熱が必要であるなどにより
生産コストが高くなり、また強度を高めると靭性、延性
が労化するのでその強化には限界がある。

本発明は、従って低コストの成分系で、加工としては熱
間圧延（とくにホットストリップ圧延）を行うのみで得
られ、自動車等の構造物に用いるに適した強度と延性の
両方をもつ画期的な高張力鋼板と、その＃遣方法全提供
することを目的とする。

本発明者は変態域で１パスまたは累積の大圧下を行えは
、普通の炭素鋼で粒径３〜５μ以下の極細粒フェライト
粒が大部分を占める組織′ｆ！：有する延性のすぐれた
局強朋鋼材を製造しうることを知見し、％ａ昭５６−１
９９８５４号等で出賀した。

しかし前述のように、フェライトの極細粒化で得られる
強度上昇には限界がある。また実際の圧延において、最
も細粒が得られる最適な温度域はせまいこと、かつ又、
実際の鋼板の温度はロールとの接触やロール冷却水など
のため厚み方向に温度分布を持つことが知られている。

このような圧延中の温度分布を直接測定することは不可
能であるが、最近は電子計算機による温度のシミュレー
ションモデルが研究され、発表されておシ、これによる
計算は棟々の実験や測定により現実の鋼板の温度分布状
態をよく我現している。そして５０厚の鋼板のホラトス
ｌ−ＩＪツゾ圧延時の表面部と中心部の温度の時間経過
を計算したところ表面部と中心部との温度差が３０℃以
上もあることが判明し、前記のせまい最適温就域で全板
厚を通じて同一組織にするのは、むづかしいことが知ら
れた。

所望の異った組織状態をつくり出し、これにより本惨倍
藏強度、延性がすぐれている高張力鋼を得ようとする転
＝散五」→→もので、具体的〜１には未面部が延性のす
ぐれた微細粒フェライト組織で中心部は一般により高強
度の組織であり、そして板厚方向に重層した組織を有す
る鋼とその製造方法Ｉｃ関する。従来はこのような組織
の鋼とその製造方法は存在しなかった。

即ち、本発明は本質的にはｙ一様の成分組成を　有する
Ｃ：　０．３　ｗ　ｔ　％以下、合金元素の合計量５径
の微細フェライト粒が７０％以上占めるような組織を有
することを特徴とする表面微細粒フェライト鋼及び、本
質的にはｙ一様の成分組織を有するＣ：０゜３ｗｔ　％
以下、合金元素の合計量５ｗｔ％以下を含む鋼片から熱
間圧延によって鋼材を製造するに際し、上記圧延の終段
で、表面部がＡｒａ±５０℃以内の温度域にあり且つ中
心部が表面部より平均２０℃以上高い温度を有するきき
に、１バスで、または２バス以上の合計で５０％以上の
実質減面率の加工を５秒以内に加え、表面部から少なく
ともＱ、　３１１１１の厚さの部分で微細フェライト粒
を生成せしめることを特徴とする表面微細粒フェライト
鋼の製造法である。

本発明の条件の限定理由を以下に述べる。

化学成分としては特に特殊な合金元素を必要としないが
、表面部が主として極細粒のフェライトになるためｖｃ
　Ｃ量には上限があり、ＣなＱ、３ｗｔ％以下とした。

合金元素としては中心部の組織調整が目的であり、急冷
が可能であれば少量でもよく例えば０．２〜０，８ｗｔ
　％のＭｎのみを含むような堕でも十分本発明の組織を
得ることができる。

しかし、実際のラインｙｃ適用可能な冷却手段Ｖこよる
圧延後の冷却速度では、板厚中心部を焼入組織とし、そ
の焼入性を向上させるためには合金元素が必要で、その
合金元素の量は、例えばＭ　ｎ　。

８ｉ、Ｃｒの合計でＱ、３ｗｔ％以上が望ましいが、合
金鼻赤母＃ 表面部の微細粒フェライトが得られなくなるので合金元
素の添加量を合計量で５　ｗｔ％以下とした。

合金元素のうち、通常高張力鋼に添加されるＮｂ、Ｖ、
Ｔｊ　、Ｍｏ　、あるいはこれと同様の効果を有するＴ
ａ、Ｗ、Ｚｒなどの炭化物形成元素は、本発明において
本質的に必要ではない。そしてこのような元素は、仮に
少量旅加しても本発明鋼の特性音さほど損わず、添加量
を多くすると本発明鋼の特徴が次第に失われる恐れがあ
シ、多量添加は望ましくない。

