JPH0253490B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

この発明は、加工用熱延高張力鋼板の製造方法
に関するものである。 この発明は、フエライト相にマルテンサイトや
ベイナイトなどの低温変態生成相が分散した複合
組織によるすぐれた成形性を、熱延をしたままの
状態で、低い降伏比の下に50〜80Kg／mm²程度の高
い引張り強さにおいて、有利に実現する安価な高
張力鋼板につき、その熱間圧延後の冷却過程の制
御に係わる規制を有効に緩和し、該冷却過程の制
御要因を著しく簡素化することで製造を有利に容
易ならしめた、該高張力鋼板の製造方法を提案し
ようとするものである。 最近加工性が良好な高張力鋼板としてフエライ
ト相に第２相が分散した組織からなる複合組織鋼
板が注目されている。 この鋼板は降伏強さ（Y.S）が低く、引張強さ
（T.S.）が高く、そのためY.S.／T.S.で表わされ
る降伏比（Y.R.）が低く、また伸び（El.）も従
来の同一T.S.をもつ鋼板に比べて著しくすぐれた
特徴を示す。 しかし、この特徴は複合組織鋼すべてに得られ
るのではなく、フエライト相の分率が60％以上で
低温変態生成相の分率が５％以上であるときに限
られ、そのときY.R.も80％以下となり加工性が
良好となる。 ここに低温変態生成相というのはマルテンサイ
トまたはベイナイトを意味するものとする。 この複合組織鋼板の製造方法としては熱延後に
連続焼なましを施して得る方法と、熱間圧延のま
まで得る方法とが知られているが、前者の方法で
は熱処理の工程を必要とするため製造コストが高
くなり、最近では後者の方法が注目をあびてい
る。 熱延のままで複合組織鋼を製造する方法として
は各種提案されているが、それらは大別して二つ
の方法にわけられる。 １つは熱延済コイルをα、γ2相状態で巻取り、
巻取り後の保持時にγ相を低温変態生成相に変態
させるものであり、もう１つは熱延後の冷却過程
でフエライト−低温変態生成相分散組織を得た後
にコイルに巻取る方法である。 前者では保冷過程でマルテンサイトやベイナイ
ト変態時までオーステナイトを安定化するために
Si、Mn、Cr、Moなどの合金元素を多量に添加
する必要があつて製造コストが上昇し、これに反
して後者の方法ではSi、Mn、Crなどの合金元素
の添加は少量ですむが、前述の60％以上のフエラ
イトと５％以上の低温変態生成相を含む分散組織
を得るためには、仕上圧延条件、圧延後の冷却速
度、冷却パターンおよびコイル巻取り温度につい
て厳密な管理が必要で、それにも拘らず、コイル
の長手方向、幅方向での機械的性質に不均一が生
じやすいことも欠点にかぞえられる。 発明者らは、これらの従来技術の問題点を解決
するため、先にＣ：0.03〜0.15重量％（以下合金
組成について単に％で示す。）Mn：0.6〜1.8％、
Ｐ：0.04〜0.2％、Al：0.1％以下、Ｓ：0.008％以
下の組成よりなり、断面組織面積率で70％以上の
フエライト相と５％以上のマルテンサイトとの分
散組織を有するものとした複合組織熱延高張力鋼
板とその製法について特公平２−1218号公報所載
の発明を提案した。 しかしこの成分組成からなる鋼では引張特性値
の製造条件による変動は少ないが、加工後の脆化
すなわち、二次加工時脆性が製造条件により、と
きに変動するうれいがあることを知つた。 そこでこの発明はさらに研究を進めて、機械的
性質、耐二次加工脆性の改善とともに製造条件に
よる変動のない複合組織をもつ加工用高張力鋼板
の製造方法を確立したものである。 この発明は、上記先行開発成果に立脚して、第
１にその鋼中成分のうち、Mnを最高2.5％までに
増加し、かつ何れも0.005％以上で、0.05％以下
のNb、0.2％以下のTiおよび0.1％以下のＶのう
