JPS5925023B2 - 冷間圧延された延性、高強度鋼ストリツプとその製法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は高い降伏強さならびに従来達成出来る以上の延
性を有する冷間圧減された低炭素、低合金鋼ストリップ
およびシートおよびその製造方法に関する。

さらに詳細には、本発明は少なくとも６ ：３．２８ｋ
ｇ／ｍｉ（９０ｋｓｉ ）耐力（０，２％オフセット降
伏強さ）および少なくとも１０％の２インチ伸びを有す
る冷間圧延鋼ストリップおよびシート材料を提供する。

従来、高強度冷間圧延鋼は一般に２つの方法のいずれか
により製造されている。

１つの方法は０．１％以上の炭素を含有する鋼に比較的
多量の強化元素たとえばマンガン（１％以上）および珪
素（０，３％以上）ならびに少量の他の強化合金元素た
とえばチタン、ニオブ、ジルコニウムおよびバナジウム
を添加することである。

このような鋼を焼鈍すると析出硬化により高い降伏強さ
がもたらされる。

他の方法は、炭素および窒素（少量の強化合金元素と共
に）を含有する高強度鋼を製造し、この鋼を特殊の焼鈍
処理にかけて部分的にのみ再結晶化されたミクロ組織を
形成することである。

上記方法のいずれにおいても、延性および成形性の犠牲
においてのみ高強度が達成される。

１９７３年９月２５日公告されたジー、ニー、エリアス
およびアール、イー、フックの米国特許第３７６１３２
４号明細書は、広範囲の機械的性質を有する熱間圧延さ
れたおよび冷間圧延されたストリップおよびシート材料
を開示している。

この低炭素鋼（最大炭素含量０．０１５％）では、−オ
ブが全炭素および遊離窒素と結合するのに必要以上の過
剰量で添加され、その結果未結合ニオブが存在する。

この特許はニオブが再結晶速度を遅らせ、それにより高
強度溶融メッキ生成物の製造を可能にすることを認識し
ている。

しかしながら、その発明の鋼の６３．３に９／−最大降
伏強さにおいて伸びは１０％以下である。

１９７２年６月２０日公告されたジエー、エッチ、ブツ
ヘル他等の米国特許第３６７１３３４号明細書は、再窒
素化ニオブ含有鋼およびそれからツ（ツた４９．２乃至
６３．３ｋｇ／ｍｕの降伏強さを有する冷間圧延されか
つ歪時効された物品を開示している。

この特許の方法は、少なくとも５０％の冷間圧減、延性
回復するための焼鈍それに伴つ３５．２乃至３８゜７
ｋｇ／ｍｙ？ｔへの降伏強さの低下、予備歪時効および
析出硬化による４９．２乃至６３．３ｋｇ／−降伏強さ
を得るための熱処理を包含する。

物品への成形は延性の回復のための焼鈍の後にかつ析出
硬化熱処理の前に行われる。

約４９．２ ｋｇ／ ａｍの降伏強さで約２０％最大の
伸び値が得られた。

上記した従来技術の背景から、冷間圧減して高降伏強さ
を得かつその後の歪時効および析出硬化なしに最終用途
を有する物品に成形し得るのに十分な延性を保持するこ
とが出来る低炭素鋼を現在入手出来ないことは明らかで
ある。

本発明の主要目的は、冷間圧減しかつ焼鈍した状態で少
なくとも６３．３ｋｇ／−の降伏強さおよび曲げおよび
成形操作を可能にするのに十分な延性を発揮する低炭素
、低合金鋼を提供することである。

本発明の他の目的は、高降伏強さを保持しながらアルミ
ニウム、亜鉛またはその合金により金属被覆することが
出来る冷間圧延された低炭素ストリップおよびシート材
料を提供することである。

