JPS6167722A - 連続焼鈍による高強度高延性冷延鋼板の製造方法 - 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】 産業上の利用分野 この発明は自動車のバンパー等の部材に使用される成形
加工用の冷延鋼板の製造方法に関し、特に延性が良好で
しかも７０ｋｏ／−以上の高い強度を有する高強度高延
性冷延鋼板を、連続焼鈍法を適用して製造する方法に関
するものである。

従来の技術 近年、害として省エネノ１ギーの観点から自動車の車体
軽ｉ化の要請が強まり、そのためバンパーやメンバー類
に使用される鋼板としても、薄肉化を図るべくより高強
度化が求められるようになり、最近では引張強度７０　
ｈａ／−級以上の高強度鋼板の使用が進んでいる。また
このような目的の鋼板に対しては、強度のみならず加工
性、特に延性も良好であることが要求される。

ところでこの種の用途に使用される鋼板は熱間圧延後、
冷延圧延によって所定の板厚まで仕上げ、続いて焼鈍を
施すのが通常であるが、従来の一般的な焼ＦＡ法である
バッチ焼鈍法では加熱速度および冷却速度が著しく遅い
ため、引張強度はせいぜい６０　ｋａ／−級程度までし
か得られず、そ、こで７０に０７２級以上の高強度を得
るためには、連続焼鈍法を適用することが有利と考えら
れる。

上述のような事情を背祭に冷延鋼板の高強度化を図った
方法としては、Ｃ，Ｓｔ、Ｍｎを主成分としかつ連続焼
鈍条件を制御した特開昭５０−３９２１０号の提案の方
法が知られている。この提案の方法では、ＣＩを０．１
５％以下と低めにちり御するとともに、Ｓｉ、Ｍｎをそ
れぞれ３ｉは０．７〜２．３％、Ｍｎは０．７〜２．５
％と多メニ添加シ、冷間圧延後の連続焼鈍において７０
０〜９１０℃（α−γ共存域）に保持した後１００℃／
１以上の冷却速度で冷却することにより、鋼組織として
主相がフェライト、第２相がマルテンサイトかららなる
所謂複合組織を有する鋼板とし、所定の高強度と加工性
を得ている。

また後述するようにこの発明の、方法で得られる鋼の主
相であるベイナイトと類似する相であるソルバイトもし
くはトルスタイトを第２相とし、主相をフェライトとす
る高張力高延性の鋼板を製造する方法として、特公昭５
６−３４６１８号の方法が提案されている。この提案の
方法は、０．２〜０．５％のＣを主体としＭｎｌの少な
い（０，１〜０．８％）安価な成分系とし、冷間圧延後
の焼鈍をＡ１変態点〜Ａ３変態点で保持後５００℃まで
の冷却速度０．５〜ｂ 前述のような組織の鋼とするものである。

発明が解決すべき問題点 既に提案されている前記各方法のうち、前者の特開昭５
０−３９２１０号の方法は、高強度は得られるものの、
Ｓｌ、Ｍｎを多量に添加するため高コストとなる問題が
ある。一方後者の特公昭５６−３４６２８号の方法は、
低コストではあるが、主相を軟質なフェライトどしてい
るため、得られる強度が４０〜７０　ｋｇ／−程度の低
いレベルにある。

この発明は以上の事情に鑑みなされたもので、７０　ｋ
ａ／−以上の高強度を有ししかも高い延性を有する高強
度高延性冷延鋼板を安価に製造する方法を提供すること
を目的とするものである。

問題点を解決するための手段 上述のような目的を達成するべく、本発明者等は鋼の成
分と連続焼鈍条件とを鋼のミクロ組織と対応付けて検討
を重ねた結果、鋼の強化元素としではＣを主元素として
焼入れ性の高いＭｎ’、３１は極力小けに抑制し、ざら
に冷間圧延後の連続焼鈍においては、Ａｃ３点以上の温
度域すなわちオーステナイト単徂域に加熱保持した後少
なくとも６５０〜４５０℃の間を４０〜３０’Ｏ℃／豊
の冷却速度でυｊＩＯ冷却することによって全部または
大部分がベイナイト相で残部が少」の主としてフェライ
ト相であるような鋼組織とすれば、引張強度７０ｋｊ／
ｄ以上の高強度を有しかつ優れた延性を有す゛る高強度
冷延鋼板が得られることを見出し、この発明をなすに至
ったのである。

