JPS6111291B2 - - Google Patents
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Description
この発明は、混合組織による低降伏比、高張力
熱延鋼板の製造方法に関し、とくに熱間圧延過程
中、仕上圧延の終了から、巻取りまでにわたる冷
却を、その間に特定の温度域における保持を挟ん
でその前後にそれぞれ特定の冷却速度で急冷する
ことで、特定した成分組成との相互関係の下に従
来、連続焼鈍ラインによる、いわゆる再加熱法に
よつてのみ漸く達成することができたのと同等以
上の性能を完備した低降伏比、高張力熱延鋼板
を、再加熱に伴う不利、不便なく、しかも鋼板の
形状不良を生じないで有効に実現することができ
る冷却制御の具体的な条件範囲を究明し、かくし
〓〓〓〓
て上記した種類の熱延鋼板の有利な製造を可能な
らしめようとするものである。 近年、自動車業界を中心に高張力薄鋼板の需要
が、急速に増加しつつあり、これは塔乗者の安全
性の確保とともに、車体重量の軽減ひいては燃費
の向上を図ろうとするものであつて、自動車用以
外の需要にあつても構造体の剛性の増強と軽量化
とを目指す動向としては同一の傾向にある。 このような用途においては、素材の薄鋼板はプ
レス加工などの冷間成形工程を経るのが通常であ
り、従つてその際優れた冷間加工性を具備してい
ることが要求される。 高張力鋼板についていわば矛盾した冷間加工性
の要求を満足させる方法の一つとして、金属組織
をフエライト相とマルテンサイト相とを分散混合
した組織（以下単に混合組織という）に調整する
ことが知られ、このような混合組織を有する鋼は
降伏点が低く、かつ高張力であり、しかも強度―
伸びバランスが極めて良好であるという独特の機
械的性質を示し、かくして冷間加工性が優れてい
るわけである。 ここに混合組織高張力薄鋼板が冷間加工性に優
れているのは、軟質のフエライト相によつて低歪
領域の強度が定まり、また硬質のマルテンサイト
相（以下硬質第２相という）によつて高歪領域の
強度が決るので、降伏比が低く延性に富むためで
ある。しかも、この種の鋼板は加工時の加工硬化
が著しく大きく、さらに成形後に時効硬化による
降伏強度の上昇が生じるので、最終的な成品にお
ける強度は一般的な高張力鋼に劣らない高強度が
得られるという極めて実際的な性質を有してい
る。 ところでこのような混合組織鋼板を製造する方
法としては、従来、連続焼鈍ラインなどの熱処理
装置を用いて薄鋼板をγ＋α領域まで再加熱し、
その後の冷却過程で急冷し加熱時にγ化した部分
をマルテンサイト変態させること（以下単に再加
熱法という）が最も一般的であつたが、しかし再
加熱法は、熱処理のために一工程の附加が不可欠
であり、経済性および生産性の面で得策でない。 これに対し、別工程の熱処理によらず熱間圧延
工程で直接混合組織化を導く技術（以下熱延法と
略す）も知られてはいるが、熱延法で製造した混
合組織鋼板の冷間成形性は、上掲した、再加熱法
で製造した場合のそれに比べて、はるかに劣る。 すなわち今後とも自動車業界において需要の中
心を占める50Kg／mm2級以上の高張力鋼板の冷間加
工性を良好にするには、少なくとも降伏比YRが
70％以下、とくに好ましくは65％以下であつて、 かつ発明者らが冷間加工性の指標としてあらた
に解明し提唱する強度と伸びバランスパラメータ Ｍ＝0.45TS＋El（ただし、TS：引張り強さ
（Kg／mm2）、El；全伸び（％） の値で60以上にする必要があるのに、従来の熱延
法で製造した混合組織鋼板では、これらを満足す
るほどの水準に到底達することができず再加熱法
の場合にだけ辛うじて満足されるにすぎない。 一般に混合組織高張力鋼板の降伏比および強度
―伸びバランスは、フエライト相と硬質第２相と
の混合比率や、その分散状態さらにはフエライト
粒径などによつても異なり、上に掲げた降伏比
YRおよび強度―伸びバランスのパラメータＭの
値を得るためには、フエライト分率を75％以上と
し、これに加えて硬質第２相の分散状態の微細均
一化に加えて、フエライナ粒径を十分に大きくす
ることが必要である。 なお組織中にパーライトおよびベイナイトが混
入すると著しく機械的性質が劣化する。 このほか実際の熱間圧延の操業状態を考える
と、最終仕上圧延機からコイラーまでの現実的な
所要時間は約10〜40秒程度であり、しかもランア
ウトテーブルでの冷却手段としてはラミナフロ
ー、あるいはジエツトによる水冷、もしくは空冷
のいずれかのように極く限られるので再加熱法に
比べて冷却条件を制御する上での自由度が少ない
ところにも問題がある。 従つて、熱延法の場合には、極めて制約された
条件範囲の下において、上記のように規定される
混合組織が適切に得られることを綿密に配慮しな
ければならない。 このような困難を打破するためには熱延工程で
生じる実際的な変態現象に関する十分な解明と、
検討が必要なのであつて、こゝに変態挙動の影響
因子となる化学成分、圧延条件および冷却条件の
３つについて最適化を図ることの有用性が見出さ
れたのであり、なお言うまでもなく、これらの影
響因子はそれぞれ相互間に交絡し合うものであつ
て、単にそれぞれを独立に設定してもなお十分な
〓〓〓〓
効果は期待され得ない。 さて、以上の観点から在来の熱延法について展
望してみると、いずれも満足できる方法であると
は言い難いのである。 以下に今までに提案された混合組織高張力鋼板
の熱延法による製造方法の主たるものについての
問題点ならびにこの発明の方法との違について述
べる。 従来方法の第１は、例えば特開昭55−34659号
あるいは特開昭55−62121号各公報のように、仕
上圧延の一部をγ＋α２相温度領域で行ない、歪
誘起によるγ→α変態の促進措置を講じた後、γ
→α変態が生じ易い温度領域での滞留時間を可及
的に増大させる冷却条件を採用する方法である。
しかしながら、これらの方法による場合、２相域
圧延による弊害を避けることが出来ないのであつ
て、２相域圧延を行なつた場合は、最終組織での