ち少くとも１種をさらに含有する組成とすること
を、上記要請に対応する改良の要点とするもので
あり、第２には、Si：2.0％とCr：2.0％との何れ
か一方または双方をさらに添加含有する組成とす
ることにより上記要請が一層有利に実現されるこ
との知見に由来している。 この発明の鋼組成は、次の各成分系列を通じ
て、上掲基本認織に従う共通の目的に適合し、何
れも断面組織面積率で60％以上のフエライト相と
し、５％以上の低温変態生成相との分散組織を有
して降伏比0.75以下であることの特性を有するも
のである。 すなわち鋼中成分として、Ｃ：0.03〜0.15％、
Mn：0.6〜2.5％、Al：0.10％以下、Ｐ：0.04〜0.2
％、Ｓ：0.008％以下を含み、かつNb：0.005〜
0.05％、Ti：0.005〜0.2％及びＶ：0.005〜0.1％の
うち１種または２種以上を含有し、残部は鉄及び
不可避不純物より成る組成、同じく、 Ｃ：0.03〜0.15％、Mn：0.6〜2.5％、Al：0.10
％以下、Ｐ：0.04〜0.2％、Ｓ：0.008％以下を含
みかつNb：0.005〜0.05％、Ti：0.005〜0.2％、
及びＶ：0.005〜0.1％のうち１種又は２種以上
と、Si：2.0％以下とを含有し、残部は鉄及び不
可避不純物より成る組成、また Ｃ：0.03〜0.15％、Mn：0.6〜2.5％、Al：0.10
％以下、Ｐ：0.04〜0.2％、Ｓ：0.008％以下を含
みかつNb：0.005〜0.05％、Ti：0.005〜0.2％、
及びＶ：0.005〜0.1％のうち１種又は２種以上
と、Cr：2.0％以下とを含有し、残部は鉄及び不
可避不純物より成る組成、さらには、 Ｃ：0.03〜0.15％、Mn：0.6〜2.5％、Al：0.10
％以下、Ｐ：0.04〜0.2％、Ｓ：0.008％以下を含
みかつNb：0.005〜0.05％、Ti：0.005〜0.2％、
及びＶ：0.005〜0.1％のうち１種又は２種以上
と、Si：2.0％以下とCr：2.0％以下とを含有し、
残部は鉄及び不可避不純物より成る組成に溶鋼の
成分を調整することを、それぞれこれらの溶鋼か
ら調製したスラブに熱間圧延を施す際、スラブの
加熱温度を1050〜1250℃、熱間仕上圧延終了温度
を750〜900℃、巻取り温度を450℃以下として圧
延終了後巻取りに至る冷却速度を40〜150℃／ｓ
とすること の工程に結合する、加工用熱延高張力鋼板の製造
方法である。 まずこの発明でその鋼組成の成分範囲を限定す
る理由は次のとおりである。 Ｃは強度確保と低温変態生成相形成のために最
低0.03％を必要とするが、0.15％をこえると溶接
性、延性の劣化が著しいので0.03〜0.15％に制限
される。 Mnは、オーステナイトの安定性を高め最終的
に５％以上の低温変態生成相を形成させるため最
低0.6％は必要である。しかし2.5％をこえるとフ
エライト変態を抑制するので、最終的に60％以上
のフエライトと５％以上の低温変態生成相とを得
てY.R.を0.75以下にすることを困難にする。従つ
てMnは0.6〜2.5％に制限される。 Ｐは0.04％以上の添加により、通常の連続式熱
間圧延機で、通常の仕上げ温度で圧延し、通常の
冷却範囲で冷却した場合でも最終的に60％以上の
フエライトを生成し、オーステナイト中へのＣの
濃化とMnなどの元素の効果によつて５％以上の
低温変態生成相をもたらす効果をあらわす。Ｐが
0.04％未満では冷却速度によりフエライトが60％
以下となるのでＰの下限は0.04％とし、一方0.2
％をこえるとフエライトがＰの作用で強化されす
ぎY.R.が0.8以上となる。従つてＰは0.04〜0.2％
とする。 Alは脱酸元素として使用し、通常0.01％以上で
その効果が発揮される。しかし0.1％をこえて使
用することは介在物の増加をもたらし好ましくな
