JPS6237089B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は、Ｃ−Si−Mn鋼又はＣ−Mnを用い、
特殊元素（Nb、Ti、Ｖ……等炭窒化物形成）の
添加を必要とせず、現行の熱延プロセスの改良に
よつて従来の析出強化型高張力熱延鋼板よりも特
に強度−延性バランスの良好な加工性に優れた高
張力熱延鋼板及び特に伸びフランジ性の良好な加
工に優れた高張力熱延鋼板の製造方法に関するも
のである。 近年、自動車産業において自動車の燃費改善の
対策のひとつとして車体の軽量化を図ることがあ
り、使用鋼板の薄肉化と安全性の面から加工性に
優れた高張力熱延鋼板の要求が高まつている。 従来、加工性に優れた高張力熱延鋼板を得るに
はNb、Ti、Ｖ……等の特殊元素を添加して固溶
硬化及び炭窒化物形成による析出強度により強度
を向上させる製造方法と最近製造され始めたデユ
ーアルフエイズ（Dual Phase）鋼板とすること
により、強度−延性バランスを向上させる製造方
法とがある。前者はNb、Ti、Ｖ……等の添加元
素が高価でコスト上昇の原因となり、また資源的
にも将来制約が予想される。後者は強度−延性バ
ランスは良好であるが、自動車部品であるホイー
ルに適用するに当つての問題として○イ伸びフラン
ジ性が劣ることから例えばホイールデイスク加工
時、バーリング加工によるハブ穴成形で割れを発
生し易い。○ロ溶接熱影響部の軟化現象が大きいた
めホイールリム、型矯正時にその部分の肉厚減少
が大きく、疲労特性の向上が認められないの２点
がある。 本発明はこのような現状に鑑み、一般用Ｃ−Si
−Mn系鋼を類似の成分鋼において特に引張強さ
50Kg／mm²級以上で伸びと溶接性の良好な加工性に
優れた高張力熱延鋼板及び特に伸びフランジ性を
溶接性に良好な加工性に優れた高張力熱延鋼板を
低コストで製造するために新たな製造方法を開発
したものである。 以下に本発明の概要を説明する。 本発明は基本成分としては、Ｃ：0.02〜0.15
％、Mn：0.3〜1.5％、Si：1.5％以下、Ｐ：0.02
％以下、Ｓ：0.01％以下に限定含有し残部Fe及
び不可避元素からなる鋼片を用いる。Ｃ及びMn
は比要な強度の確保とフエライトとベーナイトの
複合組織（一部パーライト及びマルテンサイトを
含む）或はベーナイトを主体とするベーナイト・
フエライト複合組織（ベーナイト組織と、アシキ
ユラーフエライト組織を含む複合組織）を得るに
必須の元素であり、Ｃ：0.02％未満、Mn：0.3％
未満では通常のHot冷速ではフエライトとベーナ
イトの複合組織を持つ鋼板が得がたく、またＣ：
0.15％超、Mn：1.5％超では延性の劣化が大き
く、溶接性を害することから、Ｃ：0.02〜0.15
％、Mn：0.3〜1.5％とする。Siは好ましくは0.2
％以上添加するとフエライト粒内の固溶〔Ｃ〕が
減少し、未変態オーステナイト粒のＣ元素濃化を
促進することから、好適なフエライトとベーナイ
トの複合組織を得やすくする働きを持ち、鋼板の
強度−延性バランスを向上させる。Si：1.5％超
えると未変態オーステナイト粒のＣ元素濃度が飽
和するため経済的にも不利であることと溶接性を
害することからSi：1.5％以下、好ましくは0.2〜
1.5％とする。Ｐは溶接性を害することからＰ：
0.2％以下とする。ＳはMnS系介在物を形成して
伸びフランジ性を低下させるから、MnS系介在
物を減少せしめ、伸びフランジ性の向上を図るた
めにＳ：0.01％以下とする。Caは介在物を微細
球状化する形態制御の働きがあり、伸びフランジ
性を向上させることからCaを0.01％以下とす
る。このCaの効果は鋼中酸素とＳの量によつて
変化するので下限は一様に定められないが0.001
％以下とすることが好ましい。又好ましくは熱間
圧延に際して鋼片の加熱温度は1200℃以下にす
る。これは加熱時でのオーステナイト粒をできる
