JPH0196330A

JPH0196330A - 高ｒ値高張力冷延鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH0196330A
Application number: JP25191687A
Authority: JP
Inventors: Shunichi Hashimoto; 俊一橋本; Takahiro Kashima; 高弘鹿島; Terutoshi Yakushiji; 輝敏薬師寺
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1987-10-05
Filing date: 1987-10-05
Publication date: 1989-04-14
Anticipated expiration: 2010-11-29
Also published as: JPH07110972B2

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】工栗上東科工氷■ 本発明は、高ｒ値高張力冷延鋼板の製造方法に関し、特
に、超深絞り加工用冷延鋼板の製造方法に関する。

従２四すえ逝近年、自動車部品や電気機器外板として、高いプレス成
形性を有し、従って、高いｒ値を有する冷延鋼板が強く
要望されている。特に、自動車部品に関しては、安全性
の確保の観点から、高ｒ値に加えて、鋼板の高強度化も
要求されている。

従来、ｒ値を向上させた鋼種として、極低Ｃ鋼にＣとＮ
とを十分に固着し得るに足るＴｉ及び／又はＮｂを添加
した所謂Ｉ　Ｆ　（Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ　Ｆｒｅ
ｅ　）鋼が知られている。この鋼種を高強度化するには
、これに固溶強化元素であるＳ　Ｌ　Ｍｎｓ　Ｐ等を添
加しているが、しかし、これらの固溶強化元素は、冷間
圧延後の焼鈍中にｒ値に有利な（２２２）結晶方位の核
生成及び結晶粒成長を抑制する傾向を有するために、高
いｒ値と強度とを併せて得ることが困難である。

、口が７しようとする問題点本発明者らは、上記した問題を解決するために鋭意研究
した結果、極低Ｃ鋼にＣとＮとを固着し得るに必要とさ
れる量より多い量にてＴｉ及び／又はＮｂを添加し、こ
れに通常の高ｒ値ｒＦｉの製造方法に従って、熱間圧延
、冷間圧延及び焼鈍処理を行なって、ｒ値に有利な結晶
集合組織を形成した後、浸炭及び／又は窒化処理によっ
て、ＴｉＣ５ＮｂＣ及びＴｉＮ５ＴｉＮの分散析出によ
る分散強化によって、高ｒ値高強度冷延鋼板を製造し得
ることを見出して本発明に至ったものである。

間１″壱を解ンするための手本発明による高ｒ値高張力冷延鋼板の製造方法の第１は
、重量％で（ａｌｃ　　　０．０１％以下、Ｍｎ　　０．０５〜０．５０％、Ｓｏｌ、Ａ６　０．００５〜０．０８％、Ｐ　　　０．
０２％以下、Ｓ　　　０．０１５％以下、及びＮ　　　０．００６％以下を含有し、更に、（ｂ）Ｔｉ
　　０．０１〜０．３０％、及びＮｂ０．０１〜０．３
０％よりなる群から選ばれる少な（とも１種の元素を含有し
、（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃなる原子比が１以上であり、残部
鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を１１００〜１２５０
℃の範囲の温度に加熱し、仕上温度を（Ａｒ３−　　５
０）℃乃至（Ａｒｚ　＋　１００　）°Ｃとする熱間圧
延の後、５５０〜８００℃の範囲の温度で巻取り、これ
を酸洗し、６０〜９０％の圧延率で冷間圧延し、６００
〜８５０℃の範囲の温度で再結晶焼鈍を行なった後、更
に、浸炭ガス中で７００〜８５０℃の範囲の温度で浸炭
処理するか、又は窒化ガス中で４５０〜８５０℃の範囲
の温度で窒化処理することを特徴とする。

本発明による高ｒ値高張力冷延鋼板の製造方法の第２は
、上記化学成分を有する鋼を１１００〜１２５０℃の範
囲の温度に加熱し、仕上温度を（Ａｒ３−　　５０）℃
乃至（Ａｒｓ　＋　１００）　℃とする熱間圧延の後、
５５０〜８００℃の範囲の温度で巻取り、これを酸洗し
、６０〜９０％の圧延率で冷間圧延し、常温より６００
〜８５０°Ｃの範囲の温度までの昇温によって再結晶焼
鈍を行なった後、その温度を保持したまま、引き続いて
、浸炭ガス中で浸炭処理するか、又は窒化ガス中で窒化
処理することを特徴とする。