本発明によれば、少なくとも６３．３ ｋｇ／ｘｉの耐
力および１０％以上の２インチ（５ｃｒｒＬ）伸びを有
する冷間圧減および焼鈍された低炭素鋼ストリップおよ
びシート材料が提供され、この材料は重量％で０，０２
乃至０４１０％炭素、ｏ、ｉ乃至０．９％マンガン、０
．０２乃至０．１８％ニオブ、最大０．０１％燐、最大
０．０１７％硫黄、最大０１％珪素、最大０．０１％酸
素、最大０．００４％窒素、０．０１乃至０．０８％ア
ルミニウムおよび付随不純物を除いた残部の鉄から実質
的になり、ニオブは実質的に完全に結合されている。

本発明による方法は、上記組成を有する真空脱ガスして
十分キルされた低炭素鋼鋳造物を用意する工程、中間ゲ
ージに熱間圧延する工程、７０５℃以下の温度でコイル
にする工程、高温ミルスケールを除去する工程、最終ゲ
ージに冷間圧減して厚さを４０乃至７０％減少させる工
程および降伏強さの実質的減少なしに曲げおよび成形を
可能にするのに適当な延性を回復すべく十分な温度およ
び時間で焼鈍する工程からなる。

本発明により処理された鋼は、高温圧延後５３８乃至７
０５℃でコイルとされ、かつ冷間圧延後食なくとも６１
３ ｋｇ／ｍａの降伏強さおよび少な（とも１０％の伸
び率を有する実質的に回復されたがしかし再結晶化され
ていないストリップおよびシート材料をもたらす条件下
で焼鈍されるのが好ましい。

低炭素リムドまたは焼戻し鋼に一般的な組成を有する鋼
は、平炉、塩基性酸素炉または電気炉で融解することが
出来る。

アルミニウムまたは珪素で部分的に脱酸出来るこのよう
な鋼は次に好ましくは真空脱ガスされて０．０２乃至０
．１０％の炭素含量とされ、一般には最大的０．００４
％になる残留窒素と完全に結合するのに十分なアルミニ
ウム（または相当する窒化物生成剤）が添加される。

次に、脱ガス中または取鍋中または鋳型中でニオブが適
当な分配手段で添加される。

溶融鋼はインゴットモールドに鋳込むかまたは連続的に
鋳造することが出来る。

鋼の最小炭素およびニオブ含量は臨界的であると考えな
ければならない。

最大ニオブ添加はある炭素含量に対して室温分析で測定
して未結合ニオブを実質的にもたらさない水準に制限さ
れなげればならない。

言い換えれば、ニオブ含量は炭素含量の約７．７５倍以
上にはならないであろう。

窒素はアルミニウムまたは他の窒化物生成剤と実質的に
完全に結合されるので、窒化ニオブまたはニオブカーボ
ナイトライドの生成は最小限にされ、ニオブは炭化ニオ
ブとして実質的に完全に結合される。

本発明の生成物および方法では、より低い水準の炭素は
鋼の強化に効果を有することが見出された。

さらに詳細には、約０．０１乃至約０．０２５％炭素範
囲で強化効果が得られる。

しかしながら、約００２５％以上の炭素水準では、炭素
は本発明の降伏強さ範囲内で鋼の強化にそれ以上寄与せ
ず（第２図に示されるように）、′それ以上の強化はニ
オブ含量のはｙ直線関数になる。

したがって、０１０％の最大炭素含量は臨界的とは考え
られないが、しかし炭素は最大０．０２５％未結合炭素
（すなわちニオブと結合する量以上）を与えるようにニ
オブに直接比例して変化させるのが好ましい。

組成物は前述した炭素およびニオブ含量間の関係を除い
て他の点では臨界的ではないと考えられるが、それでも
下記の好ましい組成（重量％）で最適特性が達成される
： マンガンは熱脆性を防止しかつ引張強さを増大するため
に意図的に添加される。

前述した好ましい燐、硫黄、窒素および酸素範囲は、真
空脱ガスされた低合金鋼で達成される残留値の典型であ
る。

珪素も意図的に脱酸剤として添加されないかぎり（最大
０１％）残留量で存在するであろう。

チタンは窒化物生成剤としてアルミニウムの代りに化学
量論的当量で用いることが出来るが、しかしチタンは再
結晶温度を増大させる点でニオブと同じ効果を有しない
ことは認識すべきである。

