JPH0772298B2 - 加工性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 〈産業上の利用分野〉 この発明は、均一超微細な組織を有する加工性に優れた
熱延高張力鋼板の製造方法に関する。

〈従来技術とその課題〉 一般に、鋼材の強度や延性等の諸特性はその組織が微細
になるほど向上するとされており、従来から鋼材組織を
より微細化する技術の開発にしのぎが削られてきた。

そして、長年に亘って続けられてきたこれら研究の成果
として ａ）制御圧延， ｂ）制御圧延・加速冷却， ｃ）大圧下圧延（例えば特開昭62−253733号，特開昭63
−145720号等）， などの新しい組織微細化技術が生み出されるに至った。

しかしながら、これらの各技術にも次のような問題が指
摘されている。

即ち、制御圧延技術では、“制御圧延と言う熱間加工に
よって作り出されるオーステナイト（γ）粒”は或る程
度まで微細になると実際上もはやそれ以上に微細化する
ことができず、そのため制御圧延のみでは、フェライト
（α）粒径が10μｍ程度の均一な微細組織を得ることさ
え困難である。

そして、上記制御圧延に加速冷却を組み合わせた技術で
もってしても、上述したように制御圧延により十分なγ
組織の微細化が達成されないことから、その後の加速冷
却によって無理やり微細なαを変態生成させようとして
も限界があり、従ってやはりα粒径が10μｍを下回る程
に微細化された均一組織を得るのは極めて困難なことで
あった。ましてや、α粒径が５μｍ以下（Grain Size N
o.で12以上）の均一超微細組織を得ることなど到底不可
能であった。

一方、大圧下圧延による組織微細化技術は、γ未再結晶
温度域で圧下率30％／パス以上の大圧下を加えてγ粒を
“変形帯を粒内に含む加工硬化γ”とし、その後γ→α
変態を生じさせて組織の微細化を図るものであるが、こ
の方法ではγ→α変態前のγ粒は大圧下圧延により単に
伸長しているだけで等方的な微細粒となっていないこと
から、やはり組織微細化に限界があり、そのため変態後
のα粒径が５μｍを下回る程の均一超微細組織の実現は
叶わなかった。

このようなことから、本発明が目的としたのは、鋼板に
従来法では実現が困難だった“超微細でしかも等方的な
均一組織”を安定して現出させることができる工業的手
段を見出し、それによって、“優れた加工性を示す熱延
高張力鋼板”を格別に特殊で高価な合金元素の添加等に
頼ることなく高能率生産し得る方法を提供することであ
った。

〈課題を解決するための手段〉 本発明者等は、上記目的を達成すべく様々な観点に立っ
て鋭意研究を重ねた結果、「熱延鋼板の素材鋼（連続鋳
造鋳片又はインゴット等）として特定組成のものを用い
ると共に、それの熱間圧延に際し温度調整を行ってフェ
ライトを含む組織を前以て現出しておき、該組織に所定
圧下率の圧延を施してから急速昇温して上記フェライト
をオーステナイトへと逆変態させるか、或いは、上記素
材鋼のオーステナイト粒径が200μｍ以上である場合に
は、フェライト組織を現出させる前の素材鋼にオーステ
ナイト再結晶温度域で一旦所定圧下率の圧延を実施し、
それから上記工程の加工熱処理を施してフェライトをオ
ーステナイトへと逆変態させると、現われるオーステナ
イト組織は従来の制御圧延等では到底得られないような
超微細組織となる。そこで、この超微細オーステナイト
組織に更に圧延加工を施してから冷却すると、変態生成
するフェライトは超微細オーステナイト組織を元にして
いるためやはり極めて微細なものとなり、従来は実現が
極めて困難であったフェライト粒径10μｍを遥かに下回
る等方的な均一超微細組織を有した鋼板が安定して得ら
れる。しかも、この超微細組織鋼板は、強度や延性等の
特性面でこれまでの鋼板よりも一段と優れた値を示し、
非常に望ましい加工用熱延鋼張力鋼板となり得る」との
知見を得るに至ったのである。