本発明による方法における鋼の化学成分について説明す
る。

Ｃは、その添加量が増大するにつれて、Ｃを固着するに
要するＴｉ及びＮｂの添加量が増大し、製造費用が増加
し、また、Ｔｉｃ及び／又はＮｂＣが焼鈍中に析出する
ことによって、粒成長を阻害して、ｒ値の向上を妨げる
。従って、本発明において、Ｃ量は少ないほどよいので
、上限値を０゜０１％以下とする。下限値については、
製鋼技術上の観点から、０．００１％とする。

Ｍｎは、鋼の強度化に寄与するが、他方、添加量の増大
と共に、ｒ値が劣化するので、添加量の上限を０．５％
とする。しかし、０．０５％よりも少ないときは、熱間
割れを生じ、ｒ値を低下させるので、下限量を０．０５
％とする。

Ｐは、焼鈍過程でのｒ値の向上を得ると共に、Ｐの添加
がスポット溶接性を低下させることから、その含有量は
低いほど好ましいが、製鋼技術上の観点から、含有量を
０．０２％以下とする。

Ｓは、ｒ値には、直接には影響しない。しかし、Ｓ量の
増加は、ＭｎＳ系の伸張した介在物を増加させ、局部延
性を劣化させるので、含有量の上限を０．０１５％とす
る。

Ａ１は、脱酸剤として、少なくとも０．００５％を添加
することが必要である。しかし、０．０８％を越えて過
多に添加するときは、脱酸効果が飽和するのみならず、
アルミナ系介在物が発生し、成形性を劣化させる。

Ｎは、その添加量の増大と共に、これを固着するための
Ｔｉ及び／又はＮｂの添加量が増大し、鋼の製造費用を
高める。更に、析出量も増大し、粒成長性が劣化して、
ｒ値を低下させる。従って、Ｎ量も少ないほど好ましく
、本発明においては、０．００６％以下とする。

Ｔｉは、前述したように、Ｃ及びＮを固定して、ｒ値を
高め、また、浸炭又は窒化処理によって、ＴｉＮ又はＴ
ｉＣを析出させるために、Ｃ及びＮを固定するに必要な
置板上の量を添加することが必要である。かかる目的の
ために、本発明においては、Ｔｉは０．０１％以上を添
加することが必要であるが、しかし、０．３０％を越え
て過多に添加するときは、析出物の粗大化が起こって、
分散強化を達成し得ない。

Ｎｂも、Ｔｉと同様に、Ｃ及びＮを固定して、ｒ値を高
め、また、浸炭又は窒化処理によって、ＮｂＮ又はＮｂ
Ｃを析出させるために、Ｃ及びＮを固定するに必要な置
板上の量を添加することが必要である。かかる目的のた
めに、本発明においては、Ｎｂは０．０１％以上を添加
することが必要である。しかし、過多に添加するときは
、再結晶温度を上昇させるので、操業上、好ましくない
。

従って、本発明においては、Ｎｂの添加量は、０゜３０
％以下とする。

更に、本発明においては、Ｔｉ及び／又はＮｂは、前述
したように、Ｃ及びＮを固定するに必要な置板上の量を
要するので、原子比にて（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃが１以上で
あるように添加される。

本発明によれば、第１の方法として、上記した化学成分
を有する鋼を１１００〜１２５０℃の範囲の温度に加熱
し、仕上温度を（Ａｒ、、　　５０　）　℃乃至（Ａｒ
＋　＋　１００）　℃とする熱間圧延の後、５５０〜８
００℃の範囲の温度で巻取り、これを酸洗し、６０〜９
０％の圧延率で冷間圧延し、６００〜８５０℃の範囲の
温度で再結晶焼鈍を行なった後、更に、浸炭ガス中で７
００〜８５０℃の範囲の温度で浸炭処理するか、又は窒
化ガス中で４５０〜８５０℃の範囲の温度で窒化処理す
ることによって、高ｒ値高張力冷延鋼板を製造すること
ができ１、る。