鋼の脱酸あるいはスラブ加熱時の結晶粒度調節の目的で
添加されるＡｔ、Ｔｉ、あるいは介在物の形態を制御し
て靭性加工性を向上させる目的で添加するＣａやＬａ　
その他の稀土類元素などは、通常の鋼の場合と同様の効
果を本発明においても有する。

以上のＯ，Ｍｎ以外の成分の添加量を具体的に示せは、
次のとおシである。尚％はすべて婿％である。

ｓｉ：１．ｓ％以下、Ｏｒ：２．０％以下、Ｎｉ：２．
０％以下、ＭＯ：　０．１％以下、Ｗ：０．１％以下、
■＝０．１短、下、Ｔｉ：０．０３％未満、Ｎｂ：０．
０１％以下、Ｔａ：０．０１％以下、ＣＯ：２．０％以
下、Ｏｕ：２．０％以下、Ａｔ　：　０．１％以下、ｚ
ｒ：ｏ、ｏａ％未満、Ｃａ：０．１％以下、稀土類元素
０．１％以下であシ、これ等の元素を必要に応じ、１種
又は２種以上を添加してもよい。上記のＯｒ、Ｎｉ　、
Ｃｏ　、Ｏｕ　　等はＭｎ、　Ｓｉと同様に本発明鋼の
変態点を変化させ焼入性を向上させる効果を有する。Ｎ
ｂ、　Ｔａ、ＭＯ。

Ｔｒ、　ｚｒ、　ｖ、’ｗなどは上記のように本発明の
目的達成のためには必要でないが、析出強化等の目的で
添加される場合もあるので上限を定めた。

以上の鋼の成分組成によって、従来の製法により製造し
た鋼に見られるような、凝固時の偏析などにもとづく鋼
材中での組成の不均一性は、当然本発明の製法によＶ製
造した鋼にも存在を許容される。

本発明の鋼は加工としては熱間圧延力ロエのみで製造さ
れるが、本発明の鋼が製造される特定の圧延条件範囲は
次の通シである。本発明の鋼を製造するための制限条件
は、仕上圧延に至るまでの過程にはなく、仕上圧延の終
段にある。即ち、本発明の鋼の表面部を極細粒フェライ
トになすために、鋼ｆＡ、ｒｓ変態点附近で強圧下する
ことである。

こ＼でＡｒｓ＆態点とは加工上受けない銅が徐冷された
とき変態を開始する点と定義する。

上記の条件は、Ａｒａ＆態点附近点附近（鋼の成分組成
によって異るが、例えばＡｒａ　−５０℃からＡＪ３＋
　１００℃の間、１の鋼は、加工を行わなければかなり
長時間放置しても変態は起らないが、この領域で合計７
０％以上の加工を５秒以内の短時間で１パスで、または
２パス以上の累積で加えると圧下中にあるいは圧下直後
にまでわたって微細粒のフェライトが多量に生成すると
いう糾らしい事実を却得したことに基づく。

上記の加工による仕上温度（℃）とフェライト変態率（
％）との関係を０．１１（３−ＩＭｎ　鋼について表示
したものが第１図で、該図のＡ点では８５０℃の仕上温
度で等軸細粒７エライトが２５％生成しく残部未変態オ
ーステナイＩ−）、Ｂ点では８００℃（Ａｒ３変態点近
傍）で、該フェライトが９５％に生成し、０点では７４
０℃で伸長フェライトが９８％に生成し、Ｄ点では９３
０ｔｌ：でマルテンサイトが生成していることを示して
いる。

