JPH11507103A - 銅を含有した変態誘起塑性の加工容易な熱間圧延高張力鋼の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 自動車、工業用機械等に適する加工容易な熱間圧延高張力鋼板の製造方法に関する。変態誘起塑性鋼の基本組成が調節され、微細なε銅の析出硬化によって強度を改善する為に銅が加えられる。他の製造条件は良成形性であって、且つ９０ｋｇ／ｍｍ²以上の抗張力が得られるよう制御される。鋼は炭素０．１５乃至０．３重量パーセント、珪素１．５乃至２．５重量パーセント、マンガン０．６乃至１．８パーセント、アルミニウム０．０２乃至０．１０パーセント、銅０．６乃至２．０パーセント、ニッケル０．６乃至２．０重量パーセント及び鉄残部並びに不可避的な不純物で構成され、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトからなる多相微構造或いは粒状組織（ベイナイト系フェライトマトリックス中のＭ−Ａ成分）を有する。鋼は７５０乃至８００℃において仕上げ圧延され、水冷却開始温度６８０乃至７４０℃及び水冷却終了温度２４０ｘ（マンガン重量パーセント＋ニッケル重量パーセント）−１４０（℃）乃至５４０℃の水冷却を受け、さらに是に続いて同終了温度においてコイル状に巻き取られる。

Description

【発明の詳細な説明】 銅を含有した変態誘起塑性の加工容易な熱間圧延高張力鋼の製造方法 技術分野 本発明は自動車、工業機械等に適した加工容易な熱間圧延高張力鋼板の製造法 に関する。更に詳細には、本発明は銅を含有した高張力、高延性のＴＲＩＰ（変 態誘起塑性）鋼の変態製造法に関する。 背景技術 加工性のよい熱間圧延高張力鋼板は広く一般に自動車製造に用いられてきた。 そして、自動車鋼板を軽量化し、更に衝突に際して安全を確保する為に、より強 度の高い鋼板はその大きな需要を背景にして来た。 この種の熱間圧延高張力鋼板は自動車駆動輪の製造に広く用いられている。駆 動輪の様な駆動系に持ちられる部品の重量軽減効果は本体パネルよりも３倍高い 。更にその重量軽減は高強度に依るところが大きく、従って高強度鋼板の需要は 増加中である。 駆動輪の様な部品は複雑なプレス成形方法によって最終製品まで成形されるの で、これらに用いられる鋼は素晴らしい成形性を備えることが要求される。 延性に関してはそれ程に損なわれずに、より強度の高い新しいタイプの熱間圧 延鋼を得る為の研究が勇気づけられてきた。その結果、フェライト及びマルテン サイトか、フェライト及びベイナイトの何れかで構成される２相組織鋼並びにフ ェライト、マルテンサイト及びベイナイトからなる３相組織鋼が開発された。そ の強度は６０ｋｇ／ｍｍ²、伸びは３０％に達する。 これらの鋼の製造法以下記載する例のように提案されて来た。 １．炭素０．０６乃至０．１重量パーセント、珪素０．２５乃至１．３重量パ ーセント及びマンガン１．１乃至１．５重量パーセントを含む鋼が３００℃又は それ以下でコイルに巻き取られ、かくして、フェライト及びマルテンサイトから なる２相組織鋼が得られる（鉄と鋼、６８巻、（１９９２）１３０６頁）。 ２．炭素０．０４乃至０．０６重量パーセント、珪素０．５乃至１．０重量パ ーセント及びマンガン１．５重量パーセントを含む鋼にクロム０．５乃至１．５ 重量パーセントを加える。この鋼は約８５０℃で圧延され次いで、約２００℃で コイルに巻き取られる。この様にして、３相組織鋼が製造され、その微構造はフ ェライトマトリックス内にベイナイト１０乃至２０容積パーセント及びマルテン サイト３乃至５容量パーセントを含む（鉄と鋼、６８巻、（１９９２）、１１８ ５頁）。 ３．炭素０．０５乃至０．０７重量パーセント、珪素０．５重量パーセント以 下及びマンガン１．１乃至１．５重量パーセントを含む鋼にニオブ０．０４重量 パーセント以下を加える。フエライトマトリックス内にベイナイト相１乃至２０ 容積パーセントを含む２相組織鋼が製造され、その抗張力は６０ｋｇ／ｍｍ²程 度である（Ｔｒａｎｓ．ＩＳＩＪ，ｖｏｌ．２３（１９８３）ｐ．３０３）。 ４．第３項と同様な組成を有する鋼に、それを基準にニオブ及びチタン０．０ ４乃至０．