フエライト相とマルテンサイト相は繊維状の分散
状態を示し、それによる機械的性質の異方性が生
じること、またフエライト粒に圧延加工歪が残留
するため、伸び特性が劣化すること、さらにはフ
エライト分率の増大が、主にフエライト粒数の増
加によるため、フエライト粒が細粒化し従つて降
伏比が比較的に高くなつてしまう。 結局これらの方法による場合には、この発明が
目的とするようにYR65％、〔0.45TS＋El〕
60の材質特性を得ることが困難である。 この発明は以上の問題を回避するため、仕上圧
延を実質的に、γ単相の温度領域で終了させ、そ
の後巻取りに至る冷却について適切な制御を加え
るものである。 この点従来方法の第２としての例えば特開昭54
−65118号公報に示されるように、Ar3点以上で
仕上圧延を終了した後ランアウトテーブル上で急
冷する途中で鋼板温度がAr3〜Ar1の範囲になつ
た時点で冷却を中断し、一定時間保持後再び急冷
する方法で、中間の保持時間中にγ→α変態を有
効に進行させようとする方法であるが、この方法
では前記の２相域圧延を行う場合のような材質的
弊害はなく、制限された時間を有効に利用すると
いう点で優れた着想ではあつても、なお、前述の
如く、最適冷却条件は、素材の化学成分および上
流工程での圧延履歴に強く依存するにも拘らず、
このような諸点を無視して単純な２段階あるいは
徒らに広範なAr3〜Ar1にわたる保持温度域を含
むような冷却条件を設定しただけではなおこの発
明の目的とするような高度の材質改善は達成され
得ない。すなわち特開昭54−65118号公報による
方法の問題点は、上記の点に関する対応手段がな
お未解明なところにあり、したがつてその実施例
について試算すれば明白なように材質水準はYR
60％、〔0.45TS＋El〕60を満足せず従来の他
の熱延法と大差ない結果に終つている。 この発明の方法が上記従来法と異なつて材質的
優位性を有する最大の理由は従来法では単純なＣ
―Si―Mn系を選択しているのに対し、この発明
ではとくに変態特性上混合組織化に有利なＣ―Si
―Mn―Cr系を採用し、しかもこの発明に従い最
善の材質が得られる厳密な冷却条件を見極め、そ
れによつて化学成分および圧延条件が異なつた場
合においても、その条件範囲が常に容易に具体化
し得るようにしたところにある。 すなわちこの発明は上に掲げて説明した従来法
におけるすべての問題点をとくに有利に改善する
目的でなされたものであり、素材の化学成分、仕
上圧延終了温度およびランアウトテーブル上での
冷却条件の３つを最適化することを主たる骨子と
して構成され、再加熱法による場合をすら凌駕す
る優れた冷間加工性、即ち降伏比YR65％でか
つ強度―伸びバランスのパラメータＭ60を有
し、しかもコイル内変動が少なく、成品での形状
性にも優れる混合組織による低降伏比高張力熱延
鋼板の製造方法を提供するものである。 すなわちこの発明の要旨は次のとおりである。 重量％で、Ｃ；0.02〜0.2％、Si；0.05〜2.0
％、Mn；0.5〜2.0％、Cr；0.3〜1.5％及びAl
0.1％を含有し、また必要によつては１％以下の
Cu，NiおよびMoならびに0.02％以下のＢよりな
る第１群成分、0.2％以下のNb、ＶおよびTiより
なる第２群成分ないしは0.05％以下のREMおよ
びCaよりなる第３群成分を各群元素の少くとも
１種、そして0.15％以下のＰを選択成分として含
有し得る組成の熱延鋼板を、仕上圧延のあとラン
アウトテーブル上で冷却してから巻取る際、 仕上圧延終了温度FTを、780℃〜900℃とし
て、この仕上圧延終了から下記(1)式による温度Ｔ
Nに対し±40℃の温度域に至る間に40℃／Ｓ〜200
℃／Ｓの冷却速度で急冷すること、 〓〓〓〓
ついでこの温度域で５秒間以上保持し、引続き
その温度域から550℃以上でＭS点よりも高い温度
範囲までの間を50℃／Ｓ〜200℃／Ｓの冷却速度
で再び急冷すること、 の段階的冷却制御を施して、降伏比65％以下、下
記(2)式に示す強度―伸びバランスのパラメータＭ
の値が60以上で、かつ材質変動が少なく冷間加工
性に優れた、熱延鋼板を得ることを特徴とする、
混合組織による低降伏比、高張力熱延鋼板の製造
方法。 ＴN＝582＋44Si％―33Mn％＋25Cr％ ―3Cu％−9Ni％＋5Mo％ ＋（0.8−Ｃ）（48−25Si％＋57Mn％ −15Cr％＋10Cu％−15Ni％−28Mo％） ＋70exp｛−（ＦＴ（℃）−７８０／１００）４｝
……(1) Ｍ＝0.45TS＋El ……(2) 式中TSは引張り強さ（Kg／mm2）、Elは全伸び
（％）である。 この発明における化学成分の規制理由は以下の
とおりである。 Ｃは冷却過程におけるγ→α変態に際し、γ相
へ拡散移動し、焼入性を高めるとともにマルテン
サイトの強度を上昇させる重要な元素であるが、
多過ぎると第２相分率が過大となり過ぎて加工性
が劣化するとともに溶接性に悪影響があるのでそ
の適正範囲を0.02〜0.20％とした。 Si：固溶強化能が大きく降伏比および強度―伸
びバランスを損うことなく強度上昇が図れるこ
と、およびγ→α変態を活性化し、γ相へのＣ濃
化を促進するなどの混合組織化に有用な性質を有
することに加えて脱酸元素として鋼の清浄性を向
上する元素であつて、0.05％以上の含有量で極め
て有効であるがしかし、2.0％を超えるとその効
果は飽和し、経済的不利益を招くので0.05〜2.0
％とした。 Mn：鋼の焼入性を増す比較的安価な合金元素
で添加合金成分の主体となる元素であり、鋼の焼
入性を確保する上で0.5％以上必要であるが、2.0
％を超えると溶接性に悪影響が生じるとともにγ
→α変態速度が減少し、第２相分率を増大する傾
向を示すので0.5〜2.0％とした。 Cr：周知のとおり焼入性向上元素であるが、
この発明においては特に重要な元素である。すな
わち、他の焼入性向上元素の場合一般にAr3変態
を阻害する作用を有しそのためフエライト分率の
増大に対して悪影響を及ぼしがちであるが、Cr
の場合Ar3変態に対しては、大きな影響を与え