また、第１図のＡ、Ｂ、’（３点の各組織の圧延直後、
及び冷却条件を変えて冷却し７ｂあとの夫々の状態を第
２図に示す。

前記のように、フェライトの社（変態の比率）ｔ／′１
Ａｒ３変態点附近（Ｂ点近傍）で最大とな、！７（この
ときの組織を第２図Ｂに模式的に示す）、それより高温
では熱力学的に生成しにくくなジ、フェライト量は減少
する（第２図Ａ）。またＡｒ３変態点以下の温度では前
以って初析７エライトが住成し残りのオーステナイト量
が減少する結果フェライト変態率も減少する。なお第２
図は多ノξス圧延の場合であって、このときのパススケ
ジュールは第１表Ｑに示したものと同一である。

第２図Ｂｏ場合には、はじめ生成したフェライトが稜の
ノξスで加工を受けて伸長するが１．ｋｒＢ点附近では
加工中または加工直後に再結晶が起り、加工されたフェ
ライトも等軸となるので非常に等軸フェライト蓋が多く
なる。一方、よシ温度が下ると加工されたフェライトが
再結晶しに〈〈なシ第２図Ｃのように加工フェライトと
してそのま＼残る。

以上は加工直後の状態を最急冷した場合の組織Ａ１〜Ｃ
＋　（第２図ンから推定したものであるが、同図中に示
すように冷却中に残りのオーステナイトのに態などが進
行し、冷却速度にょ９異った組織が生ずる。まず、人の
組織からはご〈暖冷のときは微細フェライトからフェラ
イトがさらに成長し、比較的粗粒のフェライトヒ残部Ａ
ｒ１点以下で変態したパーライトとからなる通常の軟鋼
とさほど変らない組織（Ａ３）となる。しかし例えは６
０℃／　ｓｃ、ｃのような急冷を行うとベイナイトが細
粒フェライトを起点にして生成し、比較的細かいベイナ
イトが一見殆んど全面、を占める組織（Ａ２）となる。

これに対してＢの組織から出発した場合はすでにフェラ
イト変態−が殆んど完了しているので、暖冷の場合のみ
にフェライトの加工歪かや＼ベイナイト（Ｂ２）もしく
はマルテンサイト（Ｂｌ）になるのみであ夛、冷却速度
を変えても全体としてはそれほど大きく変化しない。

また組織Ｃの場合も、おおむね組織Ｂと同様に変化は小
さいが、暖冷の場合は冷却中に静的な再結晶が進行し、
Ｂの場合よシもや＼粗粒となる。

ところで一般に鋼板は、圧延中にロールとの接触あるい
はロール冷却水等のために鋼板表面の冷却が早く圧延ロ
ールをはなれた時点で表面部と中心部との間にかな勺の
温度差が生じている。この温度差は時間経過とともに表
面の復熱のために小さくなるが、ホットストリップミル
のように短いパス間時間で連続熱延される場合はかなり
の温度差が圧延中を通じて維持される。

第３図はその１例であって、中心部が表面部よ勺３０〜
７０℃程度高い温度で圧延される。

こ＼で表面部が第１図Ｂ点に相当し中心部が同Ａ点に相
当するような温度で圧延したとすると、表面部は圧延直
後に第２図の組織Ｂのようにほぼ全面が細粒フェライト
組繊とな９、その後の冷却でそれほど変らないが、中心
部は加工直後に同組織Ａのように一部微細フエライトに
な９残部が未変態のオーステナイトであるので冷却速度
によってＡ１−Ａ３のような種々の組織が得られ、従っ
て表面部よりも高硬度のものから低硬度のものまで任意
の硬度のものが選択製造できる。

本発明は以上の原理にもとづくものであり、本発明方法
においては、有効な仕上圧・延ノクスに入る前の鋼材の
表面部温度がＡｒ３附近、すなわち鋼成分にもよるがＡ
ｒ３変態点℃以内であって、しかも中心部の温度が表面
部温度より２０℃以上高くなっておれはよい。上記の温
度条件は多ノクス圧延の２パス以降、とくに連続熱延の
後段において実現されやすく、１バス圧延の場合には圧
延後の冷却で上記の温度状態を生じさせることもできる
。

こ＼で中心部の温度や圧延直後の表面の温度は一般には
夾測が困難であるが、前記のように近年割算機によって
圧延工程での各断面位置の温度経過をかなシの精度で計
算予測可能である。上述の温度は公知の計算機プログラ
ムで計算されたもので代用できる。