０６重量パーセントを加える。抗張力７０ｋｇ／ｍｍ²のフェライト ーベイナイト２相組織鋼が製造される（ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ，ｖｏｌ．１（１９ ８８）ｐ．８８１）。 しかしながら、もし上記の鋼の強度が改良されても、延性は著しく減少する。 例えば、 抗張力は９０ｋｇ／ｍｍ²に高められるが、延性は２０パーセントよりも少な くなる。成形性は従って、大幅に悪化する。 しかしながら、オーステナイト系鋼に見られる変態誘起塑性現象の概念を利用 し、高強度と高成形性を併せもつ鋼が可能となる。この様にして、残留オーステ ナイトを有する鋼が、変形の際に起こる残留オーステナイトのマルテンサイトへ の歪み誘起変態の為に、高強度と高成形性の素晴らしい組み合わせ持つことにな る。 もしプロセス条件が最適化されるならば、残留オーステナイトを含む鋼は８０ ｋｇ／ｍｍ²に達する抗張力及び伸び率は３０パーセントを持ち、強度と延性の 良好な組み合わせを示す。この点関し、多様な技術が提案されて来た。 １．平成６年出願公開第１４５８９２号は炭素０．０６乃至０．２２重量パー セント、珪素０．０５乃至１．０重量パーセント、マンガン０．５乃至２．０重 量パーセント、アルミニウム０．２５乃至１．５重量パーセント及びモリブデン ０．０３乃至０．３重量パーセントを含む鋼を開示する。この様にして、残留オ ーステナイトの容積分量は３乃至２０パーセントに達し、抗張力は５０ｋｇ／ｍ ｍ²そして伸び率は３５％を示す鋼が得られる。この鋼は高いプレス成形性、高 深絞り性及び素晴らしい曲げ性を示す。 ２．平成６年出願公開第１４５７８８号は平成６年出願公開第１４５８９２号 のアルミニウムの含有量を珪素の６パーセント及び炭素の３乃至１２．５パーセ ントに調節された鋼を開示する。この鋼はフェライト／オーステナイト２相組織 領域にあるが、６００乃至９５０℃の温度で１０秒乃至３分間焼鈍され、次いで １秒間当たり４乃至２００℃の速度で３５０乃至６００℃まで冷却され、更にそ の温度で等温的に５秒乃至１０分間保持する。この鋼は今度は１秒当たり５℃以 上の速度で、２５０℃以下に冷却し、それによって高成形性を持つ鋼を得る。 ３．昭和６２年出願公開第１８８７２９号は炭素０．１５乃至０．３重量パー セント、珪素０．５乃至２．０重量パーセント、マンガン０．２乃至２．５重量 パーセント、アルミニウム０．１重量パーセント以下及び必要ならばクロム０． ０５乃至０．５重量パーセントを含む鋼をフェライト／オーステナイト２相組織 領域である７３０乃至９２０℃の温度で、２０秒乃至５分間焼鈍し、１秒当たり ２乃至５０℃の速度で、６５０乃至７７０℃の温度まで冷却し、この温度で等温 的に５秒乃至１分間保持し、それから更に速度１秒当たり１０乃至５００℃で３ ００乃至４５０℃の温度に冷却する技術を開示する。上記の工程に従うことによ って、抗張力６０ｋｇ／ｍｍ²以上及び良好な成形性を持つ鋼が得られる。 ４．平成４年出願公開第２２８５１７号及び平成４年出願公開第２２８５３８ 号は炭素０．１５乃至０．４重量パーセント、珪素０．５乃至２．０重量パーセ ント、マンガン０．２乃至２．５重量パーセントを含む鋼をＡｒ₃±５０℃の温 度で仕上げ圧延を行い、１秒当たり４０℃の速度でＡｒ₁の温度まで冷却し、更 に１秒当たり４０℃の速度で３５０乃至４００℃の温度まで冷却する技術を開示 する。斯かる工程に従うことによって、均一な伸び率２０パーセント以上及びＴ ＳｘＥ１値２，４００（ｋｇ／ｍｍ²ｘ％）を示す鋼が得られる。 ５．平成５年出願公開第１７９３９６号は炭素０．１８重量パーセント以下、 珪素０．５乃至２．５重量パーセント、マンガン０．５乃至２．５重量パーセン ト、燐０．５重量パーセント以下、硫黄０．０２重量パーセント以下及びアルミ ニウム０．０１乃至０．１重量パーセントを含む鋼を開示する。更にチタン０． ０２乃至０．５重量パーセント及びニオブ０．０３乃至１．０重量パーセントを 添加することが出来る。ニオブ及びチタンの含有量は炭素重量パーセント＞チタ ン重量パーセント／４）＋（ニオブ重量パーセント／８）となるよう調節する。 