JPS5940215B2 - 成形性の優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は成形性の優れた高張力冷延鋼板およびその製造
方法に関し、特に本発明は引張強さ３５〜４５ ｋｇ／
ｙｎｓ？を級の非時効性を有する成形性の優れた高張力
冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。

自動車の燃費向上を目的として車体を軽量化するため高
張力鋼板の需要が増大している。

このような鋼板は下記の諸要求を満足する必要がある。

■、非時効性であること、２下値が高いこと、３伸びが
大きいこと、４．降伏比が低いこと、５．介在物が少な
く表面疵がないこと、６．製品コストが高くないこと。

このような要求に応える鋼としてマルテンサイト・フエ
ライトニ相合金組織からなるデュアル・フェーズ鋼や、
アルミキルド鋼にＰ、Ｍｎ、Ｓ ｉ等を添加含有させた
リフオス鋼が開発されて来たが、成形性が不足するため
自動車のフェンダ−等の深絞りが行なわれる部位には使
用できない。

一方鋼中のＣおよびＮと結合力の強いＴｉまたはＮｂを
、ＣまたはＣ＋Ｎ量に対して化学量論的に当量以上配合
してＣおよびＮを固定し、さらに固溶強化元素としてＭ
ｎまたはＳｉを配合してＴ値と引張強さの高い鋼板を得
る方法が提案されている。

例えば鉄と鋼１９７９年石１１頁８３８に０．０１％Ｃ
以下の極低炭素鋼にＴｉ０．２５％、Ｍｎ１．５％およ
びＳｉ０．２２％を含有させた鋼を連続焼鈍することに
より、引張強さく以下ＴＳと略記する） ４３ ｋｇ／
ｍ７ｊ、、降伏点（以下ＹＰと略記する） ２２〜２５
ｋｇ／ｍｉ、 ｒ値１．８、伸び３９％の良加工性の
鋼が得られることが報告されている。

しかしこの鋼はＴｉが鋼中のＣ，Ｎと結合するほかにＳ
、０とも結合しているため多量の介在物を生成し、表面
疵が発生し易いという欠点がある。

またＭｎ、Ｓｉ、Ｔｉの添力ロ量が多いことおよび多量
の合金を添力０してかつ溶鋼中のＣを０．０１％以下に
脱炭精練する必要があることから、合金コストならびに
脱炭コストが高いという欠点を有している。

また特開昭５４−１００９２０号公報にはＣＯ，００４
％、Ｓｉ１．０１％、Ｍｎ０．２２％、ＡｌＯ，０２５
％、ＮｂＯ，０４９％からなる鋼に連続焼鈍後４００°
Ｃ１３分間過時効処理を施すことによりＴ Ｓ ４ ’
２〜４６ｋｇ／ｍａ１ＹＰ ２８〜３０ｋｇ／ｍａ。

下値１．６〜１．８、伸び３２〜３５％の高張力鋼が得
られることが提案されているが、下値および伸びが低い
ために力ロエ性が不充分であるという欠点がある。

本発明は、従来の高張力鋼板ならびにその製造方法の有
する前記諸欠点を除去、改善した成形性の優れた高張力
冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とし
、特許請求の範囲記載の鋼板とその製造方法を提供する
ことによって前記目的を達成することができる。

次に本発明の詳細な説明する。

本発明者等は極低炭素鋼の時効性および深絞り性に及ぼ
す素材成分と熱間圧延条件の影響および高張力化するた
めに添力目するＰ、Ｓｉ、Ｍｎ量と仕上焼鈍条件の深絞
り性と２次力ロエ脆性に及ぼす影響を詳細に研究した結
果、 （１）Ｎに対するＡｌをＡ［’Ｎ当量の２倍以上でかつ
０．０２％以上を含む鋼を熱間圧延における圧“延率が
９０％以上、圧延速度４０ψｉｎ以上、巻取温度６００
〜７５０°Ｃで処理する場合にはＣに対するＮｂ添カロ
量がＮｂＣとしての当量のは性を示す。

