JPH01119618A - 良好なプレス加工性を有する高強度鋼板の製造方法 - 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） 本発明は良好なプレス加工性を有する高強度鋼板の製造
方法に関するものである。

（従来の技術） 石油危機以来の燃費軽減を目的とする自動車の軽量化は
主要な構成材料である自動車用鋼板の高強度化とともに
進展した。昨今では石油の需給は安定して推移している
が、乗員の快適性向上と安全確保、また電子制御を利用
した付属部品の増加に伴う重量増加の相殺を意図し、自
動車用鋼板の高強度化の要請は止むところがない。そし
て最近では自動車メーカーから要求される高強度鋼板の
強度レベルは引張強度８０〜１００ｋｇｆ／−以上に達
しているが、所要の部材形状を得るためにプレス加工が
必要であるため強度と同時に伸びで代表されるような加
工性をも同時に具備する必要がある。

８０〜１００　ｋｇｆ／−の引張強度を有する鋼板の伸
びは従来１０〜１５％がせいぜいであったが、特公昭５
６−１１７４１号公報等で提案されているようなフェラ
イト・マルテンサイト二相鋼（Ｄｕａｌ−ｐｈａｓｅｍ
）において２０〜２５％、さらには特開昭６０−４３４
３０号公報等で開示されている様に１０〜２０％の残留
オーステナイトを存在させることにより３０〜３５％と
向上したきた。之等の開示技術はいずれも高価な合金元
素を含まない単純なＣ−Ｃ−５ｉ−系の鋼に軟鋼板の連
続焼鈍サイクルに準じた熱処理を施こすもので、低順か
つ大量に生産ができるため工業上広汎な利用が期待でき
る。

しかし、上記開示技術による鋼板に１００　ｋｇｆ＃Ｊ
を超えるような引張強度を持たせるには、マルテンサイ
トあるいは残留オーステナイトやベイナイトのような強
度を分担させる組織を多量に含ませることが必要となる
。そのため合金元素の量を増す必要があり、価格上昇を
招くし、また溶接性や曲げ性、穴拡げ性等の伸び以外の
さまざまなプレス成形性が劣化することともなる。また
特開昭６１−１５７６２５号公報のようなフェライト、
ベイナイト、残量オーステナイトの混合組織からなる鋼
でベイナイトの強度のみを高めても、全体の強度上昇は
僅かであり、いずれにせよ近年要求されている良好なプ
レス加工性と高強度を必ずしも満足させられるものでは
なかった。

（発明が解決しようとする問題点） 本発明は前記したような従来技術の有する問題点を解決
し、価格・溶接性等で実用上難点なく良好なプレス加工
性を有する高強度鋼板の製造方法を提供するものである
。

（問題点を解決するための手段） 本発明による高強度鋼板はフェライト、ベイナイト、残
留オーステナイトの混合組織からなり、Ｃの濃化により
安定化された残留オーステナイトの変態誘起塑性により
優れた強度延性バランスがもたらされる。この場合、フ
ェライトが清浄でそれ自体延性に冨むことが残留オース
テナイトの変態誘起塑性による伸びの向上に不可欠であ
り、また曲げ性や穴拡げ性を良好なレベルに維持する上
でも有効である。したがって強度にはベイナイトや残留
オーステナイト、あるいはそれが加工誘発変態したマル
テンサイトの寄与が大きいが、ベイナイトの比率や強度
を高めることは前記したように効果的ではない。ところ
で鉄・炭素系状態図上でオーステナイト形成元素として
認識されるＭｎやＣｕは一方でまたフェライトとオース
テナイトの二相が存在する場合にはオーステナイト中へ
濃化しやすく、しかも強度延性バランス上有利な固溶強
化能も置換型固溶元素では大きい。そこで本発明者らは
これらの現象を活用して残留オーステナイトあるいは加
工誘発変態したマルテンサイトの強度を高めれば、伸び
を損なうことなく、この種の鋼板の強度を今−半間上で
きることに着目し、本発明を成したものである。

即ち、本発明は重量％でＣ：　０．１２〜０．３５％、
Ｓｉ：０．４０〜２．００　％、　Ｈロ　：　　０．２
　０〜２．５０　％、ｓｏｌ、／／！　：　Ｏ，ＯＯ５
〜０．１０％またはこれにさらにＣｕ：　０．０５〜１
．Ｏ０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
る鋼を熱延して得られた鋼板を、巻取後、直接または一
旦冷却した後、７００〜８００℃の１０〜５０％のオー
ステナイトを含むフェライト＋オーステナイトの二相共
存域で１時間以上の前焼鈍を行ってから、そのまま又は
酸洗し、冷延し、ひき続き７３０〜９００℃の二相共存
温度域に加熱し、１５秒〜５分保持後、６００〜７００
℃までを１〜ｂ 〜５００℃／Ｓの速度で２００〜４００℃まで冷却し、
この温度域内で２〜５０秒保持してから３５０〜４５０
℃に１５秒〜１０分保定し、その後室温まで冷却するこ
とを特徴とする良好なプレス加工性を存する高強度鋼板
の製造方法を要旨とするものである。

（作　用） 最初に本発明の対象とする鋼の成分範囲の限定理由につ
いて述べる。まずＣはオーステナイト中に濃縮されそれ
を安定に残留させることに大きく寄与し変態誘起塑性に
より伸びの向上をもたらす。

