JPS5830931B2 - 張出し性の優れた高張力冷延鋼板の製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は冷開成形性、とくに張出し性の優れた高張力冷
延鋼板の製造法に関する。

冷延鋼板はその用途や冷開成形性の要求などから従来引
張強度３５Ｋｑ／ｗＩ？−程度のいわゆる軟鋼板で供給
されていたが、最近に至り自動車をはじめとする車体産
業において、乗員保護のための車体の強化や省資源的観
点に伴う車体重量の軽量化のため、高強度で冷開成形性
の優れた高張力冷延鋼板の要求が増加しつつある。

本発明の方法はかかる要求を満足させる冷延鋼板を提供
すべく新たに開発されたものである。

一般に冷延鋼板においては、強度と冷開成形性とは相反
する性質であるので、従来の強度または冷開成形性を改
善する方法単独ではいずれかを犠牲にする傾向にあり、
従って、両特性を備えた冷延鋼板を得るには鋼の組成、
金属組織および製造条件等を根本的に検討することが必
要である。

本発明者等はかかる点に鑑み、種々実験検討を行った結
果 （１）Ｃ量をある量までに制限し、これによる強度不足
をＭｎとＳｉの適量配合により補強し、さらにＣｒの添
加により熱延鋼帯の帯状組織の発達が抑制され、フェラ
イト＋パーライトの分散が均一になり、これにより冷延
再結晶焼鈍後のミクロ偏析を軽減することで冷間成形性
の改善をはかれること、 （２）Ｓｉの添加による地鉄の固溶強化は他の固溶化元
素より、同一強化レベルでも延性（冷開成形性）の低下
が軽減されること、 （３）熱延条件を適切にコントロールすることによりフ
ェライト＋パーライトが均一に分散した熱延鋼帯が得ら
れ、これにより冷延再結晶焼鈍後の鋼帯のフェライト＋
炭化物の均一分散化がはかれること などの知見を得、これらを総合的に勘案してさらに種々
実験を重ねた結果、上記要求を充す冷間成形性、とくに
張出し性の優れた高張力冷延鋼板の製造法を開発するに
至った。

すなわち、本発明の要旨とするところは重量φにて、Ｃ
：０．０６〜０．１５％、Ｓｉ：０．６０〜１．２０％
、Ｍｎ ： ０．５０−１．１０％、Ｃｒ：０．１０〜
０．３０優、５ｏＡＡ７ ： ０．０５％以下、Ｐ二０
．０２０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、残部二Ｆｅお
よび不可避的不純物よりなる鋼を仕上温度８５０℃以上
９５０′Ｃ弘下で熱間圧延し、巻取温度５３０℃以上６
３０℃以下で巻取後、圧下率５０％以上８０％以下で冷
間圧延し、得られた冷延鋼帯を５５０℃以上、６５０℃
以下の温度で箱焼鈍または７００℃以上、Ａｃ３変態点
未満の温度で連続焼鈍により再結晶焼鈍することを特徴
とする張出し性の優れた冷延鋼板の製造法にあり、得ら
れる冷延鋼板は引張り強さが４５Ｋｇ／７１ｕｎ２以上
で、かつその張出し性は引張り強さが４０に９／１ｎＸ
２級の従来の冷延鋼板と同等以上である点に特徴を有し
ている。

上記性能を有する張出し性の優れた高張力冷延鋼板の製
造を目的とする本発明の特徴としては、第一に張出し性
を向上せしめるために低くしたＣ量のため生じる強度不
足を他の元素で補った点にある。

すなわち、強度補強元素として、ＳｉとＭｎを添加する
のであるが、しかしＳｉは同一固溶強化レベルでもＭｎ
より延性の低下を軽減するという特徴を有しているので
、Ｍｎ量はＳｉ量との関係で一定範囲に制限している。

また本発明の第二の特徴としては張出し性を向上させる
ために５１−Ｍｎ系鋼にＣｒを適量添加した点にある。

すなわち、本発明の場合も、張出し性を向上させるため
、常法に従い、Ｃ量を低くするのであるが、Ｃ量を過度
に低くするのにはコストもかかり、また強度不足の弊害
も生じる。

このため、Ｃ量の下限を一定に保持した状態で、５１−
Ｍｎ系鋼にＣｒを適量添加することにより、熱延鋼帯の
帯状組織の発達を抑制し、かつフェライト＋パーライト
の分散を均一ならしめて、均一微細組織とし、張出し性
の向上をはかつている。

第三の特徴としては熱延条件を適切にコントロールする
ことによりフェライト＋パーライトの微細かつ均一分散
化をはかつている点である。

強度および張出し性を最高の状態にするには単に鋼組成
のみの調整だけでは不十分であるので、熱延条件を適切
に管理することによりミクロ偏析の軽減をはかったので
ある。

