JPH058255B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

「発明の目的」 本発明は超高張力マルエージング冷延鋼板の製
造方法に係り、200Kgｆ／mm²以上の引張強度を有
するような超高張力マルエージング冷延鋼板を連
続焼鈍ラインによつて適切に製造することのでき
る方法を提供しようとするものである。 産業上の利用分野 超高張力マルエージング冷延鋼板の製造。 従来技術 強度の極めて高いマルエージング鋼は従来から
知られている。即ちこの従来一般のマルエージン
グ鋼は極低炭素マルテンサイト組織中にＶ、Ti、
Al、Co、Moなどの２元素系又は多元素系の金属
間化合物を析出させた鋼であつて、変態組織強化
と強化能の大きい金属間化合物による析出強化と
を組み合わせることにより200Kgｆ／mm²以上の引
張強度が得られる。然して従来斯うした鋼の利用
はその成分および製造コストの観点から軍事、航
空、原子力、海洋開発などの特殊分野に限定さ
れ、その研究開発もそれら特殊分野への利用を前
提とした成分設計、強化機構、環境脆化などが主
体となつていた。 発明が解決しようとする問題点 上記のような在来一般のマルエージング鋼は、
一般的に低廉汎用性などが要求される冷間圧延薄
鋼板の分野でその利用が検討された例は極めて少
いが、このマルエージング鋼の有する前記のよう
な特性が斯様な冷間圧延薄鋼板分野に利用される
ことが好ましいことは言うまでもない。然して近
時における製鋼技術の高度進展によつて鋼の高清
浄化、製造プロセスの連続化などの製造技術上の
進歩と共に高強度化によるゲージダウンなどは上
記薄鋼板分野での利用を可能とする因子ではある
が、それを障害する技術的問題点は以下の如くで
ある。 マルエージング鋼は時効硬化処理に先立つて
溶体化処理を行う必要があり、この溶体化条件
は800〜850℃、好ましくは820℃で１時間程度
の加熱処理であることから連続熱処理ライン
で、このような溶体化処理を実施することが困
難である。 十分な時効硬化を達成するためには更に450
〜500℃、好ましくは480℃で３時間程度の時効
処理が必要とされており、このことも連続熱処
理ラインでの実施困難さを示す。 冷間圧延時の被圧延鋼帯組織がマルテンサイ
ト相であるため変形抵抗が高く、従来の圧延技
術ではミル負荷が大きいこととならざるを得な
い。 ところでこれらの問題点を解消する１つの手法
として特公昭58−18408号公報が開示されている。
即ち上記のような問題点は従来一般のマルエージ
ング鋼における材料設計が常に材質的に最高レベ
ルを指向して行われて来たためであり、利用技術
の面で等価性が保証されるならば熱処理条件など
に対する既成概念を打破することが可能である、
という観点に立つたもので、ストリツプフオーム
によつてマルエージング鋼帯を製造しようとする
ものである。然しこの技術においては鋼のミクロ
組織を820℃×１時間の溶体化処理材と等価な組
織とすることを前提としており、その溶体化処理
条件は連続熱処理ラインにおいて溶体化を行う上
でエネルギーコスト的或いは表面品質的に最適な
ものとなし得ない。 「発明の構成」 問題点を解決するための手段 本発明は上記したような実情に鑑み検討を重ね
て創案されたものであつて、 Ｃ：0.02wt％以下、Si0.1wt％、 Mn0.2wt％、Ｐ0.01wt％、 Ｓ0.01wt％、Ｎ0.01wt％ を含有すると共に、 Ni：15〜25wt％、Co10.0wt％、 Mo7.0wt％、Al0.2wt％ Ti1.5wt％ の中の何れか２種又は３種以上を含有し、残部が
Feおよび不可避的不純物よりなる鋼を、1000℃