したがってこの発明の方法は、”’　Ｇ　０１２３〜０
．６ｏ”］ｉ９６、Ｍｎ”０．１〜１．０重１１％、Ｓ
ｉ０．Ｏ５〜６．５０重ω％、ＡＩ　０．１重量％以下
、３　０，０２５重ω％以下を含有しかつ残部がｌ”ｅ
および不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延した後、３
０％以上の圧下率で冷間圧延し、次いで連続焼鈍を施す
にあたって、Ａｃ３変態点以上の温度に加熱保持後、少
なくとも６５０〜４５０℃の温度域を４０〜ｂのである
。

発明の詳細な説明 先ず素材成分の限定理由について説明する。

Ｃ０．２３〜０．６０％： Ｃは鋼の強度を確保する上で必須の元素であり、少量の
１ｙｌｎ、３ｉによっても引張強度７０　ｋｇ／　ｍＪ
以上を確保するためには、０．２３％以上のＣが必要で
ある。一方Ｃを増口すれば鋼の強度は高くなるが、少な
σＸＭｎ　、３’ｉ量のもとでも冷却中にマルテンサイ
ト相の生成が促進されてしまい、延性が劣化してしまう
。そこで高強度と高延性との兼ね合いからＣの上限を０
．６０％とした。

Ｍｎ０．１〜１．０％： ＭｎはＣとともに強度を高めるに有効な元素ではあるが
、Ｍｎの過剰な添加は鋼の焼入れ性を高めて加工性を劣
化させ、かつ高コスト化を゛招くから、Ｃによって目的
強度が得られるならば可及的に小量に抑ｉｌｌすること
゛が望ましい。第１図に、実験的に溶製したｃ　ｏ、ｓ
ａ％およびＭｎ０，７０％を含有するＡ１ｌ５Ｏ０，３
５％およびＭｌｌ　１，２％を含有するＢ鋼（但しその
他の成分はいずれもＳｉ≠０．２０％、Ｓｏ、００６〜
０．００７％、Ａｌ　　０．００３〜０．００４％で共
通）について、熱間圧延後圧下率６３％で冷間圧延し、
続く連続焼鈍において、加熱速度１０℃／ｓａｃで８６
５℃に昇）晶して６０秒保持した後、７２０℃まで約３
℃／　ＳｅＣの冷ＩＤ速度で徐７’Ｒシ、続いて７２０
°Ｃから３００℃まで５０°Ｃ／Ｓｅｃで急冷し、さら
に３００℃から室温（２０℃）まで５℃／気で冷却した
場合のミクロ組織を示す。

また第１図中に、金鋼の引張強度（ＴＳ）、延性（全延
び：Ｅりを併せて示す。第１図に示すように、低Ｍｒ＋
ｔｌであるＡ鋼は組織がベイナイト相を主相とし、残部
が少量のフェライト相などからなっているのに対し、高
Ｍｎ！’ｌであるＢｌは全量が針状のマルテンサイトか
らなっている。このような組織の差によって低Ｍｌ１ｍ
では高強度のねりには延性が優れるが、高１ｙｌｎ鋼で
は強度は高いものの、延性が著しく劣る。本発明者等の
詳細な実験により、充分な延性を得るためにはＭｎを１
．０％以下とする必要があることが判明しており、した
がってＭｎの上限を１．０％とした。なおＭｎはＳによ
る熱間脆性割れを防止する効果があり、そのためＭｎの
下限は０．１％とした。