次に本発明において、鋼成分および製造条件を限定した
理由について述べる。

Ｃは周知の如く、微量添加により鋼強度を増加させるの
に有効な元素である反面、張出し性その他冷開成形性に
対しては著しく有害に作用する。

従って張出し性を重要視する場合、Ｃ量は低い方が望ま
しいが、０．０６％未満では目標とする強度が得られず
、コストも上昇し、一方０．１５％を超えると張出し性
が劣化するので、０．０６〜０．１５饅の範囲とした。

Ｓｉは地鉄中に固溶し、強度向上に有効なる元素であり
、しかも第２相析出物による集合組織の発達をほとんど
阻害しないので、他の強度向上元素に比較して、強度を
上昇させる割には張出し性、その他冷開成形性を劣化さ
せることが少なく、従って、本発明の如く、強度と張出
し性を必要とする場合には不可欠の元素である。

しかし、Ｓｉ含有量が１．２０％を超えると熱延におけ
る鋼表面肌に悪影響を与えて表面欠陥となって現れ、し
かも酸洗、冷延しても完全に除去されず、一部残存し、
冷延鋼板の必須条件である美麗な肌を得ることができず
、また０、６０％未満であると目標とする強度が得られ
ないので、０．６０〜１．２０％の範囲とした。

Ｍｎは鋼に強度と延性を賦与するために必要な元素であ
るが、１．１０％を超えるとＳｉとのある組合せで、熱
延の際帯状組織を著しく発達させ、これが冷延鋼板にお
いてミクロ偏析として存在し、張出し性、その他冷間加
工性を劣化させるので好ましくなく、また０、５０％未
満では強度上昇にほとんど寄与しないので、０．５０〜
１．１０％の範囲とした。

Ｃｒは強度向上にはあまり寄与しないが、Ｓｉ。

Ｍｎなど他の元素の共存下で冷開成形性を向上せしめる
。

従って、本発明の如く、張出し性を重要視する場合には
重要な元素である。

このＣｒ添加による冷間成形性の向上理由については明
確でないが、Ｃｒを添加することにより、通常のＳｉＭ
ｎ系鋼に比べ、炭化物が微細かつ均一に分散するためと
考えられる。

しかしてＣｒの添加効果は０．３０％を超えると飽和し
、０．１０％未満では効果が認められないので、０．１
０−０．３０％の範囲とした。

Ａ７は鋼の脱酸、および冷延鋼板の時効による材質の劣
化防止などのため添加するが、多量添加ではむしろ張出
し性、その他の冷間成形の悪化、および鋼板表面性状の
劣化を招くので、これらを避げるため、ｓｏｂ Ａ １
３で０．０５％以下にした。

Ｓは張出しのような著しい塑性変形を受ける鋼にあって
は有害な元素であって、Ｍｎとの共存下にはＭｎＳ系介
在物を形成するので、極力低くするのが好ましく、この
ため０．０１５％以下とした。

Ｐは鋼を硬化させ、常温加工性を若干害する傾向にあり
、張出しの如く、強度の加工を行う鋼ではできる限り低
くする必要がある。

このため０．０２０％以下とした。

上記のように成分限定した鋼を転炉もしくは電気炉で溶
製し、これを連続鋳造または分塊圧延によりスラブとし
た後通常の方法に従って熱間圧延するのであるが、熱間
圧延に際しては、スラブ加熱温度１１５０’Ｃ以上、熱
延仕上温度８５０°Ｃ以上９５０℃以下、巻取温度５３
０°Ｃ以上６３０℃以下で行う必要がある。

すなわち、熱延仕上温度が８５０℃未満であると、低温
仕上りとなり、熱延鋼帯のフェライトおよびパーライト
組織は展伸かつ帯状組織となり、本発明の主目的の一つ
である等軸かつ均一分散組織とならず、冷延、焼鈍後の
材質特性も本発明の目標とするものに至らない。

また、熱延仕上温度が９５０℃を超えると、冷延鋼板に
製造する場合、目標とする強度が得られないことと、冷
開成形性に有害な作用を及ぼす粗大析出物の生成を促進
させるため、この上限を９５０℃とした。

一方巻取温度が６３０℃を超えると強度と張出し性、そ
の他の冷開成形性との兼合いにおいて、好ましくない状
態となる。

また、この下限が５３０℃未満であると、熱延板の金属
組織は硬化組織の生成が多くなり、後工程の酸洗や冷延
で作業性が著しく阻害されるなどのトラブルの原因とな
るので、これらの問題を回避するため巻取温度の下限は
５３０°Ｃとする必要がある。

冷間圧延における圧下率は再結晶焼鈍との関係で、５０
％以上にする必要がある。

すなわち圧下率が５０％未満であると冷延蓄積エネルギ
ーが小さくて再結晶しにくく、再結晶焼鈍温度を高くせ
ねばならず、その結果、結晶が粗大となり、本発明の目
標特性である強度と冷開成形性が得られなくなる。

