JPS5945735B2 - 連続焼鈍による延性の優れた高張力冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は引張強さ５０ｋｇ／−以上でかつ延性の優れた
高張力冷延鋼板を連続焼鈍法にて製造する方法に係るも
のである。

冷延鋼板の分野においても構造物の安全性、構造物の重
量軽減、省資材などの理由から高張力化という現象が時
代の趨勢となっており、これらの要求に見合う高張力冷
延鋼板を安定して供給することが鋼製造者の急務となっ
ている。

これらの鋼板が使われている用途としては自動車用を中
心とした加工用途のものが中心であり、したがって高張
力冷延鋼板においては高張力とともに加工性も兼備して
いることが要求されている。

ここでいう加工性とは一般的な用語でありその内容を示
す特性値としては引張試験における伸び、伸びフランジ
性、ランクフォード値で代表される絞り性等々であるが
この中でも特に種々の成形性の支配要因である伸びが重
要である。

しかしながら金属学的に見た場合一般的には強度が増す
ほど加工性が劣化することは避けられず、この意味から
高張力鋼における加工性とは軟鋼との絶対比較ではなく
同じ強度レベルに対して加工性の良否を論する相対比較
が行なわれている。

さてこれまでに提案されている高張力冷延鋼板の製造方
法として冷延での加工ひずみを利用する方法、固溶体元
素を利用する方法、鋼中に微細な第２相として析出する
ような元素を利用する方法等があるがこれらの方法によ
る鋼板の強度と伸びの関係は必ずしも満足できるもので
はな（特に冷間加工ままの鋼板においてはほとんど伸び
はないに等しい。

ところが最近、強度と伸びの関係が優れた高張力冷延鋼
板の製造方法として連続焼鈍を利用した複合組織鋼が注
目されている。

これは連続焼鈍における高温熱処理、急冷を利用したも
のでα十γ二相域で焼鈍後急冷することによりフェライ
トとオーステナイトからの変態焼入組織とからなる複合
組織にしようとするものである。

この複合組織鋼の特徴は強度に対する伸びが大きいこと
の他に降伏点強さと引張強さの比で定義される降伏比が
小さいこと、降伏点伸びがごく小さいかもしくは零であ
ること、加工硬化指数ｎ値やエリクセン値が大ぎい事等
があげられる。

複合組織鋼としては特開昭５０−９７５１４号公報記載
のものがある。

その骨子は（：、Ｍｎ、Ｓｉ、ＡＩからなる平易な成分
系にＢを添加することによりフェライトと変態焼入組織
との複合組織を得るものであり、強度と伸びの関係が優
れている。

本発明はこれをさらに極限まで発展させたもので、その
目的は強度と延性の関係が著しく優れた引張強さ５０〜
７０ｋｇ／ｍａＯ高張力冷延鋼板を製造する方法を提供
しようとするものである。

本発明の要旨とするところはＣ０，０５〜０．２０％、
Ｍｎ００９〜３．０％、Ｓｉ０．６％以下、ＡＩｏ、０
１〜０．１５％、Ｔｉ０．０１〜０．０３％、ＢＯ，０
００５〜０．００５０％を含む鋼をスラブとした後、熱
延し熱延工程を終了するにあたり、６８０℃以上の高温
で巻取り、その後通常工程で酸洗、冷延し、続いてＡＣ
ｌ 点以上Ａｃｓ 点以下の温度で３０秒〜１０分保定
した後、冷却することからなる連続焼鈍を施すことを特
徴とする連続焼鈍による延性の優れた高張力冷延鋼板の
製造方法にある。

本発明において重要なことはＢを添加していること、Ｂ
の効果を安定させるために少量のＴｉを添加しているこ
とおよび熱延の巻取温度を従来の高張力鋼板製造法の常
識に反して高めたことである。

現在の連続焼鈍設備は絞り用を目的とした軟鋼板の製造
を中心としており、そのため一次冷却後に２００〜５０
０℃の過時効処理を行なうことが一般的である。

その結果複合組織鋼にあってはこの過時効工程における
恒温変態のため望ましい変態急冷組織を得るためには過
時効処理を低温、短時間側に限定する必要があった。

しかし本発明にあってはＢの焼入性向上効果のため過時
効での限定はほとんど必要なく、その結果軟鋼コイルに
本発明コイルをつないで同じ過時効条件で連続的に処理
できるという能率上での利点をもたらした。

このように、Ｂは焼入れ性を増すために使用するが、そ
の効果は、鋼中に固溶したＢによってもたらされるため
に、Ｂと親和力の強いＮをＢ以上に親和力の強い元素で
固定する必要がある。

そのために、本発明においてはＴｉを使用している。

しかし、ＴｉはまたＴｉＣとして鋼中に析出し、鋼の強
度を上げるかわりに延性を低下させるので、引張強さ７
０ ｋｇ／ｍＡ以上の比較的高張力側か、もしくは箱焼
鈍の場合のように強度が確保しにくい場合に添加される
ことが多かった。