以下の累積圧下率を60％以下とすると共に950℃
以下の累積圧下率を20％以下として900℃以上で
熱間圧延を終了し、300〜600℃で巻取り、次いで
冷間圧延後に再結晶焼鈍および溶体化処理するこ
とを特徴とする超高張力マルエージング冷延鋼板
の製造方法である。 作 用 上記したような本発明によるものはその成分組
成によつて有効な時効硬化を得しめ、しかもマル
エージング鋼の時効硬化を連続焼鈍ラインにおい
て短時間に達成せしめてエネルギコストを低減
し、熱間圧延時の蓄積圧下率、仕上げ温度、巻取
り温度などを適切に選ぶことにより材質および表
面性状を良好とする。 実施例 上記したような本発明について更に説明する
と、本発明は例えば連続焼鈍ラインのような実際
の連続熱処理ラインにおいてコスト的に有利で、
しかも材質的或いは表面品質上優れたマルエージ
ング冷延鋼帯を製造しようとするものであつて、
前記したような成分組成の鋼を上記のように熱間
圧延後に冷間圧延してから連続焼鈍ラインによつ
て再結晶焼鈍・溶体化処理する熱処理温度Ｔおよ
び熱処理時間ｔについては以下の条件に制御して
処理する。 825℃Ｔ1050℃ Ｔ950℃でｔ0.5min Ｔ950℃でｔexp（−Ｔ／90.2＋9.8） Ｔ1000℃でｔ1.0min Ｔ1000℃でｔexp（−Ｔ／64.6＋15.5） 又上記したような最終終溶体化工程に続いて、
200℃以下の温度に任意の冷却方法で冷却した鋼
板を同一パスライン内に配置された加熱・均熱炉
によつて400℃以上600℃以下の温度で10分以下の
時効硬化処理を行う工程を適宜に付加する。 このような本発明に関して仔細を説明すると、
本発明は熱処理されるマルエージング鋼帯の材質
および表面品質を損うことなく冷間圧延後の再結
晶焼鈍・溶体化処理を短時間内に行うことを狙い
とするものであり、特に熱延鋼板におけるミクロ
組織を最適状態に制御することによつて従来技術
に比較し更に低温・短時間の熱処理で所望の材質
を得ることに成功したものである。然してマルエ
ージング鋼帯の利用技術に関しては溶体化状態で
成形を行つた後に時効硬化処理を行うことが最も
有利であつて、このような意味から再結晶焼鈍・
溶体化処理状態における材質が保証される必要が
ある。 そこで本発明者等は、wt％（以下単に％とい
う）で、Ｃ：0.009％、Si：0.01％、Mn：0.05％、
Ｐ：0.005％、Ｓ：0.001％、Ｎ：0.0037％、Ni：
18.1％、Co：8.2％、Mo：4.7％、Al：0.004％、
を含有した鋼（後述する第１表の鋼１）を素材と
して種々の検討を行つた。即ち先ず熱間圧延機で
圧延をなし、970℃で4.0mm厚に仕上げた熱延鋼帯
を室温まで放冷し、該鋼帯を酸洗後、1.0mmｔま
で圧下率75％の冷間圧延をなし、再結晶焼鈍温度
と時間を種々に変化させて軟化焼鈍を行つた。然
して800℃、900℃および1000℃で熱処理時間を変
えて処理してから室温まで空冷した素材について
曲げ部に毛割れが発生する時点の限界曲げ半径
（Ｒ／ｔ：板厚に対する限界半径の比）を熱処理
時間に対して整理した結果は第１図に示す通りで
ある。即ち高温かつ長時間の熱処理となるに伴い
限界曲げ半径は小さくなり曲げ成形性の向上が示
されるが、ここで超高強度鋼板として使用される
場合のＲ／ｔは３以下であれば実用に供するに適
したものと言える。 又このような熱処理の温度について詳細を検討
した結果は第２図に示す通りである。即ちこの第
２図において〇の中に示された数字はＲ／ｔであ
つて、前記のようにＲ／ｔ＝３を境界として曲げ
成形性に対し要求されるべき焼鈍温度と時間の領
域は950℃以上では0.5分以上であるが、820℃は