いので0.1％以下とした。 Ｓは0.008％をこえると熱間圧延時に生成する
MnSの伸長介在物による加工性の劣化が大きい
ので0.008％以下に制限することが必要である。
なおここで慣例に従い希土類元素（REM）及
び／又はCaを、MnSの球状化による加工性向上
のため、必要に応じて添加することができる。こ
の際REM／Ｓは２未満、またCa／Ｓは１未満の
ときはあまり効果がなく、またそれぞれ５、３を
越えると大型介在物が形成され、加工性に悪影響
をおよぼすので、REM／Ｓは２〜５、Ca／Ｓは
１〜３の範囲とするのがよい。 Nb、TiおよびＶはこの発明の目的とするとこ
ろの加工後の脆化防止に関し、同一の作用効をも
たらす重要な元素である。 第１図はＣ：0.05〜0.13％、Mn：0.8〜2.5％、
Ｐ：0.04〜0.2％を含む鋼（Ｓ：0.001〜0.004％、
Al：0.030〜0.040％）組成またはこれに対しNb、
Ti、およびＶを単独あるいは複合含有させた鋼
のスラブを1050〜1250℃で加熱し、連続式熱間圧
延機で熱延し、750〜900℃で仕上げ圧延した後40
〜150℃／ｓの範囲で速度で冷却し、450℃以下、
とくに400〜25℃でコイルに巻取つた2.9mm厚の鋼
板の加工後の脆性試験結果を示す。この試験では
鋼板を絞り比2.0（ポンチ径50mmφ、ブランク径
100mmφ）で絞り加工したカツプを種々の温度で
冷却し、重量５Kgの重鍾を２ｍの高さから落下さ
せて行ない、脆性割れが生ずる上限の温度、すな
わち脆性破壊発生開始温度の測定を行つた。この
温度が低いほど耐２次加工脆性が良好である。第
１図より明らかなように脆性破壊発生開始温度は
鋼板のT.S.によつて上昇するがNb、TiおよびＶ
が何れも0.005％未満の鋼板（●印）でのバラツ
キが大きいのに対し、Nb、Ti、Ｖをとくに0.005
％以上添加したもの（〇印）ではバラツキも少な
く、上記0.005％未満のものより低温である。し
たがつてNb、Ｖ、およびTiは最低限0.005％を必
要とする。しかしNbは0.05％、Tiは0.2％、Ｖは
0.1％を超えるとこの効果は飽和するとともに、
Y.R.も0.8以上と高くなるので、この値を上限値
とするわけである。 次にSiは2.0％以下でフエライト変態を助長し、
オーステナイト中のＣを濃化させることにより低
温変態生成相の形成を容易にする。 またCrは２％以下でオーステナイトを安定化
し、その焼入れ性をますのに役立つ。 またSiおよびCrは何れも２％をこえるとフエ
ライトの強化とフエライト分率の減少を生ずるの
で何れも２％以下をその含有範囲とする。 以上のような成分調整に供する鋼の溶製には、
通常の製鋼法を採用でき、またスラブの製造は造
塊一分塊圧延もしくは連続鋳造のいずれによつて
も良い。 しかしこの発明の方法では上記スラブの圧延は
次の要件を満たすことが必要である。 まずスラブ加熱温度は通常の圧延の場合と同様
に1050〜1250℃に制限され、これはこの温度域で
加熱後、通常の連続式熱間圧延機でこの発明に従
う鋼のスラブを熱延した場合、このスラブ加熱温
度でもたらされる最終圧延温度範囲の750〜900℃
で最終圧延後、冷却を40〜150℃／ｓの範囲とし
て冷却するだけで、格別な冷却パターンの規制を
要せず、最終的に60％以上のフエライト分率が得
られるためである。 なお冷却パターンについては圧延終了後空冷し
た後水冷する方法または圧延終了後水冷−空冷−
水冷をする方法を用いれば、圧延直後水冷する場
合より、フエライト分率の増加が得られる。しか
し、上述のスラブ加熱温度域の上限をこえ、また
は下限未満でスラブ加熱後圧延した場合は、最終
圧延温度や圧延後の冷却速度冷却パターンをかえ
ても最終製品で60％以上のフエライト分率が得ら
れない。これはスラブ加熱時のオーステナイトが