したがって、チタンは本発明の鋼でニオブの代替物では
ない。

珪素は脱酸剤としてアルミニウムの代りに用いることが
出来、もしそのようにする場合には、溶融物中の残留窒
素と結合するのに十分なチタンを添加するのが好ましい
。

希土類金属またはミツシュメタルは最適の横機械的性質
が望ましい場合に硫化物形状制御のために添加すること
が出来る。

処理見地から、高温圧延仕上げ温度は仕上げ温度が約８
９８℃を越えない限り特性にほとんどあるいは全く影響
しないことが見出された。

したがって、約８４２乃至８９８℃の通常の仕上げ温度
を実施することが出来る。

コイル温度は約７０５℃以上になることが出来ず、約６
４９℃以下が好ましい。

最終生成物の延性は仕上げおよびコイル温度とは独立し
ていることが分った。

冷間圧減量は少なくとも４０％であることが必要である
が、しかし約７０％以上にはなり得ない。

冷間圧延は１またはそれ以上の工程で４５乃至５５％の
厚さ減少率で行うのが好ましい。

ある最終生成物にとって最大７０％の厚さ減少率が必要
な場合、第１図および第■表に示すように延性を所望値
まで回復するためにより長いまたはより高い温度焼鈍が
必要であり得る。

ある降伏強さでは、６０％よりも５０％冷間圧減でより
大きい延性が得られる。

冷間圧延材料の焼鈍範囲は臨界的であることが見出され
た。

連続または開放（ｏｐｅｎ）コイル焼鈍を実施すること
が出来るが、少なくとも６３．３ｋｇ／ ｍｍの降伏強
さおよび１０％以上の伸びを有する材料では開放コイル
焼鈍が好ましい。

約５９３℃で最大２４時間乃至約６４９℃で１部２時間
以下の開放コイルまたは箱焼鈍範囲が十分であることが
判明した。

開放コイル焼鈍は５９３℃で約１／２時間行われるのが
好ましい。

したがって、温度における時間は一般に温度に逆比例す
るであろう。

約７０５℃で約７〜１０分の連続焼鈍も実施することが
出来る。

前述の条件下で行われる場合、冷間圧延ストリップおよ
びシート材料は少な（とも６３−３ｋｇ／ｒ１１４の降
伏強さを保持しながら１０％以上の伸び値まで延性を回
復するであろう。

生成物は実質的に非再結晶化ミクロ組織を有する。

理論に束縛されたくはないが、ニオブの添加は低温焼鈍
により冷間圧延材料の延性回復速度に影響することなく
鋼の再結晶温度を増大させると考えられる。

さらに、前に指摘したように、ニオブは最大的０．０２
５％炭素量に基づく初期増加量以上に鋼の降伏強さを増
大させる。

したがって、再結晶温度を上げることにより、延性の回
復をもたらし、一方再結晶化を回避しそれにより少な（
とも約６３．３ｋｇ／−の降伏強さを保持しながら焼鈍
を行うために約１１０℃の範囲が利用出来る。

回復速度は５３８乃至６２０℃で比較的急速であるが、
しかし実質的に再結晶は起らない。

前述から、冷間圧延ストリップおよびシート材料はいわ
ゆるアウトーオプーライン（ｏｕｔ−ｏｆ−１ｉｎｅ）
焼鈍または予備焼鈍型の連続法により機械的性質を実質
的に変えることな（金属被覆することが出来ることが当
業者に認識されるであろう。

このような方法は限定的な意味ではなしに溶融金属中で
の溶融メッキおよび予備被覆ライン処理が普通湿式化学
清浄である電気メッキを包含する。

予備焼鈍浸漬被覆法は、被覆前に水素−不活性ガス雰囲
気中でストリップ融解（ｆｌｕｘｉｎｇ ）またはスト
リップ加熱を含むことが出来、また通常被覆金属の融点
より約２７乃至５５℃高く維持される溶融金属浴温度に
はｙ等しい最大インーライン（ｉｎ−１ｉｎｅ）ストリ
ップ温度を含む。

