JPH0768583B2

JPH0768583B2 - 高張力冷延鋼板の製造法

Info

Publication number: JPH0768583B2
Application number: JP59041881A
Authority: JP
Inventors: 修二中居; 精一杉沢
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1984-03-07
Filing date: 1984-03-07
Publication date: 1995-07-26
Anticipated expiration: 2010-07-26
Also published as: JPS60187625A

Description

【発明の詳細な説明】（発明の目的）本発明は２相組織を有する高張力冷延鋼板の製造方法に
関し、より詳しくは、Siの酸化に基づく鋼板の表面疵発
生および成形性と化成処理性の劣化を防止しながら、機
械的特性やプレス成形性、スポット溶接性の良好な45〜
65kg/mm²級の高張力冷延鋼板を製造する方法に関する。

近年、機械的特性、特に使用時におけるプレス成形性の
良好な高張力冷延鋼板として２相組織を有するものが採
り上げられている。２相組織鋼とは、軟質のフェライト
地に硬質のマルテンサイト粒を分散させることにより強
化した鋼で、一般にはフェライト・オーステナイト２相
域に加熱後、適当な冷却速度で冷却することにより得ら
れる。２相組織鋼の鋼板は降伏応力が低く、引張強度が
高い。しかも、高い強度でも大きな伸びを維持するの
で、成形性が非常に良好である。従来の２相組織鋼は、
Mnをベースに、CrやMoでマルテンサイト相の析出を図
り、一方でSiを強化元素およびフェライト相の析出元素
として利用している。

ところで、通常の冷延鋼板の製造においては、造塊また
は連続鋳造により得たスラブを、冷間圧延に先立って行
われる熱間圧延のために再加熱炉に送り、ここでスラブ
を長時間加熱する。２相組織鋼にあっては、上記の理由
からSiを比較的多量に含有するので、この再加熱工程に
おいて、スラブ表面付近にSi−Fe−Ｏの３元素よりなる
低融点の酸化物が加熱オーステナイト粒界に生成する。
このため、熱間圧延終了後の鋼板表面は粒界が微細に侵
されており、圧延中のディスケールまたは酸洗などの手
入れ工程によりかかる欠陥を除去しても、鋼自体に微細
なクラックが生じてしまっているか、あるいは洗浄が不
十分なときは表面疵として残留することになる。その結
果、外観が不良となったり、過酷なプレス成形では割れ
などの不具合を生じる。

さらに、２相組織鋼の鋼中に固溶したSiおよびMnは、冷
間圧延後の焼鈍中に容易にSi−ＯおよびMn−Ｏ系酸化物
を形成し、これがスポット溶接時にチリ発生、溶着発生
を誘起し、溶接部強度の低下をきたす。また、化成処理
時にも、化成処理皮膜形成の反応を阻害し、結果として
十分な耐食性を得ることができなくなる。

上記の再加熱工程に伴う難点は、このような再加熱を省
略した、いわゆる直送圧延（造塊もしくは連続鋳造した
鋼片もしくはスラブを直ちに、または、保温、復熱のた
めの短時間保熱炉、復熱炉に入れてから熱間圧延する圧
延方法）により回避することができるが、焼鈍時の酸化
物形成に伴う欠陥はこのような方法によっても克服でき
ない。

したがって、本発明の目的は、上述したような欠点を示
さない機械的特性、スポット溶接性および化成処理性の
すぐれた２相組織鋼の高張力冷延鋼板の製造方法を提供
することである。

（発明の構成）本発明者らは、２相組織鋼の冷延鋼板の製造において、
鋼のＣ、Si、Mnの含有量を制限するとともに、熱間圧延
前の再加熱条件を限定し、さらに冷間圧延後の焼鈍を特
定の均熱条件および雰囲気での連続焼鈍とすることによ
り、前述したようなSiおよびMnの酸化に基づく各種の難
点を防止することができるとの知見を得て、本発明を完
成した。

本発明は、重量％で C:0.01〜0.10％、Si:0.70〜1.0％、 Mn:1.8〜3.0％、Al:0.005〜0.10％を含み、必要に応じてCa、Ti、Mgおよび希土類金属の１
種または２種以上を50ppm以下添加した鋼の鋼片に対し
て、直送圧延による場合はそのまま、熱片の再加熱（ホ
ットチャージ）または冷片の再加熱の場合は表面温度10
50℃以上の滞留時間が２時間以内となる再加熱を施した
のち、熱間圧延と冷間圧延を順に行い、次いでH₂0.3〜1
2％を含有する露点−60〜−10℃の雰囲気中で均熱条件
が700〜880℃で20〜120秒の連続焼鈍を行うことを特徴
とする、２相組織を有する高張力冷延鋼板の製造方法に
ある。