混粒でありその後の熱間圧延によつてもその不均
一性が解消されにくいためであり、そこでスラブ
加熱温度は1050〜1250℃に限定する。 熱間圧延後のコイル巻取り温度（C.T.）は450
℃以下に限定される。第２図はこの発明に従う
0.08％Ｃ−1.3％Mn−0.09％Ｐ−0.03％Nb鋼につ
きスラブ加熱を1050〜1250℃、最終圧延を750〜
900℃としたときのY.R.とC.T.の関係を示す。図
から明らかなようにY.R.は上記熱延条件の範囲
内ではほぼC.T.のみによつてきまり、C.T.が450
℃以下ではじめてY.R.が0.75以下となる。これは
450℃よりも上の温度で巻取つた場合にはパーラ
イト変態が生ずるためである。C.T.が450℃以下
の場合にはこの発明の成分の鋼の場合は60％以上
のフエライトが巻取り時までに生成するためオー
ステナイト部にＣが濃縮し、Mnの効果とあいま
つて巻取り後もしくは巻取り前に低温変態生成相
が生じ、Y.R.が低下するものと考えられる。し
たがつてC.T.は450℃以下に限定する。 実施例 １ 転炉で溶製し、第１表に示すように成分調製を
行つて、20トン鋳型に造塊し分塊圧延により200
mm厚910mm幅のスラブをつくつた。 各スラブは1200℃に加熱後粗圧延機４スラン
ド、仕上げ圧延機７スタンドからなる連続式熱間
圧延機にて下記に示す熱延条件で2.6mm厚のコイ
ルに圧延した。 熱延仕上げ温度 780〜850℃ コイル巻取温度 100〜380℃ 仕上げ圧延後コイル巻取りまでの平均冷却速度
30〜100℃／ｓ 熱延コイルにより圧延直角方向にJIS5号引張試
験片を採取し、引張試験を行なつた結果と、前述
の方法により求めた脆性破壊発生温度を第２表に
示す。

【表】

【表】

【表】 ＊ 残りはパーライト
この表より明らかなように発明鋼１〜11は降伏
比Y.R.が0.75以下であり降伏伸びも出現しない。
比較鋼12〜16はＣ、Mn、Ｐの含有量がこの発明
の範囲をはずれたものであつて、いずれも降伏比
が高い。 試料１〜11と12〜16の比較で明らかなように、
この発明によると、同一引張強さでの延びが高
く、良好な延性を示している。 さらに比較鋼17、18はNb、Ti、Ｖを添加しな
いものであり、降伏比は低いものの発明鋼と比べ
ると同一のT.S.での脆性破壊発生温度が高く、耐
２次加工脆性に劣つている。 実施例 ２ 200トン転炉で溶融し0.08％Ｃ−1.50％Mn−
0.08％Ｐ−0.035％Al−0.002％Ｓ−0.02％Nbに成
分調製し、連続鋳造法により200mm厚、1020mm幅、
25トン重量のスラブ８本をつくつた。各スラブは
粗圧延機５スタンド、仕上圧延機７スタンドから
なる連続式熱間圧延機で第３表に示す圧延条件の
もとで2.9mm厚のコイルに熱延した。 第４表に第３表に対応するコイルより圧延直角
方向に採取し、引張試験を行なつた結果と脆性試
験結果を示す。

【表】

【表】

【表】 ＊ 残りはパーラメント
この発明の方法により圧延条件範囲内で熱間圧
延を行なつた各試料Ａ〜ＥはいずれもY.R.が0.75
以下で降伏伸びの出現もなく、引張特性値の差も
少ない。さらに脆性破壊発生開始温度も低く、コ
イル間の変動が少ない。この発明の範囲外の条件
で熱延した試料Ｆはフエライトパーライト組織
に、また試料ＧおよびＨはフエライト分率の低い
複合組織になりいずれも降伏比が高い。また試料
Ａ〜Ｅに比べると同一T.S.での延びElもおとつて
いる。 以上の実施例に示すようにこの発明の加工用熱
延高張力鋼板の製造方法によれば熱延仕上げ温度
や、その後の冷却パターンについて厳しい規制を
要せずして、熱延コイル巻取り状態で適切な複合
組織が得られ、高延性、耐２次加工脆性が良好な
高張力鋼板として有用である。 たまこの発明によれば圧延後の冷却制御の規制