連続予備焼鈍浸漬被覆法で使用出来る金属は、アルミニ
ウム、亜鉛、アルミニウムまたは亜鉛の合金、またはタ
ーン合金を包含する。

連続ス斗リップ電気メッキに普通使用される金属は亜鉛
およびターンを包含する。

冷間圧延鋼の延性回復または再結晶のための連続熱処理
は、いわゆるインライン焼鈍溶融メッキ法の全体の１部
として行うことが出来ることは本発明の他の特徴である
。

このような方法は化学融剤を使用しないが、しかし熱処
理と同時に表面調整用の炉処理を特徴とする。

例示的方法はセンジミア、アームコーセラスおよびニー
、ニス、スチール法を包含するが、これに限定されるも
のではない。

これらは主として残留冷間圧延ミル油および関連表面汚
染物の除去方法が異なる。

センジミア法は軽い表面酸化物を形成するために３７０
−４８２℃へのストリップ加熱を使用し、アームコーセ
ラス法はストリップ酸化なしに５３８−７５９℃への高
強度直接燃料燃焼加熱を用い、ニー、ニス、スチール法
は湿式化学清浄を利用する。

これらの油除去工程後に残留表面酸化物を還元し得る同
じ水素−不活性ガス雰囲気炉で加熱され、ストリップは
回復に必要な５９３−６２０℃または本発明の完全に再
結晶化された生成物を得るための（連続焼鈍用の）８７
０℃範囲にもたらされる。

加熱後にはｇバッチ温度への炉冷却および溶融メッキが
行われる。

連続インライン焼鈍溶融メッキ法に適した被覆金属は、
アルミニウム、亜鉛、アルミニウムまたは亜鉛の合金ま
たはターンを包含する。

前述のすべての方法で、鋼基体と被覆金属間の界面合金
層の生成は実質的に完全に回避される。

したがって、本発明は少なくとも６３．３ｋｇ／ｍ４の
降伏強さでかつ１０％以上の伸び値を有する被覆ストリ
ップおよびシート生成物を提供し、上記生成物はアルミ
ニウム、亜鉛、アルミニウムまたは亜鉛の合金またはタ
ーンの外層および前述した広い組成を有する冷間圧減鋼
ストリップおよびシートの内部基材またはベースからな
りかつ両層の間に界面合金層を実質的に有しない。

本発明の冷間圧減ストリップおよびシート材料の溶接性
は優れていることが判明した。

降伏強さは溶接物の熱影響部で実質的にその初期値のま
又であるが、しかし延性は熱影響部で低下する。

数種のミルヒートをつくり、本発明により処理したが、
これを下記の例で非限定的実施態様として述へる、。

例１ ヒートを塩基性酸素炉で溶融し、精製し、真空脱ガスし
、真空脱ガス装置にアルミニウムおよびニオブ（フェロ
ニオブの形）を添加して下記の取鍋分析値（重量％）を
有する溶融物を得た：溶融物を鋳造してインゴットとし
、凝固させ、圧減してスラブとし、高温圧延して２．８
９−３−０５ｇ厚さにした。

高温圧延仕上げ温度は８７０℃であり、コイル温度は６
４９℃であった。

スケール除去後、高温圧延材料を冷間圧延して最終厚さ
０．８４．０．９１および１．３２ｍｍとした。

これらの冷間圧減率は５０乃至７０％であった。

シート分析値（重量％）は次のようであった：試料を次
のような焼鈍処理に付した１ ５９３℃、１／２時間−開放コイル焼鈍 ６３−３ ｋｇ／ｍａＹ、 Ｓ、、１０％最小伸び例２ 例１と同様にして他のヒートを溶融し、真空脱ガスして
下記の取鍋分析値を有する溶融物を得た：溶融物を鋳込
んでインゴットとし、インゴットに希土類金属珪化物を
添加し、スラブを２．３９乃至３．０５ｍｍの幾つかの
異なったゲージに熱間圧延した。