この鋼を８２０℃以上の温度で仕上げ圧延に付し、８２０乃至７２０℃の温度で １０秒以上保持し、１秒当たり１０℃の冷却速度で５００℃以下の温度に冷却し 、最後にその温度でコイルに巻き取る。以上の工程に従うことによって、高延性 、高い疲れ特性、良好なスポット溶接性、及び高強度（７０ｋｇ／ｍｍ²以上） を示す鋼が得られる。 ６．平成５年出願公開第３１１３２３号は炭素０．１乃至０．２重量パーセン ト、珪素０．８乃至２１．６重量パーセント、マンガン３．０乃至６．０重量パ ーセント、アルミニウム０．５重量パーセント以下を含む鋼を開示する。この鋼 をフェライト/オーステナイト領域で１乃至２０時間の間焼鈍し、炉冷却を行い 残留オーステナイトの容積分量を１０パーセント以上とする。以上の工程に従う ことによって、抗張力８０ｋｇ／ｍｍ²及び素晴らしい成形性を示す鋼が得られ る。 ７．平成５年出願公開第１１２８４６号は炭素０．０５乃至０．２５重量パー セント、珪素０．０５乃至１．０重量パーセント,マンガン０．８乃至２．５重 量パーセント、アルミニウム０．８乃至２．５重量パーセントを含む鋼を開示す る。この鋼を７８０乃至８４０℃の温度で仕上げ圧延し、速度１秒当たり１０℃ で６００乃至７００℃の温度に冷却し、更に２乃至１０秒間空冷し、それから速 度１秒当たり２２０℃で３００乃至４５０℃の温度まで急冷する。以上の工程に 従うことによって、残留オーステナイト５容積パーセント以上を含む鋼を得るこ とが 出来る。 析出硬化熱間圧延２相組織鋼が開発された。この鋼において、軟フェライト相 は効果的に析出によって硬化され、抗張力８０ｋｇ／ｍｍ²及び高延性を持つ（ 日本鉄鋼新聞１９９３年９月４日発行）。 上述の鋼は、その意図された用途の為に開発され且つ商品化された。それらは 抗張力９０ｋｇ／ｍｍ²以下を有し、且つ対応する伸び率を示す。しかしながら 自動車用の熱間圧延鋼板は良好な成形性は勿論だが、改良された強度を益々要求 される様になって来た。 発明の要約 本発明は上述した従来技術の欠点を克服することを目標とする。 従って、本発明の目的は、変態誘起塑性鋼の基本組成系が調節される、即ち析 出硬化を得る為に銅が添加され、且つその他の製造条件が調節される、高強度、 高延性、及び良好な成形性を持つ熱間圧延ＴＲＩＰ（変態誘起塑性）鋼を製造す る為の、より有望な方法を提供することである。 上記目的を達成する為に、本発明に依って熱間圧延を行い、冷却し更にコイル 巻き取りを行うことによって、銅、炭素、珪素、マンガン及びアルミニウムを含 む熱間圧延変態誘起塑性鋼の製造方法は次の工程を含む、即ち、炭素０．１５乃 至０．３重量パーセント、珪素１．５乃至２．５重量パーセント、マンガン０． ６乃至１．８重量パーセント、アルミニウム０．０２乃至０．１０パーセント、 銅０．６乃至２．０パーセント、ニッケル０．６乃至２．０重量パーセント及び 鉄残部並びに不可避的な不純物で構成される鋼を調整し、７５０乃至８８０℃の 温度でその鋼を仕上げ熱間圧延し、６８０乃至７４０℃の温度で水冷却を開始し 、２４０ｘ（マンガン重量パーセント＋ニッケル重量パーセント）−１４０（℃ ）≦水冷却終了温度≦５４０℃の温度で同水冷却を終了し、最後にかく処理され た鋼をコイルに巻き取る。 簡単な図面の説明 本発明の上記目的及び他の利点を以下に述べる添付の図面を参照しつつ本発明 の好ましい実施態様を詳述することによって明らかにする。 第１図は、目標特性値を得る為のマンガン（重量パーセント）＋ニッケル（重 量パーセント）値と水冷却終了温度の制御範囲との関係を示すグラフである。 第２図は、抗張力と伸び率との関係を示すグラフである。 第３図は、等温的に保持されたコイル巻き取り温度と残留オーステナイト容積 分量変化との関係を示すグラフである。 第４図は、抗張力×全伸び率の変化値と残留オーステナイトの容積分量との関 係を示すグラフである。 第５図は、本発明に依る熱間圧延ＴＲＩＰ（変態誘起塑性）鋼微構造の一例で ある。 第６図は、本発明に依る熱間圧延ＴＲＩＰ（変態誘起塑性）鋼微構造の他の一 例である。 発明を実施するための最良の形態 本発明は次の工程を含む。即ち、銅、炭素、珪素、マンガン及びアルミニウム 等を含む熱間圧延変態誘起塑性鋼の製造方法を開示する。当該鋼は炭素０．