JP2776203B2 - 常温非時効性に優れた冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、比較的安価な通常の
低炭素Alキルド鋼を素材として常温時効が生じにくい加
工用冷延鋼板を能率良く製造する方法に関するものであ
る。

【０００２】

【従来技術とその課題】自動車等に用いられる冷延鋼板
は優れた加工性（成形性）が要求されており、そのため
このような冷延鋼板を製造する際の焼鈍工程では、均一
で十分な特性を付与すべく“箱焼鈍法”を採用するのが
常であった。ところが、最近、生産性の向上が一層強く
叫ばれるようになり、また生産技術が進歩したこともあ
って、上記冷延鋼板の製造にも次第に“連続焼鈍法”が
適用されるようになってきた。

【０００３】しかしながら、連続焼鈍法は短時間で焼鈍
・過時効が終了するプロセスであるため処理時間中に鋼
板中の固溶Ｃを十分低減させることが困難であり、従っ
てこの方法で得られた冷延鋼板は常温時効を生じやすい
という問題があった。なお、このように常温時効を生じ
やすい冷延鋼板では、室温で長期間保管するとスキンパ
スで消失した降伏伸びが再び発生し、プレス成形時にし
わを生じやすいことは言うまでもない。

【０００４】そこで、連続焼鈍法によっても“常温時効
を生じにくい冷延鋼板”が得られるように、製鋼段階で
Ｃを極力低減し、かつTiやNb等の炭窒化物形成元素を添
加することにより存在する固溶Ｃを析出物として固定す
るようにした“ＩＦ鋼”が開発された。そして、この極
低炭素のＩＦ鋼を素材として用いることにより、冷間圧
延後の焼鈍に連続焼鈍法を適用した場合でも箱焼鈍法な
みの非時効性を有した冷延鋼板が過時効処理を施すこと
なく得られるようになったが、この場合には、ＩＦ鋼の
溶製過程で成分調整のために真空脱ガス処理を長時間施
す必要があるので経済的な不利を免れ得ないという問題
が指摘された。

【０００５】一方、これとは別に、連続焼鈍法を適用す
る処理ではあるが、比較的安価な通常の低炭素鋼を素材
とする非時効性冷延鋼板の製造法として、冷間圧延後の
鋼板に焼鈍のための均熱を施してから一旦２００〜３０
０℃の低温域まで急冷し、引き続いてこれを再加熱する
方法も提案されている（例えば特開平３−２３２９号公
報参照）。この方法は、焼鈍のための均熱を行った後の
急冷終点温度を下げることによりフェライト粒内に微細
な炭化物を析出させ、その後更に再加熱することでこれ
を成長させて固溶Ｃを低減させるという思想の下に案出
されたものであって、非時効性が大幅に改善された冷延
鋼板の製造法として少なからぬ期待が持てるものであっ
た。しかし、この方法を実施しようとすると焼鈍工程の
設備に新たな再加熱装置を付加することが必要となり、
これが設備上の大きな問題となった。

【０００６】このようなことから、本発明が目的とした
のは、素材鋼が経済的に不利な極低炭素鋼ではなくて比
較的安価な通常の低炭素鋼で良く、しかも通常設備によ
る連続焼鈍の適用で常温非時効性に優れた加工用冷延鋼
板を安定製造できる手段を確立することであった。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明者等は上記目的を
達成すべく鋭意研究を行い、それらを通して次のような
知見を得ることができた。即ち、冷延鋼板の常温非時効
性を改善するためには冷延鋼板中の固溶Ｃを低減する必
要があり、この固溶Ｃを低減するのに、フェライト粒内
にセメンタイトを微細に析出させてセメンタイトが成長
するのに必要なＣの拡散距離を短くするのが有効である
ことは知られている。

【０００８】例えば、前述した特開平３−２３２９号公
報に開示されている方法では、焼鈍の均熱工程を終えた
冷延鋼板を２００〜３００℃の低温域まで急冷する手段
によってフェライト粒内に微細なセメンタイトを析出さ
せており、次の再加熱工程でこの析出したセメンタイト
を成長させて固溶Ｃの低減を図っている。ただ、この方
法では、前述したように新たな再加熱装置が必要なため
設備が限定されてしまう。