だけ小さくするためと、加熱温度が高いと最終圧
延パス温度を確保するために圧延スピードのダウ
ン或は仕上圧延側でのデイレー時間を持つことか
ら生産性低下、阻止のためである。仕上圧延の少
なくとも４パスの各圧下率を各々40％以上の高圧
下率としたのはここでのパス間鋼板通過時間が圧
延後、オーステナイト粒が再結晶するに充分な時
間であると考えられることからここでの圧下率を
できるだけ高圧下率とし、再結晶核発生を増大さ
せ、オーステナイト粒の細粒化を図ることにあ
る。従つて該最初の４パスにおける各パスの圧下
率は、理論的には製品厚み迄が対象になるが、現
状の圧延機の能力からその、圧下率は、ロール噛
込角度、圧延荷重等から制限を受け高々60％程度
が実用上の限界である。５パス以降はパス間時間
が短かいため累積圧下の効果（パス後回復が殆ん
ど起ずに、圧下の累積として評価できる）として
考え細粒化を図ることからTotal圧下率（仕上圧
延前後の圧下率）を80％以上とする。該細粒化の
ためには高圧下率ほど有効なので理論的にトータ
ル圧下率の上限はなく、製品厚みを得るのに必要
な圧下率迄が対象となる。第１の発明において最
終圧延パスの温度を（Ar₃＋50℃）〜（Ar₃−50
℃）としたのは大圧下を加えることとこの温度範
囲で再結晶オーステナイト粒の細粒化又は未再結
晶オーステナイト粒に導入された変形帯の回復阻
止により、フエライト粒の細粒化を図るためであ
る。又圧延中に変態点を切つても大圧下により、
フエライトの再結晶が起ることが観察され細粒化
が有効である。又フエライトとオーステナイトの
２相分離が促進され適正なフエライトとベーナイ
ト組織が得られる。ここでのAr₃は圧延しない時
の冷却時のフエライト変態点温度をさす。従つて
冷却速度と成分系によつて異なるが（Ar₃＋50
℃）〜（Ar₃−50℃）とは概ね850〜750℃程度で
ある。第１図にフエライト粒に及ぼす最終圧延パ
スの温度の影響と仕上圧延の圧下率効果について
示している。最終圧延パスの温度が830〜780℃の
ものが850℃以上のものよりもフエライト粒は小
さい。しかも最終圧延パス後の温度が830〜780℃
で仕上圧延の最初の４パスの圧下率を各々40〜50
％と大圧下することにより更にフエライト粒は小
さくなつていることがわかる。即ちフエライト粒
の細粒化に最終圧延パスの温度と仕上圧延の圧下
率とが相乗効果として及ぼす影響は大きいことが
推測され得る。そしてこれ等仕上温度と仕上圧下
率には適正な温度範囲と圧下率制御が存在するこ
とがわかる。 圧延後２相共存領域から冷却速度を45℃／Ｓ以
上100℃／Ｓ前後で350〜550℃の温度まで冷却
（注水冷却、気水冷却、ガス冷却を含む）するこ
とによつて適正なフエライトとベーナイトの複合
組織を得やすくすることにある。ここで、冷却速
度の下限45℃／Ｓは、ベーナイトを主体とするベ
ーナイト・フエライト複合組織を得るために必要
最低の冷却速度である。従つて冷却速度は45℃／
Ｓ以上であれば充分であるが、組織論とは関係な
く現状の熱間圧延工程の冷却装置の冷却能力は
100℃／Ｓが上限に当たる。最終圧延パスの温度
が２相共存域であれば、圧延後に即冷却しても２
相分離が進んでおり、適正なフエライトとベーナ
イトの複合組織となる。しかし薄物、幅広材でフ
エライトとベーナイトの複合組織を持つ鋼板を製
造する場合に最終圧延パスの温度範囲が（Ar₃＋
50℃）〜（Ar₃−50℃）で圧延荷重が圧延機の限
界値を越えるなどの点から製造が困難なものに対
しては最終パスの温度を（Ar₃＋50℃）以上（第
２の発明）とし、最終圧延パス以降確実に２相域
温度迄冷却速度45℃／Ｓ未満で徐冷し、以降冷却
速度を45℃／Ｓ以上100℃／Ｓ前後で350〜550℃
の温度まで冷却する。これは細粒化が充分でなく
強度−延性バランスで若干劣る。 以上は主に特許請求の範囲１の発明の細粒なフ
エライトとベーナイト組織及び特許請求の範囲２