Ｓｉ　　　０．０５〜０．５％： ３ｉは銅を強化する元素として作用するばかりでなく、
脱酸元素として必要なものであり、そのためには、へ！
無添加の場合も考直すれば最低０．０５％は必要である
。一方、３ｉの過剰添加は熱延板に所謂赤スケールを形
成し、この赤スケール模様が冷間圧延−焼鈍後も残って
鋼板の美観を損ね、商品価値を低下させるから、Ｓｉの
上限は０．５％とした。なおこの範囲内の５ｉｆｆｉで
は鋼の焼入れ性を特に高めることなく、したがって優れ
た延性を確保することが可能である。

ＡＩ　　０．１０％以下： Ａ１は鋼の強化元素ではなく、脱酸元素として機能する
ものであり、３ｉ添加を行なっている本！岡の場合Ａ１
無添加でも脱酸の目的は一応達成される。しかしながら
ＳｌよりもＡＩの方がｆｌ！２ｍ力が強いことを考慮す
れば、Ｓｉ　とＡＩとの両者を添加して複合脱酸を行な
っても何等支障はない。

但し／ｌ’の添加が０．１０％を越えれば脱酸の効果は
飽和し、またコスト上昇を招くから、Ａｌの上限は０．
１０％とした。

Ｓ０．０２５％以下： Ｓが多量に含有されれば熱間脆性削れを招くとともに加
工性の劣化をもたらすから、Ｓの上限は０．０２５％と
する必要がある。

上述のような成分の鋼スラブに対し、この発明の方法で
は常法に従って熱間圧延した後、通常は酸洗を茄し、次
いで所要の板厚まで冷間圧延を行なう。この冷間圧延に
おいては、圧下率を３０％以上とする必要がある。その
理由は次の通りである。すなわち、熱間圧延後、群落上
に存在しているセメンタイトまたはパーライト相を冷間
圧延中に分散させることによって、引続く連続焼鈍での
Ａｃ３点以上の加熱中に均一なオーステナイト相を生成
させるために、冷間圧下率を３０％以上とする必要があ
る。

このように冷間圧延を施した後、連続焼鈍を行なうにあ
たって、この発明の方法では焼鈍保持温度をＡｃ３変態
点以上とし、かつ保持後の冷却条件を、少なくとも６５
０〜４５０℃の温度域の冷却速度が４０〜ｂ このような連続焼鈍条件の限定理由について以下に説明
する。

先ず焼鈍保持温度に関して本発明者等は次のような実験
を行なった。すなわち、Ｃ０．３７％、３　ｉ　０，２
６％、Ｍｎ０．６９％、Ｓ　０．００９％、ＡＩｏ、０
２５％を含有し残部がＦｅおよび不可避的不純物よりな
る鋼を実験室的に溶製し、熱間圧延および冷間圧延（圧
下率５５％）によって０，７ｕ＋の板厚とし、次いで第
２図に示すようなヒートパターンにより種々の焼鈍保持
温度Ｔ（’Ｃ）で連続焼鈍し、得られた製品板の引張温
度（ＴＳ）および全伸び〈Ｅｌ）を調べた。その結果を
焼鈍保持温１ｆＴ（’Ｃ）と対応して第３図に示す。第
３図から、焼鈍保持温度がＡｃ３点よりも低い領域では
、温度上昇に伴なってＦｌが小さくなり、ＴＳとＥｌの
バランスが良くないことが判る。一方焼鈍保持温度がＡ
　Ｃ３点以上の領域では、高いＴＳが得られるとともに
Ｅｌも良好である′。またこのようにＡ　Ｃ３点以上に
保持した場合、オーステナイト単相域であるため焼鈍保
持温度に若干の変動があっても材質の変化が少な（、目
的とする高強度、高延性を安定して確保することができ
る。したがってこの発明では焼鈍保持温度をＡｃ３点以
上とした。