下限であつて、この850℃のときは２分以上であ
る。 ところで冷延鋼板として使用される場合の重要
な特性として表面性状が挙げられ、特に高温で熱
処理する場合は炉内雰囲気による表面の酸化が問
題となる。然して連続熱処理炉で光輝焼鈍を行う
場合には炉内雰囲気を還元性にする必要があり、
一般には窒素（N₂）＋５〜10％水素（H₂）の雰
囲気で焼鈍する。このような完全な還元性雰囲気
下での焼鈍が可能なのはラジアントチユーブ加熱
（輻射管加熱）の炉であるが、850〜900℃を越え
る温度での操業が要求される場合はエネルギー効
率の悪化および輻射管の劣化などの点から好まし
いものでないから斯うした高温加熱を行う場合に
は直火加熱の炉が使用される。この直火加熱炉の
場合に比較的低い温度では低空燃比操業により非
酸化性雰囲気での加熱が可能であるが、1000℃近
傍で加熱する場合は燃焼廃ガスによる表面酸化が
避けられず、連続熱処理ラインでは焼鈍後に強還
元帯或いは酸洗槽を附設する必要がある。従つて
高温で再結晶焼鈍・溶体化処理を行つた後、イン
ラインでの酸化被膜除去あるいは最終製品の表面
性状を良好に保つことを考慮すると、熱処理過程
での表面の酸化を極力抑える必要がある。 そこで本発明者等は実機をシユミレートした小
型直火炉で、空燃比0.7〜0.9の条件で、1.0mmｔの
カツトサンプルを温度と時間を変えて熱処理した
後、N₂＋５％H₂雰囲気中で室温まで冷却して硝
弗酸溶液中で酸洗を行いその表面性状を評価し
た。即ち殆んど光輝焼鈍に近いものを５点、均一
な酸化被膜が形成され1min以内の酸洗で熱処理
前に相当する表面が得られるものを３点、強固で
かつ選択的な酸化被膜形成が認められ、1min以
内での酸洗が不可能なばかりか完全に酸洗を行つ
ても表面欠陥が残るものを１点として、各処理材
の表面を５段階評価した結果は第３図に示す通り
であつて、高温かつ長時間の処理で表面性状の劣
化が顕著となる。然して実用に供して支障のない
表面状態としては一般的に３以上であり、この範
囲はハツチングを以て示した矢印方向の範囲とな
り、熱処理時間１分では1000℃でもよいが、この
熱処理時間が10分となると850℃が限度である。 更にこの処理温度と時間との関係を、仔細に表
面性状との関係で示しているのが第４図であつ
て、この第４図には上記のような評点３を境界と
して許容される温度と時間の具体的な領域を区分
して示している。又このような第４図の結果と前
記した第２図の結果を総合して成形性および表面
性状の何れの面からも好ましい再結晶焼鈍温度と
熱処理時間の領域は第５図に示す如くなり、この
第５図に示された範囲は以下のような条件の範囲
である。 825℃Ｔ1050℃ ｔ0.5min atT950℃ ｔexp（−Ｔ／90.2＋9.8）atT950℃ 熱処理時間の下限 ｔ1.0min atT1000℃ ｔexp（−Ｔ／64.6＋15.5）atT1000℃ 熱処理時間の上限 然して本発明では上記した範囲において優れた
材質を得るためおよび製造プロセス上の配慮から
熱間圧延条件を特定の範囲内に規制する。即ち先
ず本発明では熱間仕上げ圧延において、1000℃以
下の温度範囲における累積圧下率を60％以下とす
ると共に950℃以下の温度範囲における累積圧下
率を20％以下に制御して900℃以上で圧延を完了
することを条件とする。 前記した第１〜第５図の検討に供した鋼につい
て、1000℃以下での累積圧下率を種々に変化させ
て圧延を行い、910℃で4.0mmｔに仕上げた熱延鋼
板を、1.0mmｔまで冷間圧延した後900℃で３分間
の再結晶焼鈍・溶体化処理を行つた。溶体化状態