高温圧延仕上げ温度は８７０−８９８℃で、コイル温度
は６０４乃至６４３℃であった。

希土類金属添加は硫化物形状制御のために行なった。

冷間圧延は次のようにして行なった： 焼鈍温度は次のようであったニ ア０５．７５９．８１５．８７０および９２５℃で連続
的に８分焼鈍した。

５９３乃至７５９℃の種々の温度で１／２乃至２４時間
バッチ焼鈍した。

例１および２の鋼の冷間圧延試料の機械的性質を表Ｉに
示す。

降伏強さが少なくとも６３．３ｋｇ／ｍｙｉ、である本
発明により処理されたすべての実施態様で伸び率は１０
％以上であることが認められるであろう。

これに対し、例２では７５９°Ｃで８分間連続的に焼鈍
された試料は、４８．３に９／ｍ４の降伏強さおよび２
２％の伸びを示し、同様に６４９℃で４時間箱焼鈍した
試料は５３．３ｋｇ／ｍａの降伏強さおよび２０％の伸
びを示し、したがってこれは本発明以外の部分再結晶生
成物を指摘するものであり、また各々５６５℃で１／２
時間開放コイル焼鈍しおよび５９３℃で４時間箱焼鈍し
た例２からの試料は、１０％以下の伸びを示し、これら
もまた本発明の範囲以外のものである。

本発明の処理範囲は、回復焼鈍または十分に再結晶化さ
れた焼鈍特性を有する材料を与えるであろう。

しかしながら、これら２つの条件間で部分的に再結晶化
された生成物は本発明の範囲外である。

表■のデータは第４図で伸び率対焼鈍温度の関数として
グラフで表わされ、降伏強さ、時間および焼鈍タイプも
示される。

表■および第４図から明らかなように、約５９３℃で最
大約２４時間乃至約７０５℃で約７乃至１０分の範囲は
少なくとも６１３ ｋｇ／＋＋＋ｙ＋Ｗの降伏強さおよ
び１０％以上の伸び率を有する未再結晶生成物をもたら
す。

約５９３℃で約１／２時間の開放コイル焼鈍が好ましい
。

第１図のグラフは焼鈍温度および時間が例２０５０％お
よび７０％冷間圧減試料の降伏強さに及ぼす効果を説明
する。

これは、最大約６２０℃までの温度では降伏強さを６３
．３ｋｇ／−以下に減少させるには４時間以上が必要で
あり、一方約６２０℃で２４時間は降伏強さを約５６．
２ｋｇ／ｍ４に減少させる。

したがって、再結晶速度は約５９３乃至約６３４℃で遅
いことは明らかであり、したがって本発明の方法は比較
的大きな程度の操作変数に逆効果なく耐え得ることが出
来る。

冷間圧減率が降伏強さおよび延性に及ぼす効果は、少な
（とも６３．３ｋｇ／−の降伏強さを有する未再結晶材
料に対する表■に要約された試験結果により示されてお
り、試験試料は上記例１の組成を有する。

所望の特性を得るためには４０％圧減が必要であり、ま
た５０−７０％冷間圧減では延性が低下することが認め
られるであろう。

しかしそのような材料は幾らか高い温度および（または
）より長い時間焼鈍することにより１０％以上の所望の
最小伸びにもたらすことが出来る。

予期されるように、降伏および引張り強さはより大きい
冷間圧減で増加した。

特性はまた少な（とも最大約７０５℃までコイル温度に
は比較的依存しないことが分った。

表■から明らかなようにすべての試料は焼鈍後において
実質的に同じ水準であった。

炭素およびニオブ含量の変化が降伏強さに及ぼす効果も
研究した。

これらの試験にたいして、一連の実験室ヒートを調製し
、各ヒートに異なるニオブ含量を添加し、各ヒートから
４個のインゴットを鋳造した。

各インゴットは異なる炭素含量であった。

実験室ヒートを真空融解し、鋳造してインゴットとし、
２．５４ｍｍに熱間圧延し、８７０℃で仕上げし、５９
３℃でコイルにし、１．０２ｍｍゲージに冷間圧延しく
圧減率６０％）、種々の条件下で焼鈍した。