また圧下歪の量は、前述のように板全体を超細粒フェラ
イトとするためには、１ノξスでまたは２パス以上の累
積歪が７０％以上という大圧下が必要であるが、よく仰
られているように圧延加工によって鋼材表面部では圧下
歪に剪断歪が附加されて冥買歪が大きくなるので、剪断
歪を考慮して圧下による全体の減面率は５０％以上あれ
はよい。

このようＶｒ−後段に大圧下することによシ鋼材表面部
と中心部との温度差が大きくなり、本発明の趣旨である
表面部と中心部との組織差を生じせしめるのに有利であ
る。

尚、加工される熱延鋼材はある程度以上の仕上断面太き
さがなければ各段の圧延１■後の復熱が早いなどの理由
で終段の圧延時に有効な温度差が生じない。

圧延後の冷却については上述のように梶々の冷却方法−
速度によって内部の組織を変化させることができる。中
心部を主としてベイナイトもしくはマルテンサイトのよ
うな組織とした高張力鋼材を得る場合には、主組繊が変
態する温度域（たとえは７５０℃から５００℃）を急冷
（例えば３０℃／ｓｅｃ以上）すればよく、圧延後該急
冷温度になるまでの間は放冷をしてもよくまたそれが望
ましい場合も多い。また急冷後についても同様である。

一方徐冷して内部もフェライト、バーライト組織にする
場合は、フェライトの粗大化が起らぬよう放冷または弱
水冷などにより５〜ｂ の冷却速度域が望ましい。

このようにして製造した鋼の表面部は極めて延性があり
、加工性にすぐれた超細粒７工ライト組織になるため、
中心部が高靭性のベイナイトまたはマルテンサイト等で
延性、加工性の多少劣る一組織であっても鋼全体として
はかな夛すぐれた延性加工性を有すると共に高強度であ
る。

なお表面部が第１図Ｂ点の温度で中心部が同人点の温度
のような場合は、前述のように中心部は当初の細粒フェ
ライトが多少生成しているので、残りの大部分がベイナ
イトまたはマルテンサイトとなっても中心部の組織は比
較的細くなるが、あるいは生成していたフェライト部の
延性が附加され、中心部が同図り点のような状態から生
成した場合に比べて特性がすぐれている。

上記表面部があま９薄ければ、それによる特性改善はあ
ま９期待できず、少くとも０．３ｍの微細粒フェライト
層が必要である。

以上の説明は主として鋼板について行ったが、円形その
他イ上々の断面のものにも適用可能であり、鋼板の場合
は少くとも仕上板厚は２日以上、円形断面であれは仕上
径が４ｍ以上あれはよい。

以下本発明の実施例について説明する。

〔実施例〕

第２表に示す化学成分組成の鋼を転炉＃製し連続鋳造し
て２５〇−厚のスラブとし、１ｉｏｏ℃に加熱しホット
ストリップミルで圧延した。粗圧延で４０曙のパーとし
た後、温度を円節して第１表に示すような温度で仕上タ
ンデム圧延機にかみ込ませた。ノぞススケジュールは第
１表に示したものと同じで、圧延後の板厚は４．９〜５
．２＋＋ｏｎであった。

圧延直後の実測表面温度（仕上温度）は第１表中に示す
通シで、これは復熱後の計測であるのでは。

ぼ終段圧延時の中心部温度に当る。このときの計算平均
表面温度も併せて示した。

この計算は公知の計算機プログラムを用いて行った。こ
の圧延時［Ｆ、からＦ５までの圧下所要時間は５秒以内
であり合計圧下率は７４％である。

そしてＦ３人口での鋼材表面部に中心部の温度差は４５
℃となっている。熱延後の冷却条件の尺度として捲取温
度も併せて示した。

第３表は第１表の本発明の実施例の賦香■、■の鋼板と
比較例の賦香■〜■の鋼板の組織および・膿械的性質を
示したものである。

第４図に実施例■の板厚方向の組織変化を、第５図にそ
の粒度（ａ）および硬度（ｂ）変化を示す。表面！細粒
部と中心部高硬度ベイナイト部とのサンドインチ型の組
織、硬匿分布になっている。尚紀４図（ａ）は板厚方向
の洪金属組織の２５０倍顕微鏡写真を示し、第４図０）
）は第４図＜ａ）のＡ部（表面層）の金属組織の５００
倍顕微鏡写真を示し、第４図（Ｃ）は第４図（ａ）のＢ
部（表面から約１■）の金属組織の５００倍顕微鏡写真
を示す。

