JPS60187625A - 高張力冷延鋼板の製造法 - 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】 （発明の目的） 本発明は２相組織を有する高張力冷延鋼板の製造方法に
関し、より詳しくは、Ｓｔの酸化に基づ（鋼板の表面疵
発生および成形性と化成処理性の劣化を防止しながら、
機械的特性やプレス成形性、スポット溶接性の良好な４
５〜６５ｋｇ／ｍ＋！＋級の高張力冷延鋼板を製造する
方法に関する。

近年、機械的特性、特に使用時におけるプレス成形性の
良好な高張力冷延鋼板として２相組織を白するものが採
り上げられている。２相組織鋼とは、軟質のフェライト
地に硬質のマルテンサイト粒を分散させることにより強
化した鋼で、一般にはフェライト・オーステナイト２相
域に加熱後、適当な冷却速度で冷却することにより得ら
れる。２相組織鋼の鋼板は降伏応力が低く、引張強度が
高い。しかも、＋Ｔ（ｉい強度でも大きな伸びを維持す
るので、成形性が非常に良好である。従来の２相組織鋼
は、Ｍｎを・＼−スに、ＣｒやＭｏでマルテンサイト相
の析出を図り、　力でＳｉを強化元素およびフェライト
相の析出元素として利用している。

ところで、通常の冷延鋼板の！！！造におい“ζは、造
塊または連続鋳造により得たスラブを、冷間圧延に先立
って行われる熱間圧延のために町加熱炉に送り、ここで
スラブを長時間加熱する。２相組織鋼にあっては、上記
の理由から３１を比較的多量に含有するので、この再加
熱工程において、スラブ表面イづ近に５ｉＦｅ−０の３
元素よりなる低融点の酸化物が加熱オ−ステナイト粒界
に生成する。ごのため、熱間圧延終了後の鋼板表面は粒
界が微細に侵されており、圧延中のディスケールまたは
酸洗などの手入れ工程によりかかる欠陥を除去しても、
鋼自体に微細なりう・ツタが生してしまっているか、あ
るいは洗浄が不十分なときは表面疵として残留すること
になる。その結果、外観が不良となったり、過酷なプレ
ス成形では割れなどの不具合を生じる。

さらに、２相組織鋼の鋼中に固溶したＳｔおよびＭｎば
、冷間圧延後の焼鈍中に容易に５ｉ−０およびＭｎ　−
〇系酸化物を形成し、これがスポット溶接時にチリ発生
、溶着発生を誘起し、溶接部強度の低下をきたす。また
、化成処理時にも、化成処理皮膜形成の反応を阻害し、
結果として十分な耐食性を得ることができなくなる。

上記の再加熱工程に伴う難点は、このような再加熱を省
略した、いわゆる直送圧延（造塊もしくは連続鋳造した
鋼片もしくはスラブを直ちに、または、保温、復熱のた
めの短時間保熱炉、復熱炉に入れてから熱間圧延する圧
延方法）により回避することができるが、焼鈍時の酸化
物形成に伴う欠陥はこのような方法によっても克服でき
ない。

したがって、本発明の目的は、上述したような欠点を示
さない機械的特性、スポット溶接時および化成処理性の
すぐれた２相組織鋼の高張力冷延＆Ｆ４板の製造方法を
提供することである。

（発明の構成） 本発明者らは、２相組織鋼の冷延鋼板の製造において、
鋼のＣ，Ｓｊ、　Ｍｎの含有量を制限するとともに、熱
間圧延前の再加熱条件を限定し、さらに冷間圧延後の焼
鈍を特定の均熱条件および雰囲気での連続焼鈍とするこ
とにより、前述したようなＳｉおよびＭｎの酸化に基づ
く各種の雑煮を防止することができるとの知見を得て、
本発明を完成した。

本発明は、重量％で ｃ：ｏ、ｏｉ〜０．１０％、　Ｓｉ　：　０．７０〜１
．０％、Ｍｎ　：　１．８〜３．０％、　ＡＱ　：　０
．００５〜０．１０％を含み、必要に応してＣａ、　Ｔ
ｉ、　Ｍｇおよび希土類金属の１種または２種以上を５
０　ｐｐｍ以下添加した鋼の鋼片に対して、直送圧延に
よる場合はそのまま、熱片の再加熱（ホットチャージ）
または冷片の再加熱の場合は表面温度１０５０℃以上の
滞留時間が２時間以内となる再加熱を施したのち、熱間
圧延と冷間圧延を順に行い、次いでＨ２Ｏ，３〜１２％
を含有する露点−６０〜−−１０°Ｃの雰囲気中で均熱
条件が７００〜８８０℃で２０〜１２０秒の連続焼鈍を
行うことを特徴とする、２相組織を有する高張力冷延鋼
板の製造方法にある。