（２）Ｃに対し未結合の固溶Ｎｂが０．０２０％未満の
方が多量のＮｂを含む場合より伸びが大きく下値は同程
度である。

が０．０２０％以下の鋼にＰ、Ｓｉ、Ｍｎをそれぞれ単
独に添カロした時下値の低下はＭｎが最も著しく、次い
で、Ｓｉであり、Ｐは最も影響が小さい。

（４）Ｐを０．０５％以上添加した極低炭素鋼をバッチ
焼鈍するとプレス加工後の２次加工脆性を起すが、１°
Ｃ／ｓｅｃ以上の冷却速度で連続焼鈍すると０．１０％
以下のＰを含有しても２次加工脆性が起らない。

（５）Ｐを０．０３％以上含有する場合にＭｎに又はＳ
ｉを０．８％以下、もしくはＭｎとＳｉの和で１．２％
以下含有するとｒ値の劣化が少なく高強度が得られる。

以上（１）〜（５）の新規な知見を得て本発明を完成し
た。

次に本発明を実１験データについて成分組成の限定理由
と共に説明する。

第１表に示す組成の鋼を１２５０℃に力ロ熱後圧 。

工率９０％、圧延速度４ Ｑ ｍ／ｍｉｎ、仕上温度８
７０℃、捲取温度６８０℃の条件下で熱間圧延後圧下率
８０％で冷間圧延して得た最終板厚の冷延板に対し、連
続焼鈍によって８３０℃に於て４０ ｓｅｃの焼鈍を施
した際の製品の特性値（ＡＩ値、Ｅｌ値。

７値）におよぼすパラメーターα三ＮＦａ／Ｃ及びパラ
メーターβヨＮｂ（至）−８０（至）の関係を第１〜３
図に示す。

第１図〜３図からパラメータαが３以上においてＡＩ値
、即ち時効指数が１ ｋｇ／ｍｙ？ｔを下廻り下値が１
．９を上廻り実質的に非時効で下値の高い鋼板が得られ
ること及びＥｌ値、伸びがパラメーターβに従って変化
し、βが０．０２％以下の場合において十分高い値が得
られることが判る。

かかる実験の繰返しにより、Ｎｂは０％１．・こ対して
３倍以上必要であるがβ三Ｎｂ（イ）−８Ｃ値即ちＣと
未結合のＮｂ％は、０．０２以下であることが必要であ
る。

なお上記範囲内でＮｂの含有量が０．０３〜０．０６％
の範囲内にあり、かつ６ＸＣ〜８ＸＣ％十０．０１０％
の範囲内にあることはより好適である。

ＣはＰが共存する場合粒界脆性を防止するのに効果のあ
る元素であり、０．００２％より少ないと前記効果がな
く、一方０．０１５％より多いと下値、伸びの低下が著
しくなるので、Ｃは０．００２〜０．０１５％の範囲内
にする必要がある。

ＡｌはＮをＡ７Ｎ、！＝して固定するために０，０２％
以上かつＮＦａの４倍以上添カ目することが必要である
。

さもないと鋼中Ｎが鋼中Ｎｂと結合するために鋼中にＮ
ｂによって固定されないＣが多量に残り、ＡＩ値を十分
低減できない結果を招く。

しかし０．１％以上のＡｌの添加は鋼中にアルミナクラ
スクーに起因する介在物を増力口させ、表面疵の原因と
なるので避けるべきである。

≧Ｎはその含有量が多いとＡｌの含有量を
高める必要があり、Ｎは０．０１％より多いとアルミナ
クラスターに起因する介在物の増加により表面疵が多く
なるのでＮは０．０１％以下にする必要がある。

Ｐは主たる強化元素として使用される。

Ｐは引張強さを高めるわりには下値を低下させる影響が
他の強化元素Ｓｉ、Ｍｎに較べて少なく、かつＰを０．
０５％程度含有させた鋼にあっては同一レベルのＭｎあ
るいはＳｉを合金させた場合にＰの低い鋼よりも下値が
高いことを実１験ンこより知見した。

