JPS6047886B2 - 連続焼鈍による加工用高強度薄鋼板の製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は引張強さが４０〜６０キロ級を主体とする高強
度て降状比の低い加工用冷延鋼板、また表面処理用鋼板
として使用される加工用高強度薄鋼板の連続焼鈍による
製造法に関するものである。

最近自動車用鋼板は乗員の安全保護や燃費低減を目的と
して、４０〜６０に９ｌ−級高強度冷延鋼板の採用が急
速に進められている。中でも車体の寿命、耐久性を改善
するために、溶融亜鉛メッキ高強度表面処理鋼板を使用
する必要が高まつている。従来の高強度冷延鋼板や表面
処理鋼板は固溶強化法や析出強化法によつて高強度化を
はかつているが、必然的に降状点が高くなり、プレス成
形時にスプリングバック量が増し、形状凍結性が劣ると
共に面ひすみとよはれるしわ不良現象が発生する欠点が
ある。従来提案された高強度冷延鋼板の一例として、特
開昭５４−８３９２４号公報がある。

これはＳｉを高強度化のために０．７〜１．５％と比較
的多量含有させるとともに、Ｂを含有させて焼鈍後の冷
却速度を制御して高強度冷延鋼板を製造するのであるが
、この製造法で得られた冷延鋼板はその実施例に示され
ている如く降状点が５０キロ以上と非常に高く、プレス
加工用鋼板として問題がある。このようなことから本発
明者らは、Ｃ−Ｍｎ系に適量のＢを添加することによつ
て従来の高強度ノ鋼板に代る高強度でありながら、降状
点の低い高強度冷延鋼板が得られることをすでに確認し
、先に本発明者等は出願している。

すなわちそれは、Ｃ−Ｍｎ系に適量のＢを添加し、Ｂの
存在形態を固溶状態に制御し、該固溶Ｂ含有量を０．０
００３〜０．００７０％とし、α＋γ域温度範囲で焼鈍
した冷延鋼板であつて、複合組織を呈し、低降状点で高
強度を示すことから従来の高強度冷延鋼板の欠点が著し
く改善できる。

前記のＣ−Ｍｎ一固溶Ｂ系では確かに冷却速度が１０〜
１５℃Ｉｓｅｃの連続焼鈍方法によつても低降状点で引
張り強さが４０〜５０キロ級で、複合組織の高強度冷延
銅板が製造されるけれども、さらに高強度の５０〜６０
キロ級で低降状比の高強度冷延鋼板を安定して製造する
ことが難しいことがある。

ことに連続焼鈍後の冷却速度が遅い場合にその傾向がみ
られる。また溶融亜鉛メッキ鋼板に適用したときには複
合組織化が多少難かしいという欠点を有している。特に
溶融亜鉛メッキ鋼板で複合組織化が難かしい理由につい
て述べると、溶融亜鉛メッキ銅板の製造は、ゼンジマー
法に代表されるライン内焼鈍方式の連続溶融亜鉛メッキ
ラインによるのが最も一般的であり、このライン内焼鈍
は、（イ）均熱時間が特に短かく、複合組織化に必要な
ＣやＭｎの濃縮に不利となり、（口）均熱後４５０℃前
後の溶融亜鉛メッキ開始温度までの冷却速度が、通常１
〜８０Ｃ１ｓｅｃで非常に遅いため、オーステナイトが
フェライトとパーライトに変態してしまい、低降状比化
に必要なマルテンサイト組織が得にくい。

（ハ）約４５０℃で１叱２以内の溶融メッキ処理が施さ
れることにより、たとえ生成されたマルテンサイトも焼
戻されて、引張強度が低下し降状点が高くなり、降状比
が上昇し、降状点伸びも発生する。そこで本発明者らは
以上のような現状に鑑み、冷却速度の速い場合あるいは
遅い連続焼鈍や溶融亜鉛メッキライン等においても、容
易に複合組織化てき、低降状比て高強度鋼板が安定して
製造できる方法について検討した結果、Ｃ−Ｍｎ−Ｂ系
．成分において、Ｂ＜！：．ＮとＣとの３者間の相互作
用を考慮した成分調整を行い、熱間圧延条件と焼鈍条件
を組み合せることにより、その目的が達成できることを
明らかにした。

