JPS601928B2 - 加工性に優れた熱延高張力鋼板の製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は加工性に優れた熱延高張力鋼板の製造法に係り
、延性に優れ高度の加工性を有する熱延高張力鋼板を析
出強化型によって比較的低廉且つ省資源、省エネルギー
的に製造することのできる方法を提供しようとするもの
である。

近時における自動車その他の軽量化、高剛性化に対応し
て熱延鋼板の高張力化指向から強度−延性バランスに優
れた所謂複合組織鋼が開発されている。

又一方において析出強化による高張力化も知られている
が、この析出強化による高張力化は従来著しく延性を害
するものとして高度の延性が要求される鋼材に対しては
殆んど顧みられていない。事実これまでの析出強化技術
における通常の現場熱延操業条件では高強度が達成され
るわり１こは延性の低下を免がれ得ない。これに対して
前記複合組織鋼はフェラ／「ト、マルテンサィトの二相
を基本組織とし、該組織の故に低降伏比、高延性が達成
されるものであって脚光を浴びているが、このような複
合組織鋼は再熱処理によるものであれ、或いは熱延まま
であれ、工業的には大きな問題を有している。即ち再熱
処理によるものでは熱処理コスト、生産性の低下等が問
題であり、又熱延ままの場合には高成分系となり多大な
成分コストとコイル内における材質安定性欠除などに問
題がある。しかも自動車用熱延高張力鋼板の適用部村の
多くは特に伸びフランジ性、それも打抜きなどの鮒断後
いおける特性が重視されるため上記複合組織鋼はその高
い加工硬化特性の故にこの伸びフランジ性に対し有用と
言えない欠点がある。本発明は上託したような実情に鑑
み検討を重ねて創案されたものであって、高張力化手段
として析出強化を用い、しかも延性においては複合組織
鋼に匹敵する特性を有した、主として厚さ６側未満の高
張力鋼板を安価且つ省資源、省エネルギー条件下におい
て得ることに成功したものである。即ち本発明によるも
のの骨子は延性を害するパーラィト或いはセメタィトを
極限状態に排除するため極低Ｃ化する一方、高張力化の
基本はＮｂ，Ｖ或いはＴｉの炭窒化物による析出硬化を
採用するものであり、しかも熱延圧下条件、巻取条件を
適切に選ぶことにより該炭窒化物の析出形態を延性に対
し悪影響のない方向に変化せしめるものであつて、Ｃ：
０．００８〜０．３％，Ｍｎ：０．８〜２．５％，Ｓ：
０．００３％以下を含有し、Ｎｂ：０．０１〜０．１５
％，Ｖ：０．０１〜０．２０％およびＴｉ：０．０３〜
０．１５％の何れか１種又は２種以上を含有した銅を８
５０℃以下の圧下率を５０％以上として熱延し、８００
ｏｏ以下で且つＡｒ３変態点以上で圧延を終了し、５５
０〜６５０℃で巻取ることを特徴とするものであり、必
要に応じて前記鋼としてＮｉおよびＣｒの１種又は２種
を各０．７％以下含有したものを用いることができる。
斯かる本発明について更に説明すると、一般にＮｂ，Ｖ
，Ｔｉ等の炭素化物はオーステナィトとフェライトでの
固溶度が著しく異り、このため変態後のフェライト中で
極めて微細に析出して強化に大きく寄与する反面、延性
を著しく低下させることから高度の延性を有した高張力
鋼の張力強化手段として析出強化が好ましくないとされ
ていた。しかし本発明者等はこの従来から知られた析出
強化鋼で生ずる著しい延性の低下を成分組成の調整と熱
延プロセスにおける圧延、巻取条件との適正な組合わせ
により有効に回避し、著しく改善向上することに成功し
た。即ち第１図は本発明の成分鋼あるＮｂ添加鋼につい
て熱延仕上げ温度と伸びの関係を要約して示しているも
のであるが、７００〜８００ｑｏ附近の仕上温度におい
て伸び特性が著しく優れたものとなることが示されてい
る。なおこの第１図に示したものの板厚は３．２肋で板
幅方向ＪＩＳ５号引張試験結果であって、このときの低
温城圧下率としては６００午０以下６０％以上（８５０
ｑｏ以下５０％）であり、又巻取温度は６００００であ
る。一方この鋼種のＡｒ３変態点は約７００ｑ０であり
、成分の適正な選択に加え、低温城の圧下率を特定値以
上に採り、しかも８００００〜Ａｒ３変態点の間で圧延
を終了する圧条件のコントロールにより従来の析出強化
鋼に比較し、著しく優れた強度−延性バランスが達成で
きることが明らかである。この強度−延性バランスの向
上は成分的に極低Ｃ化した上に、圧延条件のコントロー
ルによりオーステナィト城で、Ｎｂ等の炭窒化物の析出
と、その粒子成長を促進し、析出物形態を延性に害のな
い状況に制御し得たことに基づくと認められる。つまり
、Ｎｂ等の炭窒化物が非常に微細で整合性の高い析出形
態から、整合性が低く延性には無害であるが、強化態と
してはそれなりの効果を有するサイズ、分布状態に変化
することに基づいている。従来、オーステナイトでも加
工によりＮｂ等の炭窒化物の析出促進効果自体は実験事
実として知られているが、その析出促進効果を積極的に
導入し、析出粒子の形態を制御して強度−延性バランス
を向上させようとする思想は全く新しいものである。本
発明によるものの成分系限定理由について述べると以下
の通りである。０は、延性に有害なパーラィトおよびセ
メンタィトの析出を排除し、かつ、Ｍｈ等の合金元素お
よび徴量元素との組合わせて、いわゆる低炭素ベイナイ
ト変態を容易にし、〜３変態点を低下せしめ、更にはオ
ーステナィトでの析出物形態制御のための熱延仕上温度
を広範囲にして、圧延制御を容易にするためその上限を
０．０３％とした。一方このＣはＮｂ等の炭窒化物形成
には不可欠であるからその下限は０．００８％とする。
なお充分な低Ｃ化は通常脱ガス処理等により行うため、
それだけコスト上昇をまね〈。したがって工業的には０
．０１〜０．０２％が好ましい範囲である。Ｓｉは、固
溶強化元素として有効で必要により添加されるが、１．
５％を越えると、とくに鋼板加工後の籾性を劣下（即ち
破面遷移温度を上昇）させ、また溶接性も劣化するため
、これを上限とした。

