JPS583017B2 - 冷間加工性の優れた低降伏比熱延高張力鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は冷間加工性の優れた低降伏比熱延高張力鋼板に
関するものである。

従来高張力鋼板は構造用の厚鋼板として使用されること
が多かった。

しかし最近では自動車、車輛，産業機械等で軽量化をは
かるため熱延高張力鋼板が使用される傾向が増大した。

しかしこれらの比較的薄手の高張力鋼板が使用される分
野では鋼板がプレス成形されて用いられることが多く、
降伏点従って降伏比の高い従来からあった型の高張力鋼
板では材料の延性が低く厳しい加工ができない、変形後
のスプリングバックによる成形品の精度不良が起き易い
、材料の降伏点が高いため工具の摩耗が大きく型かじり
が発生し易い、など種種の問題があった。

これに対し降伏比が低くかつ引張強さの高い高張力鋼板
は降伏点は低いが、加工硬化が大きく成形後は十分な降
伏点または耐力を有するため、これらの用途に適してお
り、需要家から要求されている。

ここで要求される水準は引張強さ５０Ｋｇ／ｍｍ２以上
、降伏比７０％以下の鋼板である。

このような材質をもった鋼板を製造する技術としてはベ
イナイト鋼がある。

これは周知の通りオーステナイトの低温変態生成物であ
るベイナイトが高い強度を持つことを利用した高張力鋼
であるが、これを通常のホットストリップミルで製造す
るためにはＮｂ，Ｖ，Ｔｉなどの析出強化元素に加えて
焼入れ性を向上させるためＭｎ量の増加、Ｎｉ，Ｃｒ，
Ｍｏ等の添加が必要になる結果成分コストが高くなり、
低価格が要求される自動車用鋼板などに使用するには問
題があった。

また、従来の高張力鋼において強靭化をはかる目的で添
加されて来たＮｂ，Ｖ、Ｔｉなどの炭窒化物形成元素を
利用することは降伏比を高める（通常 ８０％）ので不
適当である。

また、熱延されたコイルを連続焼鈍ラインなどの熱処理
設備を用いて変態点以上で焼鈍、急冷して降伏比を下げ
る手段も提唱されているがこの場合には別に一工程を必
要とするためのコスト増を免れない。

本発明者らは従来技術のこれらの難点を克服し低コスト
で冷間加工性に優れかつ厳しい曲げ加工、バーリング加
工性にも優れた低降伏比熱延高張力鋼板を製造するため
種々の研究を行い以下の製造方法を発明するにいたった
。

すなわち、本発明の要旨とするところはＣ０．０５〜０
．１５％、Ｓｉ≦０．７０％、Ｍｎ ０．８０ 〜２．
００％、Ｓ≦０．０１５％、Ｚｒを２≦Ｚｒ／Ｓ≦１０
または希土類元素（ＲＥＭ）を１．３≦ＲＥＭ／Ｓ≦５
含有し残余は鉄および不可避不純物からなる鋼をＡｒ３
＋４０℃以下の温度で圧延を終了し、圧延後は１６℃／
秒以上７０℃／秒以下の速度でＡｒ’点以下まで冷却す
ることを特徴とする冷間加工性の優れた低降伏比熱延高
張力鋼板の製造方法にある。

以下本発明の構成要件について限定理由を説明する。

まず成分についてはＣは０．１５％を超えると加工性、
溶接性を低下させるので望ましくなく、また０．０５％
未満では必要な強度が得られないのでこの範囲とした。

Ｓｉは脱酸元素および強化元素として有用なので添加し
て良いが、０．７０％を超えると溶接性を損うので好ま
しくない。

Ｍｎは本発明方法を適用する場合必須の元素であって添
加量は強度レベルに従って変え得るが０．８０％未満で
は強度および降伏比を低くするのに必要な組織が得られ
ないし、２．００％を超えると延性、溶接性を害するの
でこの範囲に限定した。

さらに、曲げ性、伸びフランジ性など圧延方向に延伸し
た介在物による劣化が著るしい特性を改善するためにＳ
を制限するのはＭｎＳ系の介在物を減少させ、Ｚｒ，Ｒ
ＥＭの添加量を少くするためで上限を０．０１５％とす
る。

硫化物形状制御元素であるＺｒ，ＲＥＭのＳ量に対する
添加範囲はこれらの元素のＯ，Ｎなどとの結合力により
異なるので、２≦Ｚｒ／Ｓ≦１０、１．３≦ＲＥＭ／Ｓ
≦５が適当である。

この下限はいずれもＭｎＳ を熱間で塑性変形が容易
でない硫化物組成に変えるのに必要な量であり、上限は
各元素の硫化物形状改善効果が飽和し、それ以上の添加
は酸化物系の介在物が増加し加工性を逆に低下させるこ
とから決定される。

以上の成分の鋼の溶製は通常の製鋼法によって良く、鋼
片の製造は造塊−分塊圧延、連続鋳造のいずれによるも
差支えない。

次に本発明方法の圧延条件について述べる。

加熱は通常のスラブ加熱炉により加熱後圧延するかまた
は分塊圧延材を直接圧延するかはいずれでも良く、Ｎｂ
，Ｖなどの添加元素を必要としないので炭窒化物溶体化
の点からの加熱温度の制限はない。