【０００９】しかしながら、本発明者等による数多くの
実験の結果、Ｃ含有量を特に 0.013〜 0.033％（以降、
成分割合を表す％は重量％とする）に調整したAlキルド
鋼板を従来よりも高い７００〜７８０℃のオ−ステナイ
トが残存している高温から急冷すると、３００〜４００
℃という比較的高い温度で急冷を停止したとしてもフェ
ライト粒内に十分な量のセメンタイトの析出することが
明らかとなった。しかも、この場合には、急冷停止温度
が高温であるので再加熱することなしにセメンタイトが
粗大化し、固溶Ｃが低減することも確認された。

【００１０】また、Ｂは特定範囲内のＮと共存すること
によって非時効性確保に有効な働きをし、特に均熱工程
を終えた冷延鋼板の急冷開始温度を７００〜７８０℃と
高くした場合にその効果が非常に顕著となることも見出
された。

【００１１】本発明は、上記知見事項等を基にして完成
されたものであり、 「Ｃ： 0.013〜 0.033％， Si： 0.1％以下， Mn：0.
05〜0.25％， Ｐ： 0.020％以下， Ｓ： 0.002〜 0.015％， sol.A
l：0.01〜0.10％， Ｎ：0.0040％以下 を含有するか、あるいは必要に応じてＮ含有量が0.0005
〜0.0040％に調整された状況下で更に Ｂ：0.0001〜0.0040％ をも含むと共に残部が不可避不純物より成る鋼片を、Ａ
r₃変態点以上で熱間圧延してから６００〜７００℃で巻
取り、続いて冷間圧延を行った後、引き続いて (1) 冷間圧延した鋼板を加熱して７４０〜９３０℃の温
度域に１０〜３００秒間保持する， (2) 引き続いて７００〜７８０℃の温度域にまで１０℃
/sec以下の冷却速度で徐冷する， (3) 次いで上記７００〜７８０℃のオ−ステナイト残存
領域から３００〜４００℃の温度域まで９０℃/sec以上
の冷却速度で急冷する， (4) そして３００〜４００℃の温度域で９０〜２４０秒
の過時効処理を施した後、室温まで冷却する， という一連の工程から成る連続焼鈍処理を施すことによ
って、常温非時効性に優れた加工用冷延鋼板を生産性良
く安定に、かつコスト安く製造できるようにした点」に
大きな特徴を有している。

【００１２】

【作用】上述のように、本発明は、素材鋼として比較的
安価な“通常の低炭素アルミキルド鋼”を用い、かつ焼
鈍には生産性の高い連続焼鈍法を適用して“常温時効性
の小さい加工用冷延鋼板”を安定製造する方法に関する
ものであるが、Ｃ含有量が 0.013〜 0.033％に調整され
た鋼板を７００〜７８０℃の温度域から急冷し、３００
〜４００℃で急冷を停止した場合にフェライト粒内に十
分な量のセメンタイトが析出し成長する原因は必ずしも
明らかでない。ただ、次のようなことが考えられる。

【００１３】即ち、７００〜７８０℃の温度はオ−ステ
ナイトが残存している領域であり、この温度域から急冷
を行うと、オ−ステナイトからフェライトへの急速な変
態が起きるのでＣが粒界へ拡散するための時間がない。
その結果、フェライト粒内にセメンタイトが析出しやす
く、かつＣの過飽和度が大きいため成長しやすくなるも
のと思われる。このようにフェライト粒内に微細析出し
たセメンタイトが成長すれば冷延鋼板中の固溶Ｃは十分
に低減され、これが常温時効性の軽減につながる訳であ
る。