本発明の鋼組成および製造条件を上記のように制限した
理由を次に述べる。

鋼組成：Ｃは、0.01％未満であると溶製が困難となり、一方0.10
％を越えるとスポット溶接性が劣化するので、0.01〜0.
10％とした。

Siは２相組織鋼とするのにある程度は必要であり、Siが
0.70％未満では引張強度と伸びのバランスの良好な２相
組織が得られない。しかし、Siが1.0％より多くなる
と、上述したSiの酸化による劣化が顕著となるので、Si
は0.70〜1.0％と云う狭い範囲に限定した。

Mnも２相組織を得るのに最低1.8％は必要であり、一方M
nが3.0％を越えるとスポット溶接性と化成処理性が劣化
するので、1.8〜3.0％に制限した。

Alは、最低0.005％含有させないと、SiO₂系介在物が減
少しない。しかし、0.10％を越えるAlを存在させても、
コストが高くなるだけで、効果は少ないので、0.005〜
0.10％の範囲内とした。

不可避不純物のうち、Ｐは0.04％を越えると、帯状組織
形成により成形性の劣化をもたらすので、0.04％以下と
するのが好ましい。また、Ｓは、0.02％より多くなる
と、MnS形成により成形性が劣化するので、0.02％以下
とするのが好ましい。

なお、MnSの形成に基づく成形性劣化を防止するため
に、必要に応じてCa、Ti、Mgまたは希土類金属の１種ま
たは２種以上を添加してもよいが、その合計量が50ppm
を越えると介在物が過剰となり、悪影響が出てくるの
で、これらを添加する場合には、合計で50ppm以下の量
とする。

製造条件：本発明の方法で用いるスラブは造塊−分塊および連続鋳
造のいずれで得たものでもよい。直送圧延によりスラブ
の再加熱を必要としない場合には、造塊−分塊または連
続鋳造で得たスラブをそのままただちに熱間圧延工程に
送る。

また、熱片の再加熱または冷片の再加熱の場合、すなわ
ち熱間圧延の前に再加熱が必要なスラブの場合には、こ
の再加熱において表面温度1050℃以上の滞留時間を２時
間以内とする。これは、前述のように、高温での再加熱
が長くなると、Si−Fe−Ｏ系による粒界酸化が顕著とな
るからである。添付図面に、表面温度1050℃以上の滞留
時間と熱間圧延後の表面劣化との関係を示す。図中、横
軸のは直送圧延、は直送圧延で、保温、復熱のため
短時間復熱炉を使用した場合、は熱片の再加熱または
冷片の再加熱を行った場合を示し、の下の数字は表面
温度1050℃以上の滞留時間（hr）を示す。縦軸の記号の
意味は、熱間圧延後の表面劣化が次の通りであることを
それぞれ意味する： ◎：まったくなし ○：わずかにあり △：劣化があるが、実用上支障なし ×：劣化が顕著で、実用に不適当。

また、各ドットは１回の試験を意味する。添付図面か
ら、表面温度1050℃以上の再加熱時間が２時間を越える
と、Si−Fe−Ｏ系による粒界酸化が実用に支障を生ずる
ほど顕著となることがわかる。これに関連して、ホット
チャージで再加熱する場合も、これに準ずる。

直送もしくは上記条件での再加熱処理を行ったスラブ
を、本発明の方法にしたがって熱間圧延する。熱間圧延
の条件は通常の条件でよい。すなわち、仕上げ温度はAr
₃点より高温、普通には800〜900℃程度であり、巻取温
度は400〜700℃、望ましくは550〜750℃程度とする。巻
取温度400℃より低いと、硬化が過大となって、巻取作
業自体および次工程が困難となる。一方、巻取温度が70
0℃を越えると、帯状組織と二次Si−Fe−Ｏ系酸化物の
発生が現れるようになる。

熱間圧延後、脱スケールを行い得られたストリップを冷
間圧延する。このときの圧下率は、所望の高張力および
板厚精度、平坦度を確保するためには少なくとも40％と
するのが好ましい。圧下率の上限には特に制限はない
が、所望の板厚と表面精度に応じて制限されよう。

冷間圧延で得た鋼板を次いで連続焼鈍に対して、２相組
織を発現させるとともに、所望の機械的特性を確保す
る。この焼鈍の条件が本発明の方法で目的とする各種の
性能を得るのに重要であることが判明した。本発明の方
法によると、焼鈍は、均熱を700〜880℃の温度で20〜12
0秒間行い、H₂0.3〜12％を含有する露点−60〜−10℃の
雰囲気での連続焼鈍により実施する。バッチ焼鈍では、
700〜800℃の温度で最冷点の温度保持を２時間以上行
い、H₂0.3〜12％を含有する露点−60℃〜−10℃の雰囲
気により焼鈍を実施する。