本発明の鋼組成および製造条件を上記のように制限した
理由を次に述べる。

鋼組成： Ｃは、０．０１％未満であると溶製が困難となり、一方
０．１０％を越えるとスポット溶接性が劣化するので、
０、（１１〜ｏ、　ｉｏ％とした。

Ｓｉは２相組織鋼とするのにある程度は必要であり、Ｓ
ｉが０．７０％未満では引張強度と伸びのバランスの良
好な２相組織が得られない。しかし、Ｓｔが１．０％よ
り多くなると、」−述したＳｉの酸化による劣化が顕著
となるので、Ｓｉは０．７０〜１．０％と云う狭い範囲
に限定した。

Ｍｎも２相組織をＩＭるのに最低１．８％は必要であり
、一方Ｍｎが３．０％を越えるとスポット溶接性と化成
処理性が劣化するので、１．８〜３．０％に制限した。

ＡＱは、最低０．００５％含有させないと、５ｉ０２系
介在物が減少しない。しかし、０．１０％を越えるＡＱ
を存在させても、コストが高くなるだけで、効果は少な
いので、０．００５〜０．１０％の範囲内とした。

不可避不純物のうち、Ｐは０．０４％を越えると、帯状
組織形成により成形性の劣化をもたらすので、０゜０４
％以下とするのが好ましい。また、Ｓは、０．０２％よ
り多くなると、ＭｎＳ形成により成形性が劣化するので
、０．０２％以下とするのが好ましい。

なお、ＭｎＳの形成に基づく成形性劣化を防止するため
に、必要に応じてＣａ、　Ｔｉ、　Ｍｇまたは希土類金
属の１種または２種以上を添加してもよいが、その合計
量が５０ｐｐｍを越えると介在物が過剰となり、悪影響
が出てくるので、これらを添加する場合には、合計で５
０ｐｐｍ以下の量とする。

製造条件： 本発明の方法で用いるスラブは造塊−分塊および連続鋳
造のいずれで得たものでもよい。直送圧延によりスラブ
の再加熱を必要としない場合には、造塊−分塊または連
続鋳造で得たスラブをそのままただちに熱間圧延工程に
送る。

また、熱片の再加熱またば冷片の再加熱の場合、すなわ
ち熱間圧延の前に再加熱が必要なスラブの場合には、こ
の再加熱において表面温度１０５０℃以上の滞留時間を
２時間以内とする。これは、前述のように、高温での再
加熱が長くなると、Ｓ　ｉ　−Ｆ　ｅ−〇系による粒界
酸化が顕著となるからである。添付図面に、表面温度１
０５０℃以上の滞留時間と熱間圧延後の表面劣化との関
係を示す。図中、横軸の■は直送圧延、■は直送圧延で
、保温、復熱のため短時間復熱炉を使用した場合、■は
熱片の再加熱または冷片の再加熱を行った場合を示し、
■の下の数字は表面温度１０５０℃以上の滞留時間（ｈ
ｒ）を示す。縦軸の記号の意味は、熱間圧延後の表面劣
化が次の通りであることをそれぞれ意味する： ◎：まったくなし ○：わずかにあり △；劣化があるが、実用上支障なし ×：劣化が顕著で、実用に不適当。

また、各ドツトは１回の試験を意味する。添イ」図面か
ら、表面温度１０５０℃以上の再加熱時間が２時間を越
えると、５ｉ−Ｆｅ−０系による粒界酸化が実用に支障
を生ずるほど顕著となることがわかる。これに関連して
、ボットチャージで再加熱する場合も、これに準する。

直送もしくは上記条件での再加熱処理を行ったスラブを
、本発明の方法にしたがって熱間圧延する。

熱間圧延の条件は通常の条件でよい。すなわち、仕上げ
温度はＡｒ３点より高温、Ｗ通には８００〜９００°（
゛程度であり、巻取温度は４００〜７００℃、望ましく
は５５０〜７５０／　程度とする。巻取温度が４００°
Ｃより低いと、硬化が過大となって、巻取作業自体およ
び次工程が困難となる。一方、巻取温度が７００℃を越
えると、帯状組織と二次Ｓ　ｉ　−Ｆ　ｅ〜０系酸化物
の発生が現れるようになる。

熱間圧延後、脱スケールを行い得られたストリップを冷
間圧延する。ごのときの圧下率は、所望の高張力および
板厚精度、平坦度を確保するためには少なくとも４０％
とするのが好ましい。圧下率の上限には特に制限はない
が、所望の板厚と表面積度に応して制限されよう。

冷間圧延で得た鋼板を次いで連続焼鈍にイ」シて、２相
組織を発現させるとともに、所望の機械的特性を確保す
る。この焼鈍の条件が本発明の方法でｌ」的とする各種
の性能を得るのに重要であることが判明した。本発明の
方法によると、焼鈍は、均熱を７００〜８８０℃の温度
で２０〜１２０秒間行い、Ｈ２Ｏ，３〜１２％を含有す
る露点−６０〜−１０℃の雰囲気での連続焼鈍により実
施する。バッチ焼鈍では、７００〜８００　’Ｃの温度
で最冷点の温度保持を２時間以上行い、Ｈ２０，３〜１
２％を含有する露点−６０°Ｃ〜−−１０°Ｃの雰囲気
により焼鈍を実施する。