また、第２の方法として、上記と同様にして、冷間圧延
し、次いで、常温より６００〜８５０℃の範囲の温度ま
での昇温によって再結晶焼鈍を行なった後、その温度を
保持したまま、引き続いて、浸炭ガス中で浸炭処理する
か、又は窒化ガス中で窒化処理することよっても、高ｒ
値高張力冷延鋼板を得ることができる。

本発明においては、第１及び第２のいずれの方法におい
ても、上記した化学成分を有する鋼を先ず、従来より知
られている方法に従って、熱間圧延から冷間圧延までの
工程を行なう。

即ち、鋼を１１００〜１２５０℃の温度に加熱した後、
熱間圧延において、仕上圧延を（Ａｒ３−５０）”ｃ乃
至（Ａｒｚ　＋　１００）　℃の範囲の温度で行なう。

熱間圧延においては、後工程である冷間圧延と再結晶焼
鈍にて高ｒ値の集合組織を得るために、熱延板は、粒径
の細粒化と集合組織のランダム化が必要である。このた
めに、熱間圧延は、Ａｒ３点以上で行なう必要があり、
特に、Ａｒ３点直上温度が好ましい。しかし、フェライ
ト・オーステナイトの二相域であっても、オーステナイ
トの微細粒が多いときは、必ずしもＡｒ、直上温度でな
くてもよい。このような理由によって、本発明の方法に
おいては、仕上温度を（Ａｒｚ５０）℃乃至（Ａｒ３＋
　１００）℃の範囲の温度とする。

この仕上圧延の後の巻取の温度は、鋼中の固溶Ｃや固溶
Ｎを炭化物、窒化物等の析出物として除去するための重
要な因子であって、これら炭化物及び窒化物は、５５０
〜８００℃の温度で析出するので、本発明においては、
巻取をこの温度範囲で行なうことが必要である。

次に、冷間圧延において、その後の焼鈍にて高ｒ値に有
利な（２２２）面集合組織を形成し、有害な影響を与え
る（２００）面を減少させるために、圧延率は６０〜９
０％の範囲とされる。本発明においては、この冷間圧延
の後、６００〜８５０℃の範囲の温度のフェライト域に
て再結晶焼鈍させることによって、前述したように、ｒ
値に有利な（２２２）面集合組織を形成させるのである
。

既に知られているように、ｒ値は、主として鋼の（２２
２）面の集合組織に依存し、固溶Ｃ及び固？８Ｎを再結
晶焼鈍前に巻取処理によって完全に除くのは、上記集合
組織を得るためである。しかし、−旦、再結晶が完了し
、高ｒ値に有利な集合組織が形成されれば、巻取処理に
よって鋼中に分散した炭化物や窒化物は、ＣやＮの外部
からの侵入によって、析出物の成長を促し、析出強化機
構を有する。また、浸炭や窒化によって侵入した固溶Ｃ
及び固溶Ｎ自体、鋼を強化する。そこで、本発明の方法
においては、再結晶焼鈍を行なった後、浸炭ガス中で最
も有効に浸炭し、ここに、既に形成された高ｒ値に有利
な集合組織を破壊しないフェライト域の温度範囲、即ち
、７００〜８５０℃で浸炭を行なうか、又は窒化ガス中
で最も有効に窒化し、ここに、既に形成された高ｒ値に
有利な集合組織を破壊しないフェライト域の温度範囲、
即ち、４５０〜８５０℃で窒化を行ない、これによって
、高強度且つ高ｒ値を有する鋼板を得ることができる。