ず、しかもその後の残留γ相の安定性を高める作
用があり、混合組織化を容易にする。この効果を
発揮させるためには0.3％以上の含有が必要であ
り、一方上限は経済性を考慮して２％とした。な
お、コイル内での材質変動をとくに少なくする目
的に対しては0.5％以上含有するように添加する
のが好ましい。 Al：脱酸元素として使用すれば、鋼の清浄性
を向上し加工性の改善に有用な元素であるが、そ
の効果は0.10％で飽和するので範囲を0.10％以下
とした。 以上の必須成分のほか、この発明においては、
以下の選択成分を含有させることができ、それに
よつて所期した効果をさらに向揚させ得る。 Cu，Ni，Mo：Cuは固溶強化、Niは固溶強化と
焼入性向上効果、Moは焼入性向上効果を有し、
それらを通じて何れも１％以下で強度上昇の寄与
に関して同効元素である。しかし、以上の元素は
いずれも高価であり、合計量が１％を超えると経
済性に欠けるので、上限を１％とした。 またＢは0.02％以下の少量で焼入性の向上によ
り強度を増大する機能に関して上掲各成分と同効
であり加えて混合組織化を容易にもするので材質
の安定性を増すため有用な元素である。しかし、
この効果は0.02％以上では飽和する傾向となるの
で上限を0.02％とした。 Nb，Ti，Ｖ：これらの元素はγ粒の微細化お
よび再結晶抑制効果が著しく大きいので0.2％以
下の適量を含有する場合には、これらを通じて仕
上圧延後のγ→α変態速度の上昇を図れるので有
用である。しかし0.2％をこえると析出硬化が大
きくなり、降伏比の上昇をもたらすので好ましく
なく、いずれも上限を0.2％とした。 CaおよびREM（Ce＋La）は機械的性質に悪影
響を及ぼす鋼中Ｓと結合し、その弊害を抑制する
効果を有するので、その使用は極めて有効である
が0.05％を超えると逆に清浄度が悪化し、機械的
性質が劣化する傾向となるので、上限をそれぞれ
0.05％とした。 Al：脱酸元素として使用すれば、鋼の清浄性
〓〓〓〓
を向上し加工性の改善に有用な元素であるが、そ
の効果は0.10％で飽和するので範囲を0.10％以下
とした。 Ｐ：固溶硬化およびγ→α変態の活性化などの
点でSiと類似の性質を有する元素で、0.15％以下
の適量であれば不可避的不純物としての量以上に
積極的添加をすることに問題はないが、0.15％を
こえるほど多量になると鋼中で偏析を生じ、それ
による機械的性質の劣化および溶接性あるいは疲
労特性に悪影響を生じるので0.1％以下とした。 さて熱延法における混合組織化過程のなかで最
も重要な点は、仕上圧延終了時点のγ相からのポ
リゴナルフエライトの析出過程であり、なぜなら
この析出が遅滞した場合には、直接的には最終組
織におけるフエライト分率の減少につながり、間
接的にはフエライトの析出に伴う残留γ相へのＣ
の濃化が不足し、その焼入性の低下を通じて硬質
第２相へのパーライトおよびベイナイトの混入の
危険を増大させるためである。 この発明の冷却条件は以上の観点に立脚し、ラ
ンアウトテーブル上での制約された冷却時間内に
γ→α変態を最大限に進行させることを主眼とす
るもので、その内容は第１図に示す如く冷却過程
が３段階から成る。以下第１図に従つて、各段階
における作用ならびに条件規制の理由を述べる。 熱間圧延後の変態特性は素材の化学成分のほか
に圧延加工履歴によつても異なり、特にγ→α変
態挙動に関する後者の影響は大きく、熱延終了時
のγ粒が細粒である程、またγ粒内の加工歪量が
大きいもの程γ→α変態は促進される。しかし、
通常の鋼をAr3点以上で圧延を終了した場合、圧
延終了直後に加工γ粒は急速に回復および再結晶
を起こし、上記現象は緩和される。そこで第１図
のＩ段階の冷却は、この回復および再結晶を抑制
し、γ→α変態が効率的に生じる温度領域まで維
持することを主目的として行うもので、この効果
を得るためには780℃〜900℃の仕上圧延終了温度
から、変態温度領域までの冷却速度α１を50℃／
Ｓ〜200℃／Ｓの冷却速度で急冷しなければなら
ない。仕上圧延終了温度が780℃より低くまたα
１が50℃／Ｓより遅い場合には上記効果の消失に
より、この発明の目的とするような低い降伏比お
よび強度―伸びバランスの水準が得られなくなる
ばかりか、所要時間の損失を招く。一方900℃よ
り高い仕上温度では製品の加工性が悪化し、200
℃／Ｓより速い冷却速度をとつても効果の増強は
なく徒らに設備コストとの不利を招く。このよう
に第段階の急冷終了温度範囲を限定する理由
は、次に述べる第段階の目的によつて定まるも
のである。 すなわちγ→α変態速度は核生成速度とその成
長速度に依存し、これらが最大となる温度範囲が
存在する。従つてγ→α変態を効率的に進行させ
るためにはこのような温度範囲での滞留時間を許
容し得る限り多くすることが望ましく、この発明
の段階での保持はこの目的で行うものであつ
て、そのための要件としてＴN＋40℃〜ＴN−40℃
の温度範囲で５秒間以上滞留させることが必要で
ある。 こゝにＴNは、上掲(1)式によつて明らかなよう
に、鋼中成分と熱延履歴とくに仕上圧延終了温度
FTとに依存するが、その動向は、成分毎に、か
なりの大差があり、広範な実験を行つた発明者ら
の開発努力の結果、(1)式のように整理され、これ
に従つて、この発明の目的に有利に適合すること
が見出されたのであり、上記の条件範囲から外れ
る場合にはこの発明の目的とするYR65％，
〔0.45TS＋El〕60が得られなくなる（実施例参
照）。なお滞留時間の上限は機械的性質の面から
定まるのではなく、工程上の時間的制約によつて
事実上は30秒間に限定されるが生産性および設備
的問題を無視すれば、この規制の範囲を超えても
支障はなく、例えば、ランアウトテーブル上にこ
の目的のための保熱装置あるいは加熱装置を設け
る場合にはさらに良好な結果が期待され得る。 第段階の冷却は未変態γ相をマルテンサイト
変態へと導く目的のために行うものであつて、そ
の要件はパーライトおよびベイナイト変態を阻止
することにあるが冷却中にマルテンサイト変態を