１５ 乃至０．３重量パーセント、珪素１．５乃至２．５重量パーセント、マンガン０ ．６乃至１．８重量パーセント、アルミニウム０．０２乃至０．１０パーセント 、銅０．６乃至２．０パーセント、ニッケル０．６乃至２．０重量パーセント及 び鉄残部並びに不可避的な不純物で構成される。当該鋼は７５０乃至８８０℃の 温度で、仕上げ圧延され、６８０乃至７４０℃の温度に除冷され、水冷され、続 いて２４０×（マンガン重量パーセント＋ニッケル重量パーセント）−１４０℃ 乃至５４０℃の温度に迄冷却され、即ち６８０乃至７４０℃の温度で水冷却開始 及び２４０×（マンガン重量パーセント＋ニッケル重量パーセント）−１４０℃ 乃至５４０℃の温度で水冷却終了、そして最後にこの温度でコイル巻きが行われ る。 最初に上記構成成分の含有量が制限される理由に就いて説明する。 炭素は焼き入れ性改善元素である。もし炭素の含有量が０．１５重量パーセン トより下であれば、目標とする特性を得るよう、低温変態相成長を促進する為に クロム及びモリブデンの様な元素を加えられなければならない。しかしながら、 この場合には微構造の制御が困難であり、是によって、伸び率の改善が期待出来 なくなる。他方、もし炭素が０．３重量パーセントを越えて加えられるならば、 強度は著しく改善されるが、溶接性は悪化し鋼は脆化する。従って、炭素は好ま しくは０．１５乃至０．３０重量パーセントの量で加えられる。 珪素は脱酸素を達成する元素であり、延性の増加に寄与するフェライト相の形 成及び純化の為に効果的である。従って、、珪素は変態誘起塑性鋼の製造には決 定的な役目を演じる.もし珪素を２．４重量パーセントを越えて過剰に加えると 、この効果は飽和し、スケール特性や溶接性が劣化する.この様にして、珪素の 含有量は好ましくは、１．５乃至２．５重量パーセントに限定されるべきである 。 マンガンは強度、靭性改善及び焼き入れ性改善するようオーステナイトを安定 化する為の元素である.マンガンはオーステナイト安定化元素であるニッケルに よって置換される場合でも、もしマンガンが０．６重量パーセントよりも少なけ れば、目標特性を得ることは出来ない。他方、もしマンガン含有量が、過剰であ れば、連続鋳造中にメタリックインクルージョン（金属介在物）が増加し、中心 偏析が起こる。本発明に於いては、オーステナイトの形成を促進する為にニッケ ル及びマンガンは複合的に加えられ、こうすることによって高強度及び高延性を 実現する。この点で、マンガンの含有量は好ましくは０．６乃至１．８重量パー セントの範囲とすべきである。 アルミニウムは脱酸素の為の加えられる。この元素は成形性を改善するが、フ ェライト形成を促進する。しかしながら、変態誘起塑性鋼の場合に於いては、ア ルミニウムは強度を低下する。其れゆえ、アルミニウムは脱酸素の為に少なくと も０．０２重量パーセント以上加える。もしアルミニウムが過剰に加えられたな らば、アルミニウム酸化物が溶接中に形成され、溶接欠陥を生ずる。従って、ア ルミニウムの上限は好ましくは０．１０重量パーセントである。 銅は、高低温の間で、溶解度に著しい差を生じる。其れゆえ、もし銅を含む鋼 板が適当な条件で、熱処理を受けるとすると、銅はε−Ｃｕの形で、フェライト 粒の中に析出し、是は鋼を強化する結果となる。銅のこの特徴は、延性をそんな に損なわずに変態誘起塑性鋼の強化の為に効果的に利用され得る。この点で、本 発明の主要な特徴は銅のこの性質を顕在化し、且つ是を実用面に適用することで ある。もし銅を０．６重量パーセントより少なく加えるならば、添加効果は余り にも僅かであり、強度は目標特性と比較し低いものとなる。他方もし銅の含有量 が、多すぎれば、銅はオーステナイト内に溶解出来ず、粒界析出を起こし伸び率 を低下させ、高温加工性を劣化させる。従って、伸び率低下及び高温加工性劣化 を妨げ、そして効果的に強度を改善する為には銅の含有量を好ましくは０．６乃 至２．０重量パーセント内に限定すべきである。 ニッケルは銅の添加に依って起こるかも知れない高温脆性を妨げる為に絶対的 必須元素である。ニッケルはまた、鋼の低温靭性を著しく改善する為の元素であ る。しかし、高価な元素であるから、もし過剰に使われるならば、経済を悪化さ せる。