試料を、５９３．６４９．７０５．７５９および８１５
℃で２４時間の模擬箱焼鈍にかげて空冷した。

種々の試料の冷間圧延シート組成（重量％）は次のよう
であった： 上記のすべて３つの試料についての化学は、０．５５％
Ｍｎ、０．００２％Ｎ、０．００３％Ｓ、０．０００９
％０および０．０２％ＡＩであった。

例３の上記４個のインゴットの試料の降伏強さ対焼鈍温
度は第２図のグラフＲに示され；（種々の炭素および一
定のニオブ含量）。

第３図は例３．４および５のインゴットの試料の同じプ
ロットのグラフである。

５９３および６４９℃におけるプロット値から明らかな
ように、炭素は最大的０．０２５％で存在すると降伏強
さに寄与するが、しかしより高い炭素水準では効果がよ
り少い。

漸次増大するニオブ含量から生じる強化効果（第３図）
および０．０２％以下の炭素含量はニオブ含量にかかわ
らず７５９℃焼鈍温度で６３．３ｋｇ／−以下の降伏強
さをもたらすという事実はより重要である。

これは特に０．０２％以下の炭素含量および７．７５
： １ （０，０９９％Ｎｂ （Ｃｂ ）および０．０
１１％Ｃ）以上のニオブ：炭素比が７５９℃焼鈍温度（
２４時間）で約４７．８ ｋｇ／ｍｍの降伏強さを示す
例中５−１から明らかである。

【図面の簡単な説明】

第１乃至３図は、本発明により処理された鋼の降伏強さ
対焼鈍温度のグラフ図、第４図は本発明の範囲内外で処
理された鋼の伸び率対焼鈍温度のグラフ図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 少（とも６３．２８ ｋｇ／Ｔｔ１？Ｌの耐力と１
   ０％以上の２インチ伸びを有する非再結晶状の冷間圧延
   され焼鈍された低炭素鋼ストリップおよびシート材料に
   おいて、本質的に、重量％で、０．０２乃至０．１０％
   炭素、０１乃至０．９％マンガン、０．０２乃至０．１
   ８％ニオブ、最大０．０１％燐、最大０．０１７％硫黄
   、最大０．１％珪素、最大０．０１％酸素、最大０．０
   ０４％窒素、０．０１乃至０．０８％アルミニウム、付
   随不純物を除いた鉄の残部からなり、ニオブは実質的に
   完全に炭素と結合されている、上記ストリップおよびシ
   ート材料。 ２ 焼鈍された状態で少くとも６３．２８ ｋｇ／ ｍ
   ４の耐力と１０％以上の２インチ伸びを有する冷間圧延
   された低炭素鋼ストリップおよびシート材料の製造方法
   において、本質的に、重量％で０．０２乃至０．１０％
   炭素、０．１乃至０．９％マンガン、０．０２乃至０．
   １８％ニオブ、最大０．０１％燐、最大０．０１７％硫
   黄、最大０．１％珪素、最大０．０１％酸素、最大０．
   ００４％窒素、０．０１乃至０．０８％アルミニウム、
   および付随不純物を除いた残部の実質的に鉄からなり、
   ニオブは実質的に完全に炭素と結合されている真空脱ガ
   スされ十分にキルされた低炭素鋼鋳造物を用意する工程
   、中間ゲージに熱間圧延する工程、７０５℃以下の温度
   でコイルにする工程、高温ミルスケールを除去する工程
   、最終厚さに冷間圧減して厚さを４０乃至７０％減少さ
   せる工程、７分乃至２４時間５９３℃乃至７０５°Ｃの
   温度で焼鈍する工程を有し、前記の時間は前記の温度に
   反比例しており、これにより延性を回復するが再結晶せ
   ず、１０％以上の伸びと少（とも６３−２８ｋｇ／ｍｍ
   の耐力を得ることを特徴とする、上記材料の製造方法。