生じさせる必要はなく、この冷却到達温度は550
℃以下ＭS点より高い温度範囲内とする。この発
明においては上記未変態γ相をマルテンサイト変
態へと導く条件として冷却速度α２は50℃／Ｓ〜
200℃／Ｓそして冷却終了温度は550℃以下ＭS点
よりも高い温度範囲内とすることが必要である。
この第段階の冷却をＭS点以下それもとくに200
℃未満の温度まで急冷をした場合には、フエライ
ト相中に非平衡的に固溶しているＣの析出チヤン
〓〓〓〓
スがなくなつて、成品において機械的性質の劣化
を招くので好ましくないためである。加えてこの
冷却終了温度が低すぎるときには、鋼板の幅方向
および長手方向でマルテンサイト変態タイミング
に時間的ずれが生じて耳波などの形状不良を生じ
るうれいもあるので、とくにこの形状不良をより
有利に回避する目的のもとに冷却終了温度は好ま
しくは400℃〜550℃の温度範囲に選択するのがよ
り望しい。冷却終了温度が550℃をこえると降伏
比、強度伸びバランスとも所期した値が得られな
くなる。 以上の熱延終了から巻取りに至る冷却条件に適
合することによつて、熱延コイルは、降伏比YR
の値が65％以下となりかつ強度―伸びバランスの
パラメータＭは60以上となる。こゝに強度―伸び
バランスのパラメータＭは、たとえば上掲特開昭
54−65118号公報で強度―伸びバランスの指標と
し引張強さと伸び値との積で評価することが試み
られたのであるが発明者らはこのバランスをたと
えば自動車用部品であるホイールデイスクの成形
などの場合のように、張出し変形、曲げ変形およ
び伸びフランジ変形などの多様、かつ高度の複合
変形を受ける構造用部品の成形に際し生じる割れ
あるいはネツキングの発生の有無と、被成形材料
の引張強さ、TSおよび全伸び、Elの関係に関し
て精査した結果に従い、0.45TS＋Elの値をパラ
メーターとすることによつて上記成形に際する割
れおよびネツキングの発生限界を示す被成形材料
の冷間成形能の目安として実際上の要請に適合す
ることを見出したものである。 次に実施例について述べる。 第１表に示す化学成分の鋼を第２表の条件で熱
間圧延して製造した熱延鋼帯（2.8mmｔ）の引張
特性（JI85号引張試験片）を第２表にあわせ示
す。 〓〓〓〓
熱延鋼板の製造方法に関し、とくに熱間圧延過程
中、仕上圧延の終了から、巻取りまでにわたる冷
却を、その間に特定の温度域における保持を挟ん
でその前後にそれぞれ特定の冷却速度で急冷する
ことで、特定した成分組成との相互関係の下に従
来、連続焼鈍ラインによる、いわゆる再加熱法に
よつてのみ漸く達成することができたのと同等以
上の性能を完備した低降伏比、高張力熱延鋼板
を、再加熱に伴う不利、不便なく、しかも鋼板の
形状不良を生じないで有効に実現することができ
る冷却制御の具体的な条件範囲を究明し、かくし
〓〓〓〓
て上記した種類の熱延鋼板の有利な製造を可能な
らしめようとするものである。 近年、自動車業界を中心に高張力薄鋼板の需要
が、急速に増加しつつあり、これは塔乗者の安全
性の確保とともに、車体重量の軽減ひいては燃費
の向上を図ろうとするものであつて、自動車用以
外の需要にあつても構造体の剛性の増強と軽量化
とを目指す動向としては同一の傾向にある。 このような用途においては、素材の薄鋼板はプ
レス加工などの冷間成形工程を経るのが通常であ
り、従つてその際優れた冷間加工性を具備してい
ることが要求される。 高張力鋼板についていわば矛盾した冷間加工性
の要求を満足させる方法の一つとして、金属組織
をフエライト相とマルテンサイト相とを分散混合
した組織（以下単に混合組織という）に調整する
ことが知られ、このような混合組織を有する鋼は
降伏点が低く、かつ高張力であり、しかも強度―
伸びバランスが極めて良好であるという独特の機
械的性質を示し、かくして冷間加工性が優れてい
るわけである。 ここに混合組織高張力薄鋼板が冷間加工性に優
れているのは、軟質のフエライト相によつて低歪
領域の強度が定まり、また硬質のマルテンサイト
相（以下硬質第２相という）によつて高歪領域の
強度が決るので、降伏比が低く延性に富むためで
ある。しかも、この種の鋼板は加工時の加工硬化
が著しく大きく、さらに成形後に時効硬化による
降伏強度の上昇が生じるので、最終的な成品にお
ける強度は一般的な高張力鋼に劣らない高強度が
得られるという極めて実際的な性質を有してい
る。 ところでこのような混合組織鋼板を製造する方
法としては、従来、連続焼鈍ラインなどの熱処理
装置を用いて薄鋼板をγ＋α領域まで再加熱し、
その後の冷却過程で急冷し加熱時にγ化した部分
をマルテンサイト変態させること（以下単に再加
熱法という）が最も一般的であつたが、しかし再
加熱法は、熱処理のために一工程の附加が不可欠
であり、経済性および生産性の面で得策でない。 これに対し、別工程の熱処理によらず熱間圧延
工程で直接混合組織化を導く技術（以下熱延法と
略す）も知られてはいるが、熱延法で製造した混
合組織鋼板の冷間成形性は、上掲した、再加熱法
で製造した場合のそれに比べて、はるかに劣る。 すなわち今後とも自動車業界において需要の中
心を占める50Kg／mm2級以上の高張力鋼板の冷間加
工性を良好にするには、少なくとも降伏比YRが
70％以下、とくに好ましくは65％以下であつて、 かつ発明者らが冷間加工性の指標としてあらた
に解明し提唱する強度と伸びバランスパラメータ Ｍ＝0.45TS＋El（ただし、TS：引張り強さ
（Kg／mm2）、El；全伸び（％） の値で60以上にする必要があるのに、従来の熱延
法で製造した混合組織鋼板では、これらを満足す
るほどの水準に到底達することができず再加熱法
の場合にだけ辛うじて満足されるにすぎない。 一般に混合組織高張力鋼板の降伏比および強度
―伸びバランスは、フエライト相と硬質第２相と
の混合比率や、その分散状態さらにはフエライト
粒径などによつても異なり、上に掲げた降伏比
YRおよび強度―伸びバランスのパラメータＭの
値を得るためには、フエライト分率を75％以上と
し、これに加えて硬質第２相の分散状態の微細均