第６図にこれら各賦香の機械的性質のうちとくに実用上
重要な強匿−延性の関係を、従来鋼のレベルと比較して
示す。この図から本発明で得られた表面微細粒鋼は比較
例と比べると同−強度であって、最低延性値が良好な値
であることがわかる。

実施例■については硬度差が表面部と中心部とでそれほ
どなく、むしろ中心に向ってや＼硬度が減少する通常の
鋼の様相を示すが、表面が微細粒になっていることと、
内部が比較的細粒のため、通常のフエライトーノぐ−ラ
イト鋼（賦香■）に比べ、延性が良い。

実施例■は比較例■と中心部ははソ同−強度のベイナイ
ト鋼であるが、表面部が等方向な細粒方向のためと、ベ
イナイト自身が前述のように等軸フエライＩｆ核として
生成するため延性が等方向で綜合して延性が良好である
。賦香■と同じ仕上温度である比較例の賦香■は加工率
が小さいためやはジ延性の異方性が大きいベイナイト組
織で、さらに表面も加工組織であるため賦香■よりさら
に延性が不良となる。

以上のように本発明方法によれば、同一強度で従来の製
造法により製造された鋼と同一強度であって延性が良好
な鋼が得られ、従来のラインに直ちに適用でき、自動車
用等に用いられる高張力鋼板などの製造法として実用的
なすぐれた方法である。

＄　３　表　　熱延材の組織と機械的性質　　　。

＊　Ｌ方向：圧延方向　Ｃ方向：圧延と直角方向＊＊　
Ｎα　：　フェライト結晶粒度 １

【図面の簡単な説明】

第１図は、０．１１０−　ｌ’Ｍｎ　　鋼の仕上加工温
度と加工によるフェライト変態率を示す図表、第２図は
冷却による組織変化の模式図、第３図は第１表の実施例
１の温度経過計算結果を示す図表、第４図は実施例の板
厚方向の組織を示す金属組織の顕微鏡写真、第５図は表
面部微細粗鋼の板厚方向の組織（ａ）と同じく硬度分布
（ｂ）を示す図表、第６図は第１表の実施例■、■、比
較例■、■、■のそれぞれの引張り強さと伸びとの関係
を示す図表である。 代理人　弁理士　秋　沢　政　光 外２名 ＋−泰叡邸イに４工ｔ ■＄４

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）本質的にはソ一様の成分組成を有するＣ：０．３
   ｗｔ％以下、合金元素の合計ｉ　５　Ｗ′ｔ％以下を含
   み、熱間圧延終了後の状態で、表面から少くとも０．３
   鰐の厚さの部分が平均５μ以下の径の微細フェライト粒
   が７０％以上占めるような組織を有することを特徴とす
   る表面微細粒フェライト鋼。
2. （２）　　表面微細粒フェライト部を除く内部が主とし
   てフェライト−パーライト組織からなる特許請求の範囲
   第１項記載の表面微細粒フェライト鋼。
3. （３）　　表面微細粒７エライト部を除く内部が主とし
   てベイナイト及び／又はマルテンサイト組織からなる特
   許請求の範囲第１項記載の表面微細粒フェライト鋼。
4. （４）本質的にはｙ一様の成分組織を有するＣ：０．３
   ｗｔ％以下、合金元素の合計ｉｔ　５　ｗｔ％以下を含
   む鋼片から熱間圧延によって鋼材を製造するに際し、上
   記圧延の終段で、表面部がＡｒｓ±５０℃以内の温度域
   にあジ且つ中心部が表面部より平均２０℃以上褐い温度
   を有するときに、１パスで、または２／々ス以上の合計
   で５０％以上の実質減面率の加工を５秒以内に加え、表
   面部から少くとも０．３ｍの厚さの部分で微細フェライ
   ト粒を生成せしめることを特徴とする表面微細粒フェラ
   イト鋼の製造法。