即ち本発明の要旨はＣ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：
０．８・％以下、Ｍｎ：０．８〜２．０％、酸可溶Ａ１
（以下ＳＯｌＮという）：０．００５〜０．０６０％、
Ｂ：Ｂ／Ｃが０．０４以±で、かつＢ−０．７Ｎとして
０．０００３％以上０．００５０％以下、Ｎ：０．００
６０％以下、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
を熱間圧延に際し、Ａｒ３点以上で仕上げ、ついで３０
〜１５０′Ｃｌｓｅｃの冷却速度で冷却し、６８０℃以
下で捲取り、その後圧下率６５％以上で冷間圧延し、続
いて７２０〜８００℃で加秒〜５分間均熱後１℃Ｉｓｅ
ｃ以上で冷却する連続焼鈍による加工用高強度薄鋼板の
製造法にある。

以下本発明を詳細に説明する。

Ｃはα＋γの２相温度域からの冷却過程において、マル
テンサイト組織を得るためには０．０２％以ｊ上が必要
である。

一方、多すぎると加工性が劣化すると共に溶接性が著し
く劣化するため０．２０％を上限とする。好ましくは０
．０４〜０．１０％である。Ｓｉはフェライト中の固溶
Ｃを粒界へ排出させ、複合組織化に補助効果を示す好ま
しい元素であ・る。また高強度化のためにも有好な元素
であるから本発明では０．８％まで含まれる。０．８％
超では表面処理鋼板例えば溶融亜鉛メッキ鋼板に適用し
た場合はメッキ不良を起こすと共に、冷延鋼板を表面塗
装する場合にはカチオン電着により耐食性をｌ著しく向
上できるが、それでもＳｉが０．８％超になると耐食性
に問題が生じる。好ましくは０．６％以下がよい。Ｍｎ
はγ相を安定化し、冷延過程で複合組織化を容易にする
元素であり、本発明の目的を達成させるためには０．８
％以上が必要である。

一方あまり多すぎると製鋼作業が困難となると共に、溶
接性が劣化すること、溶融亜鉛メッキ鋼板の場合にはメ
ッキ性を劣化させるため、Ｍｎの上限を２．０％とする
。Ａ１は後述するＢの効果を十分に発揮させるために、
脱酸剤として必要な元素であり、酸可溶Ｎとして０．０
０５％以上が必要てある。

一方あまり多すぎても介在物起因の表面性状の劣化や加
工性の劣化をひきおこすため上限を０．０６０％とする
。Ｂは本発明において重要な元素である。Ｂは鋼中に存
在する形態として、窒化物、炭化物、酸化物および固溶
Ｂが考えられるが、本発明の目的である低降状比の複合
組織高強度冷延鋼板とするためには、上記のＢの存在形
態のうち、固溶Ｂとして存在させておくことが重要であ
る。ＢはＮとγ域温度で容易に反応し、Ｂ窒化物（ＢＮ
）の生成は避けられない。従つて固溶Ｂは、全Ｂ量から
Ｎと反応するＢ量を減じた量、すなわちＢ−０．７×Ｎ
で示される量で示され、本発明の目的を達成するにはＢ
−０．７×Ｎで０．０００３％以上必要であり、一方あ
まり多すぎるとスラグの表面割れのおそれがあるためＢ
−０．７×Ｎの上限を０．００７０％とする。Ｂを固溶
状態として制御するには、まず前述したように溶製時に
Ａ１によつて鋼を十分に脱酸したあとにＢを添加し、Ｂ
酸化物の生成を防ぐ必要がある。

次にＢ炭化物の生成をできる限り抑制するためには、熱
間仕上圧延機入口の温度を９５０℃以上、好ましくは１
０００℃以上とし、仕上出口温度を，Ａｒ′３点以上と
し、捲取温度を６８０′Ｃ以下にするとよい。