一化に加えて、フエライナ粒径を十分に大きくす
ることが必要である。 なお組織中にパーライトおよびベイナイトが混
入すると著しく機械的性質が劣化する。 このほか実際の熱間圧延の操業状態を考える
と、最終仕上圧延機からコイラーまでの現実的な
所要時間は約10〜40秒程度であり、しかもランア
ウトテーブルでの冷却手段としてはラミナフロ
ー、あるいはジエツトによる水冷、もしくは空冷
のいずれかのように極く限られるので再加熱法に
比べて冷却条件を制御する上での自由度が少ない
ところにも問題がある。 従つて、熱延法の場合には、極めて制約された
条件範囲の下において、上記のように規定される
混合組織が適切に得られることを綿密に配慮しな
ければならない。 このような困難を打破するためには熱延工程で
生じる実際的な変態現象に関する十分な解明と、
検討が必要なのであつて、こゝに変態挙動の影響
因子となる化学成分、圧延条件および冷却条件の
３つについて最適化を図ることの有用性が見出さ
れたのであり、なお言うまでもなく、これらの影
響因子はそれぞれ相互間に交絡し合うものであつ
て、単にそれぞれを独立に設定してもなお十分な
〓〓〓〓
効果は期待され得ない。 さて、以上の観点から在来の熱延法について展
望してみると、いずれも満足できる方法であると
は言い難いのである。 以下に今までに提案された混合組織高張力鋼板
の熱延法による製造方法の主たるものについての
問題点ならびにこの発明の方法との違について述
べる。 従来方法の第１は、例えば特開昭55−34659号
あるいは特開昭55−62121号各公報のように、仕
上圧延の一部をγ＋α２相温度領域で行ない、歪
誘起によるγ→α変態の促進措置を講じた後、γ
→α変態が生じ易い温度領域での滞留時間を可及
的に増大させる冷却条件を採用する方法である。
しかしながら、これらの方法による場合、２相域
圧延による弊害を避けることが出来ないのであつ
て、２相域圧延を行なつた場合は、最終組織での
フエライト相とマルテンサイト相は繊維状の分散
状態を示し、それによる機械的性質の異方性が生
じること、またフエライト粒に圧延加工歪が残留
するため、伸び特性が劣化すること、さらにはフ
エライト分率の増大が、主にフエライト粒数の増
加によるため、フエライト粒が細粒化し従つて降
伏比が比較的に高くなつてしまう。 結局これらの方法による場合には、この発明が
目的とするようにYR65％、〔0.45TS＋El〕
60の材質特性を得ることが困難である。 この発明は以上の問題を回避するため、仕上圧
延を実質的に、γ単相の温度領域で終了させ、そ
の後巻取りに至る冷却について適切な制御を加え
るものである。 この点従来方法の第２としての例えば特開昭54
−65118号公報に示されるように、Ar3点以上で
仕上圧延を終了した後ランアウトテーブル上で急
冷する途中で鋼板温度がAr3〜Ar1の範囲になつ
た時点で冷却を中断し、一定時間保持後再び急冷
する方法で、中間の保持時間中にγ→α変態を有
効に進行させようとする方法であるが、この方法
では前記の２相域圧延を行う場合のような材質的
弊害はなく、制限された時間を有効に利用すると
いう点で優れた着想ではあつても、なお、前述の
如く、最適冷却条件は、素材の化学成分および上
流工程での圧延履歴に強く依存するにも拘らず、
このような諸点を無視して単純な２段階あるいは
徒らに広範なAr3〜Ar1にわたる保持温度域を含
むような冷却条件を設定しただけではなおこの発
明の目的とするような高度の材質改善は達成され
得ない。すなわち特開昭54−65118号公報による
方法の問題点は、上記の点に関する対応手段がな
お未解明なところにあり、したがつてその実施例
について試算すれば明白なように材質水準はYR
60％、〔0.45TS＋El〕60を満足せず従来の他
の熱延法と大差ない結果に終つている。 この発明の方法が上記従来法と異なつて材質的
優位性を有する最大の理由は従来法では単純なＣ
―Si―Mn系を選択しているのに対し、この発明
ではとくに変態特性上混合組織化に有利なＣ―Si
―Mn―Cr系を採用し、しかもこの発明に従い最
善の材質が得られる厳密な冷却条件を見極め、そ
れによつて化学成分および圧延条件が異なつた場
合においても、その条件範囲が常に容易に具体化
し得るようにしたところにある。 すなわちこの発明は上に掲げて説明した従来法
におけるすべての問題点をとくに有利に改善する
目的でなされたものであり、素材の化学成分、仕
上圧延終了温度およびランアウトテーブル上での
冷却条件の３つを最適化することを主たる骨子と
して構成され、再加熱法による場合をすら凌駕す
る優れた冷間加工性、即ち降伏比YR65％でか
つ強度―伸びバランスのパラメータＭ60を有
し、しかもコイル内変動が少なく、成品での形状
性にも優れる混合組織による低降伏比高張力熱延
鋼板の製造方法を提供するものである。 すなわちこの発明の要旨は次のとおりである。 重量％で、Ｃ；0.02〜0.2％、Si；0.05〜2.0
％、Mn；0.5〜2.0％、Cr；0.3〜1.5％及びAl
0.1％を含有し、また必要によつては１％以下の
Cu，NiおよびMoならびに0.02％以下のＢよりな
る第１群成分、0.2％以下のNb、ＶおよびTiより
なる第２群成分ないしは0.05％以下のREMおよ
びCaよりなる第３群成分を各群元素の少くとも
１種、そして0.15％以下のＰを選択成分として含
有し得る組成の熱延鋼板を、仕上圧延のあとラン
アウトテーブル上で冷却してから巻取る際、 仕上圧延終了温度FTを、780℃〜900℃とし
て、この仕上圧延終了から下記(1)式による温度Ｔ
Nに対し±40℃の温度域に至る間に40℃／Ｓ〜200
℃／Ｓの冷却速度で急冷すること、 〓〓〓〓
ついでこの温度域で５秒間以上保持し、引続き
その温度域から550℃以上でＭS点よりも高い温度
範囲までの間を50℃／Ｓ〜200℃／Ｓの冷却速度
で再び急冷すること、 の段階的冷却制御を施して、降伏比65％以下、下
記(2)式に示す強度―伸びバランスのパラメータＭ
の値が60以上で、かつ材質変動が少なく冷間加工
