JPS6035969B2 - 加工性の優れた高張力熱延鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は加工性の優れた高張力熱延鋼板の製造方法に係
り、強度と延性の材質バランスが良好で加工性に優れた
高張力熱延鋼板の適切な製造法を提供しようとするもの
である。

成形性の優れた高張力薄鋼板として近時フェライト母相
中にマルテンサィト第２相を含有した組織を有する、所
謂２相組織鋼が注目されている。

即ちこの種の鋼は従来のＭｎ、Ｓｉなどによる固溶強化
型およびＮｂ，Ｖ，Ｔｉなどの炭窒化物による析出硬化
型高張力鋼板に比較して強度と延性のバランスが優れて
いることから加工用高張力鋼板の主要鋼種となるものと
予想されるが、斯様な２相槌織を有する熱延高張力鋼板
の製造に関しては以下に示すような方法が知られている
。■ 熱延ままで２相組織を得る方法。

これにはＳｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどを多量に添加し、銅の連
続冷却変態挙動を制御して通常の熱延プロセスで上記２
相組織を得る方法、さらには当該鋼の連続冷却変態挙動
に対応してランナゥト冷却速度の増大や極低温捲取の採
用などの熱延条件を適当に制御する方法などがある。

■ 圧延鋼帯を連続式熱処理装置（ＣＧＬライン或いは
ＡＰラインなど）でフェライト＋オーステナィト温度領
域（Ｑ＋ｙ２相温度領域）まで加熱した後、第２相オー
ステナィトが低温変態相（好ましくはマルテンサィト）
に変態するに足る冷却速度で冷却することを骨子とする
方法。

即ちこの方法は２相温度領域で存在するオーステナィト
の蟻入性を向上させる目的からＭｎ、Ｓｉ、Ｖなどを適
切にコントロールした鋼を素材とするものである。

然してこれらの方法によって製造された２相組戦鋼板が
従釆の固溶強化型および析出強化型高張力鋼板に比較し
て優れた加工性を有していることは一般に知られている
造りであるが、上記の圧延まま及び再熱処理によるもの
はそれぞれに問題点を有している。

即ち圧延ままのものではそれ自体熱処理型のものに比し
て熱処理コストは不要であるとしても特別なＳｉ、Ｃｒ
、Ｍｏなどの多量添加を必要とする不利があり、又熱処
理型のもののようにコイル長手方向に材質安定性に欠け
る。蓋しこのコイル長手方向の材質安定性管理からする
と一般的に再熱処理型鋼板の方が優位であるが、この再
熱処理型のものは材質的に必ずしも好ましいものとなし
得ない。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り、従来の上記したような方法に
よる２相組織鋼板に比較して更に優れた材質を有する２
相組織鋼板を得しめ、又その好ましい製造方法を確立す
ることに成功した。

即ち本発明によるものはＣ：０．０５〜０．１５％、Ｓ
ｉ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．８〜２．４％、Ｓ：
０．０３％以下、ｓｏ〃 Ａそ：０．０２〜０．０６％
を含有し残部がＦｅおよび不可避不純物より成り、フェ
ライト十オーステナイトの２相共存温度領域に加熱後冷
却することよって得られるフェライトと体積率１５〜２
５％の低温変態相（ベィナィト或いはマルテンサィト）
で構成されるミクロ組織を有した熱延鋼帯を提案するも
のであり、又前記成分組成の鋼を８００〜９００ｑｏの
温度範囲で熱延仕上げた後３０〜９０００／ｓｅｃの冷
却速度で冷却してから５５０ｑＣ以下で捲取ることによ
り鋼帯のミクロ組織を６０〜９０％の低温変態相で構成
せしめ、次いで該鋼帯をＡｃ．十５００Ｃ以上でＡｃ３
以下のフェライト＋オーステナィト２相共存温度領域に
１〜７分加熱し、ｌ５ｏｏ／ｓｅｃ〜８０午０／ｓｅｃ
の冷却速度で冷却する前記鋼帯の製造方法を提案するも
のであり、更に強度レベルを考慮して前記成分組成の鋼
に０．１５％以下のＶ、０．５％以下のＣｒ、０．５％
以下のＭｏの何れか１種又は２種以上を適宜に添加する
ものである。斯かる本発明について更に説明すると、先
ず本発明における成分組成限定理由は熱間圧延およびそ
の後の冷却過程で６０〜９０％の低温変態相を安定に得
られ且つ最終製品の冷間加工性が優れるように規定した
ものである。