また、圧延開始温度についても特に制限がないので圧延
終了温度から必要な最低の温度で良い。

圧延終了温度はＡｒ３点以上Ａｒ３＋４０℃以下に限定
される。

この制限はオーステナイト粒を細粒にすることによって
焼入れ性を制御し本発明の目的に適した組織を得るため
である。

すなわち、仕上圧延温度がＡｒ３＋４０℃をこえると最
終圧延時のオーステナイト粒は十分細粒とならず、その
まゝで圧延後の冷却速度を高める場合は中間組織が発生
して加工性の劣化をまねく。

またＡｒ３点未満となると降伏点が上昇、加工性が劣化
し目標とする機械的性質が得られなくなるので下限を設
定する。

また圧延後の冷却速度を１６℃／秒以上とする理由は、
これ未満ではフエライト−パーライト変態を起し本発明
の目標とする低降伏比が得られないからである。

一方冷却速度を１６℃／秒以上にしてＡｒ’点以下まで
冷却するときは圧延後の冷却過程に析出する初析フエラ
イトとオーステナイトが最終的に変態したベイナイトに
適当な割合で混合した組織が得られ、目標とするレベル
の強度と降伏比を有する鋼板が得られる。

一方、圧延後Ａｒ’以下の冷却速度が７０℃／秒をこえ
ると圧延により細粒となったオーステナイトから本発明
において，必要とする初析フエライトが発生しないかま
たはその割合が極めて小さくなり、残りの大部分が中間
組織またはマルテンサイトを大きな割合で冫含む組織と
なって延性の低下が著しくなり降伏比も逆に上昇する。

したがって冷却速度の上限は７０℃／秒となる。

次に本発明の効果を実施例により説明する。

第１表に転炉で溶製、造塊，分塊圧延を経た鋼片をホッ
トストリップミルにより２．３ｍｍに圧延した鋼板の化
学成分および圧延条件を示す。

圧延条件は仕上出口温度（ＦＴ）とＡｒ３変態点の差（
ＦＴ−Ａｒ３）および仕上出口温度、捲取温度、圧延速
度より決まるランアウトテーブル上での平均冷却速度で
代表させた変態域の冷却速度の二つである。

この表の中鋼Ａ−ＤはＡｌ−Ｓｉキルド鋼、鋼Ｅ〜Ｉは
Ｓｉキルド鋼である。

ここでＡｒ３変態点は鋼Ａ−Ｄは７７０℃、鋼Ｅ〜Ｉは
７９０℃である。

また変態域の冷却速度の算定に用いた捲取温度はいづれ
もＡｒ’の下限の５００℃より低い温度である。

第２表には第１表で得られた鋼板の機械試験値を示す。

引張試験はＪＩＳ ５号Ｌ方向試験片、曲げ試験は１５
０ｍｍ幅のＣ方向試験片（端面シャ−切断まゝ）、孔拡
げ試験は２０ｍｍ径の打抜き孔試験片を用いて行った。

曲げ試験の限界曲げ半径は１８０°曲げの時、クラツク
長さが試験片幅の１０％以下である最小曲げ半径と定め
た。

鋼Ａ，Ｂ，Ｃは本発明範囲の成分、圧延条件に入ってお
り、高い引張強さ、低い降伏比、優れた冷間成形性を示
しており、また曲げ性、伸びフランジ性の改善が著るし
い。

一方、Ｄ鋼は成分、圧延仕上温度は本発明の範囲にある
が、変態域の冷却速度が小さく、本発明の特徴である低
い降伏比が得られず一同一成分の本発明鋼より低い引張
強さしか得られない。

Ｅ，Ｈ鋼はやはり本発明の例であるのに対し、同一成分
でも圧延仕上温度が高いＦ鋼では同一強度に対しても降
伏点の上昇および冷間加工性の劣化を招く。

ＧはＥ，Ｆ鋼のベース成分にＮｂが添加された例で強度
も上昇するが、降伏点が著るしく上昇し、降伏比の高い
本発明鋼の目的と全く反する鋼板が得られることを示し
ている。

またＩ鋼は冷却速度が高いため本発明の効果が得られな
かった例であり、全伸びおよび加工性評価試験値が低下
していることが明らかである。

以上から明らかなように本発明は高い強度と低い降伏比
および優れた冷間加工性を有する鋼板をＮｂ，Ｖ，Ｔｉ
などの元素を使用せずに熱延まゝで安価に製造し得る、
特にホットストリップミルに適した方法であって、工業
的に優れた方法である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ Ｃ０．０５〜０．１５％、Ｓｉ≦０．７０％、Ｍ
   ｎ０．８０〜２．００％、Ｓ≦０．０１５％、Ｚｒを２
   ≦Ｚｒ／≦１０または希土類元素（ＲＥＭ）を１．３≦
   ＲＥＭ／Ｓ≦５含有し、残余は鉄および不可避不純物か
   らなる鋼を，Ａｒ３＋４０℃以下の温度で圧延を終了し
   、圧延後は１６℃／秒以上７０℃／秒以下の速度でＡｒ
   ’点以下まで冷却することを特徴とする冷間加工性の優
   れた低降伏比熱延高張力鋼板の製造方法。