Ｍｎは、固溶強化による高張力化に有効であるばかりで
なく、その暁入性上昇効果からＡｒ３変態点を低下させ
、本発明の圧延条件制御を容易ならしめる上で０．８％
以上が必要である。

しかし過大のＭｎの添加は組織のミク。的不均一性、い
わゆるバンド組織の形成を助長し、延性に有害となるの
で２．５％を上限とした。Ｓは、高度の延性、とくに伸
びフランジ性に対して有害であり、極力低下させること
が望ましいが、０．００３％以下であればＳの影響は非
常に小さくなるので０．００３％を上限とした。

Ｎｂ，ＶおよびＴｉは本発明における主力の高張力化手
段および焼入性増大元素として、その１種又は２種以上
を単独又は複合添加されるが、各元素の下限及び上限は
とくに析出硬化能が効果的に発揮される範囲とした。

すなわち、各元素量が低すぎると炭窒化物の析出量が少
なく強化としての炭窒化物の析出量が少なく強化として
の意味をなくし、またオーステナィト中で炭窒化物の析
出促進とその析出形態を制御するためにはオーステナイ
トの再結晶を抑制して末再結晶状態で圧下する必要があ
り、このための添加量の下限は、Ｎｂ，ＶおよびＴｉの
それぞれが０．０１，００１および０．０３％とした。
一方過剰の添加では析出物形成のためのＣあるいはＮが
不足することになり、またたとえ炭窒化物が析出しても
その強化能は一般に減衰するため、Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉでそ
れぞれ０．１５，０．２０，０．１５％を上限とする。
ＮｉおよびＣｒは少量の添加で更に高張力化できる効果
的手段として、その効果が大きく、それぞれ０．７％以
内でその１種又は２種が添加される。

上記したような成分の鋼は、ホットストリップミルによ
り主に６肌未満の板厚に熱間圧延するが、その熱延条件
について述べると以下の如くである。即ち、先ず加熱温
度は１１５０％以上であれば析出物が固総してしまうし
、また現場的にもこの条件は一般的に探られるので加熱
温度についてはとくに規定しない。圧下条件は上述した
如くオーステナィト中での炭窒化物の析出とその形態制
御のために重要な構成要件である。