本発明においては熱延高温巻取によってこの欠点を補っ
た。

すなわち高温巻取によりＴｉＣの析出を促がしＴｉＣを
粗大化し、強度にはほとんど効果のないものにその形態
を変える。

換言すれば、Ｔｉを純粋にＮ固定の目的で使用するため
に高温巻取という手段を用いている。

しかしながら高温巻取の上述の効果は副次的なものであ
り高温巻取にはさらに別の大きな効果がある。

冷延の前工程としての熱延巻取温度は一つの大きな要因
として制御されているが、冷延鋼板におげろ熱延高温巻
取の例としては連続焼鈍にて軟質用の鋼板を得るため行
なっている事例があげられる。

一般に熱延鋼板においては巻取温度は下げるほど強度が
増すため高張力冷延鋼板においても巻取温度は６００℃
前後とするのが常識であり、高張力と熱延高温巻取とい
う概念は全く調和しないものであったが、本発明ではあ
えてこれに挑戦し良好な結果を得た。

高温巻取の効果としては熱延板段階での炭化物の形態を
変えα＋γ二相二相熱加熱中γの安定化を計り、フェラ
イトと変態焼入組織とが最も好ましい形態を示すような
複合組織を得ることにある。

すなわち、通常高張力鋼板の場合に６００℃程度の低温
巻取では、炭化物は主として結晶粒界に微細なパーライ
ト状に析出する。

α＋γ２相域焼鈍中にはこの微細なパーライトを核とし
てγ粒が生ずるため、このγは微細で、かつγ中のＣ濃
度も、連続焼鈍のような短時間焼鈍では平衡値になるほ
ど濃化しない。

その結果、γの焼入性が低下しＣＢ）の焼入性向上に対
する寄与があっても十分な複合組織とはならない。

ましてや冷却途中で過時効を施こすと十分な焼入組織と
はならず複合組織鋼とは云えない。

これに対し、６８０℃以上の高温巻取では炭化物はほと
んどすべて粒界の、比較的に大きな球状のセメンタイト
として析出する。

また、巻取後の高温保定のためＭｎの濃縮も進むと考え
られる。

従ってα＋γ２相域焼鈍中にはセメンタイト−γの変化
のためγ中のＣ濃度が高く、また、高温巻取のためＭｎ
も濃化しており極めて安定度の高いγとなる。

またγのサイズも太き（粒界に偏析した（Ｂ）による焼
入性向上と相まって、ベース成分としては単純低合金の
Ｃ，Ｍｎ鋼である本発明鋼にあってもマルテンサイトを
中心とした変態焼入組織となり、既存フェライトとの完
全な複合組織となると考えられる。

また、このような高安定、高焼入性のγとなるため冷却
途中に３５０°Ｃ×１０分程度の保定かあっても他の組
織に分解せずに、この保定後の冷却中にマルテンサイト
変態し、フェライト士マルテンサイト複合組織になると
考えられる。

以上の効果をさらに実例にて説明する。第１図はＣ０，
０９％、Ｓｉ０．３８％、Ｍｎ １．３３％、ＡＩｏ、
０４１％、Ｔｉ０．０２８％、Ｂｏ、００１７％の鋼を
熱延し、通常の６００℃と、７５０℃の高温の二水準に
分けて巻取った鋼板を用い実験室的に冷延し、ついで８
００℃で２分保定後、空冷の焼鈍を行なって得られた鋼
板の引張強さと伸びの関係を示したものである。

図からあきらかなように高温巻取の効果は顕著であり引
張強さが１０ｋｇ／ｍｍ近く上昇しているにもかかわら
ず伸びも向上しており、結果的に引張強さと伸びの関係
の極めて優れた高張力冷延鋼板が得られている。

また第１図には過時効に対する効果も示されており、過
時効ありなしでその特性はほとんど変化しない。

なお巻取温度は現在のホットストリップミルでは約８０
０℃程度が上限である。

この温度はα＋γ二相域であり前記の効果は十分維持さ
れる。

以上がＢ、Ｔｉの効果および熱延高温巻取の効果である
。

次に本発明の構成要件の数値限定理由について述べる。

ＣはＦｅと化合して変態急冷組織を得るため本発明では
重要な元素であり、０．０５％未満ではこのような組織
を得るのが困難である。

上限は冷延鋼板の接合法として最とも普遍的な点溶接性
の観点から定めた。

すなわちＣが０．２０％超では点溶接におげろ十字引張
強度が低下する。

好ましくは０．１５％以下にすべきである。

Ｍｎは固溶硬化元素として作用する上にγからの焼入組
織を得やすくする。

そのためには０．９％以上は必要である。

Ｍｎが３％を超えると製鋼作業が困難であるので、上限
を３％と定めた。

本発明の効果はＭｎが１．５％以下でも十分発揮でき、
他方１．５％超になると製鋼時に高品位のフェロマンガ
ンを添加する必要があり鋼が非常に高価となるのでＭｎ
の添加量は１．５％以下が好ましい。