性に優れた、熱延鋼板を得ることを特徴とする、
混合組織による低降伏比、高張力熱延鋼板の製造
方法。 ＴN＝582＋44Si％―33Mn％＋25Cr％ ―3Cu％−9Ni％＋5Mo％ ＋（0.8−Ｃ）（48−25Si％＋57Mn％ −15Cr％＋10Cu％−15Ni％−28Mo％） ＋70exp｛−（ＦＴ（℃）−７８０／１００）４｝
……(1) Ｍ＝0.45TS＋El ……(2) 式中TSは引張り強さ（Kg／mm2）、Elは全伸び
（％）である。 この発明における化学成分の規制理由は以下の
とおりである。 Ｃは冷却過程におけるγ→α変態に際し、γ相
へ拡散移動し、焼入性を高めるとともにマルテン
サイトの強度を上昇させる重要な元素であるが、
多過ぎると第２相分率が過大となり過ぎて加工性
が劣化するとともに溶接性に悪影響があるのでそ
の適正範囲を0.02〜0.20％とした。 Si：固溶強化能が大きく降伏比および強度―伸
びバランスを損うことなく強度上昇が図れるこ
と、およびγ→α変態を活性化し、γ相へのＣ濃
化を促進するなどの混合組織化に有用な性質を有
することに加えて脱酸元素として鋼の清浄性を向
上する元素であつて、0.05％以上の含有量で極め
て有効であるがしかし、2.0％を超えるとその効
果は飽和し、経済的不利益を招くので0.05〜2.0
％とした。 Mn：鋼の焼入性を増す比較的安価な合金元素
で添加合金成分の主体となる元素であり、鋼の焼
入性を確保する上で0.5％以上必要であるが、2.0
％を超えると溶接性に悪影響が生じるとともにγ
→α変態速度が減少し、第２相分率を増大する傾
向を示すので0.5〜2.0％とした。 Cr：周知のとおり焼入性向上元素であるが、
この発明においては特に重要な元素である。すな
わち、他の焼入性向上元素の場合一般にAr3変態
を阻害する作用を有しそのためフエライト分率の
増大に対して悪影響を及ぼしがちであるが、Cr
の場合Ar3変態に対しては、大きな影響を与え
ず、しかもその後の残留γ相の安定性を高める作
用があり、混合組織化を容易にする。この効果を
発揮させるためには0.3％以上の含有が必要であ
り、一方上限は経済性を考慮して２％とした。な
お、コイル内での材質変動をとくに少なくする目
的に対しては0.5％以上含有するように添加する
のが好ましい。 Al：脱酸元素として使用すれば、鋼の清浄性
を向上し加工性の改善に有用な元素であるが、そ
の効果は0.10％で飽和するので範囲を0.10％以下
とした。 以上の必須成分のほか、この発明においては、
以下の選択成分を含有させることができ、それに
よつて所期した効果をさらに向揚させ得る。 Cu，Ni，Mo：Cuは固溶強化、Niは固溶強化と
焼入性向上効果、Moは焼入性向上効果を有し、
それらを通じて何れも１％以下で強度上昇の寄与
に関して同効元素である。しかし、以上の元素は
いずれも高価であり、合計量が１％を超えると経
済性に欠けるので、上限を１％とした。 またＢは0.02％以下の少量で焼入性の向上によ
り強度を増大する機能に関して上掲各成分と同効
であり加えて混合組織化を容易にもするので材質
の安定性を増すため有用な元素である。しかし、
この効果は0.02％以上では飽和する傾向となるの
で上限を0.02％とした。 Nb，Ti，Ｖ：これらの元素はγ粒の微細化お
よび再結晶抑制効果が著しく大きいので0.2％以
下の適量を含有する場合には、これらを通じて仕
上圧延後のγ→α変態速度の上昇を図れるので有
用である。しかし0.2％をこえると析出硬化が大
きくなり、降伏比の上昇をもたらすので好ましく
なく、いずれも上限を0.2％とした。 CaおよびREM（Ce＋La）は機械的性質に悪影
響を及ぼす鋼中Ｓと結合し、その弊害を抑制する
効果を有するので、その使用は極めて有効である
が0.05％を超えると逆に清浄度が悪化し、機械的
性質が劣化する傾向となるので、上限をそれぞれ
0.05％とした。 Al：脱酸元素として使用すれば、鋼の清浄性
〓〓〓〓
を向上し加工性の改善に有用な元素であるが、そ
の効果は0.10％で飽和するので範囲を0.10％以下
とした。 Ｐ：固溶硬化およびγ→α変態の活性化などの
点でSiと類似の性質を有する元素で、0.15％以下
の適量であれば不可避的不純物としての量以上に
積極的添加をすることに問題はないが、0.15％を
こえるほど多量になると鋼中で偏析を生じ、それ
による機械的性質の劣化および溶接性あるいは疲
労特性に悪影響を生じるので0.1％以下とした。 さて熱延法における混合組織化過程のなかで最
も重要な点は、仕上圧延終了時点のγ相からのポ
リゴナルフエライトの析出過程であり、なぜなら
この析出が遅滞した場合には、直接的には最終組
織におけるフエライト分率の減少につながり、間
接的にはフエライトの析出に伴う残留γ相へのＣ
の濃化が不足し、その焼入性の低下を通じて硬質
第２相へのパーライトおよびベイナイトの混入の
危険を増大させるためである。 この発明の冷却条件は以上の観点に立脚し、ラ
ンアウトテーブル上での制約された冷却時間内に
γ→α変態を最大限に進行させることを主眼とす
るもので、その内容は第１図に示す如く冷却過程
が３段階から成る。以下第１図に従つて、各段階
における作用ならびに条件規制の理由を述べる。 熱間圧延後の変態特性は素材の化学成分のほか
に圧延加工履歴によつても異なり、特にγ→α変
態挙動に関する後者の影響は大きく、熱延終了時
のγ粒が細粒である程、またγ粒内の加工歪量が
大きいもの程γ→α変態は促進される。しかし、
通常の鋼をAr3点以上で圧延を終了した場合、圧
延終了直後に加工γ粒は急速に回復および再結晶
を起こし、上記現象は緩和される。そこで第１図
のＩ段階の冷却は、この回復および再結晶を抑制
し、γ→α変態が効率的に生じる温度領域まで維
持することを主目的として行うもので、この効果
を得るためには780℃〜900℃の仕上圧延終了温度
から、変態温度領域までの冷却速度α１を50℃／
Ｓ〜200℃／Ｓの冷却速度で急冷しなければなら
ない。仕上圧延終了温度が780℃より低くまたα
