JPS60145355A - 延性が良好で時効劣化のない低降伏比高張力熱延鋼板とその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 技術分野 延性が良好で時効劣化のない低降伏比高張力熱延鋼板と
その製造方法に関して、この明細書に述べる技術内容は
、とくにフェライト母相中にマルテンサイト（残留オー
ステナイトを含む）やベーナイトなど低温変態生成相の
第２相が分散したいわゆるデュアルフェーズ（Ｄｕａｌ
　Ｐｈａｓｅ　）　組織による、すぐれたプレス加工性
と低い降伏比さらには５０〜ｓ　ｏ　Ｋ９ｆ　／−程度
の高い引張り強さをそなえる複合組織鋼板を、熱延状態
のままで得るのみならず、該鋼板において強化元素とし
てのＮの利用を時効劣化を招くことなしに実現し、併せ
て焼付は硬化性の改善も図ることに関連している。

技術背景 最近、加工性が良好な高張力鋼板として、フェライト相
に第２相が分散した混合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、降伏強度（Ｙ、Ｓ、）が低
く、引張強度（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−Ｔ、Ｓ、を
もっ鋼板に比べ著しくすぐれた特長をそなえている。そ
の他にも常温での時効劣化が小さいことや高い焼付は硬
化性などのすぐれた特長をもっている。しかじがかる特
長はフェライト母相の分率が７０％以上で、しがも第２
相の分率が５％以上でとくにパーライトやベイナイト分
率が少い時に限られ、その時Ｙ、　Ｒ，も７ｏ％以下と
なり、良好な加工性が得られるわけである。

ところでこのような複合組織鋼板の製造法としては、熱
延後連続焼鈍す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余分に
必要とするため製造コストが高くなる不利があるので、
最近では後者の方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種々提案されているが
、それらは大別して以下に述べる２つの方法にわけられ
る。１つけ熱延済コイルをα＋γ２相状態で巻取り、巻
取り後の保冷時にγ相をマルテンサイトに変態させるも
のであり、もう１つは熱延後の冷却過程で７工ライトー
マルテンサイト組織を得た後にコイルに巻取る方法であ
る。

前者では、保冷過程においてマルテンサイト変態時まで
オーステナイトを安定化させる必要があるのでＳｉ、Ｍ
ｎ、Ｑｒ、Ｎｏなどの合金元素を多量に添加する必要が
あり、製造コストは高くなる。一方、後者では合金元素
の添加は少量ですむが、前述した７０％以上のフェライ
トと５％以上の第２相とを含む理想的な組織を得るため
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とな
り、しかもかかる厳密な管理を行ったとしても、コイル
の長手方向および幅方向での機械的性質に不均一を生じ
易いという問題があった。

上に述べた従来技術の問題点について発明者が検討を加
え、幾多の実験を重ねた結果、合金成分として安価なＰ
を、強化元素として極めて有効であるＮと共に同時に含
有させることにより、熱延条件の制御を必要最少限に留
めても、熱延のままフェライト分率が高＜　、Ｙ、　Ｒ
，が７０％以下で延性に優れ、しかも時効による材質の
劣化を招くことなしに強ささらには焼付硬化性にも富む
複合組織高張力鋼板が、とくに安価に得られることを見
出したのである。