即ちＣについては、鋼の強化に寄与する重要な元素であ
るが、多量に含有されると冷間加工性および溶接性の劣
化を来たす。特にこのＣはベイナィト変態を促進させる
ため本発明の重要なポィントである圧延後の組織を６０
〜９０％の低温変態相とするためにはその下限を０．０
５％とすることが必要であり、又上限に関しては多量に
添加すると再熱処理の際に比較的高温でベイナイト変態
が進行し易くなり最終組織における第２相体積率の最適
化が図られなくなるので０．１５％とする。Ｓｉは、２
相組織鋼の強度と延性のバランスを改善する上で有効な
元素であるが、多量に添加すると遷移温度の上昇を来し
、製品の２次加工腕化が問題となる。

即ち本発明ではフェライト母相中に固溶してその強度と
延性を改善するに足る最少の量としてＳｉを０．３％以
上含有させ、又上限に関しては上記した２次加工硫化の
点を考慮して１．２％とした。次にＭｎは、本発明にお
いて重要な役割を果すもので、上述したＣと同様にベイ
ナイト変態を促進させる効果を有する。

即ち圧延後の組織を６０％以上の低温変態相とする上に
おいて０．８％以上を含有させることが必要であり、特
にこのＭｎはフェライトの形態をアシキュラー状にする
ことによりフェライト粒を微細にし、これによって再熱
処理後の材質改善に寄与するので少くとも０．８％は含
有させることが必要である。しかしこのＭｎを多量に添
加させると、Ｃと同様に再熱処理後の第２相体積率の増
加、それも高温でのベイナイトを生ぜしめ逆に材質の劣
化を招くのでその上限を２．４％とする。Ｓは、酸化物
系介在物による冷間加工性の劣化を配慮して、０．００
３％以下となる。

ｓｏ〆．Ａれま、本発明ではとくに材質上の観点からは
特別な配慮は必要としないが、製鋼上の観点および鋼中
介在物の低減を目的として、通常のＡクキルト鋼のレベ
ルである０．０２〜０．０６％の範囲とする。

なお本発明のものは、基本的には上記組成の範囲で、目
的とする所望の材質を得ることは可能であるが、さらに
高強度レベルの２相組織鋼板製造を目的として、０．１
５％以下のＶ、０．５％以下のＣｒおよび０．５％以下
のＭｏの内、１種又は２種以上を添加することが有効で
ある。

これらのものは、固漆による強化に加え、オーステナィ
トの焼入れ性の増大効果に基づく熱処理後の最終組織中
の第２相体積率の増加による強化と、第２相の均一分散
による延性の改善をもたらすが、各元素において上記成
分範囲で十分にこれらの効果が期待出釆る。次に本発明
において重要なポイントとなるフェライト十オーステナ
ィト２相温度領域への再加熱前での鋼板組織を６０〜９
０％の低温変態相で構成することに関しては、熱間圧延
条件を次のように規定する。

仕上げ温度は、鋼帯の組織を制御する上で重要な因子で
あるが、本発明においては引続いて行なうランナウト冷
却によって６０〜９０％の低温変態相が得られ、しかも
その前オーステナィトが約１５山以下と十分細粒化して
おれば、仕上げ温度を特に配慮する必要はない。

しかし、好ましくはフェライト組織の粗大化を抑制する
目的から、上限を９００００とし、また低温圧延に伴う
層状組織の出現を抑制して鋼帯組織の均一化を図る目的
から下限を８００ｏｏとする。仕上げ圧延後の冷却は、
鋼帯組織に占める低温変態相の量をコントロールする上
で重要な過程である。