一方Ｂ炭化物の生成を皆無とすることは難しく、Ｃ含有
量が比較的多い場合にも固溶Ｂ量を確保し、低降状比て
複合組織を有する高強度銅板とするには、種々検討した
ところ、第１図に示す如く、Ｂ（５Ｃの相互作用からＢ
とＣの重量パーセント比Ｂ／Ｃで０．０４Ｊ：），上に
すればよいことを知見した。

Ｂ／Ｃが０．０似下になると降状比が大きくなるか、あ
るいは降状点伸びがみられ好ましくない。図中０印は降
状比〈０．６、かつ降状点伸び〈０．５％、×印は上記
範囲外を示す。なおこの第１図での試験材のベース成分
は、Ｃ：０．０５〜０．１８％、Ｍｎ：１．６０〜１．
６５％、Ｎ：０．００２０〜０．００３０％、Ｂ：０．
００２０〜０．００８０％であり、冷却後の連続焼鈍条
件は７６０′Ｃで９０秒均熱し、５℃Ｉｓｅｃで冷却し
た。

以上よりＢ！１Ｂ−０．７×Ｎとして０．０００３％〜
０．００５０％で、かつＢ／Ｃが０．０４以上を満足さ
せることが本発明の目的を達成させるために必須の条件
である。

Ｂは一般的に焼入れ性を向上させる形素として、これま
で適宜使用されてきた。

そして、その使用は、Ｂの総量を規定するといつた方法
でなされてきた。それに対し、本発明者らは、Ｂの本質
的作用効果を十分に発揮するには、Ｂの総量規制ではな
くて、Ｂ量をＮ量がＣ量とのバランスで考慮する必要性
、ならび熱延条件を特定範囲に規性する必要性を新たに
知見したものであり、従来の単なるＢの添加とはその技
術内容が大きく相違する。

ＮはＢとの反応によつてＢＮを生成し、固溶Ｂの制御に
好ましくないため、上限を０．００６０％とする。好ま
しくは０．００４０％以下がよい。不可避的不純物とし
てのＳはブレス加工性に好ましくなく、０．０１５％以
下がよい。一方、Ｐは固溶強化型元素として高強度化の
ために０．０８％以下を含有させても本発明の効果は失
われないが、ブレス加工性の面から少ない方が好ましい
。上記元素以外にＣｒ．．ＭＯ等のマルテンサイトの生
成を容易にさせる元素を１種または２種以上０．２〜１
．０％添加することは有効である。

また、伸び、フランジ性を向上させるためにＣａ．．Ｒ
ＥＭ．．Ｚｒ等の硫化物の形態を制御する元素の添加も
有効である。次に製造条件の限定理由を述べる。

上記の成分範囲内にある鋼は、電気炉、転炉等によつて
溶製され、造塊一分塊あるいは連続鋳造によりスラブと
される。

次に熱間圧延されるが、仕上出口温度はＡｒ３点以上と
し、次いで３０〜１５０℃１ｓｅｃの冷却速度で冷却し
、６８０℃以下の温度で捲取る。仕上温度がＡｒ３点未
満であると複合組織が得難く、又熱間圧延後の冷却速度
が、余りにも遅くなると低降状比で高強度をもたらす複
合組織とならないので、下限を３０℃１ｓｅｃとする。
一方冷却速度が速すぎると熱延板の組織がベイナイテイ
ツクな焼入組織とアシキユラーフエライトが形成され、
降状比が高くなり、延性を著るしく劣化させるので上限
を１５００Ｃ１ｓｅｃとする。また捲取温度が６８０℃
を超えると、Ｂ炭化物が多量に生成されて本発明の目的
が達成できない。熱延コイルは次に酸洗後、冷間圧延さ
れるが、連続溶融亜鉛メッキラインのような遅い冷却速
度でも複合組織化させるためには、熱延時に生成された
炭化物等の析出物を冷延によつて微細に破砕し、焼鈍の
加熱時にＣの再溶体化を促進させて、α十γ域温度での
Ｃの粒界への濃縮を容易にする必要がある。そのために
冷間圧下率は６５％以上とする。冷間圧延した後、冷延
コイルは焼鈍温度が７２０〜８５０℃で２０秒〜５分間
の均熱後、１７Ｃ′Ｓｅｃ以上の冷却速度で連続焼鈍さ
れる。