すなわち上述後者の方法で不可欠としていた、仕上げ圧
延温度の限定と引続く圧延後の冷却過程で一部徐冷を含
む特異な冷却パターンにつき、たとえば特開昭５５−９
１９８４号公報では、熱間圧延仕上げ温度を低温とし、
圧延後まず徐冷し、その後に急冷を行わなければ、特性
のすぐれた複合組織鋼板は得られないとされていたのに
対して発明者らは、 １）　Ｐを０．０４重量％（以下単に％で表わす）以上
含むときは、通常の連続式熱間圧延機で、通常の仕上げ
圧延温度で圧延し、通常の冷却速度範囲（１０〜２００
°Ｃ／Ｓ）で冷却した場合でも、最終的に７０％以上の
７エライＦが生成すると共にオーステナイト中へのＣの
濃化とＭｎの作用により５％以上の第２相の均一分散が
実現されること、 ｌ）　Ｌかも後述するような適切な成分に調整した上で
、適正な圧延、冷却条件の下であれば、従来、時効によ
る材質劣化の観点から積極的には用いられることのなか
ったＮが、そのような時効劣化を伴うことなく強化元素
として利用でき、しかもかかるＮ添加により高い焼付硬
化性も得られること、を究明し、 ｉ）さらに検討を進めて、Ｓｉによるフェライト変態の
助長でオーステナイト中のＣ濃化促進をもって、マルテ
ンサイト生成をより容易ならしめることにより、引張強
度の一層の増強を達成できること、の知見を得たのであ
る。

発明の構成 この発明は、上記の知見に由来するものである。

すなわちこの発明は、　ａ　：　０．０８〜０．１５％
、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ　：　０．０４〜０．１
５％、Ａｔ：　０．１０％以下およびＮ　：　０．００
５〜０．０２５％を含み、ときにはさらにＳ　ｉ　：　
０．２〜２．０％を含有し、残部は嚢１質的にＦ６の組
成に成り、断面組織面（積率で７０％以上のフェライト
中に、５％以上のマルテンサイトが分散した複合組織で
あって、降伏比０．７以下であることを特徴とする、延
性が良好で時効劣化のない低降伏比高張力熱延鋼板であ
る。

またこの・発明は、鋼中成分として、ａ　：　ｏ、ｏａ
〜０．１５％、Ｉｎ　：　Ｏ，ｆｌ　〜２．０％、Ｐ：
０．０４〜０．１５％、Ａ　ｔ　：　０．１０％以下お
よびＮ　：　０．００５〜０．０２５％を含有する組成
になる鋼を溶製し、ついでこの溶鋼から常法に従って調
整したスラブに熱間圧延を施すに際し、スラブの加熱温
度を１１００〜１２５０℃、熱間仕上げ圧延終了温度を
７８０〜９００°Ｃ１巻取り温度を４５０°Ｃ以下とし
、か（８） つ圧延終了後巻取りに至る冷却速度を１０〜２００’Ｃ
／　Ｓとしたことを特徴とする、延性が良好で時効劣化
のない低降伏比高張力熱延鋼板の製造方法である。

以下この発明を具体的に説明する。

まずこの発明において成分組成を上記の範囲に限定した
理由について述べる。

ｏ　：　ｏ、ｏａ〜０．１５％ ０は、鋼の基本成分の１つとして重要であり、充分な量
のマルテンサイト生成のためには最低０．０８％を必要
とするが、一方で０．１５％をこえると溶接性、延性の
劣化が著しいので０．０８〜０．１５％の範囲とした。

Ｍｎ：０．６〜２．０％ Ｂ（ｎは、固溶体強化元素であり、強度を確保するため
に必要であるが、この発明においてはＰとともにマルテ
ンサイト生成のためにもとくに重要である。最終的に５
％以上のマルテンサイトを生成させるためには最低０．
６％以上の添加が必要である。しかし、２．０％をこえ
るとフェライト変態を抑制してベイナイト変態を助長す
るため、強度は増加するが延性の劣化を招く不利を生ず
るので上限を２．０％とした。

Ｐ　：　０．０４〜０．１５％ Ｐは、安価で固溶強化能の大きいフェライト形成元素で
あるが、反面で脆化を促進する欠点があるため従来、そ
の使用は限定されていた。しかし、発明者らは、数多く
の実験と検討を重ねたところ以下に述べるような従来と
は異なる知見を得た。