の発明のフエライトとベーナイト組織の複合組織
鋼板の製造方法について説明である。 次にベーナイト面積率70％以上を有するベーナ
イトを主体とするベーナイト・フエライト複合組
織鋼板の製造、即ち特許請求の範囲３の発明につ
いて説明すると、仕上圧延での圧下率はとくに規
制する必要はない、最終圧延パルスの温度Ar₃以
上とする。好ましくは加工を受けたオーステナイ
ト粒が完全に再結晶を完了する温度域で終え、最
終圧延パス以降、Ar₃以上の温度から冷却を開始
し冷却速度を45℃／Ｓ以上100℃／Ｓ前後で350〜
550℃まで冷却することによつてベーナイトを主
体とするベーナイト・フエライト複合組織が得ら
れる。以上の製造方法の中でいづれにおいても冷
却速度を45℃／Ｓ以上100℃／Ｓ前後、冷却終了
時の温度を350〜550℃としたのは、上記組織を得
るに必要な冷却速度と温度である。第２図はフエ
ライトとベーナイトの複合組織、ベーナイトを主
体とするベーナイト・フエライト複合組織及びフ
エライト・パーライト組織の生成について最終圧
延パス以降の冷却開始温度と冷却終了温度で整理
したものである。 以上述べた方法で製造されたフエライトとベー
ナイトの複合組織を有する熱延鋼板の特徴は２相
分離を進めた後ベーナイト組織で強度を高めフエ
ライトを細粒とすることで延性の向上を図ること
によつて、通常の製造条件下で得られるフエライ
トとパーライト組織を有する鋼板及びTi、Ｖ、
Nb等元素の添加による析出強化型高張力熱延鋼
板よりもはるかに強度−延性バランスに優れた特
性を持つている。又ベーナイト面積率70％以上を
有するベーナイトを主体とするベーナイト・フエ
ライト複合組織熱延鋼板の特徴は強度−延性バラ
ンスではフエライトとベーナイトの複合組織熱延
鋼板よりも劣るが、伸びフランジ性の評価尺度の
ひとつである穴拡げ率では優れた特性を持つてい
る。この理由は、ベーナイトを主体とするベーナ
イト・フエライト複合組織鋼のベーナイト相はフ
エライトとベーナイトの複合組織鋼のベーナイト
相に比べて軟質であり、高変形域まで均質な変形
が行なわれることと、フエライトとベーナイトの
複合組織鋼ではベーナイト相がフエライトに比べ
非常に硬いため、フエライト変形に追随できず、
ベーナイト相の破壊あるいはボイド（void）の発
生により界面の剥離が生ずるためと考えられる。
第３，４，５図に特許請求の範囲１、２、３の条
件下で製造された細粒なフエライトとベーナイト
の複合組織、細粒が充分でないフエライトとベー
ナイトの複合組織及びベーナイトを主体とするベ
ーナイト・フエライト複合組織を有する熱延鋼板
について特性値を比較整理している。第３図はこ
れ等の熱延鋼板の伸びについて最終圧延パス温度
で整理したものである。細粒なフエライトとベー
ナイトの複合組織を有する熱延鋼板の伸びが最も
すぐれていることがわかる。第４図はこれ等の熱
延鋼板の強度−延性バランスについて、デユーア
ルフエイズ熱延鋼板及び析出強化型高張熱延鋼板
と比較整理したものである。細粒なフエライトと
ベーナイトの複合組織を有する熱延鋼板はデユー
アルフエイズ熱延鋼板よりも強度−延性バランス
で劣つているが、析出強化型高張力熱延鋼板より
もはるかに優れている。又細粒が充分でないフエ
ライトとベーナイトの複合組織を有する熱延鋼板
及びベーナイトを主体とするベーナイト・フエラ
イト複合組織を有する熱延鋼板ともに析出強化型
高張力鋼板と同等の強度−延性バランスであるこ
とがわかる。第５図はこれ等の熱延鋼板の穴拡げ
率についてＳ量で整理したものである。Ｓ量が少
なくなると穴拡げ率は向上する、組織的にはベー
ナイトを主体とするベーナイト・フエライト複合
組織を有する熱延鋼板の方が、フエライトとベー
ナイトの複合組織を有する熱延鋼板よりも穴拡げ
率で優れており、強度的に40〜45Kg／mm²のものと