即ち第１図は後述する第１表中の銅−１，９について、
ランナゥト冷却速度と低温変態相の量の関係を示したも
のである。又第２図の顕微鏡写真は、図中の冷却速度２
０ｏ０／砂（通常のミルにおけるランナウト冷却相当）
と８０００／秒についてのミクロ組織を比較したもので
あって、冷却速度２０００／秒では、フェライトーパー
ラィト組織を呈する。これに対し、８０００／秒ではア
シキュラー状のフェライトと約８０％のベイナイトから
成る組織力×得られる。なおここで言うアシュラーフェ
ラィトとは、いわゆる低炭素ベイナイトではなく、高冷
却速度下における外見状針状のもので、実質的にはポリ
ゴナルフェラィトと同性質のフェライトを意味する。本
発明は、斯かる相分率とそれに基づく実質的な組織の均
一性、微細さの違いがその後のＱ十ｙ温度域への再加熱
処理によって製造する２相組織鋼板の材質に特筆すべき
影響をおよぼすことを見出したもので、その代表的な例
を第３図に示す。即ち第３図は、後述第１表中の鋼一１
，９について仕上温度を９００００と一定にし、その後
のランナゥト冷却速度及び巻取温度を変化させることに
よって低温変態相分率を変化させた熱延素材を８５びＣ
に２分加熱後２５こ０／ｓｅｃで室温まで冷却したもの
の強度と延性のバランス〔引張り強度ｘ全伸び（ＴＳｘ
Ｅそ）で評価〕と再加熱、処理前（熱延素材）の鋼帯組
織中に占める低温変態相の量の関係を示したものである
。この第２図から明らかなように、低温変態相の量の増
加に伴ってＴＳ×Ｅ〆値は一旦低下するが、４０％前後
から増加し、６０％以上の低温変態相を含有する場合高
いＴＳ×Ｅ〆値が得られることが明かである。しかし、
低温変態相がさらに増加して９０％を越えると再びＴＳ
×Ｅそ値は低下する。従って、低温変態相の分率が６０
〜９０％のところで最も優れた強度−伸び特性が得られ
る。上記のような事由から、本発明では圧延後の鋼帯の
ミクロ組織を６０〜９０％の低温変態相とすることを製
造上の不可欠の条件とする。

この低温変態相分率の最適化による最終熱処理材の材質
改善効果は、後述するＱ＋ｙ２相城加熱時において、フ
ェライト−ベイナイト界面もオーステナィト核形成サィ
トとなり、とくにベイナイト量が多い場合には、全体的
にミクロ偏祈がなく、そのためフェライトーパーラィト
組織のようなＣ濃度の不均一性がある場合の優先的核発
生ないし成長と裏り、加熱温度での全面的同時多量核発
生を伴うことから、最終組織としてフェライト地にマル
テンサィトを主体とする第２相が極めて細かく分散する
ような組織が得られることに起因する。従って、低温変
態相が少なくても、また多すぎてもこのｙ形成核を分散
させる実質的な熱処理前組織としての微細化効果は期待
されないのであり、従来法による第２相の層状分散形態
を抑制し、均一微細分散させることこそ、本発明の根幹
を成すもので、優０れた材質が得られる根拠でもある。
なお、学術誌ＭｅｔｏｉｌｕｒｇｉｃａＩ Ｔｒａ鵬ａ
ｓｔｉｏｎｖｏｌ．１２（１９６７）ｐ４９に、既に前
組織制御として熱延後再度別工程で焼入れし、１００％
マルテンサィトとした後、再熱処理する方法も発表され
ている夕が、本発明は、この方法のような２度にわたる
熱処理工程を通さないもので、即ち工程が異なり、経済
性に優れている。

さらに言えば、上記方法では最適な均熱時間は１０分以
上におよぶことから、連続熱処理としては実用的であり
得ないし、仮にそのようにして得られた材質も本発明に
およばないものである。さて、以上の観点‘こ基づいて
圧延鋼帯のミクロ組織を６０％〜９０％の低温変態相と
するためには、仕上げ圧延後先ず３０ｑｏ／ｓｅｃ以上
の冷却速度で袷却しなければならないことは第１図の結
果から明かであり、これを冷却速度の下限とする。