すなわち、Ｐ量が適量に達しなかった従来の複合組織鋼
板についてはすでに述べたような圧延仕上げ温度および
圧延後の厳密な冷却制御パターンの制約を、とくにＰｏ
、０４％以上において解消してなお、最終的に７０％以
上のフェライト生成の他、オーステナイト中のＣ濃度と
Ｉｎの作用による５％以上のマルテンサイトの分散によ
る低降伏比化をもたらすことである。

第１図にＣを０．０５％、Ｉｎを１．５％、Ｎを０．０
０６０％含み、Ｐ添加量を種々に変化させた鋼について
、スラブを１１００〜１２５０℃に加熱し、ついで連続
式熱間圧延機で熱延し、７８０〜８５０　’Ｃで仕上げ
圧延した後、５０’Ｃ／Ｓの冷却速度で冷却した鋼板の
Ｔ、　Ｓ、　、　Ｙ、　Ｒ，におよぼすＰ添加量の影響
について調べた結果を示す。

第１図から明らかなように、Ｐ含有量が０．０４％未満
の鋼ではＹ、Ｒ，が７θ％以上であったのに対し、Ｐを
０．０４％以上含むものではＹ、Ｒ，が６０％以下に低
減し良好な特性が得られた。この理由は、Ｐはフェライ
ト変態を促進するため、７０％以上の７エライトが容易
に形成されることに加え、Ｃをフェライト中からオース
テナイト中へ排出するので、マルテンサイトが形成され
やすいためと考えられる。従ってＰは最低限０．０４％
を必要とする。

しかし０．１５％を超えて添加すると、加工時に脆性破
壊を生じやすくなり、さらに靭性を劣化させるので上限
は０．１５％とした。

Ａ　ｌ　：　０．１０％以下 ＡＩは、脱酸元素として使用し、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。

Ｎ　：　０．００５〜０．０２５％ Ｎは、この発明の中でとりわけ重要な成分元素である。

第２図に０．０５％Ｏ−１，５％Ｍ　ｎ　−ｏ、ｏｓ％
Ｐを基本組成とし、Ｎ量を１０．２０，５０゜１００　
、１５０　ｐＩ）ｍと変化させたスラブを製造し、熱間
圧延に際しては、スラブ加熱温度を１２００°Ｃ１熱間
仕上げ圧延終了温度を７８０〜９００’Ｃ。

巻取り温度をａＯＯ℃とし、圧延後、巻取りに至る冷却
速度を８０’Ｃ／Ｓとした場合の熱延鋼板の引張特性に
及ぼすＮ量の影響について調べた結果を示す。

同図から明らかなように、Ｎ量が増加するに従ってＴ、
Ｓ、は増加し、他方Ｙ、Ｓ、は逆に大きく減少しており
、その結果Ｙ、Ｒ，は着しく低下している。

しかもＥノは、はとんど変わらないか、むしろ増加する
傾向にある。このように伸びを劣化させることなく、Ｔ
、Ｓ、を増加させ、Ｙ、Ｒ，を低下させる効果がＮ添加
でもたらされたのであり、とくにＹ。

Ｒ６の低下は５０　ｐｐｍ以上のＮＩＬで顕著と言える
。

（１１） また降伏点伸びもＮ添加により減少するが、これより、
Ｎ添加によりフェライト・マルテンサイトの複合組織化
が促進されそのため前述のような特徴的な特性がもたら
されたと考えられる。しかしＮ量が、２５０　ｐｐｍを
超えると、鋼の硬化が著しく、加工が困難になることか
ら上限は２５０　ｐｐｍとした。

以上の成分組成に調整することによって所期した効果を
得ることができるが、この発明では、引張強度の一層の
改善のために８１を添加することができる。

Ｓ　ｉ　：　０．２〜２．０％ Ｓｌは、フェライト変態を助ｉ長するほか、オーステナ
イト中へＣを濃化させることによってマルテンサイト生
成を容易にして、低降伏比化を達成するのに有効に寄与
する。かかる効果は少くとも０．２％の添加を必要とす
るが、一方で２．０％を超えて添加するとフェライトが
著しく硬化し、加工が困難となるので、Ｓ１添加量は０
．２〜２．０％の範囲に限定した。