一方、この圧下率が８０％を超えると冷延作業性に問題
がでてくることや圧下率を大きくしても焼鈍後の材料の
特性値、特に、冷開成形性の改善効果が飽和するため、
この上限を８０％とした。

再結晶焼鈍は箱焼鈍、連続焼鈍のいずれによっても目標
特性を備えた冷延鋼板にすることができるが、箱焼鈍の
場合は焼鈍温度を５５０℃以上に、また連続焼鈍の場合
には７００°Ｃ以上にする必要がある。

これらの温度より低いと再結晶が不十分となり、本発明
の目標とする張出し性、その他の冷間成形性が得られな
くなる。

一方焼鈍温度が箱焼鈍の場合６５０℃を超え、また連続
焼鈍においてはＡｃ３変態点以上になると、いずれの焼
鈍方法においても結晶が粗大化したり、変態組織が生成
したりして、目標強度が得られず、しかも冷間成形性も
好ましくなくなるので、焼鈍温度の上限は箱焼鈍の場合
６５０℃、連続焼鈍の場合Ａｅ３変態点未満とする。

焼鈍後の調質圧延は通常の圧下率、好ましくは２％以下
で行う。

次に本発明の実施例を掲げ、本発明の効果を具体的に示
す。

実施例 第１表に示す化学成分（重量％）の本発明の鋼Ａ−Ｊと
比較鋼に−Ｒとを転炉で溶製し、造塊後分塊圧延により
スラブとなし、次にこのスラブを１２５０℃に加熱した
後第２表に示す熱延条件で熱延し、続いて圧下率６２．
５％で冷間圧延して、板厚１．２藺の冷延鋼板とした後
、第２表に示す条件で焼鈍を行った。

得られた冷延鋼板について、引張試験および成形性試験
を行った結果を第２表に示す。

なお引張試験はＪＩＳ Ｚ２２０１５号試験片により、
またエリクセン試験値はＪＩＳＺ２２４７１号試験片に
よりＡ法で求めた。

第２表より明らかな如く、本発明による冷延鋼板は引張
り強さ４５ Ｋ９／ｖａｎ２以上を保証しており、かつ
その冷開成形性は本発明鋼のＡ−Ｄ’と比較鋼のＬ−Ｎ
（いずれも引張り強さ５０ Ｋ９７．２未満の鋼同志）
との比較、および本発明鋼のＥ−Ｊ’と比較鋼の０−Ｑ
（いずれも引張り強さ５０ ＫｇＡｕ１１２以上の鋼同
志）との比較でわかるように、本発明による冷延鋼板の
方が優れていることがわかる。

第１図は本発明による冷延鋼板が強度との関係において
、いかに冷間成形性に優れているかを一見して理解でき
るように、引張り強さとエリクセン値の関係をプロット
したもので、本図からもエリクセン値は高いレベルにあ
り、引張り強さ５５Ｋｙ／Ｊ程度の本発明鋼の張出し性
は比較鋼の４０ Ｋｆ／ｍ２級と同等であることがわか
る。

以上の如く、本発明に従って製造した冷延鋼板は高強度
であるにもかかわらす冷開成形性、とくに張出し性が優
れているので、従来の軟鋼と同等以上の冷開成形性を必
要とし、かつそれ以上の強度を要求している自動車をは
じめとする車体産業に対しては好適な冷延鋼板である。

また本発明の冷延鋼板は上記用途に限らず、他の用途、
例えば張出し性、その他の冷間加工条件のきびしい高強
度用材、重量の制約を受ける部材などに最適な材料とし
て供し得るものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明および比較鋼の冷延鋼板の引張り強さと
エリクセン値（張出し性）との関係を図示したものであ
る。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ 重量係にて、Ｃ：０．０６〜０．１５優、Ｓｉ：０
   ．６０〜１．２０％、Ｍｎ ： ０．５０〜１．１０％
   、Ｃｒ ： ０．１０〜０．３０％、５ＯＩＡｌ：０．
   ０５％以下、Ｐ二Ｏ，０２００；ｂ以下、Ｓ：０．０１
   ５％以下、残部二Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼
   を仕上温度８５０℃以上９５０℃以下で熱間圧延し、巻
   取温度５３０°Ｃ以上６３０℃以下で巻取った後、圧下
   率５０％以上８０％以下で冷間圧延し、得られた冷延鋼
   帯を５５０°Ｃ以上、６５０℃以下の温度で箱焼鈍、ま
   たは７００°Ｃ以上、Ａｅ３変態点未満の温度で連続焼
   鈍により再結晶焼鈍することを特徴とする張出し性の優
   れた高張力冷延鋼板の製造法。