が緩和され、この種の鋼板の製造コストを低下さ
せることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は引張強さと脆性破壊発生開始温度の関
係を示すグラフ、第２図は降伏比に及ぼすコイル
巻取温度の影響を示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 鋼中成分として、 Ｃ：0.03〜0.15重量％、Mn：0.6〜2.5重量％、
   Al：0.10重量％以下、Ｐ：0.04〜0.2重量％、Ｓ：
   0.008重量％以下を含みかつNb：0.005〜0.05重量
   ％、Ti：0.005〜0.2重量％、及びＶ：0.005〜0.1
   重量％のうち１種又は２種以上を含有し、残部は
   鉄及び不可避不純物より成る組成に溶鋼の成分を
   調整すること、 この溶鋼から調製したスラブに熱間圧延を施す
   際、スラブの加熱温度を1050〜1250℃、熱間仕上
   圧延終了温度を750〜900℃、巻取り温度450℃以
   下とし、圧延終了後巻取りに至る冷却速度を40〜
   150℃／ｓとすること、の結合を特徴とする加工
   用熱延高張力鋼板の製造方法。 ２ 鋼中成分として、 Ｃ：0.03〜0.15重量％、Mn：0.6〜2.5重量％、
   Al：0.10重量％以下、Ｐ：0.04〜0.2重量％、Ｓ：
   0.008重量％以下を含みかつNb：0.005〜0.05重量
   ％、Ti：0.005〜0.2重量％、及びＶ：0.005〜0.1
   重量％のうち１種又は２種以上と、Si：2.0重量
   ％以下とを含有し、残部は鉄及び不可避不純物よ
   り成る組成に溶鋼の成分を調整すること、 この溶鋼から調製したスラブに熱間圧延を施す
   際、スラブの加熱温度を1050〜1250℃、熱間仕上
   圧延終了温度を750〜900℃、巻取り温度450℃以
   下とし、圧延終了後巻取りに至る冷却速度を40〜
   150℃／ｓとすること、の結合を特徴とする加工
   用熱延高張力鋼板の製造方法。 ３ 鋼中成分として、 Ｃ：0.03〜0.15重量％、Mn：0.6〜2.5重量％、
   Al：0.10重量％以下、Ｐ：0.04〜0.2重量％、Ｓ：
   0.008重量％以下を含みかつNb：0.005〜0.05重量
   ％、Ti：0.005〜0.2重量％、及びＶ：0.005〜0.1
   重量％のうち１種又は２種以上と、Cr：2.0重量
   ％以下とを含有し、残部は鉄及び不可避不純物よ
   り成る組成に溶鋼の成分を調整すること、 この溶鋼から調製したスラブに熱間圧延を施す
   際、スラブの加熱温度を1050〜1250℃、熱間仕上
   圧延終了温度を750〜900℃、巻取り温度450℃以
   下とし、圧延終了後巻取りに至る冷却速度を40〜
   150℃／ｓとすること、の結合を特徴とする加工
   用熱延高張力鋼板の製造方法。 ４ 鋼中成分として、 Ｃ：0.03〜0.15重量％、Mn：0.6〜2.5重量％、
   Al：0.10重量％以下、Ｐ：0.04〜0.2重量％、Ｓ：
   0.008重量％以下を含みかつNb：0.005〜0.05重量
   ％、Ti：0.005〜0.2重量％、及びＶ：0.005〜0.1
   重量％のうち１種又は２種以上と、Si：2.0重量
   ％以下とCr：2.0重量％以下とを含有し、残部は
   鉄及び不可避不純物より成る組成に溶鋼の成分を
   調整すること、 この溶鋼から調製したスラブに熱間圧延を施す
   際、スラブの加熱温度を1050〜1250℃、熱間仕上
   圧延終了温度を750〜900℃、巻取り温度450℃以
   下とし、圧延終了後巻取りに至る冷却速度を40〜
   150℃／ｓとすること、の結合を特徴とする加工
   用熱延高張力鋼板の製造方法。