即ち第２図はＮｂ添加鋼（後に示す第１表の鋼番１）で
仕上げ温度と８５０午○以下の累積圧下量との関係にお
いて鋼板の強度−延性バランス（引張強度×全伸びで評
価）の等価な領域を示したものであり、この第２図から
仕上編度が、本鋼種の山３変態点である６８０００と８
００℃の範囲でかつ８５０００以下の圧下量が５０％以
上の範囲において最も優れた強度−延性バランスの得ら
れることがわかる。即ちオーステナィトが末再結晶とな
る温度にほぼ対応する８５０００以下の庄下率として、
５０％以上が圧下条件としてまず必要であり、更にこの
圧下条件に加えて熱延の仕上温度を８００℃以下にしな
ければならない。これらの条件は炭窒化物のオーステナ
ィトでの析出形態制御を行う上で、加工温度を低下させ
、その温度での準平衡的析出元素の固溶限を低下させて
おき、一方特定の圧下率以上で圧下することにより、析
出と析出粒子成長の駆動力を増加させて適正なる析出形
態制御を行わしめる条件に対応する。８５０ｑｏ以下の
圧下率についてさらに述べると、本発明の鋼種における
８５０ｑｏ以下のオーステナイト城は末再結晶城であり
、このような温度域で圧下すると過飽和のＮｂやＴｉな
どが加工により促進されて析出する。

この析出は圧下率が増大すると、より遠くかつ多量に生
じ、短時間内にその圧下温度に対応したサイズに凝集、
粗大化する。本発明の骨子とする圧延条件による延性の
向上は、炭窒化物をｙ中で適量にかつ適正なサイズにな
らしめることで達成され、即ち８５０℃以下で５０％の
圧下率は析出促進効果を通して炭窒化物の量、サイズを
適正化するに要する下限の圧下率に対応する。ところで
この圧下率を増すと、ｙ中での炭窒化物析出が更に進み
、強度的にはやや不利になるが延性の向上が大きく、強
度−延性バランスの面では更に向上するが、８５ぴ０以
下で徒らに庄下率を増大させることはそれだけ変形抵抗
が増大し、圧延機への負担を招き実用的ではない。この
圧延機への負担は圧延仕上げ温度が低いほど鋼材の変形
抵抗が上昇し、増大することになるが、ミルの過負荷と
な‐る圧下率は各ミルの能力に依存し、本発明の効果を
最大に発揮するには、各ミルの能力に近い圧下条件に従
い、即ち夫々の仕上温度条件下での上限に近い氏下率を
とることが好ましいことは言うまでもない。強度−延性
バランスに対しては基本的にオーステナィトにおいてこ
の析出形態制御を行わなければならないので仕上温度は
〜３変態点以上にしなければはず、ごた変態点以下で加
工が与えられると、変態したフェライトに加工を通じて
導入される転位が延性に対し悪影響を及ぼすことになる
ので上温度の下限はＡｒ多度態点とした。

なおこの第２図中において１点鎖線以上の圧下率の領域
は圧延機の負荷が一般に過大となるところであり、あま
り実用的ではないが、やはりＴＳ×Ｅ１（強度と延性の
バランスを評価するパラメータ）の改善効果がみられる
ので圧下率の上限としては規定しない。

仕上後のランナゥト冷却条件については、本発明の成分
鋼、圧下条件を規定範囲で探る限り、冷却速度の材質に
及ぼす影響はほとんどないため、とくに規定する必要が
ない。

つぎに巻取温度の限定理由は以下の通りである。

即ち第３図はＮｂ添加鋼（後記第１表の鋼番１，２）に
ついて巻取温度と強度、延性の関係を示す。圧下条件と
しては８５０℃以下での圧下率が５０％、仕上温度は７
７０ｑ０であり、本発明の規定条件を総べて満足してい
る。しかし第３図から明らかなように、巻取温度が５５
０〜６５０００の範囲において最適の強度と延性バラン
スが達成される。この巻取温度の上限を越えると必要以
上に析出粒子の成長が生じ、強度の低下のみならず、組
織の粗大化を招き延性が低下する。一方巻取温度が５５
０００より低下すると、巻取過程で析出する析出物が微
細になりすぎ、高張力化には有効であるが、延性を大き
く低下させることになってしまう。これらのことから巻
取温度の上限を６５０午０とし、一方その下限を５５ｑ
ｏとした。以下実施例を示しさらに本発明の特徴を説明
すると以下の如くである。

次の第１表に本発明者等の用いた鋼の化学成分を示す。

即ち鋼番１〜７は本発明に基づいた鋼であり、鋼番８〜
１１は本発明の成分規定外の鋼である。※ き 蓮 傘 黍 部 船 船 上記したような各鋼のスラブは１２００ｑｏで加熱後、
粗圧延して３仇肋厚とし、更に仕上圧延スタンドで３．
２側の鋼帯に仕上げた。