本発明は、上記知見事項等に基づいてなされたもので、 「C:0.03〜0.25％（以降、成分割合を表わす％は重量％
とする）， Si:0.01〜2.00％,Mn:0.40〜2.00％,Al:0.01〜0.10％ を含有すると共に、更に Nb:0.01〜0.10％,V:0.01〜0.10％， Ti:0.01〜0.10％,Ca:0.01％以下 のうちの１種以上をも含み、残部がFe及び不可避的不純
物から成る連続鋳造鋳片（スラブ，ブルーム，ビレッ
ト）又はインゴット（以降“鋼片”と総称する）を、第
１図に示すように熱片状態からそのまま冷却するか、或
いは第２図に示すように熱片のまま乃至は加熱炉に装入
してから再結晶温度域で一旦合計圧下率30％以上の圧延
を行った後に冷却し、その後同じく上記第１図及び第２
図に示したように （ａ） Ar₃点以下の温度域で合計圧下率30％以上の圧
延を施す， （ｂ） 続いてAc₃点〜〔Ac₃点＋100℃〕の温度域に10
℃/sec以上の加熱速度で昇温し、フェライトからオース
テナイトへ逆変態を生じさせる， （ｃ） そして、該オーステナイト相温度域で合計圧下
率10％以上の圧延を施す， なる工程で順次加工熱処理し冷却することにより、均一
超微細組織を有し優れた加工性を示す熱延高張力鋼板を
能率良く安定して製造し得るようにした点」 に特徴を有するものである。

続いて、本発明に係る熱延高張力鋼板の製造条件（素材
鋼の化学組成，処理条件等）を前記の如くに限定した理
由を、その作用と共に詳述する。

〈作用〉 Ａ）素材鋼の化学組成 Ｃ Ｃ含有量が0.03％未満であるとα，γの粒成長傾向が著
しくなり、逆変態を生じさせて細粒化しても直ぐに粒成
長によって粗大化してしまうと言う不都合を来たす。一
方、0.25％を超えてＣを含有させると溶接性の劣化を招
く。従って、Ｃ含有量は0.03〜0.25％と定めた。

Si 固溶Siは強度上昇や延性向上に大きく寄与する他、Si添
加によって残留オーステナイトが増大するので、この点
からも延性向上に好ましい元素であると言える。そし
て、この作用は熱間圧延で低温巻取り（約400℃以下）
を行う場合に特に好ましものである。ただ、Si含有量が
0.01％未満では前記作用による所望の効果が確保でき
ず、一方、2.00％を超えて含有させると逆に延性低下や
溶接性の劣化を招くことから、Si含有量は0.01〜2.00％
と定めた。

Mn Mnは、鋼の熱間加工性を改善する効果の他、焼入れ性の
向上等により強度を上昇せしめる作用を有する好ましい
元素であるが、2.00％を超えて含有させると溶製上並び
にコスト面での不利を招くようになる。一方、Mn含有量
が0.40％未満であるとα粒の成長が顕著となって超微細
組織網の製造に悪影響を及ぼす。このため、Mn含有量は
0.40〜2.00％と定めた。

Al Alは鋼の良好な脱酸剤として作用する他、炭窒化物の形
成によって鋼の強度を改善する作用をも有しているが、
その含有量が0.01％未満では前記作用による所望の効果
が得られない。なお、前記炭窒化物は原則としてフェラ
イト（α）中で形成されるため、少量添加の場合にはAl
は加工によるγからαの形成に大きな障害とならない
が、0.10％を超える多量に添加すると鋼中に粗大析出物
の形で残留し、特定劣化の原因となる。従って、Al含有
量は0.01〜0.10％と定めた。

Nb,V,Ti,及びCa これらの元素は鋼の強化或いは加工性の向上に有効であ
るので１種又は２種以上の添加を要する成分であるが、
その含有量を数値限定したのは次の理由による。

ａ）Nb,V及びTi これらは何れも炭窒化物を形成して鋼の強度を向上させ
る作用を有しているが、その含有量が0.01％未満では上
記作用による所望の効果が得られず、一方、0.10％を超
えて含有させるとα変態を遅らせるためにAr₃変態点が
低くなり、二次圧延時の加工応力が高くなって圧延が困
難となる。従って、Nb,V或いはTiを含有せしめる場合に
は、その含有量を各々0.01〜0.10％とするように定め
た。

ｂ）Ca Caは圧延後の介在物の形状を変化（球状化）させ、鋼の
加工性を向上する作用を有しているが、0.01％を超えて
含有させると介在物が増加して逆に特性を損なうことと
なる。従って、Caを含有させる場合には、その含有量を
0.01％以下とするように定めた。