【００１４】次に、本発明において素材鋼の化学成分組
成及び処理条件を前記の如くに限定した理由を説明す
る。 A) 素材鋼の化学成分組成 Ｃ：前述したように、冷延鋼板に非時効性を確保するに
は固溶Ｃ量を極力低減しなければならず、そのためには
焼鈍工程での急冷前にフェライト中に多量のＣを固溶さ
せておき、急冷後のＣの過飽和度を上げてフェライト粒
内にセメンタイトが析出されやすいようにしておく必要
がある。しかし、素材鋼のＣ含有量が 0.013％未満であ
るとフェライト中におけるＣの過飽和度が小さく、急冷
後のフェライト粒内にセメンタイトとして析出できずに
固溶Ｃ量が増加し、非時効性が劣化する。一方、0.033
％を超えてＣを含有させるとフェライト粒界にセメンタ
イトが析出するようになるため、粒界近傍ではＣの過飽
和度が不足してセメンタイトが析出できず、やはり固溶
Ｃ量が増加する。従って、Ｃ含有量は 0.013〜 0.033％
と定めたが、好ましくはＣ含有量は 0.013〜 0.027％に
調整するのが良い。

【００１５】Si：Siは固溶強化元素であり、冷延鋼板の
強度を上昇させて加工性を劣化させることから、この悪
影響が容認できる 0.1％以下の範囲にその含有量を制限
することとした。

【００１６】Mn：MnはＳと結合してセメンタイトの析出
核となり得るMnＳを形成し、セメンタイトの析出を促進
させる作用を有している。そして、非時効性確保に有利
なようにセメンタイトを微細に析出させるには、MnＳを
微細に生成させるのが好ましく、この点からすればMn含
有量は少ない方が良い。しかし、Mn含有量が少なくなり
過ぎて固溶Ｓ量が多くなると低融点のFeＳが形成され、
圧延時の耳割れの原因となる。従って、Mn含有量は、圧
延時の耳割れが防止でき、かつセメンタイトの微細析出
に障害とならない0.05〜0.25％の範囲とと定めた。

【００１７】Ｐ：Ｐには溶接性，二次加工性，表面処理
性を劣化させる作用があることから、これらの悪影響が
容認できる 0.020％以下の範囲にその含有量を制限する
こととした。

【００１８】Ｓ：ＳはMnと結合してセメンタイトの析出
核となり得るMnＳを形成し、焼鈍工程における急冷後の
フェライト粒内にセメンタイトが析出するのを促進させ
る作用を有している。しかし、その含有量が 0.002％で
あると上記作用による所望の効果が得られず、一方、0.
015 ％を超える過度の添加ではMnＳの非金属介在物が多
くなり過ぎて加工性の劣化を招く。また、多量のＳは低
融点のFeＳを形成し、圧延時の耳割れの原因となる。従
って、Ｓ含有量は 0.002〜 0.015％と定めた。

【００１９】Al：Alは脱酸剤として添加され、また固溶
Ｎを固定して非時効性を向上させる作用を有しているた
め、これらの作用による所望の効果を確保するためにso
l.Al量で0.01％以上含有させる必要がある。しかしなが
ら、0.10％を超える過度の添加は非金属介在物を形成し
加工性を劣化させる。従って、Al含有量はsol.Al量で0.
01〜0.10％と定めた。

【００２０】Ｎ：0.0040％を超えてＮが含有されると、
固溶Ｎ量が多くなって常温時効を十分に抑えることがで
きなくなる。従って、Ｎ含有量の上限を0.0040％と定め
た。しかし、鋼中にＢが添加された場合にはＮはこのＢ
と結合してＢＮとなって析出し、これがセメンタイトの
析出核となってセメンタイトの析出を促進するので非時
効性の更なる向上に好ましい結果が得られる。そして、
この効果はＮ含有量が0.0005％以上で顕著化することか
ら、Ｂ添加鋼ではＮ含有量の下限を0.0005％と定めた
が、好ましくは0.0008〜0.0020％に調整するのが良い。