斯うして得られた各鋼帯の材質については次の第２表に
おいて示すが、ここで用いられた圧延条件としては以下
の通りでる。即ち本発明法による圧延条件■のものは８
５０ｑ０以下での圧下率が６０％で、仕上げ温度が７７
０℃であり、又巻取温度は６００℃である。これに対し
従来法による圧延条件◎のものは８５０ｏｏ以下での圧
下率が３０％で、仕上げ温度は８３０ｑｏ、又巻取温度
は５５０ｏｏのものであって、巻取温度については本発
明の要件を満たすが、圧延条件は本発明の要件範囲外の
ものである。なおランナウトでの冷却速度は両者とも約
２０ｑＣ／ｓｅｃであった。第２表＊■：発明法、■：
従来法 即ちこの第２表によるならば本発明法に基づく成分鋼種
でかつ本発明の規定した圧延条件のもとで圧延されるこ
とによってのみ、優れた強度と延性のバランスと良好な
冷間加工性（きここでは切欠伸び値で評価）を有する熱
延鋼板の製造が可能となることが明らかでる。

上記のような本発明によるものは、更にコイル内の質が
極めて安定している。

即ち第４図は前記したような鋼番２の連続冷却変態曲線
であるが、広範囲の冷却速度において同一の変態組織が
得れ、現場に於いて多少の冷却、巻取条件の変動があっ
ても本発明で規定する範囲内であれば鋼帯長手あるいは
中方向の組織、材質の変化が小さいことが示されている
。又第５図はこの鋼番２と鋼番８を本発明に基づいて熱
延したときのコイル長手方向における強度の変化を示し
たものであって本発明による鋼番２のものかつコイル長
手方向いおける特性のバラッキが著しく少ないことが明
らかである。上託したような本発明成分鋼は、いずれも
ＲＨ脱ガス処理後、ィンゴットに造擁しているが、極低
Ｃ化するため上述のＲＨ法やＤＨあるいはＶＡＤ等の脱
ガス処理による方法が０２の低減や他の成分の調整上好
ましいことは言うまでもない。

また造塊もィンゴット又は連続鋳造のいずれでも可能で
ある。以上説明したような本発明によるときは延性に優
れていて高度の加工性を有する高張力鋼板を熱延によっ
て的確に得ることができるものであり、高成分系の複合
組織鋼によるものでないから成分コスト的に有利であっ
て、又熱処理のコストアップや生産性低下を見ることが
ないから省資源、省エネルギーを有効に図ることができ
、しかも材質の安定性を適切に得しめて近時における自
動車などの軽量化、高剛性化などに有効に即応し得るも
のであるから工業的にその効果の大きい発明である。

【図面の簡単な説明】

図面は本発明の技術的内容を示すものであって、第１図
は本発明による鋼の破断伸び及び引張り強度に及ぼす仕
上げ温度の影響を示した図表、第２図は本発明における
鋼に関してその仕上げ温度と８５０『Ｃ以下の温度範囲
での累積圧下量を変えた場合における等価な強度−延性
バランス領域を示した図表、第３図は本発明における鋼
の破断伸びおよび引張り強度に及ぼす巻取り温度の影響
を示した図表、第４図は本発明実施例による鋼の連続冷
却変態図、第５図本発明により圧延した鋼と従来法によ
る銅についてコイル長手方向の強度変イけ伏態を比較し
て示した図表である。 第１図 第２図 第３図 第４図 第５図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：０．００８〜０．０３％，Ｍｎ：０．８〜２．
   ５％，Ｓ：０．０３％以下を含有し、Ｎｂ：０．０１〜
   ０．１５％，Ｖ：０．０１〜０．２０％およびＴｉ：０
   ．０３〜０．１５％の何れか１種又は２種以上を含有し
   た鋼を８５０℃以下の圧下率を５０％以上として熱延し
   、８００℃以下で且つ、Ａｒ＿３変態点以上で圧延を終
   了し、５５０〜６５０℃で巻取ることを特徴とする加工
   性に優れた熱延高張力鋼板の製造法。 ２ ＮｉおよびＣｒの１種又は２種を各０．７％以下含
   有した鋼を用いる特許請求の範囲第１項に記載の加工性
   に優れた熱延高張力鋼板の製造法。