Ｂ）鋼片を熱片から冷却してAr₃点以下の温度域で合計
圧下率30％以上の圧延を施す理由 熱鋼片を一旦Ar₃点以下に冷却して圧延を施すのは、本
発明の方法が“フェライトを含む組織に塑性加工を加え
てからフェライト相をオーステナイト相に逆変態させる
こと”を主要な要件としているためであり、そのために
はフェライト相の生成を必要とするからである。この際
の冷却温度については、Ar₃点以下であれば格別に制限
されるものではないが、現実的な操業性の面からすると
Ar₃点未満近傍のなるべく高温の領域｛Ar₃点〜（Ar₃点
−100℃）｝にすることが好ましいと言える。しかしな
がら、フェライトを含む組織に塑性加工を加えてからフ
ェライト相をオーステナイト相に逆変態させるに当っ
て、塑性加工時におけるフェライト（α）の体積率が多
いほど逆変態後のγ粒が微細になることから、製品性能
面からすれば、フェライトの体積率を増大させるべく前
記冷却温度はAr₁点以下とするのが望ましい。

そして、Ar₃点以下の温度域で施す圧延加工の合計圧下
率を30％以上としたのは、この際の圧下率が合計で30％
以上となった場合に始めて逆変態による微細γ粒の安定
形成が達成できるからである。

即ち、Ar₃点以下の温度域で圧延加工を施すと、この圧
延によってフェライト（α）が加工硬化しオーステナイ
ト（γ）への逆変態核が増加する、そして、この逆変態
核の数が極度に多ければその後のオーステナイト域への
急速昇温で極めて微細なγ粒が生成する訳である。しか
るに、上記逆変態核数は圧下率が合計で30％以上となっ
た時に始めて顕著な急増傾向を示し、所望の超微細γ粒
の安定生成が叶うことから、Ar₃点以下での合計圧下率
を30％以上と定めたが、望ましくは50％以上とするのが
良い。

ところで、連続鋳造或いはインゴット鋳造した鋼片（素
材鋼）のγ粒径が200μｍ以上となっているような場合
には、その熱鋼片をそのままAr₃点以下に冷却して圧延
後、逆変態を起こさせても所望の均一超微細組織が得ら
れない恐れがある。しかし、このような場合でも、上記
熱鋼片を冷却する前に、そのまま乃至は加熱炉へ装入後
に一旦オーステナイトの再結晶温度域で加工して再結晶
による細粒化（γ粒径:200μｍ未満）を図っておけば上
記問題は払拭される。

ただ、熱鋼片をオーステナイトの再結晶温度域で再結晶
させてγ粒径を200μｍ未満とするには、該再結晶温度
域で圧下率30％以上の加工を加える必要がある。

Ｃ）Ac₃点〜〔Ac₃点＋100℃〕の温度域まで10℃/sec以
上の加熱速度で昇温する理由 Ac₃点以上に昇温するのは「加工硬化したフェライト
（α）から逆変態により非常に微細なγ粒が生成する」
と言う本発明に係る方法での特徴的な作用・効果を十分
に発揮させるためである。この場合、昇温温度の上限を
〔Ac₃点＋100℃〕としたのは、この温度を超えて昇温す
るとγが粒成長してしまって最終的に所望の均一超微細
組織鋼板が得られず、従って所望の強度及び加工性を確
保することができなくなることによる。

そして、Ac₃点〜〔Ac₃点＋100℃〕の温度域まで昇温す
る際の加熱速度が10℃/sec未満であると逆変態核導入の
原因となる加工による歪がα→γ逆変態に先立って開放
されてしまい、所望の微細γ粒組織を実現できなくな
る。従って、上記加熱速度を10℃/sec以上と定めた。

なお、昇温の手段としては“加工熱の利用”又は“外部
からの積極的加熱”、或いは両者の併用等、何れの方法
を採用しても良い。

Ｄ）オーステナイト相温度域で合計圧下率10％以上の圧
延を施す理由 逆変態により生じるγ粒を更に微細とし、その後の冷却
によって生成するフェライト（α）含有組織を所望の超
微細組織とし優れた特性を確保するためには、前記オー
ステナイト相温度域にまで急速昇温した鋼に圧下率の合
計が10％以上（好ましくは30％以上）の圧延加工を加え
る必要があり、この時の合計圧下率が10％未満であると
所望の均一超微細組織を安定して実現することができな
い。