一般に、ニッケルは、もし銅の高温脆性を妨げることを意図するならば、 銅と同量か或いはその半分かを加える。この様にして、ニッケルは好ましくは、 ０．６乃至２．０重量パーセント内に限定するべきである。 燐及び硫黄は鋼の中の避けられない不純物である。 燐はフェライト形成を促進する元素であり、鋼の強度を犠牲にすることなく延 性を改善することが出来る。しかしながら、一般に、燐は鋼の連続鋳造中に偏析 し、結果として、物性を劣化させる。従って、燐の含有量は好ましくは可能な限 り低くあるべきである。 硫黄は熱間圧延中に伸張しクラックの様な致命的な欠陥を生ずる硫化マンガン ＭｎＳの形で非金属介在物を形成し鋼の加工性を劣化させる。この様に、硫黄好 ましくは出来るだけ少なく制御すべきである。 カルシウムは介在物形成を妨げ、結果として、成形性を改善する為に硫黄量を 制御するべく加えることが出来る。しかしながら、もしカルシウムの含有量が０ ．０１重量パーセントを超えるならば、この効果は飽和し、その結果硫化カルシ ウムＣａＳの形で介在物の量が増加され得る。この様に、カルシウムは好ましく は０．０１重量パーセントよりも少ないよう限定されるべきである。 さて、本発明の為の製造諸条件を説明する。 上記組成を有する熱間圧延鋼板がその強度及び延性において保証される為には 、当該鋼の微構造の制御が必要である。この様に仕上げ圧延温度、水冷却開始温 度及び終了温度は適当に制御されねばならない。 熱間圧延を実施するには、仕上げ圧延温度を７５０乃至８８０℃にすべきであ る。その理由は以下に記載する。 本発明に於いては、フェライト、ベイナイト及び残留オーステナイトから構成 される多相組織構造を持つ鋼の為の、フェライトの容積分量を増加させる為に、 そしてフェライトの微粒子を形成させる為に、好ましくは低温度圧延が採用され るべきである。もし仕上げ圧延温度は７５０℃より低ければ、変形フェライトの 容積分量が多くなり、結果として、延性が劣化する。他方、もし仕上げ圧延温度 が８８０℃より高ければ、フェライトは全く形成されない。 ポリゴナルフェライトのない粒状構造を得る為には、効率的なベイナイトの成 長がベイナイト領域における等温保持中に、或いは上部ベイナイト領域における コイル巻き取り後に起こることが要求される。更に、ベイナイトの効果的な核形 成個所がオーステナイト粒界であり、其れ故に、熱間圧延中にオーステナイト粒 界の面積増加が必要となる。従って、鋼はオーステナイト相の動的な再結晶温度 より低い温度で圧延されなければならない。 もし、仕上げ圧延温度が、８８０℃より上であれば、オーステナイトの粒サイ ズは増加し、オーステナイトは長大化しない。その結果、ベイナイトの為の効果 的な核形成個所の数は減少し、ひいては、残留オーステナイトの容積分量は低減 する。他方、もし仕上げ圧延温度が、７５０℃より低ければ、ポリゴナルフェラ イトは圧延中に形成される。従って、粒状構造の好ましい微構造は得られない。 結局、仕上げ圧延温度は好ましくは７５０乃至８８０℃内に限定されるべきであ る。 仕上げ圧延終了後、十分なフェライトの形成後で且つフェライト、ベイライト 及び残留オーステナイトから構成される多相組織鋼の為の冷却開始以前に、好ま しくは水冷却が行われる。もし水冷却の温度が高すぎれば、フェライトが十分に 形成されず、水冷却終了温度に冷却後徐々に、ベイナイト或いはマルテンサイト など硬化相に変態する無変態のオーステナイトの容積分量を増加する結果となる 。是は強度の増加を生ずるが、延性を可成低下する。他方、もし水冷却温度が低 すぎれば、パーライト相が形成され、多相組織構造を有する鋼の機械的特性を同 様に劣化する。この様に水冷却開始温度は好ましくは６８０乃至７４０℃内に限 定されるべきである。しかしながら、粒状構造を有する鋼の場合はポリゴナルフ ェライトの形成を妨げる為に水冷却温度は十分高くすべきである。この様に水冷 却温度は６８０℃よりも高温とすべきである。 水冷却終了温度は変態誘起塑性鋼製造に対し最も重要な要因である。本発明の 於いて、その上限は好ましくは５４０℃であり、その結果パーライトが形成され ず、除冷却に於いても強度が大きく減少しない。