均熱温度が700℃より低いか、均熱時間が20秒未満であ
ると、２相組織が得られなくなる。一方、均熱温度が88
0℃を越えるか、時間が120秒より長くなると、鋼中に固
溶したSiまたはMnによる酸化物形成を生じ、外観および
各種性能が劣化する。焼鈍雰囲気のH₂含有量が0.3％未
満であると、Feの酸化が起こるようになる。焼鈍雰囲気
の露点は低ければ低いほどよいが、実際には−60℃より
低温の露点とするのは極めて困難であるので、露点の下
限は−60℃とした。雰囲気のH₂含有量が12％を越える
か、露点が−10℃より高くなると、やはり鋼中Siまたは
Mnによる酸化物形成が認められるようになる。焼鈍のそ
の他の条件は通常の条件でよい。具体的には、均熱温度
への加熱温度は２〜20℃/sec、冷却速度は２〜40℃/se
c、焼鈍後の過時効処理は200〜450℃で２〜８分間、過
時効後の冷却速度は１〜20℃/secの程度でそれぞれよ
い。なお、連続焼鈍後、必要に応じて、鋼板に連続的に
亜鉛めっきを施してもよい。

実施例第１表に示す化学組成の鋼種から連続鋳造法により幅95
0mm、厚さ250mmのスラブを得、これを本発明の方法にし
たがって各種条件で処理して冷間圧延鋼板を製造した。
具体的には、スラブを直送圧延により、直送圧延で
復熱炉の使用により、または冷スラブの再加熱処理を
経て、熱間圧延機に送り、厚さ3.0mmのストリップを得
た。このストリップを次いで冷間圧延および連続焼鈍に
付して冷間圧延鋼板を得た。使用スラブの区分、熱間圧
延条件、冷間圧延後の板厚、焼鈍条件（過時効条件も含
む）ならびに得られた鋼板の機械的特性およびその他の
性能（表面粒界酸化、スポット溶接性、化成処理性）を
第２表にまとめて示す。

第２表の結果からわかるように、熱間圧延前に再加熱処
理する場合、表面温度1050℃以上での加熱時間が２時間
を越えると（比較例２、３、４）鋼板表面でのSi−Fe−
Ｏ系酸化物による粒界酸化が顕著であり、外観と成形性
に劣化を生じるとともに、化成処理性も悪化する。ま
た、焼鈍時間が120秒を越えると（比較例１）、鋼中Si
またはMnの酸化のためにスポット溶接性と化成処理性の
劣化が著しくなる。鋼のSi含有量が高い鋼種No.7を使用
した比較例５では、圧延前再加熱、圧延および焼鈍の条
件がいずれも本発明の範囲内であっても、鋼中Siの酸化
のために同様にスポット溶接性と化成処理性が劣化して
いる。これに対して、本発明例では、機械的特性、表面
粒界欠陥、スポット溶接性および化成処理性のいずれも
が良好なバランスのとれた高張力冷延鋼板が得られてい
る。

このように、本発明の方法は、SiおよびMnの酸化による
表面欠陥の発生および成形性とスポット溶接性の劣化を
避けることができ、しかも機械的特性と化成処理性も良
好な高張力冷延鋼板を経済的に製造することができ、汎
用の高張力冷延鋼板の製造方法として有利な方法と言え
る。

【図面の簡単な説明】

添付図面は、スラブ区分および再加熱温度つまり冷スラ
ブの再加熱におけるスラブの表面温度1050℃以上の滞留
時間と熱間圧延後の鋼板表面の粒界酸化との関係を示す
図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】C:0.01〜0.10％、Si:0.70〜1.0％、 Mn:1.8〜3.0％、Al:0.005〜0.10％を含み、必要に応じてCa、Ti、Mgおよび希土類金属の１
種または２種以上を50ppm以下添加した鋼の鋼片に対し
て、直送圧延による場合はそのまま、熱片の再加熱また
は冷片の再加熱の場合は表面温度1050℃以上の滞留時間
が２時間以内となる再加熱を施したのち、熱間圧延と冷
間圧延を順に行い、次いでH₂0.3〜12％を含有する露点
−60〜−10℃の雰囲気中で均熱条件が700〜880℃で20〜
120秒の連続焼鈍を行うことを特徴とする、２相組織を
有する高張力冷延鋼板の製造方法。