均ｆ４５　温度が７００℃より低いか、均熱時間が２０
秒未満であると、２相組織が得られなくなる。一方、均
熱湯度が８８０℃を越えるか、時間が１２０秒より長く
なると、鋼中に固溶したＳｉまたはＭｎによる酸化物形
成を生じ、外観および各種性能が劣化する。焼鈍雰囲気
のＨ２含有量が０．３％未満であると、Ｆｅの酸化が起
こるようになる。焼鈍雰囲気の露点は低ければ低いほど
よいが、実際には一６０℃より低温の露点とするのは極
めて困難であるので、露点の下限は一６０℃とした。雰
囲気のＨ２含有量が１２％を越えるか、露点が＝ｌＯ℃
より高くなると、やはり鋼中ＳｉまたばＭｎによる酸化
物形成が認められるようになる。焼鈍のその他の条件は
通常の条件でよい。具体的には、均熱温度への加熱速度
は２〜ｂ は２〜ｂ ０℃で２〜８分間、過時効後の冷却速度は１〜ｂ／ｓｅ
ｃの程度でそれぞれよい。なお、連続焼鈍後、必要に応
じて、鋼板に連続的に亜鉛めっきを施してもよい。

実−施一討 第１表に示す化学組成の鋼種から連続鋳造法により幅９
５０ｍｍ、厚さ２５０關のスラブを得、これを本発明の
方法にしたがって各種条件で処理して冷間圧延鋼板を製
造した。具体的には、スラブを■直送圧延により、■直
送圧延で復熱炉の使用により、または■冷スラブの再加
熱処理を経て、熱間圧延機に送り、厚さ３．０鶴のスト
リップを得た。このストリップを次いで冷間圧延および
連続焼鈍に付して冷間圧延鋼板を得た。使用スラブの区
分、熱間圧延条件、冷間圧延後の板厚、焼鈍条件（過時
効条件も含む）ならびに得られた鋼板の機械的特性およ
びその他の性能（表面粒界酸化、スポット溶接性、化成
処理性）を第２表にまとめて示す。

第２表の結果かられかるように、熱間圧延前に再加熱処
理する場合、表面温度１０５０℃以上での加熱時間が２
時間を越えると（比較例２．３．４）鋼板表面での５ｉ
−Ｆｅ−０系酸化物による粒界酸化が顕著であり、外観
と成形性に劣化を生じるとともに、化成処理性も悪化す
る。また、焼鈍時間が１２０秒を越えると（比較例１）
、鋼中ＳｔまたはＭｎの酸化のためにスボソ１〜溶接性
と化成処理性の劣化が著しくなる。

鋼のＳｉ含有量が高い鋼種隘７を使用した比較例５では
、圧延油再加熱、圧延および焼鈍の条件がいずれも本発
明の範囲内であっても、鋼中Ｓｉの酸化のために同様に
スポット溶接性と化成処理性が劣化している。これに対
して、本発明例では、機械的特性、表面粒界欠陥、スポ
ット溶接性および化成処理性のいずれもが良好なバラン
スのとれた高張力冷延鋼板が得られている。

このように、本発明の方法は、ＳｔおよびＭｎの酸化に
よる表面欠陥の発生および成形性とスポット溶接性の劣
化を避けることができ、しかも機械的特性と化成処理性
も良好な高張力冷延鋼板を経済的に製造することができ
、汎用の高張力冷延鋼板の製造方法として有利な方法と
言える。

【図面の簡単な説明】

添付図面は、スラブ区分および再加熱温度つまり冷スラ
ブの回加ｐ）におけるスラブの表面温度１０５０℃以上
の滞留時間と熱間圧延後の鋼板表面の粒界酸化との関係
を示す図である。 出願人　住友金属工業株式会社 代理人　弁理士　広　瀬　章　−

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. ｃ：ｏ、ｏｔ〜０，１０％、　Ｓｉ　：　０．７０〜１
   ．０％、Ｍｎ　：　１．８〜３．０％、　ＡＱ　：　０
   ．００５−０．１０％を含み、必要に応じてＣａ、　Ｔ
   ｉ、　Ｍｇおよび希土類金属の１種または２種以上を５
   ０　ｐｐｍ以下添加した鋼の鋼片に対して、直送圧延に
   よる場合はそのまま、熱片の再加熱または冷片の再加熱
   の場合は表面温度１０５０℃以上の滞留時間が２時間以
   内となる再加熱を施したのら、熱間圧延と冷間圧延を順
   に行い、次いでＩＩ２０．３〜１２％を含有する露点−
   ６０〜−１０℃の雰囲気中で均熱条件が７００〜８８０
   ℃で２０〜１２０秒の連続焼鈍を行うことを特徴とする
   、２相組織を有する高張力冷延鋼板の製造方法。