（１２） 以上の成分を有する鋼の溶製には、通常の製鋼法を採用
でき、またスラブの製造は造塊−分塊圧延もしくは連続
鋳造のいずれによってもよい。

次にこの発明の方法につき、圧延の要件について説明す
る。

まずスラブ加熱温度は通常の圧延の場合と同様に１１０
０“０〜１２５０℃に制限される。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の成分のス
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７８０〜９００°Ｃで最終圧延後
、通常の冷却速度（１０〜２００°Ｃ／Ｓ　）で冷却す
るだけで、格別な冷却パターンの規制を要せず最終的に
７０％以上の７工ライト分率が得られるためである。し
かしこのスラブ加熱温度域の上限をこえまたは下限゛未
満でスラブを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７
０％以上のフェライト分率が得られずベイナイト組織が
混入する。この理由は、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ってもその不均一
性が解消されにくいためと考えられる。そこでスラブ加
熱温度は１１００〜１２５０°Ｃの範囲に限定した。

熱間圧延後のコイル巻取り温度（０，Ｔ、）は４５０℃
以下に限定される。第８図に、この発明□に従う０．０
７　％　Ｏ−１，４％Ｍ　ｎ　−０，０６％Ｐ−０，０
０７％Ｎ鋼につきスラブ加熱温度を１２００°Ｃ１最終
圧延湿度を８００°Ｃとし、圧延後の平均冷却速度を８
０〜１５０°Ｃとした時の引張特性に及ぼす巻取り温度
（０，Ｔ、　）の影響について調べた結果を示す。Ｔ、
Ｓ、は、Ｏ，Ｔ、を低くすることにより単調に増加する
が、Ｙ、Ｓ、はＯ，Ｔ、を低くすることによりとくに４
５０℃以下とすることにより顕著に減少し、その結果Ｙ
、Ｒ，も著しく低下する。しかもそれに伴うＥｌの減少
は、はとんどなく材質的に極めてすぐれていることがわ
かる。これは０．Ｔ。

が４５０℃以上の場合は、この成分の鋼の場合はパーラ
イト変態が生じるのに対し、０．Ｔ、が４５０℃以下の
場合は７０％以上のフェライトが巻取り時までに生成す
るため、オーステナイト相にＣが濃縮し、Ｉｎの効果と
あいまって巻取り後、または巻取り前にマルテンサイト
変絆が生じ、Ｙ、Ｒ。

が低下するためと考えられる。従ってＯ，’Ｉ’、は４
５０℃以下の範囲に限定した。

次に、Ｎ添加鋼の時効性について検討した結果について
述べる。

表１は、０．０５　％　Ｃ−１，５％Ｍ　ｎ　−０，０
８％Ｐｉｉｌｌで、Ｎを１　’５０　ｐｐｍと従来鋼に
比べて多量添加した鋼を溶製し、通常の造塊・分塊圧延
でスラブとし、１２００℃のスラブ加熱温度で仕上げ圧
延温度ＳＯＯ°Ｃ５仕上げ圧延後の冷却速度８０〜５゜
’Ｃ／Ｓ、巻取り温度２００”Ｃという条件で２．６闘
厚の熱延板を作成し、圧延直角方向の材質をＪＩ３５号
ダ１張試験により調査した結果を圧延まま材と、１００
°Ｃｓ８Ｃ５８ｏ時効材、および５％予ひずみ１７０°
Ｃ，８０ｍｉｎのひずみ時効けについて示したものであ
る。

なお同表には比較例として０．０５％０−１．５％Ｉｎ
−０，０１％Ｐ鋼に同じ＜　１５０　ｐｐｍ　（７）Ｎ
を添加し同じ熱延条件で作成した熱延鋼板のダ［張特性
をもあわせて示した。