一方、９０℃／ｓｅｃを越える冷却速度で冷却すると本
発明による成分の鋼では低温変態相が９０％を越える場
合が生じ、第２図に示すように最終熱処理鋼板で高度の
材質性能が達成できなくなるため、これを熱延仕上げ後
の冷却速度の上限とした。さらに云えば、本発明鋼成範
囲の中で低成分系では熱延仕上げ後９０ｑ○／ｓｅｃ以
上、例えば１００℃／ｓｅｃで冷却してもその隣入性が
比較的低いため必ずしも低温変態相が９０％を越えない
。この意味からすると、そのような低成分鋼種では９０
Ｃ○／ｓｅｃ以上の冷却速度も許容されることになるか
、徒らな高冷却速度はそれだけ経済的ではなく、逆に９
０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度でも本発明の材質向上効果
を発揮するに十分な６０％以上の低温変態相が生成でき
る。従って熱延仕上げ後の冷却速度を３０〜９０℃／ｓ
ｅｃとした。次に捲取り温度に関しては、安定でかつ均
一に低温変態を起こさせるため５５０ｏｏ以下とする。

とくに下限は設定しないが、操業上コイルのひずみ、材
質の均一性の点から４５０℃以上が好ましい。又、本発
明では、係る圧延鋼帯をＱ＋ｙ温度領域に加熱後冷却す
ることによって微細なフェライトと低温変態相（ベィナ
ィトまたはマルテンサィト）から成る２相組織とするこ
とが必要である。

そこで、加熱条件の影響に関して、前記した鋼一１，９
について第４図ａ，ｂに示す。即ち第４図ａ，ｂよりい
ずれの鋼も、ほぼＡｃ，十５０ｏｏ以上で、かつＡｃ３
以下の温度領域においてＴＳ×Ｅそ＊＊値が１８００ｋ
９／嫌・％Ｐ久上となる。ただし加熱時間の依存性があ
り、少なくとも１分以上、７分以下での加熱が必要であ
る。従って、加熱条件に関しては、比．十５ぴ０からＡ
ｃ３の範囲に１分以上７分以下の範囲で加熱することを
必須の条件とする。さらに、Ｑ＋ｙ温度城への再加熱後
における冷却において、加熱温度で存在するオーステナ
イトを低温変態相（ベイナィトまたはマルテンサィト）
に変態させるに足る冷却速度をとる必要がある。本発明
では、これに関して第５図に示す材質上の変化から判断
して、加熱温度から４００℃まで平均冷却速度を、当該
成分系のいわゆる焼入れ性に対して規定した。すなわち
、Ｓｉ一Ｍｎ系主体の比較的焼入れ性の低い鋼種では１
５〜８０ｏｏ／秒、一方さらに高張力化を期待したＶ、
Ｃｒ、Ｍｏなどの合金元素を添加した鋼種においては１
０〜４ぴ○／秒である。これらの冷却速度の上限、下限
は組織変化と直接的な関係にあり、すなわち各鋼種共そ
の下限の冷却速度未満ではパーラィト変態を生じ、一方
上限を越える冷却速度では２相加熱時にオーステナィト
が高温でベイナイト変態を起してしまい、いずれにして
も優れた材質を有する複合組織形成が達成されない。本
発明の製造法による具体的実施例を示し、その効果につ
いて実地的に説明すると以下の通りである。