すなわちｐｏ、ｏｉ％、Ｓｉ、Ｍｎをそれぞれ０．１％
当りのＹＰ、ＴＳ、Ｅｌ、ｒ及びＡＩの変化の実験結果
は第２表に示すとおりである。

第２表をもとにＴＳの上昇量に対する下の減少量を計算
してみれば、同表の最右欄に示すようにＰにおける場合
が最も小さいことが判る。

次にＰ約０．０５％を含有する鋼にさらにＳｉ。

Ｍｎを含有させたときのＳｉ、Ｍｎの０．１％当りの諸
特性に及ぼす影響を調査した結果を第３表に示す。

仝表ならびに第２表によれば、Ｓｉ１またはＭｎがＰの
低い鋼に添加された場合に較らべてＴＳの上昇率に対す
る下値の低下率か小さいことが判る。

実際上所望の強度レベルたる引張強さ３５ｋｇ／ｗａｉ
ｔ以上を得るためにはＰを０．０３％以上とすることが
必要である。

しかし０．１％より多くなると２次力ロ工脆性が生ずる
ので０．１％以下にする必要があり、強度レベルにもよ
るが一般的に０．０４〜００７％の範囲内がより好適で
ある。

Ｓｉは強化元素として０．２％以下、またＭｎは鋼中Ｓ
の固定と鋼の強化のため０．０４〜０．８％用いられる
が、先にも述べた様にＰに比べ下値、伸びを低下させる
傾向が著しいのでむしろ副次的に用いられる。

Ｐ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量が引張強さくＴＳ）、下値、伸び
（Ｅｌ）に及ぼす影響を標準的に示すと第４表の如くで
ある。

本発明の鋼板において、その成分組成中Ｃ２Ｎｂ、Ａｌ
、Ｎ、Ｐ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量が上記範囲内にあれば、
その他の元素については一般的冷延鋼板に要求される程
度の条件を満していれば良く、すなわちＳは０．０２％
以下、０はｏ、ｏｏｓ％以下程度であれば良い。

またその他に脱酸元素Ｊとして微量の希土類元素あるい
はＣａの含有ならびに使用は差支えがなく、またＭｏ
、 Ｃｕ 、 Ｎ ｉ。

Ｃｒの少量の含有も差支えない。

次に本発明の製造方法を説明する。

本発明の鋼板を溶製に当っては常用されている何れかの
方法を単独あるいは組合せて用いることができる。

しかしＣは溶鋼の段階で予め脱炭しておくことが必要で
あり、そのための手段としてＲｆ−（法、ＤＨ法などに
よる真空脱炭処理を施すことは有利である。

また純酸素底吹転炉法（Ｑ−ＢＯＰ法）を用いて直接極
低炭素鋼を溶製することも有利である。

さらに従来の造塊法あるいは連続鋳造法の何れをも用い
ることができる。

連続鋳造によって得られるスラブ、あるいは従来の造塊
法によって製造される鋼塊を分塊して得られるスラブは
連続熱間圧延に供せられる。

その際スラブの力目熱温度としてはＮｂＣを鋼中に固溶
させるに必要な１１５０℃以上が確保されればよく、一
般的な１１５０〜１３００°Ｃの温度範囲で十分である
。

本発明によれば、連続熱間圧延の際の圧下率と圧下速度
を限定する必要がある。

すなわち圧下率はスラブが粗圧延を経て仕上圧延スタン
ド群を出るまでの全圧下率が９０％以上となるようにす
る必要がある。

また仕上スタンド群の圧延速度は最低４ Ｑ ７７１
／ｍｉｎとする必要がある。

上記川下率と圧延速度との条件が満足された場合には、
圧延過程において微細な、例えば１０００λ以下のＮｂ
（Ｃ，Ｎ）、ＡｌＮ、ＭｎＳからなるとみられる複合析
出物が非常に密に存在し、これら析出物の周囲に鋼中の
Ｃが安定して存在することとなり、実質的に非時効性鋼
板が得られるに至る。