【００２１】Ｂ：Ｂは冷延鋼板の常温時効を抑える上で
有効な元素であることから、より優れた非時効性を確保
するため必要に応じて添加される成分である。即ち、Ｂ
はＢＮとして析出し固溶Ｎを低減すると共に、ＢＮを核
としたセメンタイトの析出を促進する作用を有している
と考えられる。また、固溶Ｂとして結晶粒界に偏析し、
これによって粒界の固溶Ｃ量を低減して粒界でのセメン
タイトの析出を抑制する。更に、焼鈍後のフェライト粒
を粗大化するため、これに基づく軟質化により加工性を
向上させると共に、粒内にセメンタイトを析出しやすく
する。つまり、焼鈍での均熱後の急冷開始温度を７００
〜７８０℃の高温にするとＢ添加鋼で著しく時効性が改
善されるが、これはＢ添加によりフェライトの核生成が
抑制されるためフェライトの成長が過冷されてから起こ
る結果、その成長速度が向上し、更に固溶Ｃの粒界偏析
が抑制されるためと思われる。しかしながら、その含有
量が0.0001％未満では十分な効果が得られず、一方、0.
0040％を超えて含有させてもその効果が飽和することか
らＢ含有量は0.0001〜0.0040％と定めたが、好ましくは
0.0003〜0.0020％に調整するのが良い。

【００２２】B) 処理条件 熱間圧延はＡr₃変態点以上で終了しなければならない。
なぜなら、Ａr₃変態点を下回る温度で圧延を終了すると
フェライト相が加工されて集合組織が変化し、ｒ値低下
（即ち加工性低下）の原因となるからである。また、熱
間圧延後の巻取温度は６００〜７００℃とする。つま
り、巻取温度が６００℃を下回ると炭化物の凝集が不十
分となって冷延鋼板のｒ値が低下し、一方、７００℃を
超える温度域で巻取るとコイルの焼付や熱延鋼板の結晶
粒径粗大化等の問題が生じる。

【００２３】ところで、熱間圧延に際しての鋼片（スラ
ブ）の加熱温度は特に規定されるものではないが、１０
５０〜１２５０℃とするのが好ましいと言える。また、
加熱炉へ挿入するスラブは、鋳造後の高温のままのスラ
ブでも良いし、室温まで冷却したスラブでも構わない。

【００２４】熱間圧延後のコイルは、通常は酸洗を経て
冷間圧延される。この冷間圧延での圧下率は特に規定し
ないが、良好なｒ値の確保のためには７０〜９４％とす
るのが好ましい。

【００２５】冷間圧延後の焼鈍での均熱は、７４０〜９
３０℃の温度域で１０〜３００秒間保持することにより
行う。この際、加熱温度が７４０℃未満あるいは保持時
間が１０秒未満であると、再結晶が不十分となったり再
結晶後の粒成長が不十分であったりして加工性が低下す
る。一方、加熱温度が９３０℃を超えると集合組織がラ
ンダム化してｒ値が低下する。また、３００秒を超えて
均熱温度に保持してもその効果は飽和してしまい、生産
性の低下を招く。

【００２６】上記均熱の後、鋼板は急冷開始温度である
７００〜７８０℃までは１０℃/sec以下の冷却速度で冷
却するが、これはｒ値に好ましいフェライトを成長させ
るためである。

【００２７】本発明においては、急冷開始温度を７００
〜７８０℃（より好ましくは７２０〜７６０℃）と高温
に設定することが重要である。既に述べたように、７０
０〜７８０℃はオ−ステナイトが残存している領域であ
るが、この温度域から急冷を行うとオ−ステナイトがフ
ェライトに急速に変態するので粒界にＣが拡散する時間
がなくなり、この結果フェライト粒内にセメンタイトが
析出しやすくかつ成長（粗大化）しやすくなって、非時
効性の改善に結び付くものと考えられる。

【００２８】ここで、上記急冷開始温度が７００℃を下
回るとオ−ステナイトが消失してしまって処理効果が認
められず、一方、７８０℃を超えるとヒ−トバックル等
の通板上の問題が生じると共に、残存フェライト比率が
少なくなり過ぎてフェライトが新たに核生成して集合組
織がランダム化したり、残存しているフェライト内の固
溶Ｃ量が低くなり過ぎて粒内でのセメンタイトの析出が
起こりにくくなる。

【００２９】また、上記急冷は９０℃/sec以上の冷却速
度で実施し、３００〜４００℃で急冷を停止する必要が
ある。なぜなら、冷却速度が９０℃/sec未満であると粒
界に析出するセメンタイト量が多くなり過ぎてフェライ
ト粒内の固溶Ｃの過飽和度が不足し、そのため粒内でセ
メンタイトが析出しなくなり、結果として固溶Ｃ量が増
加して常温非時効性が劣化するからである。