また、本発明においては、再結晶が完了も、高ｒ値に有
利な集合組織が形成された後であれば、再結晶温度に保
持したまま、浸炭又は窒化処理を行なってもよい。

衾皿■須来以上のように、本発明によれば、極低Ｃ鋼にＣとＮとを
固着し得るに必要とされる量より多い量にてＴｉ及び／
又はＮｂを添加し、これを通常の高ｒ値ＩＦ鋼の製造方
法に従って、熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍処理を行なっ
て、ｒ値に有利な結晶集合組織を形成した後、浸炭及び
／又は窒化処理によって、ＴｊＣ，ＮｂＣ及びＴｉＮ５
ＴｉＮの分散析出による分散強化によって、高ｒ値高強
度冷延鋼板を得ることができる。

実施例以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、本発明はこ
れら実施例により何ら限定されるものではない。

第１表に示す化学成分を有する極低Ｃ量のＩＦ鋼を１２
５０℃で３０分間加熱して溶体化処理した後、仕上温度
を９００℃として熱間圧延を終了し、その後、７００℃
で３０分間炉冷、高温巻取処理の後、８５％の冷間圧延
を加え、８５０℃で２分間の焼鈍を施した。

次いで、第１の方法に従って、上記焼鈍処理の後、鋼板
を５００〜９００℃で２時間、プロパンガス中で浸炭処
理した。この浸炭処理の温度、浸炭量及び得られた鋼板
のｒ値及び引張強さを第２表に示す。また、鋼板を８５
０℃で２分間の焼鈍の後、８００℃で２時間、プロパン
ガス中で浸炭処理したときの（Ｎｂ＋Ｔｉ）／Ｃ原子比
と、得られた鋼板の下値及び引張強さの関係を第１図に
示し、Ｔｉ量０．１０％の鋼板を所定の８５０℃で２分
間の焼鈍の後、所定温度で２時間、プロパンガス中で浸
炭処理したときの浸炭温度と、得られた鋼板のｒ値及び
引張強さの関係を第２図に示す。

また、前記焼鈍処理の後、鋼板をアンモニア−窒素−水
素ガス中での窒化処理を行なった。この窒化処理の温度
、窒化量及び得られた鋼板のｒ値及び引張強さを第３表
に示す。また、鋼板を８５０℃で２分間の焼鈍の後、６
００℃で２時間、アンモニア−窒素−水素ガス中で窒化
処理したときの（Ｎｂ＋Ｔｉ）／Ｃ原子比と、得られた
鋼板の７値及び引張強さの関係を第３図に示し、Ｔｉ量
０．１０％の鋼板を所定の８５０℃で２分間の焼鈍の後
、所定温度で２時間、窒化処理したときの窒化温度と、
得られた鋼板の７値及び引張強さの関係を第４図に示す
。

更に、第２の方法に従って、前記の鋼を８５％の冷間圧
延まで前記と同様の熱処理加工を行ない、その後、窒素
−水素ガス焼鈍炉中で３００℃まで昇温し、その後、２
０℃／時の速度で４００〜９００℃まで昇温し、その後
、その温度を保持しつつ、アンモニア−窒素−水素中で
２時間保持して窒化処理を行い、次いで炉冷した。これ
らの試料について、引張強さ及び下値を測定した。結果
を第４表に示す。

また、窒素−水素ガス焼鈍炉中で３００℃まで昇温し、
その後、２０℃／時で６００℃まで界温し、アンモニア
−窒素−水素ガス中で２時間、窒化処理し、この後、炉
冷したときの（Ｎｂ＋Ｔｉ）／Ｃ原子比と、得られた鋼板の下値及び
引張強さの関係を第５図に示し、Ｔ　ｉ　ｑ　Ｏ。