発明鋼は、１００°Ｃｓ　３０　ｍｉｎの時効ではほと
んど材質は変化しなかったが、比較鋼はｙ、ｓ、　。

Ｙ　、Ｅ　、ｔが増加し、Ｅ　、１が減少しいわゆる時
効劣化を生じた。また、５％予ひずみ１７０°Ｃ１８Ｃ
１３Ｏのひずみ時効により、発明鋼および比較鋼ともに
Ｔ、Ｓ、　、　Ｙ、Ｓ、の増加を示し、いわゆる焼付は
硬化性を呈したが、比較鋼はＹ　、Ｅ　、／の増加が著
しかった。このことは、本発明鋼が製品として使用され
るに際し、加工時は、低降伏比であり成型しやすいが、
その後の焼付は処理により、Ｙ、Ｓ、が増加し、強度的
に有利となる極めて優れた鋼板であることを示すもので
ある。

以上のようにＮ添加鋼は、焼付は硬化性を有しているが
、従来の場合は時効による材質劣化があったのに対し、
この発明のように、ＮとＰを添加し、熱延条件を制御す
ることで、焼付は硬化性を維持したまま時効による材質
劣化の問題を解消できたのである。

（１０） 実　施　例 実施例１ 転炉で溶製し表２に示すように成分調整を行って２０ト
ン鋳型に造塊し、分塊圧延により２００闘厚、９１０ｍ
ｍ幅のスラブとした。

（２０） 特開昭ＧＯ−１４５３５５（７） 各スラブを１２００°Ｃに加熱後、粗圧延機４スタンド
、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、次の熱延条件で２．６ｍｍ厚のコイルに圧延した。

熱間仕上げ温度；８００〜８４０°Ｃ１コイル巻取り湿
度：２５０〜４００°Ｃ１仕上げ圧延後コイル巻取りま
での平均冷却速度；８０〜ｂ 熱延コイルより圧延直角方向にＪＩ３５号引張試験片を
採取し、引張試験を行いその結果を表２にあわせて示す
。

同表より明らかなように発明鋼１，２，８．４は降伏比
５０〜６０％であり降伏伸びも出現しない。これに対し
、比較鋼１／は、発明鋼１に対してＮが低い場合である
が、Ｔ、Ｓ、が減少し、Ｙ、Ｒ。

が増加している。また比較鋼１′は、発明鋼１に対して
Ｐが低い場合であるが、Ｔ、Ｓ、が減少し、Ｙ。

Ｒ８が増加し、Ｅｔが減少し、かつＹ、　Ｅｔが出現し
た。さらに比較鋼２１および２′は、発明鋼２に対して
それぞれ０．Ｉｎが低い場合であり、やはりＴ、Ｓ、が
低少し、Ｙ、Ｒ，が増加しＹ、　Ｅ　ｌが出現した０ とくに発明鋼８．４は、いずれもｓｌを添加した場合で
あるが、強度と延性の関係を劣化させること７２＜Ｔ、
Ｓ、が増加し、がっＹ、Ｒ，も低いすぐれた材質が得ら
れている。

なお比較鋼５，６はＰが低い場合であり、フェライト量
が７０％未満で、またマルテンサイト量も５％未満で、
多くのベイナイトを含むためＹ、Ｒ。

が高い。

実施例２ ０．０９％Ｏ−１，５％Ｍ　ｎ　−０，０８％ｐ　−ｏ
、ｏｏｓ％Ａ　ｔ　−ｏ、ｏｉｏｏ％Ｎに成分調整した
鋼を溶製し、連続鋳造法により２１０ｍ＋厚、１１０２
０ａ幅、２０　ｔｏＨのスラブ８本を製造した。各スラ
ブは粗圧延機４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、表８に示す各圧延条件のもとて
２．６闘厚のフィルに熱延した。