次の第１表に示す化学組成を有する鋼を通常の工程に従
って溶製した後造塊を行なった。

即ち第１表の中で鋼−１，６，７は基本となるＳｉ−Ｍ
ｎ‐系の鋼種であり、鋼−２，５および８〜１１は、Ｖ
、Ｃｒ、Ｍｏをそれぞれ添加した鋼種である。第１表
供試材化学組成 （ｗｔ多）各供試鋼の造擁さ
れた銭片は分魂圧延によって２０仇肌厚とし、熱間圧延
した。即ち熱間圧延はスラブを１２００ｑｏに加熱して
から粗圧延機で３仇収厚まで圧下し、直ちに７スタンド
タンデムミルにより３．２側厚の鋼帯に仕上げた。仕上
げ温度は８５０℃とし、本発明に従うものについてはラ
ンナウトテーブル上での前段バンクにて８０ぴ０から６
０ぴ０までの平均冷却速度を６００Ｃ／ｓｅｃの条件で
冷却し５００ｑｏで捲取った。これに対し従来の圧延条
件に従うもの＊についてはランナウトテーブル上で８０
０〜６０び０の平均冷却速度を２０℃／ｓｅｃとして冷
却後６０ぴ０で捲取った。然る後これらの鋼帯を連続式
熱処理ラインでＡｃ，十５０ｑ○〜Ａｃ３の温度領域で
ある８５ぴ０に２分間加熱し、ミスト冷却装置によって
８００℃〜４００℃の間の平均冷却速度を２５ｑｏ／ｓ
ｅｃとして冷却し、ィンラィンで酸洗を行し、捲取った
。このようにして得られた各鋼帯の機械的性質は次の第
２表に示す通りである。第２表 引 張 り 試 験
値 （ＪＩＳ ５号試験片）Ｃ ：従来法
１ ：発明法即ち本発明によって、方法的には再熱処
理前のミクロ組織を前記第２図の写真に示すような６０
％以上の低温変態相とフシキュラーフェラィトから成る
組織とすることにより、明らかに従来法のものに比較し
て強度と伸びのバランスが向上することが分かる。

第６図は、このような第２表に基づいて引張り強度と全
伸びの関係を示したものであるが、本発明によるものの
効果が顕著であることが明かである。以上説明したよう
な本発明によれば近時注目されつつある２相組織鋼板の
材質をズか副こ改善することが可能であり、即ち特定組
成の鋼を仕上げ温度８００〜９０００Ｃで熱延し、３０
〜９０ｑ０／ｓｅｃの冷却速度で冷却し５５０００以下
で捲取ることにより熱処理前低温変態相体積率を高め、
このものを２相共存温度領域で１〜７分加熱してから１
５〜８０ｏｏ／ｓｅｃで冷却することによりこの種鋼板
の材質特性を充分に高めることができ、しかもその製造
設備などに関して特別な改善などを必要とせずに適切な
熱処理条件採用の如きで的確に目的を達し得るものであ
って、コイル長手方向における材質安定性においても充
分に優れており、特別な成分の多量添加の如きをも必要
としない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
はランナウト冷却速度と低温変態相体積率の関係を示し
た図表、第２図は冷却速度２０℃／ｓｅｃと８０℃／ｓ
ｅｃのものについてのミクロ組織を比較して示した倍率
４００の顕微鏡写真、第３図は熱処理前低温変態相体積
率と鋼板材質の関係を示した図表、第４図は加熱条件の
影響についての鋼一１，９に関する図表、第５図は加熱
温度から４０ぴ○の間の平均冷却速度と鋼板材質の関係
を示した図表、第６図は実施例によるものの引張り強度
と伸びに関し従釆法のものと本発明によるものの改善結
果を要約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 第６図

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．３〜１．２
   ％、Ｍｎ：０．８〜２．４％、Ｓ：０．０３％以下、ｓ
   ｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．０６％を含有し、残部がＦ
   ｅおよび不可避不純物より成る鋼を仕上げ温度８００〜
   ９００℃で熱延し、３０〜９０℃／ｓｅｃの冷却速度で
   冷却し５５０℃以下で捲取ることによつて体積率６０〜
   ９０％の低温変態相（ベイナイト或いはマルテンサイト
   ）とフエライトで構成されるミクロ組織を有する鋼帯と
   し、次いで該鋼帯をＡｃ＿３以下のフエライト＋オース
   テナイトの２相共存温度領域に１〜７分加熱してから１
   ５℃／ｓｅｃ８０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却すること
   を特徴とする加工性の優れた高張力熱延鋼板の製造方法
   。