１０％の鋼板を窒素−水素ガス焼鈍炉中で３００℃まで
昇温し、その後、２０°Ｃ／時で所定温度まで昇温し、
アンモニア−窒素−水素ガス中で２時間、窒化処理した
ときの窒化温度と、得られた鋼板の１値及び引張強さの
関係を第６図に示す。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明による第１の方法に従って、焼鈍した
鋼板を８５０℃で２分間の焼鈍の後、８００℃で２時間
、プロパンガス中で浸炭処理したときの（Ｎｂ＋Ｔｉ）
／Ｃ原子比と、得られた鋼板の下値及び引張強さの関係
を示すグラフ、第２図は、焼鈍したＴｉ量０．１０％の
鋼板をプロパンガス中で浸炭処理したときの浸炭温度と
、得られた鋼板の下値及び引張強さの関係を示すグラフ
、第３図は、焼鈍した鋼板を６００℃で２時間、アンモ
ニア−窒素−水素ガス中で窒化処理したときの（Ｎｂ＋
Ｔｉ）／Ｃ原子比と、得られた鋼板の下値及び引張強さ
の関係を示すグラフ、第４図は、焼鈍したＴｉ量０．１
０％の鋼板を窒化処理したときの窒化温度と、得られた
鋼板の７値及び引張強さの関係を示すグラフである。第５図は、本発明による第２の方法に従って、ガス焼鈍
炉中で昇温し、６００′Ｃでアンモニア−窒素−水素ガ
ス中で窒化処理したときの（Ｎｂ十Ｔｉ）／Ｃ原子比と
、得られた鋼板の下値及び引張強さの関係を示すグラフ
、第６図は、Ｔ　ｉ　量０゜１０％の鋼板をアンモニア
−窒素−水素ガス中で窒化処理したときの窒化温度と、
得られた鋼板の下値及び引張強さの関係を示すグラフで
ある。第１図乙　　２　４　６（八りすｈつ／Ｃ原ｊ比第２図９ｏｏ　　　　　　８６０　　　　　りＯＯ（り０　　
　　６０θ遵友遵度（・Ｃ）第３図（Ｎｂすｒ、°）／ｃ希手１乙第４図動ζ求度（°０）第５図（＃ｂ＋ｎ）／ｃ原−５−比第６図計６壜屋（’ｃ−）

Claims

【特許請求の範囲】

（１）重量％で（ａ）Ｃ０．０１％以下、Ｍｎ０．０５〜０．５０％、Ｓｏｌ．Ａｌ０．００５〜０．０８％、Ｐ０．０２％以下、Ｓ０．０１５％以下、及びＮ０．００６％以下を含有し、更に、（ｂ）Ｔｉ０．０１〜０．３０％、及びＮｂ０．０１〜０．３０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し
、（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃなる原子比が１以上であり、残部
鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を１１００〜１２５０
℃の範囲の温度に加熱し、仕上温度を（Ａｒ＿３−５０
）℃乃至（Ａｒ＿３＋１００）℃とする熱間圧延の後、
５５０〜８００℃の範囲の温度で巻取り、これを酸洗し
、６０〜９０％の圧延率で冷間圧延し、６００〜８５０
℃の範囲の温度で再結晶焼鈍を行なつた後、更に、浸炭
ガス中で７００〜８５０℃の範囲の温度で浸炭処理する
か、又は窒化ガス中で４５０〜８５０℃の範囲の温度で
窒化処理することを特徴とする高ｒ値高張力冷延鋼板の
製造方法。（２）重量％で（ａ）Ｃ０．０１％以下、Ｍｎ０．０５〜０．５０％、Ｓｏｌ．Ａｌ０．００５〜０．０８％、Ｐ０．０２％以下、Ｓ０．０１５％以下、及びＮ０．００６％以下を含有し、更に、（ｂ）Ｔｉ０．０１〜０．３０％、及びＮｂ０．０１〜０．３０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し
、（Ｔｉ＋Ｎｂ）／Ｃなる原子比が１以上であり、残部
鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を１１００〜１２５０
℃の範囲の温度に加熱し、仕上温度を（Ａｒ＿３−５０
）℃乃至（Ａｒ＿３＋１００）℃とする熱間圧延の後、
５５０〜８００℃の範囲の温度で巻取り、これを酸洗し
、６０〜９０％の圧延率で冷間圧延し、常温より６００
〜８５０℃の範囲の温度までの昇温によつて再結晶焼鈍
を行なつた後、その温度を保持したまま、引き続いて、
浸炭ガス中で浸炭処理するか、又は窒化ガス中で窒化処
理することを特徴とする高ｒ値高張力冷延鋼板の製造方
法。