１が50℃／Ｓより遅い場合には上記効果の消失に
より、この発明の目的とするような低い降伏比お
よび強度―伸びバランスの水準が得られなくなる
ばかりか、所要時間の損失を招く。一方900℃よ
り高い仕上温度では製品の加工性が悪化し、200
℃／Ｓより速い冷却速度をとつても効果の増強は
なく徒らに設備コストとの不利を招く。このよう
に第段階の急冷終了温度範囲を限定する理由
は、次に述べる第段階の目的によつて定まるも
のである。 すなわちγ→α変態速度は核生成速度とその成
長速度に依存し、これらが最大となる温度範囲が
存在する。従つてγ→α変態を効率的に進行させ
るためにはこのような温度範囲での滞留時間を許
容し得る限り多くすることが望ましく、この発明
の段階での保持はこの目的で行うものであつ
て、そのための要件としてＴN＋40℃〜ＴN−40℃
の温度範囲で５秒間以上滞留させることが必要で
ある。 こゝにＴNは、上掲(1)式によつて明らかなよう
に、鋼中成分と熱延履歴とくに仕上圧延終了温度
FTとに依存するが、その動向は、成分毎に、か
なりの大差があり、広範な実験を行つた発明者ら
の開発努力の結果、(1)式のように整理され、これ
に従つて、この発明の目的に有利に適合すること
が見出されたのであり、上記の条件範囲から外れ
る場合にはこの発明の目的とするYR65％，
〔0.45TS＋El〕60が得られなくなる（実施例参
照）。なお滞留時間の上限は機械的性質の面から
定まるのではなく、工程上の時間的制約によつて
事実上は30秒間に限定されるが生産性および設備
的問題を無視すれば、この規制の範囲を超えても
支障はなく、例えば、ランアウトテーブル上にこ
の目的のための保熱装置あるいは加熱装置を設け
る場合にはさらに良好な結果が期待され得る。 第段階の冷却は未変態γ相をマルテンサイト
変態へと導く目的のために行うものであつて、そ
の要件はパーライトおよびベイナイト変態を阻止
することにあるが冷却中にマルテンサイト変態を
生じさせる必要はなく、この冷却到達温度は550
℃以下ＭS点より高い温度範囲内とする。この発
明においては上記未変態γ相をマルテンサイト変
態へと導く条件として冷却速度α２は50℃／Ｓ〜
200℃／Ｓそして冷却終了温度は550℃以下ＭS点
よりも高い温度範囲内とすることが必要である。
この第段階の冷却をＭS点以下それもとくに200
℃未満の温度まで急冷をした場合には、フエライ
ト相中に非平衡的に固溶しているＣの析出チヤン
〓〓〓〓
スがなくなつて、成品において機械的性質の劣化
を招くので好ましくないためである。加えてこの
冷却終了温度が低すぎるときには、鋼板の幅方向
および長手方向でマルテンサイト変態タイミング
に時間的ずれが生じて耳波などの形状不良を生じ
るうれいもあるので、とくにこの形状不良をより
有利に回避する目的のもとに冷却終了温度は好ま
しくは400℃〜550℃の温度範囲に選択するのがよ
り望しい。冷却終了温度が550℃をこえると降伏
比、強度伸びバランスとも所期した値が得られな
くなる。 以上の熱延終了から巻取りに至る冷却条件に適
合することによつて、熱延コイルは、降伏比YR
の値が65％以下となりかつ強度―伸びバランスの
パラメータＭは60以上となる。こゝに強度―伸び
バランスのパラメータＭは、たとえば上掲特開昭
54−65118号公報で強度―伸びバランスの指標と
し引張強さと伸び値との積で評価することが試み
られたのであるが発明者らはこのバランスをたと
えば自動車用部品であるホイールデイスクの成形
などの場合のように、張出し変形、曲げ変形およ
び伸びフランジ変形などの多様、かつ高度の複合
変形を受ける構造用部品の成形に際し生じる割れ
あるいはネツキングの発生の有無と、被成形材料
の引張強さ、TSおよび全伸び、Elの関係に関し
て精査した結果に従い、0.45TS＋Elの値をパラ
メーターとすることによつて上記成形に際する割
れおよびネツキングの発生限界を示す被成形材料
の冷間成形能の目安として実際上の要請に適合す
ることを見出したものである。 次に実施例について述べる。 第１表に示す化学成分の鋼を第２表の条件で熱
間圧延して製造した熱延鋼帯（2.8mmｔ）の引張
特性（JI85号引張試験片）を第２表にあわせ示
す。 〓〓〓〓
【表】
〓〓〓〓
【表】
〓〓〓〓
また第２表の結果をTS―YSおよびTS―Elの
相互関係で整理した結果を第２図、第３図に示
す。 第２表および第２図、第３図から以下のこのが
わかる。 (1) この発明の範囲外の化学成分の鋼では熱延条
件を本発明法としてもYR65％でかつＭ60
を得ることができない。（試材No.１，２および
３） (2) この発明法範囲内の化学組成であれば、選択
成分を使用しても、この発明の目的とする材質
特性が得られる。（試材No.18〜29） (3) 冷却条件がこの発明の範囲を逸脱した場合に
は目的の材質特性が得られない。（試料No.４〜
７，11〜13についてはT1またはT2での温度外
れ、試材No.15はΔｔ外れ、試料No.14，16につい
てはα１またはα２外れ、試材No.17はT3外
れ、） (4) この発明の条件に従つて製造した材料の機械
的性質は従来の熱延法で製造した混合組織鋼に
比べると格段に優れ、また再加熱法による最良
の性能に対してほぼ同等である。 以上にのべたようにしてこの発明によれば、熱
延鋼板の組成成分と、仕上圧延終了後、巻取りま
での冷却条件とを規制するだけで、該鋼板の混合
組織を有効に制御することができて、従来の熱延
法による場合と比べてはるかに優れ、また再加熱
法による最良の成績に匹敵する鋼板性能を、再加
熱工程または類似の措置を何ら必要とせずして容
易に得ることができ、上記混合組織による低い降
伏比を材質の変動や形状不良のおそれなく実現
し、高張力熱延鋼板の冷間加工性を大いに改善す
ることができる。
また第２表の結果をTS―YSおよびTS―Elの
相互関係で整理した結果を第２図、第３図に示
す。 第２表および第２図、第３図から以下のこのが
わかる。 (1) この発明の範囲外の化学成分の鋼では熱延条