一方圧下率が９０％より低く、あるいは圧下速度が４
Ｑ ｍ／ｍｉｎより遅い場合には上記の如き現象は生ぜ
ず、非時効性を有する鋼板を得ることができない。

本発明によれば、熱延仕上温度は８５０℃以上とする必
要がある。

この温度より低い仕上温度を採用した場合には〒値、伸
び時効特注が劣化する。

本発明によれは、巻取温度は６００’Ｃ以上とする必要
がある。

この温度より低い温度で巻取るとＮｂによるＣの固定が
、またＡｌによるＮの固定が不充分となり非時効性の鋼
板を、得ることができない。

ＡＩ値、下値、Ｅ７値の点からみて、高温の巻取温度、
すなイっち６４０〜７５０°Ｃの範囲が有利であり、こ
の温度範囲内の巻取温度とするためには仕上圧延後の水
冷を弱めるとか、もしくは水冷を全く省略するなどの手
段をとることができる。

このようにして得られた熱延コイルは、その後常法に従
って酸化スケールを酸洗してから冷延するか、または冷
延後酸洗または研削によりスケールを除去する。

冷延の際の冷延率が６０％より少ないと所期の下値が得
られず、一方９０％を超えると下値は高くなるが、異方
性が大きくなるので、本発明によれば冷延率は７０〜８
５％の範囲内が特に好適である。

本発明によれば、上記の如くして得られた冷延鋼帯には
さらに連続焼鈍が施される。

焼鈍温度および時間は７００〜９００℃、１０秒〜３分
間の範囲内であれば目標とする材質に合わせて適当に選
ぶことができる。

７００〜９００℃の間では高温の方が強度は低くなるが
、下値および伸びは大きくなる。

７５０〜８５０°Ｃ１３０〜９０秒間の均熱が特に好適
である。

上記均熱・再結晶後、銅帯は室温まで冷却され＊る。

その際の冷却速度は高くとも５００℃までを６０℃／分
以上としなければＰの粒界偏析のために２次加工脆性が
起る。

しかし冷却速度が水冷等により１００°Ｃ／Ｓ ｅ ｃ
を超えると耐時効性が劣化し、すなわちＡＩ値が高くな
るが、別途３００〜５００℃で過時効処理を行なえばよ
い。

結局冷却速度は６０℃／分以下、好ましくは５〜ｂ 本発明の鋼板は、連続焼鈍を施した状態において非時効
性であり、降伏伸びを生ずることはないが、表面粗度調
整のため２％以下、好ましくは１％以下のスキンパス圧
延をかけることは一同に差支えない。