鋼の特性変化が、オーステナイ トを安定化し焼き入れ性を高めるマンガンやニッケルの含有量に依存するので、 その下限は好ましくは２４０×（マンガン重量パーセント＋ニッケル重量パーセ ント）−１４０℃である。 本発明によれば、熱間圧延変態誘起塑性鋼はフェライト、ベイナイト及び残留 オーステナイトからなる多相微構造或いは粒状構造（ベイナイト系フェライトマ トリックス中のＭ−Ａ成分）をもっている。上述構造のフェライト内には、５５ 乃至２０ｎｍサイズ範囲の微細なε銅が存在する。 多相組織構造はこのましくは残留オーステナイト５乃至２０容積パーセント、 ベイナイト２０乃至５０容積パーセントを含むべきであり、残余がフェライトで ある。もし残留オーステナイトが５容積パーセントを下回るようであれば、残留 オーステナイトの歪み誘起変態に基づく延性改善は不十分である。他方、もし残 留オーステナイトが２０容積パーセントよりも多ければ、歪みが小さくても残留 オーステナイトはマルテンサイトに変態し、伸び率は改善されない。 もしベイナイトの容積分量が２０容量パーセントを下回るようであれば、強度 は低下する。ベイナイトの容積分量が、５０容積パーセントを超えるようであれ ば、強度は増加するが、延性及び成形性が悪化する。 粒状構造は好ましくは、フェライトマトリックス中のＭ−Ａ（マルテンサイト ・ オーステナイト）成分４０乃至６０容積パーセントを含むべきである。もしＭ− Ａ成分の容積分量が４０容積パーセントを下回る場合は強度が低下する。もし其 れが６０パーセントを超える場合は、強度が改善されるが、延性が可成り悪化す る。 Ｍ−Ａ成分中の残留オーステナイトの容積分量は好ましくは、１０乃至４０容 量パーセント内に限定されるべきである。その理由は、次の通りである。もし１ ０パーセントより低ければ、残留オーステナイトの歪み誘起変態に基づく伸び率 改善が不十分となる。他方、もし４０パーセントを超えるようであれば、残留オ ーステナイトは小さな歪みの下でもマルテンサイトに変態し、これによって、伸 び率が改善不能となる。 本発明では、鋼微構造が仕上げ圧延温度の制御、水冷開始温度、及び水冷終了 温度に依って制御される。 さて、本発明を実例に基づいて、説明する。 実施例１ 以下に示す第１表の組成を持つ鋼スラブを１２００℃迄加熱し、更に３．０ｍ ｍの最終厚さに熱間圧延した。 下記第２表に示すように、仕上げ圧延の温度は７２０乃至９００℃であり、冷 却制御の為の水冷開始温度は６５０乃至７８０℃であった。水冷却は水冷却終了 温度（ＣＦ）である３００乃至６２０℃で終了した。最終温度範囲は熱間圧延の コイル巻き取り温度に対応する。即ち、熱間圧延後、急速冷却は圧延焼き入れに よって行われ、その後一定時間空冷することにより水冷開始温度が変更された。 それから、鋼板はシュミレーター移された。このシュミレーターにおいて、水冷 却終了温度は水冷却によって制御された。それから、鋼板は赤外炉冷却を用いて ホットコイルし、再び除冷を開始した。この工程中、シュミレーションが行われ た。この工程で熱間圧延された鋼板は抗張力について試験された。その結果は第 ２表に及び第２図に示される。 上記第１表及び第２表に示すごとく、比較材料は１ないし４は多量の炭素を含 む比較鋼Ａ及びＢを用いて製造された。これらのケースでは抗張力は１３０ｋｇ ／ｍｍ²と高いが、伸び率は１０パーセント以下と言うように低い。この様に、 これらは十分な成形性を持っていない。 比較材料５は適当な条件で、その組成が典型的な変態誘起塑性鋼として知られ る比較鋼Ｃを用いて製造された。このケースでは、抗張力は８２．５ｋｇ／ｍｍ² 、伸び率は３０．８パーセントであり、前に検討した熱間圧延変態誘起塑性鋼 と同等であったしかしながら、比較材料６はより高温の水冷却終了温度の故に微 構造内に、パーライト相を含み、抗張力は７６．１ｋｇ／ｍｍ²、伸び率は２４ ．９パーセントに夫々低下した。 比較材料７及び８は、マンガンがニッケルによって部分的に置換され、抗張力 が約７５ｋｇ／ｍｍ²であって目標特性と比較して、低すぎる比較鋼Ｄを用いて 、製造された。比較材料９及び１０は珪素が部分的にアルミニウムによって置換 され、その抗張力が更に低下された比較鋼Ｅを用いて、製造された。比較材料１ ２及び１３は炭素の含有量が０．