なおこの発明の方法の如（′連続焼鈍による急速熱処理
峙におけるへ０３点は、従来から知られている徐加熱時
に測定されるＡｃ３点よりもかなり高温側にずれる。連
続焼鈍による急速加熱時における本発明鋼のＡｃ３点は
、本発明者等の実験室的な検討によれば、次式で表わさ
れる□ことが判明している。

Ａｃ３（’Ｃ）＝９７０−３３０ＸＣ（％）’　　　　
　＋　　５６’ｘｓ＋　　　（％　）−２０ｘＭｎ（％
　）なお連続焼鈍におけるＡｃ３点以上の温度域での均
熱保持時間は特に限定しないが、通常は５秒〜３００秒
程度が適当である。

次に連続焼鈍における均熱保持後の冷却条件に関して、
本発明者等は次のような実験を行なった。

すわち前述の第２図、第３図についての実験に用いたも
のと同じ成分の鋼を、前記同様に熱間圧延および冷間圧
延（圧下率５５％）して板厚０．７ｍｍとし、次いで第
４図に示すようなヒートパターンで連続焼鈍するにあた
って□、５０℃／ｓｅεの冷却速度の急冷の開始温度Ｔ
。を種々変化させた。冷却後の鋼板について引張強度Ｔ
Ｓおよび全伸びＥｌを調べた結果を、急冷開始温度Ｔα
と対応して第５図に示す。第５図から明らかなようにＴ
Ｑが６５０℃以上であれば７０にσ／ｍ♂以上のＴＳと
２０％１ス上のＥｌを安定して得ることができ゛る。し
かしながらＴＱが６５０℃より低い場合には、５０’Ｃ
７５ａｃの急冷開始前にオーステナイトのフェライトお
よびパーライトへの変態が進行し、得られ−るベイナイ
トの母が急激に減少する結果、鋼板が軟化して高強度が
得られなくなり、また強度と延性のバランスも悪くなる
。したがってＡｃ３変態点以上での保持後の冷却過程に
おける急冷開始温度は６５０℃以上とする必要がある。

また急冷速度についは、冷却中のパーライト変態を抑制
して、ベイナイト相を主相とするために４０℃／寧以上
とする必要がある。一方、３００’Ｃ／　ｓｅｃ以上の
急冷を行なった場合、３００’Ｃ以下の温度までその速
度で急冷すれば、全量がマルテンサイト相となって延性
が著しく劣化する。また３００℃／’ｓ６ｃ以上の急冷
を３００〜４５０℃の範囲内の温度までとすればベイナ
イト相が生成されるが、実際には３００℃／気以上の古
い冷却速度では所定の温度で急冷を停止させることが困
難であって、下げ過゛ぎればマルテンサイト相が生成さ
れて延性の低下を招き、一方４５０℃以上で急冷が停止
すれば強度の低下を招く。いずれにしても、急冷速度が
３００°Ｃ／　ｓｅｃ以上では安定゛して目標とする材
質の！Ｉｆ７ｉを得ることが困難となる。低コストで目
゛標材質の鋼板を製造するためには、操業の安定化すな
わち安定して同一材質の製品を得ることも必要であり、
したがってこの発明では急冷速度は４０〜ｂ ゛さらに上述のような４０〜ｂ 冷の終了温度は、４５０℃以下とする必要がある。

４５０℃より高い温度域で急冷を終了させた場合、形成
されるベイナイト相が所謂上ベイナイトとなって、パー
ライト組織に近い強度しか得られなくなるからである。

なお４０〜ｂ の冷却は徐冷でも良く、あるいは３００〜４００℃に数
分保持する所謂過時効処理を行なっても材質上旬等変化
はない。

実施例 転炉で溶製し、連続鋳造によってスラブとした６種の鋼
を、熱延仕上温度８６０℃、巻取温度５４０℃として熱
間圧延して、２．６ＩｌｌＩｌｌ厚の熱延板とした。次
いで各熱延板を酸洗後・、圧下率６９％にて０．８ｍ１
ｌｌ厚に冷間圧延した。続いて連続焼鈍炉にて焼鈍する
に当り、加熱昇調速度約８℃／’ｓｅｃ　、焼鈍保持温
度Ｔ（’Ｃ）、同保持時間６６秒とし、その・後の冷却
過程における急冷開始温度Ｔ、まで３〜ｂ まで冷却速度■σで゛急冷し、続いてその温度Ｔ。