同等の穴拡げ率であることがわかる。 実施例 本発明による実施例を第１表に示す。発明例１
〜28は所定の成分を有する鋼を本発明の第１の発
明、第２の発明、第３の発明に浴つて熱間圧延を
行なつたものである。比較例29〜40は同成分の鋼
を本発明の条件から外れた熱間圧延条件で圧延を
行なつたものである。又他に公知であるNb添加
による析出強化型高張力熱延鋼板とデユアルフエ
イズ熱延鋼板の強度−延性バランスを比較例とし
て第４図に掲載している。

【表】

【表】 以下に本発明の実施例を詳しく説明する。発明
例１〜15は所定の成分を有する鋼で強度−延性バ
ランスに優れた細粒なフエライトとベーナイトの
複合組織鋼板の製造に関する発明例であり、この
内発明例１〜９は仕上圧延の最初の４パス迄の圧
下率を各々40％、最終仕上パスの温度を（Ar₃＋
50℃）〜（Ar₃−50℃）で終え（実績845〜755
℃）、以降２相域から45℃／Ｓ〜80℃／Ｓの冷却
速度で350〜550℃の温度迄注水冷却（実際の冷却
はROT上、前段又は中段から冷却となつてい
る）して巻取つたコイル。発明例10、11は仕上圧
延の最初の２パス迄の圧下率を各々50％、２パス
以降４パス迄の圧下率を各々40％、最終仕上パス
の温度を（Ar₃＋50℃）〜（Ar₃−50℃）で終
え、（実績800℃）、以降２相域から45℃／Ｓと60
℃／Ｓの冷却速度で450℃の温度迄注水冷却して
巻取つたコイル。発明例12、14は発明例１〜11と
成分が異つたもので、仕上圧延の最切の４パス迄
の圧下率を各々40％、最終仕上パスの温度を
（Ar₃＋50℃）〜（Ar₃−50℃）で終え、（実績810
℃と790℃）、以降２相域から45℃／Ｓと80℃／Ｓ
の冷却速度で450〜350℃の温度へ注水冷却して巻
取つたコイル。発明例13、15は発明例12、14と同
一成分で、仕上圧延の最切の２パス迄の圧下率を
各々50％、２パス以降４パス迄の圧下率を各々40
％、最終仕上パスの温度を（Ar₃＋50℃）〜
（Ar₃−50℃）を終え（実績805℃と795℃）、以降
２相域から45℃／Ｓと80℃／Ｓの冷却速度で450
℃と350℃の温度へ注水冷却して巻取つたコイ
ル。又発明例16〜20は発明例１〜11と同一成分の
鋼で析出強化型高張力熱延鋼板と同等の強度−延
性バランスを有する細粒は充分ではないがフエラ
イトとベーナイトの複合組織を有する熱延鋼板の
製造に関する発明例であり、この内発明例16〜19
は仕上圧延の最初の４パス迄の圧下率を各々40
％、最終仕上パスの温度をAr₃以上で終え（実績
885〜855℃）、圧延後２相域温度迄徐冷し、以降
45〜60℃／Ｓの冷却速度で350〜550℃の温度迄注
水冷却して巻取つたコイル。発明例20は仕上圧延
の最初の２パス迄の圧下率を各々50％、２パス以
降４パス迄の圧下率を各々40％、最終仕上パスの
温度をAr₃以上で終え（実績895℃）、圧延後２相
域温度迄徐冷し、以降45℃／Ｓの冷却速度で450
℃まで注水冷却して巻取つたコイル。又発明例21
〜28は伸びフランジ性に優れたベーナイトを主体
とするベーナイト・フエライト複合組織を有する
熱延鋼板の製造に関する発明例であり、この内発
明例21〜26は発明例１〜11と同一成分で、最終仕
上パスの温度をAr₃以上で終え（実績855〜910
℃）、圧延後Ar₃以上から45〜65℃／Ｓの冷却速
度で350〜550℃の温度迄注水冷却して巻取つたコ
イル。発明例27、28は発明例12〜15と同一成分
で、最終仕上パスの温度をAr₃以上で終え（実績
870℃と880℃）、圧延後Ar₃以上から45℃／Ｓの
冷却速度で450℃の温度迄注水冷却して巻取つた
コイル。であり、引張強さ50〜60Kg／mm²で、伸び
28％以上（本発明例、第１の発明、第２の発
明）、穴拡げ率1.5以上の材質が得られている。こ
れ等に比べて比較例29〜38は発明例１〜11と同一
成分で、この内比較例29、30は圧延後の冷却速度