１重量パーセントに低下され、更にクロム及び モリブデンを炭素含有量低下を補い、低温変態を促進する為に添加した比較鋼Ｇ を用いて製造された。これらのケースでは、抗張力は著しく改善されたが、伸び 率は大きく低下した。このようにこれらの材料は、プレス成形鋼には不適である 。 比較材料１６及び１７は、マンガンを減少させずにニッケルが添加された比較 鋼Ｉを用いて製造された。これらのケースでは、抗張力は１００ｋｇ／ｍｍ²と 高いが、伸び率は１７パーセント以下に低下された。このように、これらの材料 はプレス成形鋼に不適である。 比較材料１８及び１９は銅が単独で添加された比較鋼Ｊを用いて製造された。 これらのケースでは、伸び率は目標値からずっと低いものであった。比較材料２ ０及び２１はニッケル及び銅を夫々０．５パーセント及び０．６パーセントを加 えた比較鋼Ｌを用いて製造された。これらのケースでは、強度と伸び率とのバラ ンスが目標特性と比較して僅かに下回るものであった。 組成が本発明の範囲内の第１表に記載の組成（鋼Ｆ）を持ち、本発明に従って 熱間圧延され冷却された発明材料１の機械的特性は、抗張力は９０ｋｇ／ｍｍ² を超え、伸び率は２７パーセントを超えるものであった。 発明材料２は、発明鋼Ｆとは異なって、マンガンの含有量が１．５重量パーセ ント迄増加された発明鋼Ｈを用いて製造された。この鋼は本発明に従って、熱間 圧延され、冷却された。この鋼の機械的特性は抗張力が１００ｋｇ／ｍｍ²であ り、伸び率は２６パーセントを超えた。 発明材料３及び４は、銅１．８重量パーセントを添加した発明鋼Ｋを用い、本 発明に依って熱間圧延及び冷却条件を制御することによって、製造された。これ らの鋼は抗張力及び伸び率の夫々１００ｋｇ／ｍｍ²を超え、及び２５パーセン トを超える素晴らしい組み合わせを示した。 抗張力が９０ｋｇ／ｍｍ²を超え、且つ伸び率が２５パーセントを超える値の 素晴らしい組み合わせは本発明の合金組成を変更し、製造条件を制御することに よって成功裏に得ることが出来よう。 発明鋼Ｆ、Ｈ及びＫの場合でも、もし熱間圧延条件が最適化されなければ、比 較材料１１、１４及び１５のように目標特性は得られかった。当該特性に最大の 影響力を持つ要因は水冷終了温度であった。マンガン及びニッケル含有量と共に 水冷最終温度が変化する場合、もし目標特性を確保しようとするならば、水冷却 終了温度は第１図に示されるように、２４０ｘ（マンガン重量パーセント＋ニッ ケル重量パーセント）−１４０（℃）乃至５４０℃間の温度に保持されるべきで ある。もし水冷却温度がこの条件を下回る場合は、抗張力は改善されるが、伸び 率は大幅に悪化し、それは成形性の悪化となる。もし水冷却終了温度が上限を超 えて上昇されれば、強度及び伸び率はパーライト相形成によって劣化する。この ように、水冷却終了温度はパーライト形成温度より下に保持されるべきである。 発明鋼Ｆ、Ｈ及びＫの連続冷却中に膨張計を用いてパーライトの形成温度をモニ ターした。その結果形成温度は、互いに近接類似の５４８、５５６及び５６１℃ であった。このように水冷却終了温度はパーライト相が形成されない温度範囲に 収めなければならなことがわかった。 実施例２ 第１表に示される比較鋼Ｃ及び発明鋼Ｆ，Ｈ及びＫのスラブ１２００℃まで加 熱された。第３表に示されるように、最終の熱間圧延の温度は７２０乃至９００ ℃であり、冷却制御の為の水冷却は６５０乃至７８０℃で開始された。水冷却は 水冷却終了温度（ＣＦ）である３００乃至５６０℃で終了した。最終温度範囲は 熱間圧延のコイル巻き取り温度に対応する。即ち、熱間圧延後、急速冷却が圧延 焼き入れによって実施され、一定時間の空冷が後続し、是によって水冷却開始温 度を変化した。それから鋼板はシュミレーターに移された。このシュミレーター において、水冷却終了温度が水冷却によって調節された。それから、鋼板は赤外 炉冷却を用いてホットコイルし再び冷却を開始した。この工程中にシュミレーシ ヨンが行われた。この工程による熱間圧延鋼板は抗張力について試験された。そ の結果は下記第４表に示す通りである。 更に、残留オーステナイトの容積分量、抗張力ｘ全伸び率（ＴＳｘＴ．Ｅｌ． ）及び微構造が検査された。