焼鈍温度が７２０℃”未満ではα＋γの２相状態にする
ことができないため、下限を７２０℃とする。また、８
５０℃を超えるとα相の体積率が減少し、組織は２相で
あつても降状点が上昇し、低降状比が得られない。均熱
時間は２０８未満ではα＋γの２相組織の生成が不十分
であり、５分を超えるとγ相が粗大に生成され延性を劣
化させる。好ましい焼鈍範囲は７３０〜７８００Ｃで６
０〜１２囲２がよい。次に冷却速度であるが、これまで
に述べた成分および製造条件の限定範囲内であれば、１
℃１ｓｅｃ以上の冷却速度においてマルテンサイト組織
が得られる。

冷却速度が早いほど生成マルテンサイト量が増加し、高
強度が得られる。ところが、あまり急冷すぎるとマルテ
ンサイトが結晶粒界に沿つて多量に生成され、塑性変形
時に応力の集中源となり延性を劣化させる。強度と延性
のバランスを良好とするには、適正な冷却速度範囲があ
り、本発明鋼においては１０〜５０００Ｃ１ｓｅｃの冷
却速度が好ましい。次に本発明の実施例を示す。

実施例１ 第１表に示す成分の鋼を溶製し、同表に示す条件で熱延
一冷延一連続焼鈍を行つた。

焼鈍後の機械的性質を第２表に示す。

これより本発明の範囲内の成分及ひ後工程条件を満足す
るものは、高い引張強度を有しながらも降状点が低く、
降状比は０．６以下へなり、降状点、伸びの発生もなく
、加工性に優れた冷延鋼板である。実施例２第３表に示
す鋼成分および製造条件で作られた冷延鋼板を、室温か
ら６００′Ｃまで２＠）、６００゜Ｃから７７０板ｃま
て２５秒て加熱し、７７０゜Ｃから直ちに６８０゜Ｃま
で６叩冫（冷却速度１．５゜Ｃ１ｓｅｃ）、６８０゜Ｃ
から４５０゜Ｃまで２０８（１１速Ｃ１ｓｅｃ）て冷却
し、４５００ｃで６秒保定の後、４５０゜Ｃから２５０
゜Ｃまで空冷し、その後水詮斤するというゼンジミアタ
イプの亜鉛メッキラインの熱サイクルにシミユレートし
た焼鈍を施した。

得られた機械的性質を第４表に示す。本発明によつて製
造された鋼板ＢとＣは上記のような極めて冷却速度の遅
い焼鈍サイクルでも降ｉ状比が低く、降状点、伸びのな
い複合組織特有の特性を示している。

以上説明したように、本発明の方法によれば例えば連続
溶融亜鉛メッキ設備のように、非常に冷却速度の遅い連
続焼鈍方法で、低降状比の複合組織高強度薄鋼板が比較
的低合金系の成分で安定して製造でき、その工業的意義
は大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図はＣ含有量とＢ含有量の関係においてＢ／Ｃが降
状比に及ぼす影響を示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：０．８
   ％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．０％、 酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｂ：Ｂ／Ｃが
   ０．０４以上、かつＢ−０．７Ｎとして０．０００３〜
   ０．００５０％、Ｎ：０．００６０％以下、 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を、熱間圧延
   にさいしＡｒ＿３点以上で仕上圧延を終了し、ついで３
   ０〜１５０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却し、６８０℃以
   下で捲取り、圧下率６５％以上で冷間圧延し、続いて７
   ２０℃〜８５０℃で２０秒〜５分間均熱した後、１℃／
   ｓｅｃ以上で冷却することを特徴とする連続焼鈍による
   加工用高強度薄鋼板の製造法。