でJIS5号試験片による引張試験を行つた場合の鋼
帯圧延方向での伸び（El_L）と直角方向での伸び
（El_T）の差（ΔEl）を1000℃から900℃での累積
圧下率と、950℃から900℃での累積圧下率で整理
した結果は第６図に示す通りである。即ち1000℃
以下での累積圧下率が大きい程、伸びの異方性が
大きくなり、特に950℃以下での累積圧下率が大
きい場合の異方性増大が顕著である。これは当該
鋼において熱間圧延時の動的回復・再結晶速度が
遅いため、比較的低温域で強圧低下を行うとオー
ステナイト粒が圧延方向に展伸し、集合組織が著
しく発達することを示し、特にこの傾向は表層部
において顕著となり、その結果板厚方向での集合
組織の差をもたらす。斯うしたオーステナイト領
域での集合組織は冷却に伴うマルテンサイト変態
相にも受けつがれ、冷間圧延および再結晶焼鈍過
程においてもこのようにして形成された結晶組織
の異方性が完全に消失しないことによるものと推
定される。そこで本発明では異方性の目安として
ΔEl1.0％を実用上問題のないものとし、従つ
て1000℃以下の累積圧下率を60％以下とすると共
に950〜900℃での累積圧下率を20％以下とする。 次に上記のような熱間圧延後の巻取り温度も製
造プロセス上重要な因子であり、本発明では以下
の理由によつてこれを規制する。先ず巻き取り温
度の下限は300℃とするもので、上述したような
熱延鋼板を１旦900℃でオーステナイト化してか
ら冷却途中の700℃から100℃の温度範囲で引張り
試験を行つた場合、200℃付近から急激に0.2％耐
力が増大する。これはプロセス上巻き取り負荷の
増加を示唆し、その理由は第７図に示す連続冷却
変態（CCT）挙動から200℃付近でマルテンサイ
ト変態が開始するためである。又当該鋼では巻き
取り前のランナウトテーブル上で変態が開始した
場合、ランナウト冷却の不均一によつて変態の進
行に不均一が生じ、板の形状が乱れるから巻き取
つた後、変態がコイル内で均一に起ることが板形
状の点で好ましい。即ちこれらの観点から巻取り
温度下限を300℃と規制した。 他方巻取り温度の上限は600℃とするが、これ
は主として脱スケール性を配慮したものである。
冷延鋼板の場合、冷間圧延前に酸洗或いは機械的
方法によつて脱スケールする必要があり、従つて
強固なスケールの形成された熱延鋼板では脱スケ
ール処理に手間がかかるばかりでなく脱スケール
が不完全となり易く、それによつて冷延鋼板の表
面性状に重大な欠陥をもたらす。第８図には前記
鋼を実験室規模の熱間圧延機で圧延し、700℃か
ら100℃に保持した大気炉中に１時間保持して炉
冷することにより巻取りをシミユレートしたサン
プルを硝弗酸で酸洗したときの酸洗時間と巻取り
相当温度との関係を示すが、巻き取り温度が600
℃を越えると酸洗時間が相当に増大する。これは
製造プロセス上不利となるばかりでなく、酸洗量
増大による歩留り減少を意味するわけで、斯様な
観点から巻取り温度上限を600℃とした。 本発明によるものがマルエージング鋼として実
用に供される場合に所望の時効硬化を発揮するこ
とが重要であることから添加合金元素の量をNi
を含む下記の２種または３種以上を以下の範囲に
規制する。特に本発明では成分コスト上の観点か
ら主として有効な時効硬化が得られる上限添加量
を規制した。 15.0％Ni25.0％ Co10.0％ Mo7.0％ Al0.2％ Ti1.5％ これらの元素は時効処理過程で、Ni₃Mo、
（Fe、Ni、Co）₂Mo、Fl₃Mo、Ni₃Ti、Fl₃Al、
Ni₃（Al、Ti）などの２元素或いは３元素以上の
金属間化合物を形成して著しい硬化に寄与する。
本発明においては特にNiを主体とする金属間化