表４に、表８に対応するコイルがら圧延直角方向に試験
片を採取し引張試験を行った結果を示す。

（２８） この発明の方法による圧延条件範囲内で熱間圧延を行っ
た試料、Ａ−Ｅについては、いずれもＹ、Ｒ，が７０％
以下で、Ｙ、　Ｅ　ｔがＯであったが、比較法に従い得
られたＦは、フェライト・パーライト組織であり、また
Ｇ、Ｈはフェライト・ベイナイト組織であるためいずれ
もＹ、Ｒ，が高く、さらにＦについてはＹ、　Ｅ　ｔが
２％以上もあった。しかも比較法のＦ、Ｇ、Ｈは、いず
れもＴ、Ｓ　、レベルの割合にＥｌが小さかった。

発明の効果 以上述べたように、この発明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、厳しい規制を行わず
とも熱延コイルの巻取り状態で適切な複合組織が得られ
、低降伏比で高延性の高張力鋼板として有用であり、と
くに、成分として安価なＰ、Ｎを使用するためコストも
低く、工業的価値は極めて大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は、複合組織鋼におけるＰ含有量と、引（２Ｇ） 張特性すなわちＴ、Ｓ、およびＹ、Ｒ，との関係を示し
たグラフ、 第２図は、複合組織鋼におけるＮ含有量と、引張特性す
なわぢＹ、Ｓ、　、　Ｔ、Ｓ、　、　Ｙ、Ｒ，、Ｅ　ｔ
およびＹ、　Ｅ　ｔとの関係を示したグラフ、第８図は
、複合組織鋼における巻取り温度（０゜Ｔ、　）と引張
特性すなわわちＹ、Ｓ、　、　Ｔ、Ｓ、　、　Ｙ、Ｒ，
。 ＥｌおよびＹ、　Ｅ　ｌとの関係を示したグラフである
。 特許出願人　川崎製鉄株式会社 （２ν　） 第２図 １Ｎ開昭ＧＯ−１４５３５５（１０） 第３図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 ＬＯ：０．０８〜０．１５重量％、 Ｍｎ　：　０．６−２．０　重量％、 Ｐ　：　０．０４〜０．１５重量％、 Ａｔ：　０．１０重量％以下および Ｎ　：　０．００５〜０．０２５重吋％を含有し、残部
   は実質的にＦｅの組成に成り、断面組織面積率で７０％
   以上のフェライトと５％以上のマルテンサイトとの分散
   組織を有して、降伏比０．７以下であることを特徴とす
   る延性が良好で時効劣化のない低降伏比高張力熱延鋼板
   。 区　ａ　：　ｏ、ｏａ〜０．１５重量％、Ｉｎ　ｎ　ｏ
   、ｆｌ　−２，０重量％、Ｐ　：　０．０４〜０．１５
   重量％、 Ａ／　７０．１０重量％以下および Ｎ　：　０．００５〜０．０２５重量％を含み、かつ Ｓｉ　：　０．２〜２．０重量％ を含有し、残部は実質的にｙｅの組成に成り、断面組織
   面積率で７０％以上のフェライトと５％以上のマルテン
   サイトとの分散組織を有して、降伏比０．７以下である
   ことを特徴とする延性が良好で時効劣化のない低降伏比
   高張力熱延鋼板。 ＆　鋼中成分として、 ０　：　０．０８〜０．１５重量％、 Ｍｎ　：　０．６〜２．０　重量％、 Ｐ　：　０．０４〜０．１５重量％、 Ａ４　：　０．１０重量％以下および Ｎ　：　０．００５〜０．０２５重量％を含有する組成
   になる鋼を溶製し、この容鋼から常法に従い調整したス
   ラブに熱間圧延を施すに際し、スラブの加熱温度を１１
   ００〜１２５０　’Ｃ１熱間仕上げ圧延終了温度を７８
   ０〜９００℃、巻取り温度を４５０　’Ｃ以下とし、か
   つ圧延終了後巻取りに至る冷却速度を１０〜ｂ 性が良好で時効劣化のない低降伏比高張力熱延鋼板の製
   造方法。