JPS5825733B2 - 塗装性、溶接性及び加工性の良い高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は溶接性、塗装性及び加工性共に良い高強度冷
延鋼板を製造する方法に関するものである。

最近、自動車用鋼板として高強度冷延鋼板が用いられる
様になって来た。

高強度冷延鋼板の製造法としては、最近は連続焼鈍を活
用した製造法が主流であるが、通常は強度付与元素（例
えばＣ，Ｍｎ、Ｓｉ、Ｐ、Ｃｒ等）の多量添加が必要で
ある。

しかるにこの種の元素、例えばＣ，Ｍｎ、Ｓｉが多量に
含有される結果、製品を溶接した場合、溶接部の強度を
劣化させたり或いは溶接部の疲労度が増大するなど溶接
性に悪影響を及ぼす。

更に製品に塗装する場合の塗装性（密着性）に対しても
好ましからざる影響を与えるものである。

この様なことからこの種の合金元素の添加量を少なくし
て加工性の良い高強度冷延鋼板を製造する技術が待望さ
れていた。

この発明は上記の要望に応えるべくなされたもので、そ
の基本的思想は溶接性、塗装性に悪影響を与える強度付
与元素の添加量を最少必要限度として、最終連続焼鈍に
おける均熱後の一次冷却に、特に気水冷却を採用してコ
ントロールされた冷却速度を用いる。

これにより従来法の欠点を有利に解決できると共に、強
度−延性バランスの極めて良い５０〜８０ｋｇ／ｍ４の
高強度冷延鋼板の製造が可能となるものである。

以下に成分の限度理由を説明する。

Ｃ，Ｓｉ、Ｍｎは鋼に強度を付与する元素であり、夫々
Ｃ０，０５％以上、Ｍｎ０．７％以上含有させることは
必要であるが、これらの元素の含有量が多くなると本発
明の目的、すなわち溶接性、塗装性に悪影響が出て来る
ので、夫々の上限値をＣ０，１２％以下、Ｓｉ１．２％
以下、Ｍｎ１．５％以下に限定した。

Ｐは鋼に強度を付与する最も好ましい元素で、Ｃ，Ｍｎ
、Ｓｉと異なり溶接性、塗装性にあまり悪影響を与えな
いで有効に強度を付与する。

その量は少ないと所望の強度が不足するので下限は０．
０４％とし、上限はあまり添加量が多くなると強度−延
性バランスが悪くなると共に、影響は少ないが溶接性を
劣化させるので０．１５％とした。

Ａ［は鋼の脱酸に必要な元素で０．０１％未満では不足
であり、０．１０％超は必要ない。

その他の成分については少ない方が望ましいが、必要に
応じて添加することはさまたげない。

この様な成分組成の鋼は常法に従って連続鋳造法又はイ
ンゴット−分塊法でスラブとなし、熱延及び冷延を行な
い、次いで特徴的な連続焼鈍を行なう。

熱延時の巻取温度は高温の方が好ましく、例えば６５０
℃以上を採用することが強度−延性バランス上望ましい
。

以下連続焼鈍条件について詳しく説明する。

本発明で採用する連続焼鈍は次の２つのヒートサイクル
がある。

その一つは加熱−均熱−急速冷却であり、他の一つは加
熱−均熱一過時効処理温度までの急速冷却−過時効処理
である。

先ず第１のヒートサイクルにおいて加熱は、生産性など
の理由から急速加熱が望ましく、この観点から最も好ま
しい手段は噴流加熱方式である。

均熱は７３０°Ｃ〜８５０℃の温度で２０秒〜２分間行
なう。

これは、７３０℃未満、２０秒未満では十分な再結晶と
粒成長が行われず、所望の延性が確保できない。

一方８５０℃以上の均熱温度では高温すぎて強度−延性
バランスが悪くなる。

均熱時間の上限は長くてもよいが、炉長が長くなるなど
設備、経済上の理由から２分に限定した。

上記の均熱を終了後は急速冷却を行なう。

この冷却速度は３０〜ｂ ３０℃／ｓｅｃ未満では所望の強度を確保する前記の合
金元素の添加量が多くなって、これは溶接性、塗装性の
劣化につながるものである。

一方冷却速度が３００ ’Ｃ／ｓｅｃを超えると急冷に
より生じるマルテンサイト量が多くなり強度−延性バラ
ンスが悪くなる。

この様な理由によって本発明では均熱終了後の冷却速度
を３０〜ｂ これによって鋼の成分組成との組合せにより溶接性、塗
装性の良い強度−延性バランスのとれた高強度冷延鋼板
を最も経済的に得るものである。

上記所定範囲の冷却速度は、従来の水浸漬とか、ガスク
ーリング或いは水噴射などの冷却方式では得難く、気体
と液体の混合物による気−液混合物噴射方式によって容
易に得られるものである。