が15℃／Ｓ、35℃／Ｓと遅いために適正なフエラ
イトとベーナイトの複合組織が得られず強度−延
性バランスの若干の低下がみられる。比較例31、
32は仕上圧延の最初の４パス迄の圧下率が30％と
小さいために適正な細粒フエライトが得られず強
度−延性バランスが低下している。比較例33、34
は注水冷却終了後の温度が560℃、600℃と高いた
め、フエライトとパーライト組織となり、結晶粒
も大きく、強度が低下している。比較例35〜38は
注水冷却終了後の温度が低いためフエライトとマ
ルテンサイトの複合組織化しており、しかもハイ
Si鋼に比べフエライトのＣ純化が進んでいないこ
とから強度がアツプ、伸びが大幅に劣化してい
る。又第４図中の比較例のデユーアルフエイズ熱
延鋼板は本発明の実施例の熱延鋼板よりも強度−
延性バランスでは優れているが、溶接時の肉ヤセ
減少が大きくまたコスト的に高い。又第４図中の
比較例の析出強化型高張力熱延鋼板は本発明の実
施例の熱延鋼板よりも強度−延性バランスで劣
り、しかも特殊元素（Nb）添加よりコスト的に
も高い。 以の結果から、本発明によれば引張強さ50Kg／
mm²以上で従来の析出強化型高張力熱延鋼板に比べ
強度−延性バランスで優れたしかも穴拡げ率1.5
以上を有する加工性を溶接性に優れた高張力熱延
鋼板を特殊元素の添加なく現行の設備でコスト的
に安価に製造でき、工業上得られる利益は大き
い。

【図面の簡単な説明】

第１図は最終圧延パスの温度、仕上圧延のF₁
〜F₄の圧下率と結晶粒度との関係を示す図、第
２図は最終圧延パスの冷却開始温度、冷却終了温
度と組織との関係を示す図、第３図は最終圧延パ
スの温度と伸びとの関係を示す図、第４図は強度
−延性バランスの比較を示す図、第５図はＳ量、
組織と穴拡げ率との関係を示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ C0.02〜0.15％、Mn0.3〜1.5％、Si1.5％、
   Ｐ0.02％、Ｓ0.01％、Ca0.01％を含有し、
   残部はFe及び不可避元素からなる鋼片を加熱
   し、連続熱間仕上圧延の少なくとも最初の４パス
   を各パスでの圧下率が40〜60％とし、仕上全圧延
   のトータル圧下率を80％以上とし、最終圧延パス
   の温度を（Ar₃＋50℃）〜（Ar₃−50℃）で終了
   し、終了後45〜100℃／Ｓの冷却速度で冷却し、
   350℃〜550℃で巻取ることを特徴とする微細なフ
   エライトとベーナイトの複合組織を持つた強度−
   延性バランスの良好な加工性に優れた高張力熱延
   鋼鈑の製造方法。 ２ C0.02〜0.15％、Mn0.3〜1.5％、Si1.5％、
   Ｐ0.02％、Ｓ0.01％、Ca0.01％を含有し、
   残部はFe及び不可避元素からなる鋼片を加熱
   し、連続熱間仕上圧延の少なくとも最初の４パス
   を各パスでの圧下率が40〜60％とし、仕上全圧延
   のトータル圧下率を80％以上とし、最終圧延パス
   の温度を（Ar₃＋50℃）以上で終了し、Ar₃〜Ar₁
   温度迄45℃／Ｓ未満の冷却速度で徐冷し以降45〜
   100℃／Ｓの冷却速度で冷却し、350℃〜550℃で
   巻取ることを特徴とする微細なフエライトとベー
   ナイトの複合組織を持つた強度−延性バランスの
   良好な加工性に優れた高張力熱延鋼鈑の製造方
   法。 ３ 鋼片を加熱し、連続熱間仕上圧延の最終圧延
   パスの温度をAr₃以上で終了し、終了後、Ar₃点
   以上から冷却開始して45〜100℃／Ｓの冷却速度
   で冷却し350℃〜550℃で巻取ることによりベーナ
   イト面積率70％以上を有するベーナイトを主体と
   するベーナイト・フエライト複合組織を持ち伸び
   フランジ性の良好な鋼鈑とすることを特徴とする
   特許請求の範囲第１項記載の加工性に優れた高張
   力熱延鋼鈑の製造方法。