合物〔Ni₃Mo、（FeNi、Co）、Mo、Ni₃Ti、Ni₃
（Al、Ti）〕の析出強化を目的としたもので、
Fe₃Mo、Fe₃Alなどの析出強化を加算することに
よつて更に強化が図れる。従つてNiは不可欠の
元素としてその上、下限を設定し、下限は本発明
にあおける析出強化態を維持する上で15％とし、
又上限は素材コストが上昇するのみならず添加量
に見合つただけの析出強化が期待できなくなるこ
とから25％とする。第９図は18％Niをベースと
して各元素を添加した鋼について上記した本発明
による一連の処理を行つて溶体化した後480℃で
10分間の時効したときの硬度（HRC）上昇量を
示すが、この図から明らかなように上記した各元
素の添加範囲で略短時間時効における飽和硬化量
に達する。これはそれぞれ単独あるいは２元素添
加による結果であり、更に複合添加を行うことに
より硬化量を増大させ得ることは明かである。 従つて本発明では第９図による必要最大添加量
をもつて各元素の上限添加量とする。又本発明で
は殊更に規定しないが強化元素としてNb、Cr、
Cu等を添加することも有効である。更に本発明
では基本成分系として、Ｃ0.02％、Si0.1％、
Mn0.2％、Ｐ0.01％、Ｓ0.01％、Ｎ0.01
％に規制する。これらは主として延性を考慮した
もので上記の範囲に夫々制限することにより著し
い伸びの劣化は回避できる。 扨て、本発明では上記の内容に基く溶体化状態
のマルエージング冷延鋼板を製造する方法と共に
連続熱処理ラインにおけるインライン時効硬化処
理鋼帯の製造を可能にする。つまり本発明者等は
マルエージング鋼の時効硬化が時効開始から３分
以内で溶体化状態に比較して40％前後の硬化が、
又10分程度では50〜60％程度の硬化が認められる
ことから連続焼鈍ラインにおける過時効処理炉で
の短時間過時効でも実用に供するだけの高強度化
が図られることに着目した。第１０図は前記した
鋼において本発明による条件で溶体化した後、
480℃で時効したときの時効硬化挙動を示すもの
で、この図から明かなように実際の連続焼鈍ライ
ンにおける過時効処理炉で一般的に行われている
熱処理時間（3min）でも40％以上の硬化が認
められ、実際の過時効処理炉で処理可能と考えら
れる10minでは50〜60％の硬化が認められる。こ
れは同一温度で３時間時効した場合は硬化率が70
〜80％程度であることから判断して短時間時効で
も充分実用に供するだけの強度が得られると言え
る。従つて本発明では溶体化後、インラインでの
短時間時効を行うことによつてセミハード状態の
マルエージング鋼帯製造を目的として400〜600℃
の温度で10分以下の時効処理を行う。ここで時効
温度が400℃未満の場合は10min以内の時効では
硬化率目安として本発明者等が設定した溶体化状
態に対して30％以上の硬化が望めず、一方600℃
を越える温度では10min以内の短時間時効でも過
時効現象が起つて材質が劣化すること、及び炉操
業上好ましくないと判断されるためである。 本発明方法によるものの具体的製造実施例につ
いて説明すると以下の如くである。 先ず次の第１表は本発明者等が具体的に用いた
本発明による鋼および比較鋼の化学組成である。

【表】

【表】 実施例 １ 真空溶解炉で溶製した第１表の鋼１〜７につい
て1250℃に加熱後熱間圧延した。熱間圧延条件は
本発明による条件として1000℃以下での累積圧下
率を50％、仕上げ温度920℃で4.0mmｔとし、この
供試材を酸洗後1.0mmｔまで冷間圧延した後900℃
×3minの再結晶焼鈍・溶体化処理を行つた。 この溶体化後の硬度（HRC）と破断伸び（G.