件を本発明法としてもYR65％でかつＭ60
を得ることができない。（試材No.１，２および
３） (2) この発明法範囲内の化学組成であれば、選択
成分を使用しても、この発明の目的とする材質
特性が得られる。（試材No.18〜29） (3) 冷却条件がこの発明の範囲を逸脱した場合に
は目的の材質特性が得られない。（試料No.４〜
７，11〜13についてはT1またはT2での温度外
れ、試材No.15はΔｔ外れ、試料No.14，16につい
てはα１またはα２外れ、試材No.17はT3外
れ、） (4) この発明の条件に従つて製造した材料の機械
的性質は従来の熱延法で製造した混合組織鋼に
比べると格段に優れ、また再加熱法による最良
の性能に対してほぼ同等である。 以上にのべたようにしてこの発明によれば、熱
延鋼板の組成成分と、仕上圧延終了後、巻取りま
での冷却条件とを規制するだけで、該鋼板の混合
組織を有効に制御することができて、従来の熱延
法による場合と比べてはるかに優れ、また再加熱
法による最良の成績に匹敵する鋼板性能を、再加
熱工程または類似の措置を何ら必要とせずして容
易に得ることができ、上記混合組織による低い降
伏比を材質の変動や形状不良のおそれなく実現
し、高張力熱延鋼板の冷間加工性を大いに改善す
ることができる。
第１図は冷却条件説明図、第２図および第３図
は従来の混合組織鋼およびこの発明の実施例につ
いてのYS―TS、El―TS関係グラフである。 〓〓〓〓
は従来の混合組織鋼およびこの発明の実施例につ
いてのYS―TS、El―TS関係グラフである。 〓〓〓〓
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ；0.02〜0.2wt％， Si；0.05〜2.0wt％， Mn；0.5〜2.0wt％， Cr；0.3〜1.5wt％及び Al；0.1wt％ を含有する組成の熱延鋼板を、仕上圧延のあとラ
ンアウトテーブル上で冷却してから巻取る際、 仕上圧延終了温度FTを、780℃〜900℃として
この仕上圧延終了から下記(1)式による温度ＴNに
対し±40℃の温度域に至る間に40℃／Ｓ〜200
℃／Ｓの冷却速度で急冷すること、 ついでこの温度域で５秒間以上保持し、引続き
その温度域から550℃以下でＭS点よりも高い温度
範囲までの間を50℃／Ｓ〜200℃／Ｓの冷却速度
で再び急冷すること、 の段階的冷却制御を施して、降伏比65％以下、下
記(2)式に示す強度―伸びバランスのパラメータＭ
の値が60以上で、かつ材質変動が少なく、冷間加
工性に優れた、熱延コイルを得ることを特徴とす
る、混合組織による低降伏比、高張力熱延鋼板の
製造方法。 ＴN＝582＋44Si％−33Mn％＋25Cr％ −3Cu％−9Ni％＋5MO％ ＋（0.8−Ｃ）（48−25Si％＋57Mn％ −15Cr％＋10Cu％−15Ni％−28MO％） ＋70・exp｛−（ＦＴ（℃）−７８０／１００）４
｝…(1) Ｍ＝0.45TS＋El …(2) 式中TSは引張り強さ（Kg／mm2），Elは全伸び
（％）。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56022877A JPS57137426A (en) | 1981-02-20 | 1981-02-20 | Production of low yield ratio, high tensile hot rolled steel plate by mixed structure |
| PCT/JP1982/000030 WO1982002902A1 (en) | 1981-02-20 | 1982-02-02 | Process for manufacturing high-tensile,hot-rolled steel strip having a low yield ratio due to its mixed structure |
| US06/438,844 US4502897A (en) | 1981-02-20 | 1982-02-02 | Method for producing hot-rolled steel sheets having a low yield ratio and a high tensile strength due to dual phase structure |
| DE8282900382T DE3270546D1 (en) | 1981-02-20 | 1982-02-02 | Process for manufacturing high-tensile hot-rolled steel strip having a low yield ratio due to its mixed structure |
| EP82900382A EP0072867B1 (en) | 1981-02-20 | 1982-02-02 | Process for manufacturing high-tensile hot-rolled steel strip having a low yield ratio due to its mixed structure |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56022877A JPS57137426A (en) | 1981-02-20 | 1981-02-20 | Production of low yield ratio, high tensile hot rolled steel plate by mixed structure |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57137426A JPS57137426A (en) | 1982-08-25 |
| JPS6111291B2 true JPS6111291B2 (ja) | 1986-04-02 |
Family
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