次に本発明を実施例について説明する。

実施例 第５表に成分組成を示す鋼１．ＩＩ、ＩＩの３種の鋼を
下記製造工程１’ｌ） ？ （２） ｊ （３）を経て
製造した。

（１）製鋼、造塊 鋼Ｉ、Ｉは純酸素上吹転炉（ＬＤ転炉）で１００元、鋼
■は純酸素底吹転炉（Ｑ−ＢＯＰ）で２３０ｔＯｒＬ溶
製した。

その後いずれもＲＨ脱ガス処理により脱炭、脱酸を行な
った。

処理時間は鋼１．ＩＩＩでは２５分間、鋼■では３５分
間であった。

Ｐ、Ｍｎ添加は脱ガス処理開始直前、Ｓｉ、Ａｌ、Ｎｂ
添加は脱ガス処理直前に行なった。

鋼１．ＩＩは連続鋳造法によって鋼■は造塊−分塊圧延
法によっていずれも２２０ｍｍ厚のスラブとした。

（２）熱間圧延 前記３スラブは表面手入れを施した後、加熱炉で１２８
０℃（表面温度）、３５分の均熱保持を行なった。

ひきつづき４列の粗圧延機、７タンデム式の仕上圧延機
にて連続圧延した。

粗圧延機ではスラブを最終的に４０ｍｍ、”９−のシー
トバーとし、さらに仕上圧延機により３．２ ｍｍ厚の
熱延鋼帯とした。

このときシートバーから熱延鋼帯とするまで全圧下率は
９２％であった。

また仕上圧延機における圧延速度（クンデムロール出側
の通抜速度にほぼ対応）は第１スタンド９８、第７スタ
ンド６６０ｍ／分に設定した。

仕上圧延機入側のシートカバーの温度は １０３０〜１０５０℃、仕上温度は８８０〜９１０°Ｃ
とした。

その後熱延銅帯を巻取温度鋼Ｉでは７６０℃で、鋼■で
は６６０℃で、鋼■では７００°Ｃで巻取った。

（３）冷間圧延 熱延鋼帯を酸洗および冷間圧延することにより０．７ｍ
ｍ厚の冷延コイルとしたこのときの圧下率は７８％であ
った。

（４）再結晶焼鈍 冷延コイルはクリーニング後連続焼鈍ラインにて再結晶
焼鈍した。

均熱条件は鋼ｌ８００〜８３０℃、３．０ ｓｅｃ、鋼
■８２０〜８６０℃、４０５ｅｃ１鋼■８００〜８３０
０Ｃ１２５ｓｅｃであった。

均熱後の冷却速度はいずれも１５〜２０°Ｃ／ｓｅｃの
範囲内であった。

上記工程を経た焼鈍コイルは０．６％スキンパスを施し
製品とした。

製品の機械的性質を第６表に示す。

鋼Ｉ、ＩＩ、ＩＩＩよりそれぞれＴＳ３５ｋｇ／ｍ７ｊ
、級、４０ｋｇ／ｍｙ？を級、４５ｋｇ／ｍｙ？を級の
成形性に優れた非時効性高張力冷延鋼板が得られている
。

なおいずれの鋼板も表面検査の結果、一般Ａｌキルド鋼
板並みで製品としての使用に問題がなかった。

本発明によれば、上述のように強化元素としてＰを利用
できるのでＳｉおよびＭｎの添加量が少なく、また溶鋼
の脱燐コストが低くて良いので素材の全コストが低く、
しかもＤＤＱクラスの絞り性鋼板であるいも拘らず連続
焼鈍後の過時効処理を必要としないために焼鈍コストも
低いという利点を有している。

【図面の簡単な説明】

第１図は鋼板のＮｂ％／Ｃ％とＡ Ｉ ｋｇ／ ｍｙ？
ｔとの関係を示す図、第２図は鋼板の（Ｎｂ％−８Ｃ％
）とＥＡ％との関係を示す図、第３図はＮｂ％／Ｃ％と
下値との関係を示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｃ０，００２〜０．０’１５％、Ｓｉ１．２％以
   下、Ｍｎ ０．０４〜０．８％、Ｐ Ｏ，０３〜０．１
   ０％、Ａｌは０．０２％以上でかつＮ％×４以上、Ｎｂ
   はＣ％×３〜（０％Ｘ８＋０．０２０％）、残部実質的
   にＦｅよりなる成形性の優れた高張力冷延鋼板。 ２ Ｃ０，００２〜０．０１５％、Ｓｉ１．２％以下
   、Ｍｎ ０．０４〜０．８％、Ｐ Ｏ，０３〜０．１０
   ％、Ａｌは０．０２％以上でかつＮ％×４以上ＮｂはＣ
   ％×３〜（０％Ｘ８＋０．０２０％）、残部実質的にＦ
   ｅよりなる鋼スラブを熱間圧延し、その際全圧下率を９
   ０％以上にかつ仕上圧延の圧延速度を４ Ｑ ７７１
   ／ｍｉｎ以上にとり、６００℃以上の温度で捲取って熱
   延コイルを得、前記熱延コイルに対し常法によって冷間
   圧延を行なって最終厚さの冷延鋼帯を得、前記冷延鋼帯
   に対し７００〜９００℃において１０ ｓｅｃ〜５ｍ１
   ｎの連続焼鈍を施したのち少くとも５００℃までを６０
   ℃／ｍｉｎ以上の速度で冷却することを特徴とする成形
   性の優れた高張力冷延鋼板の製造方法。