L.：50mm、G.W.：12.5mm）および480℃×10min
の時効後の硬度（HRC）の値は次の第２表の如
くであつた。

【表】 即ち母金属としてのFe中の不可避的元素（Ｃ、
Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Ｎ）が本発明による上限規制
値を越えた場合は、本発明による鋼に匹敵する時
効硬化は得られるが、溶体化状態での曲げ性が劣
化することが理解される。 実施例 ２ 実施例１と同様の条件で溶製し、熱間圧延、冷
間圧延および再結晶焼鈍・溶体化を行つた鋼１、
２および鋼８〜14について溶体化後の延性異方性
（ΔEl）と限界曲げ半径（Ｒ／ｔ）および時効後
の硬度（HRC）は次の第３表の通りである。

【表】 即ち強化元素として添加されるNi、Co、Mo、
Al、Tiが本発明における上限値を超えた場合は
時効硬化後の硬度は高くなるが再結晶速度が遅滞
することにより本発明で規定した熱処理条件では
冷間圧延組織が充分に回復しない。そのため本発
明による鋼に比較して延性の異方性および限界曲
げ半径が大きい。一方Niに関しては下限値（15
％）以下の場合には十分な硬化率を期待すること
ができない。 実施例 ３ 本発明による製造法の効果については第１表中
の鋼１について第１〜１０図に詳述したが、他の
鋼についても同様であつて、次の第４表に比較法
と共に併せて示す通りである。

【表】 「発明の効果」 以上説明したような本発明によるときは超高張
力マルエージング冷延鋼板を薄鋼板に関する連続
焼鈍ラインによつて、その材質上および表面品質
上ともに良好で、しかもエネルギーコスト上も有
利に製造することができるものであつて、工業的
にその効果の大きい発明である。

【図面の簡単な説明】

図面は本発明の技術的内容を示すものであつ
て、第１図は再結晶焼鈍後の鋼帯について圧延直
角方向の限界曲げ半径（Ｒ／ｔ：板厚に対する
比）におよぼす焼鈍温度と時間の影響を示した図
表、第２図はこの限界曲げ比で規制した本発明に
おける再結晶焼鈍温度と熱処理時間の範囲を示し
た図表、第３図は再結晶焼鈍後の後の表面酸化被
膜評点に及ぼす焼鈍温度と時間の影響を示した図
表、第４図は表面性状評点で規制した本発明にお
ける再結晶焼鈍温度と熱処理時間の範囲を示した
図表、第５図は本発明における再結晶焼鈍温度と
時間に対する本発明の関係を示した図表、第６図
は溶体化後の延性の異方性（ΔEl）におよぼす熱
間圧延時における異積圧下率の影響を示した図
表、第７図は本発明における鋼の１つについて連
続冷却変態（CCT）挙動を示した図表、第８図
は熱間圧延巻取り温度の0.2％耐力および巻き取
り後の素材酸洗時間におよぼす巻取り温度の影響
を示した図表、第９図は溶体化後の時効硬化率に
対する添加合金元素量の影響を説明した図表、第
１０図は短時間溶体化材の480℃における時効時
間と時効硬化率の関係を示した図表である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.02wt％以下、Si0.1wt％、 Mn0.2wt％、Ｐ0.01wt％、 Ｓ0.01wt％、Ｎ0.01wt％、 を含有すると共に、 Ni：15〜25wt％、Co1.00wt％、 Mo7.0wt％、Al0.2wt％、 Ti1.5wt％ の中のNiを含む何れか２種又は３種以上を含有
   し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼
   を、1000℃以下の累積圧下率を60％以下とすると
   共に950℃以下の累積圧下率を20％以下として900
   ℃以上で熱間圧延を終了し、300〜600℃で巻取
   り、次いで冷間圧延後に再結晶焼鈍および溶体化
   処理することを特徴とする超高張力マルエージン
   グ冷延鋼板の製造方法。 ２ 溶体化工程に続いて200℃以下の温度に冷却
   した鋼帯を同一パスライン内に配置された加熱・
   均熱炉の時効硬化処理をする特許請求の範囲第１
   項に記載の超高張力マルエージング冷延鋼板の製
   造方法。