【００３０】本発明では急冷停止温度を３００〜４００
℃とし、この３００〜４００℃の温度域で過時効処理を
行うが、この温度域はフェライト粒内にセメンタイトが
析出し、かつ成長できる温度であり、この温度域で過時
効処理を行うことによって固溶Ｃを十分に低減し所望の
非時効性を確保できるようになる。なお、４００℃を上
回る温度域で急冷を停止すると、やはり粒界に析出する
セメンタイト量が多くなり過ぎてフェライト粒内の固溶
Ｃの過飽和度が不足し、そのため粒内でセメンタイトが
析出しなくなる。一方、３００℃を下回る温度域まで急
冷を続けると、フェライト粒内にセメンタイトが十分に
析出せず、しかも析出したセメンタイトが成長する機会
が無くなる。なお、急冷停止温度は３００〜３５０℃と
するのが好ましい。

【００３１】過時効処理時間は９０〜２４０秒である
が、この時間が９０秒未満であるとセメンタイトの成長
が不十分で固溶Ｃが十分に低減されず、一方、２４０秒
を超えて過時効処理を行ってもその効果が飽和してしま
い、生産性劣化の原因となる。なお、過時効処理では、
連続焼鈍における過時効帯の中で徐々に温度を低下させ
る“傾斜過時効”を採用しても差支えがない。

【００３２】なお、本発明法で得られた冷延鋼板は、焼
鈍後の降伏伸びを消去するため、通常、0.4 〜2.0 ％の
調質圧延が施される。また、本発明法で得られた冷延鋼
板に更に電気メッキ等の表面処理を施して使用しても何
ら問題はない。

【００３３】続いて、本発明を実施例により説明する。

【実施例】表１に示す化学成分組成の鋼を５０kg真空溶
解炉で溶製した後、熱間鍛造により６０mm厚のスラブを
製造した。このスラブを１１７０℃に加熱してから直ち
に熱間圧延を開始し、仕上温度：９００℃で 4.0mm厚の
熱延鋼板を製造した後、平均冷却速度：２０℃/secで冷
却して６４０℃で巻取った。

【００３４】

【表１】

【００３５】この熱延鋼板を酸洗し、次いで 0.8mm厚に
まで冷間圧延した後、表２に示す条件で連続焼鈍を行っ
た。なお、図１に焼鈍工程での温度変化の模式図を示
す。

【００３６】

【表２】

【００３７】次に、連続焼鈍を終えた鋼板に対して更に
1.2％の調質圧延を施し、得られた冷延鋼板から圧延方
向にＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張試験を行っ
た。また、圧延方向より採取したＪＩＳ５号引張試験片
で１００℃×６０分の加速時効での“降伏伸び”と“伸
びの劣化”を調査し、常温時効性を評価した。更に、２
％引張予歪後に１７０℃×２０分の熱処理を加えて再び
引張試験を行い、熱処理後の降伏強度から熱処理前の変
形応力を引いた値を“ＢＨ量”として評価した。なお、
ＢＨ量が低いほど常温非時効性は良好と考えられること
は言うまでもない。

【００３８】これらの結果を表２に併せて示した。この
表２に示される結果からは次のことが分かる。即ち、本
発明で規定する条件に従って製造された冷延鋼板（試験
番号１〜５，試験番号10〜12）は、何れも加速時効によ
る降伏伸びの発生は 0.2％以下で、かつ伸びの低下は２
％以下であり、またＢＨ量は３０ＭPa以下と良好な常温
非時効性を示している。

【００３９】これに対して、焼鈍温度が本発明の規定値
よりも低い試験番号６による冷延鋼板は良好な集合組織
が得られず、ｒ値が低い。また、急冷開始温度が本発明
の規定値よりも高い試験番号７による冷延鋼板、そして
急冷開始温度が本発明の規定値よりも低い試験番号８に
よる冷延鋼板、並びに過時効温度が本発明の規定値より
も高い試験番号９による冷延鋼板は、何れもフェライト
粒内に十分なセメンタイトが析出せず、加速時効にて固
溶Ｃによる伸びの劣化や降伏伸びの発生が大きい。更
に、Ｃ含有量が本発明で規定する範囲を外れている試験
番号13，14による冷延鋼板も、上記と同様に加速時効に
て固溶Ｃによる伸びの劣化や降伏伸びの発生が大きい。