Ｓｉは脱酸剤としての他に固溶硬化元素としても作用す
るが量が増すと冷延鋼板として重要な表面特性が劣化す
るので０．６％以下とした。

Ａ１は脱酸剤として必要である。

０．０１％未満では脱酸の効果が少なく、０．１％超で
は介在物が増加して鋼の性質を劣化させる。

Ｔｉは前述のようにＴｉＮとしてＮを固定しＢの効果を
高めるが０．０１％未満では不足でありまた上限は０．
０３％で十分である。

Ｂは鋼中に固溶してγからの変態焼入組織を生成しやす
くする作用をもつため本発明では重要な元素である。

０．０００５％未満ではその効果がなく、０．００５０
％超ではその効果は飽和する。

次に熱延工程および冷延工程であるがます熱延工程では
前述のように巻取温度が本発明にあっては極めて重要で
あり連続焼鈍後の強度と延性の向上を計るための好まし
い熱延組織を得ることとＢの有効性を増す効果がある。

そのためには６８０℃以上の温度が必要である。

効果をさらに顕著にするためには７３０℃以上で巻取る
ことが好ましい。

なお巻取温度の上限は現在のホットストリップミルでは
約８００℃程度であり、この温度はα＋γ二相域であっ
て、本発明による効果が十分奏されるので、８００℃と
する。

次に焼鈍条件はα十γ二相に加熱する必要があるため温
度としてはＡＣｌ 意思上Ａｃ３点以下でなければなら
ない。

また保定は３０秒未満では再結晶が十分に進行せずまた
１０分を越えると結晶粒が粗大化して十分な強度が得ら
れない。

好ましくは３分以内にすべぎである。

以上で本発明における構成要件の数値限定理由を述べた
が本発明の効果をより向上させるために、特許請求の範
囲に記載した元素以外にＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、ＲＥ
Ｍ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ等の元素を単独または複合して添
加してもよい。

それぞれの元素の添加の効果とその量は以下の通りであ
る。

まずＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕは延性をあまり阻害せずに固溶体
元素として作用して鋼の強度を増加させまた耐食性を向
上させるのでそれぞれ０．５％以下添加してもよい。

Ｍｏは焼入れ性を増すので本発明にあっては望ましい元
素である。

添加量は０．５％以下でよい。ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍ
ｇは介在物の形態を変え加工性を向上させるのでそれぞ
れ０．１％以下添加してもよい。

次に製造工程ではます熱延工程においては巻取温度を除
いて常法でよく通常行なわれるごとく加熱温度は１１０
０℃以上、熱延終了温度はＡｒ３点以上で行なう。

巻取られた後続いて通常工程で酸洗、冷延されるが、冷
延圧下率は通常行なわれるように３０％以上でよく、特
に限定するものではない。

最後に連続焼鈍条件であるが、焼鈍後の全速は通常行な
われている空冷もしくは強制空冷程度でよい。

また水焼入れの様な高全速でもよいが水焼入れでは鋼板
の形状がくずれ冷延鋼板としては好ましくない。

従って数値的には５００℃までの平均全速で表わして０
．５℃／秒〜５０℃／秒が好ましい。

また一次冷却に続いて２００℃〜４５０℃・で３分〜１
５分の過時効処理を行なってもよい。

次に本発明を実施例により説明する。

表１に示す鋼を用い表２に示す条件で処理した高張力冷
延鋼板の機械的性質を同じ（表２に示す。

熱延鋼板の板厚は２．７ ｍｒｎ、冷延鋼板の板厚は１
．０ｍｒｎで冷延圧下率は約６３％である。

連続焼鈍における焼鈍後の一次全速は５００℃までの平
均で約り℃／秒であった。

また一次冷却後３５０℃×１０分保定後空冷の過時効処
理を行なった。

表２の各番号のうち１．２．６は本発明、他は比較鋼板
であり、そのうち５．７．１０は巻取温度が通常の６０
０℃である。

３．４は焼鈍条件が異なり、８．９は成分範囲が本発明
とは異なる。

表２から明らかなように本発明による鋼板は引張強さと
伸びの関係が極めて優れており、本発明の優秀な効果を
示している。

【図面の簡単な説明】

第１図は引張強さと伸びの関係において、本発明の高温
巻取の効果および過時効の影響を示す図である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. Ｉ Ｃ０，０５〜０．２０％、Ｍｎ ０．９〜３．０
   ％、Ｓｉ０．６％以下、Ａ１０．０１〜０．１５％、Ｔ
   ｉ０１０１〜０．０３％、Ｂｏ、０００５〜０．００５
   ０％を含む鋼をスラブとした後熱延し、熱延工程を終了
   するにあたり、６８０℃以上８００℃以下の高温で巻取
   り、その後通常工程で酸洗、冷延し、続いてＡ ｃ Ｉ
   点以上ＡＣ３点以下の温度で３０秒〜１０分保定した
   後冷却することからなる連続焼鈍を施すことを特徴とす
   る連続焼鈍による延性の優れた高張力冷延鋼板の製造方
   法。