そして、上述した加工熱処理を施して板材とされた鋼を
任意手段によって冷却することにより、α粒径が10μｍ
以下、更には５μｍ以下の等方的な均一超微細組織を有
し優れた強度及び加工性を発揮する鋼板を工業的に安定
して製造することが可能となる。

以下、本発明を実施例により更に具体的に説明する。

〈実施例〉 まず、第１表に示した化学組成の各鋼を50kg真空溶解炉
で溶製し、鋳造して20mm厚と60mm厚の熱鋳片とした。

次に、これら熱鋳片を第２表に示す条件にて圧延・熱処
理してから急冷し、その後更に680℃×1hrの焼鈍処理を
施して熱延鋼板を製造した。

そして、このようにして得られた鋼板から試験片を採取
し、結晶粒度番号，降伏強さ，伸び,n 値（加工硬化係数）及び耐たて割れ遷移温度を調べた。

ここで、「たて割れ遷移温度」とは絞り比:2.0で絞った
カップの脆性割れ停止温度を意味する。

この結果を第２表に併せて示す。

第２表に示される結果からも明らかなように、本発明で
規定する条件に従って製造された鋼板は安定して超微細
均一組織となり、優れた強度及び加工性（伸び,n値，耐
たて割れ遷移温度）を示すのに対して、製造条件が本発
明の規定を満たしていない場合には十分な微細組織が達
成できず、得られる鋼板の特性が本発明法によるものよ
りも劣る結果となることが分かる。

〈効果の総括〉 以上に説明した如く、本発明によれば、従来技術では実
際上実現できなかった程に超微細な均一組織を有し優れ
た強度と加工性を示す熱延高張力鋼板を安定して製造す
ることができ、強靭性に優れた安価な加工用熱延高張力
鋼板の安定供給が可能となるなど、産業上極めて有用な
効果がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

第１図及び第２図は、それぞれ本発明超微細組織鋼板の
製造法に係るヒートパターンを示す線図である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量割合にて C:0.03〜0.25％,Si:0.01〜2.00％,Mn:0.40〜2.00％,Al:
   0.01〜0.10％ を含有すると共に、更に Nb:0.01〜0.10％,V:0.01〜0.10％,Ti:0.01〜0.10％,Ca:
   0.01％以下 のうちの１種以上をも含み、残部がFe及び不可避的不純
   物から成る連続鋳造鋳片又はインゴットを熱片又は熱塊
   状態から冷却し、 （ａ） Ar₃点以下の温度域で合計圧下率30％以上の圧
   延を施す， （ｂ） 続いてAc₃点〜〔Ac₃点＋100℃〕の温度域に10
   ℃/sec以上の加熱速度で昇温し、フェライトからオース
   テナイトへ逆変態を生じさせる， （ｃ） そして、該オーステナイト相温度域で合計圧下
   率10％以上の圧延を施す， なる工程で順次加工熱処理し冷却することを特徴とす
   る、加工性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】重量割合にて C:0.03〜0.25％,Si:0.01〜2.00％,Mn:0.40〜2.00％,Al:
   0.01〜0.10％ を含有すると共に、更に Nb:0.01〜0.10％,V:0.01〜0.10％,Ti:0.01〜0.10％,Ca:
   0.01％以下 のうちの１種以上をも含み、残部がFe及び不可避的不純
   物から成る連続鋳造鋳片又はインゴットを、熱片又は熱
   塊状態のまま乃至は加熱炉に装入してから再結晶温度域
   で合計圧下率30％以上の圧延を行った後、これを冷却
   し、 （ａ） Ar₃点以下の温度域で合計圧下率30％以上の圧
   延を施す， （ｂ） 続いてAc₃点〜〔Ac₃点＋100℃〕の温度域に10
   ℃/sec以上の加熱速度で昇温し、フェライトからオース
   テナイトへ逆変態を生じさせる， （ｃ） そして、該オーステナイト相温度域で合計圧下
   率10％以上の圧延を施す， なる工程で順次加工熱処理し冷却することを特徴とす
   る、超微細組織鋼板の製造方法。