【００４０】なお、図２は、前記表１中のａ鋼（Ｂ添加
鋼）及びｂ鋼（Ｂ無添加鋼）の鋼片を前記条件（既述実
施例の条件）にて熱間圧延及び冷間圧延し、前記表２中
の試験番号１の条件で急冷開始温度のみを変化させた連
続焼鈍処理を施して製造した冷延鋼板に、伸び率 1.2％
のスキンパス圧延を施したものにつき、“１００℃×６
０分の加速時効を実施した後の降伏伸びの発生量の変
化”を調査し整理したグラフである。この図２からも、
急冷開始温度を７００〜７８０℃とすることで、降伏伸
びの発生は 0.2％以下と問題のない程度まで抑制される
ことが確認できる。

【００４１】

【効果の総括】以上に説明した如く、本発明によれば、
常温非時効性に優れていて自動車の内装あるいは外装用
鋼板等として好適な冷延鋼板を安価にかつ生産性良く製
造することが可能になるなど、産業上極めて有用な効果
がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

【図１】実施例で採用した焼鈍工程での温度と時間変化
を表す模式図である。

【図２】急冷開始温度と１００℃×６０分の加速時効後
の降伏伸びの発生量との関係を示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C21D 9/46 - 9/48 C21D 8/02 - 8/04

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量割合にて Ｃ： 0.013〜 0.033％， Si： 0.1％以下， Mn：0.05
   〜0.25％， Ｐ： 0.020％以下， Ｓ： 0.002〜 0.015％， sol.A
   l：0.01〜0.10％， Ｎ：0.0040％以下 を含むと共に残部が不可避不純物より成る鋼片を、Ａr₃
   変態点以上で熱間圧延してから６００〜７００℃で巻取
   り、続いて冷間圧延を行った後、引き続いて次に示す一
   連の工程から成る連続焼鈍処理を施すことを特徴とす
   る、常温非時効性に優れた加工用冷延鋼板の製造方法。 (1) 冷間圧延した鋼板を加熱して７４０〜９３０℃の温
   度域に１０〜３００秒間保持する， (2) 引き続いて７００〜７８０℃の温度域にまで１０℃
   /sec以下の冷却速度で徐冷する， (3) 次いで上記７００〜７８０℃のオ−ステナイト残存
   領域から３００〜４００℃の温度域まで９０℃/sec以上
   の冷却速度で急冷する， (4) そして３００〜４００℃の温度域で９０〜２４０秒
   の過時効処理を施した後、室温まで冷却する。
2. 【請求項２】 重量割合にて Ｃ： 0.013〜 0.033％， Si： 0.1％以下， Mn：0.05
   〜0.25％， Ｐ： 0.020％以下， Ｓ： 0.002〜 0.015％， sol.A
   l：0.01〜0.10％， Ｎ：0.0005〜0.0040％ を含有し、更に Ｂ：0.0001〜0.0040％ をも含むと共に残部が不可避不純物より成る鋼片を、Ａ
   r₃変態点以上で熱間圧延してから６００〜７００℃で巻
   取り、続いて冷間圧延を行った後、引き続いて次に示す
   一連の工程から成る連続焼鈍処理を施すことを特徴とす
   る、常温非時効性に優れた加工用冷延鋼板の製造方法。 (1) 冷間圧延した鋼板を加熱して７４０〜９３０℃の温
   度域に１０〜３００秒間保持する， (2) 引き続いて７００〜７８０℃の温度域にまで１０℃
   /sec以下の冷却速度で徐冷する， (3) 次いで上記７００〜７８０℃のオ−ステナイト残存
   領域から３００〜４００℃の温度域まで９０℃/sec以上
   の冷却速度で急冷する， (4) そして３００〜４００℃の温度域で９０〜２４０秒
   の過時効処理を施した後、室温まで冷却する。