しかもこの方式によれば急冷でありながらストリップ巾
方向の均一冷却が可能となり、ストリップの形状性の向
上、材質の均質化が遠戚できるものである。

更にこの方式によれば、任意のストリップ温度での冷却
終点制御が可能であり、後記する第２のヒートサイクル
の実施を極めて有利なものとすることが出来る。

第２のヒートサイクルにおける５ ０００Ｃ〜３００℃
の過時効処理は鋼中に固溶しているＣを析出させ、さら
に延性の向上を計るものであるが、本発明では均熱終了
後行なう３０〜ｂ 冷を上記過時効処理温度域で停止させ、再加熱すること
なく過時効処理につなげるものである。

この様に室温冷却−再加熱のヒートサイクルを経ないの
で、Ｃの析出物の分布状態が著しく改善され、フェライ
トの結晶粒内での微細析出がなくなり、粒界に比較的大
きく析出する様になる。

その結果過時効処理により十分なる延性が得られるもの
である。

この様に本発明のヒートサイクルが２種類あり、降伏比
（降伏点／抗張力）の低さを重視する場合には第１のヒ
ートサイクルを採用し、強度−延性バランスを重視する
場合には第２のヒートサイクルを採用するものである。

過時効処理時間は一般に採用されている程度でよく、例
えば３０秒〜５分間位が適当である。

以下本発明を実施例に基づいて説明する。

第１表に示す各種成分組成の鋼を溶製し、熱延によって
２，５間板厚の熱延鋼帯となし、更に冷延によってＱ、
７ ｍｍ厚の冷延鋼板とした。

これを連続焼鈍するに当り、第２表の如く過時効処理あ
り、なしの場合について均熱後の冷却速度を種々変えた
。

又過時効処理ありの場合において、均熱後の冷却を室温
まで行って再加熱後過時効処理した場合と均熱後の冷却
を過時効処理温度で停止させ、再加熱することなく過時
効処理した場合の２種類を示した。

溶接性、塗装性及び材質の試験結果を第１表に併示する
。

第１表においてＡとＢは、成分は同種にしてヒートサイ
クルをＡが冷却終点制御して過時効処理（ｅ）、Ｂが再
加熱後過時効処理（ａ）を行ったものである。

このＡ、Ｂを比較すれば明らかな如くＡはＢよりも降伏
点が低く伸びが大きく、冷却終点制御の優位性が判る。

次に、ＣとＤは夫々３００Ｃ／５ｅｃ（ｂ）、水中浸漬
冷却（ｈ）により抗張力が６０ｋ１９／ｍｍになる様に
成分組成をコントロールした場合を示している。

ＣはＤに比較して降伏点、伸びが良好なことが判る。

Ｅ、Ｆは夫々１０℃／ｓｅｃの徐冷（ａ）、１００℃／
ｓｅｃの急開Ｃ）を行なって抗張力が７０ｋｇ／ｍｔＭ
となる様に成分組成を調整した場合である。

連続焼鈍条件（ａ）の場合には合金元素を多量に必要と
する結果塗装性、溶接性共に悪い結果となっている。

最後にＧとＨは夫々３００℃／ｓｅｃの急冷（ｆ）、３
５０℃／ＳｅＣノ急冷（ｇ）ノ場合ヲ示シ、急冷（ｇ）
ノ場合には冷却速度が早すぎて、伸びが低下しているこ
とが判る。

上記の実施例からも明らかな如く本発明例Ａ。

Ｃ，Ｅ、Ｇによれば、強度−延性のバランスがよく、か
つ塗装性、溶接性共に良い冷延鋼板が得られるものであ
る。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Ｃ０，０５〜０．１２％、Ｓｉ＜１．２％、Ｍｎ０
   、７〜１．５％、 Ｐｏ、０４〜０．１５％、５ｏｌＡ
   １０．０１〜０．１０％、その他Ｆｅ及び不可避的不純
   物を含有する鋼を常法に従って、熱延、冷延後連続焼鈍
   を行うに当り、７３０’Ｃ〜８５０℃で２０秒〜２分間
   均熱後、気水冷却により３０℃〜３００℃／秒の冷却速
   度で急冷することを特徴とする塗装性、溶接性及び加工
   性の良い高強度冷延鋼板の製造方法。 ２ Ｃ０，０５〜０．１２％、Ｓｉ＜１．２％、Ｍｎ
   ０、７〜１．５％、 Ｐ Ｏ，０４〜０．１５％、５ｏ
   ｌＡ１０．０１〜０．１０％、その他Ｆｅ及び不可避的
   不純物を含有する鋼を常法に従って、熱延、冷延後連続
   焼鈍を行うに当り、７３０’Ｃ〜８５０℃で２０秒〜２
   分間均熱後、気水冷却により、３０℃〜３００’Ｃ／秒
   の冷却速度で５００〜３００℃の温度範囲まで急冷し、
   その後３００〜５００℃の温度で過時効処理を行なうこ
   とを特徴とする塗装性、溶接性及び加工性の良い高強度
   冷延鋼板の製造方法。