その結果は下記第４表及び第２図乃至６図に示され る。 上記第４表に示されるように、本発明の鋼を用い、本発明の工程に依って製造 された発明材料５乃至１１は抗張力９０ｋｇ／ｍｍ²及び２０パーセントを超え る伸び率を示した更に、評価指数の穴広げ比は５８乃至６２パーセントであり、 それは鋼板が高い強度、高伸び率及び高成形性を持つことを表す。 粒状構造を持つ発明材料７及び８は多相組織構造を持つ発明材料５と比較して 低成形性評価指数（抗張力ｘ伸び率を示した。しかしながら、これらは高い穴広 げ比を示した。ところで、発明材料９の場合は、高い伸び率と高い抗張力が得ら れ、穴広げ比は素晴らしかった。 第５図は、発明材料５の微構造を示し、第６図は発明材料９の微構造を示す。 上記本発明によれば、変態誘起塑性鋼はマトリックスに銅を添加し製造条件を 制御すれば、得ることが出来る。 その結果、本工程にによる熱間圧延変態誘起塑性鋼は抗張力９０ｍｍ／ｍｍ² 以上を示した。 従って、本発明は高抗張力、高伸び率及び高成形性を要求する材料に適用する ことが出来る。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 コウ ヒャング ジン 大韓民国，キョングサングブック―ド 790―784，ポハング シティ，ナム―ク, ヒョージャ―ドング，サン 31，ポハング ユニバーシティー オブ サイエンス テクノロジー，デパートメント オブ マ テリアル サイエンス アンド メタラジ カル エンジニアリング (72)発明者 キム ナック ジューン 大韓民国，キョングサングブック―ド 790―784，ポハング シティ，ナム―ク, ヒョージャ―ドング，サン 31，ポハング ユニバーシティー オブ サイエンス テクノロジー，デパートメント オブ マ テリアル サイエンス アンド メタリュ ージカル エンジニアリング (72)発明者 パーク サング フー 大韓民国，キョングサングブック−ド 790―360，ポハング シティ，ナム−ク, ドングチョン−ドング ５，ポハング ア イロン アンド スティール シーオ ー．，エルティーディー.

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．熱間圧延、冷却及びコイル巻き取りを行うことによって、銅、炭素、珪素、 マンガン及びアルミニウムを含む熱間圧延変態誘起塑性鋼を製造する方法であっ て、 炭素０．１５乃至０．３重量パーセント、珪素１.５乃至２.５重量パーセント 、マンガン０．６乃至１．８重量パーセント、アルミニウム０．０２乃至０．１ ０パーセント、銅０．６乃至２．０パーセント、ニッケル０．６乃至２．０重量 パーセント及び鉄残部並びに不可避的な不純物で構成される鋼を調整し、７５０ 乃至８８０℃の温度で上記鋼を仕上げ熱間圧延し、 ６８０乃至７４０℃の温度で水冷却を開始し、 ２４０ｘ（マンガン重量パーセント＋ニッケル重量パーセント）−１４０（℃ ）≦水冷却終了温度≦５４０℃の温度で同水冷却を終了し、そして コイル巻き取りを行うことを、特徴とする熱間圧延変態誘起塑性鋼を製造する 方法。 ２．上記鋼がカルシウムを含むことを特徴とする請求項第１項記載の方法。 ３．上記熱間圧延変態誘起塑性鋼がフェライト、ベイナイト及び残留オーステナ イトからな多相組織構造を持ち、且つフェライト内にサイズ５乃至２０ｎｍの微 細なε銅析出を含むことを特徴とする請求項１記載の方法。 ４．上記熱間圧延変態誘起塑性鋼が残留オーステナイト５乃至２０容積パーセン ト、ベイナイト２０乃至５０容積パーセント及び残部フェライトからなる構造を 持つことを特徴とする請求項３記載の方法。 ５．上記熱間圧延変態誘起塑性鋼がマルテンサイト・残留オーステナイト混合物 を含むベイナイト系フェライトマトリックスからなる粒状構造を持ち、且つフェ ライト内にサイズ５乃至２０ｎｍの微細なε銅析出を含むことを特徴とする請求 項３記載の方法。 ６．上記マルテンサイト・残留オーステナイト混合物４０乃至６０容積パーセン トが含まれることを特徴とする請求項５項記載の方法。 ７．上記マルテンサイト・残留オーステナイト混合物が残量オーステナイト１０ 乃至４０容積パーセントを含むことを特徴とする請求項６項記載の方法。