で１８０秒保持する過時効処理を行ない、５℃／ＳｅＣ
で室温まで冷却した。　第１表に６鋼の成分組織を、ま
た第２表に連続焼鈍の条件および焼鈍後の製品板の機械
的性質を示す。

第１表 （表中の下線は本発明範囲を示す） 第２表 （大中の下線は本発明覇囲例を示す） 第２表から明らかなように、この発明の成分条件、連続
焼鈍条件を満たして得られた本発明鋼（Ｎ（Ｌ９〜１２
）はいずれも引張強度７０　ｋｇ／−以上の高強度を有
し、しかも強度と延性とのバランスも良いことが判る。

これに対し成分条件と連続焼鈍条件の少くとも一つが本
発明範囲を外れた比較１（ＮＡ１〜８）においては、高
強度が得られる場合は延性が劣り、逆に延性が良好な場
合は強度が充分ではなく、いずれにしろ強度−延性バラ
ンスが良好ではなかった。なお参考のために本弁明鋼お
よび比較鋼における引張強度ＴＳと全伸びＥｌのバラン
スを第６図に示す。

発明の効果 以上の説明で明らかなようにこの発明の方法によれば、
引張強度７０　ｋｇ／−以上の高強度を有しなおかつ高
い延性を有する強度−延性バランスに優れた高強度高延
性冷延鋼を、多−量のＳｔｌＭｎを添加することなく低
コストでしかも安定して製造し得る顕著な効果が得られ
る。なおこの発明の方法により得られた鋼は、コイル等
の結束材としでも充分な効果を発揮する。

【図面の簡単な説明】

第１図（Ａ）、（Ｂ）は本発明鋼としての低Ｍｎ　ｔＪ
４　（Ａｔｌ）および比較鋼としての高Ｍｎ鋼（Ｂｌ）
の冷間圧延一連続焼鈍後の１１織を示す写真で、それぞ
れ引張強度ＴＳおよび全伸びＥｌを併記したものである
。第２図は連続焼′鈴における焼鈍保持温度Ｔ　（℃）
の効果を調べるための実践における連続焼鈍ヒートパタ
ーンを示す縮図、第３図は第２図のヒートパターンによ
る連続焼鈍における焼鈍保持温度と引張強度ＴＳおよび
全伸びＥｌとの関係を示すグラフ、第４図は焼鈍保持後
の急冷開始温ＩＴＱの効果を調べるための実験における
連続焼鈍ヒートパターンを示す線図、第５図は第４図の
ヒートパターンによる連続焼鈍における急冷開始温度と
引張強度ＴＳ、全伸びＥｌとの関係を示すグラフ、第６
図は本発明鋼および比較鋼の引張強度ＴＳと全伸びＥｌ
どのバランスを示す相関図である。 第 （Ａ） （ｘｌｏｏｏ） １図 （Ｂ） （ｘｌｏｏＯ） 第２図 第３図 洸恍１イ帽匠度Ｔ（’Ｃ） 第４図 第５図

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. Ｃ０．２３〜０．６０重量％、Ｍｎ０．１〜１．０重量
   ％、Ｓｉ０．０５〜０．５０重量％、Ａｌ０．１重量％
   以下、Ｓ０．０２５重量％以下を含有しかつ残部がＦｅ
   および不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延した後、３
   ０％以上の圧下率で冷間圧延し、次いで連続焼鈍を施す
   にあたって、Ａｃ＿３変態点以上の温度に加熱保持後、
   少なくとも６５０〜４５０℃の温度域を４０〜３００℃
   ／ｓｅｃの冷却速度で急冷することを特徴とする、連続
   焼鈍による高強度高延性冷延鋼板の製造方法。