その量は溶接性や衝撃性の観点からは低いことが望まし
いが、０．１２％未満では７０ｋｇｆ／−を超えるよう
な引張強度と良好なプレス加工性を両立させることは本
発明の工程では不可能である。一方、０．３５％を超え
ると溶接性の劣化が著しく自動車用鋼板として実用に耐
えないものとなる。

Ｓｔは２００〜４５０　’Ｃのベイナイト変態温度域に
おいて、オーステナイト中北過飽和に固溶するＣが炭化
物として析出するのを抑制し、未変態のまま残存するオ
ーステナイト中へのＣ＠縮に重要な役割を担っているが
、本発明のＣＩの範囲ではＳｔ含有量が０．４０％未満
の場合にその効果は認められない。一方２．００％を超
えることは高温で表面にスケールを生じやすくし、また
Ａ、変態点温度を極端に高めるし、さらにはＣを黒鉛と
して析出させることもあるから避ける必要がある。

またＭｎは上記したようにオーステナイト形成元素であ
り、その中に濃化してオーステナイトの安定化と強度の
上昇をもたらすとともに、二相域からベイナイト変態温
度域への冷却に際しパーライトへの分解を抑えるのに必
要である。その含有量が０．２０％未満では熱間圧延に
際して熱間脆性を引き起こす危険性が大である。一方２
．５０％を超えると製鋼作業が困難となるのみならず、
期待した効果は飽和するばかりか寧ろ劣化を始める。

さらにｓ　ｏｌ、　Ａ７は脱酸元素として、またＡＺＮ
による熱延素材の細粒化と一連の焼鈍工程における結晶
粒の粗大化を抑制するからｏ、ｏｏｓ〜０．１０％の添
加を必要とする。その量が０．００５％未満では目的と
する効果が得にくく脱酸も不充分となる。

一方０．１０％超の添加はコストの増加を招き、また介
在物による靭性劣化を引き起こすので０．１０％以下に
限定する。

以上が本発明の対象とする鋼の基本成分であるが、本発
明においては残留オーステナイトの量と強度を増す目的
で、さらに必要によりＣｕを０．０５〜１．００％含む
ことも有効である。しかしながら１．００％を超えてＣ
ｕを添加するとε−Ｃｕと称される析出物になり、強度
は増加するものの延性劣化が著しいし、また熱間脆性を
生じ表面欠陥を生成し易いので避ける必要がある。一方
０．０５％未満ではＣｕを添加することによる効果は認
めがたい。

以上に説明した元素およびＦｅ以外に本発明鋼板はＰ、
　Ｓ、　Ｎその他の一般の鋼に対し不可避的に混入する
不純物を含むものである。

次に工程上の限定理由を詳述する。

まず、熱延、巻取後、直接または一旦冷却した後７００
〜ｓ　ｏ　ｏ　”ｃの１０〜５０％のオーステナイトを
含むフェライト十オーステナイトの二相共存域で１時間
以上の前焼鈍を行う。これは引き続く熱処理が極めて短
時間であり、ＭｎやＣｕのような置換型固溶元素の拡散
はほとんど不可能であるため、あらかじめフェライトと
オーステナイトの間での合金元素分配を平衡状態は無理
であるもののできるだけ実現しておき、最終的に得られ
る残留オーステナイトの量と強度を増すことを意図した
ものである。オーステナイトの比率が１０〜５０％であ
る温度域で前焼鈍を行うのは冷延後の熱処理条件と対応
してオーステナイト中へのＭｎやＣｕ等の濃化を最も効
果的なものとするためである。したがって８００℃を超
えるような高温で前焼鈍することはエネルギーコストを
増すばかりでなく、オーステナイト比率が高いため濃化
が不十分となり期待効果が得られないので避ける必要が
ある。

一方７００℃未満はフェライト単相の温度範囲であり目
的と合致しない。また前焼鈍時間は１時間未満ではその
効果を認めがたい。前焼鈍時間が長ければ効果は大であ
ろうが、投入コストとの観点で５〜１０時間が実用的で
ある。なお前焼鈍後の冷却速度は粗大炭化物を析出する
ほど小さくなく、またマルテンサイトを生じるほど大き
くない範囲ならば特に問題としない。

上記の前焼鈍後鋼板をそのまま又は酸洗し、冷延し、ひ
き続き７３０〜９００℃の二相共存温度域に加熱し、１
５秒〜５分保持する。この加熱条件は本発明の成分系を
有する鋼板において未溶解炭化物が存在せず、はぼ４０
〜８０％のオーステナイトとフェライトの二相共存域に
相当するものであり、比較的ＣおよびＭｎｆｉ度の高い
オーステナイトとそれら合金元素の希薄なフェライトの
混合した組織を出現させ、引き続く一連の熱処理を完了
し室温まで持ち来たしても１０％以上のオーステナイト
が残留し、すぐれた機械的性質がもたらされる。

７３０℃未満の加熱温度では工業的に実用性のあるよう
な加熱時間とした場合には未溶解炭化物の存在する可能
性が大であり、引き続く熱処理条件を工夫しても十分な
量の残留オーステナイトは得られず劣った強度延性バラ
ンスしか得られない。

一方９００℃を越すような加熱温度では、フェライトが
ごく僅かしか存在せず、またさらには全く存在せずオー
ステナイト単相となるため、たとえ前記のような前焼鈍
をこれ以前に行っていたとしても合金元素は均一に分布
するようになり全体としての希薄なレベルにとどまるか
ら以下の工程でオーステナイト中への合金元素濃縮を意
図しても不十分にしか達成することができず、最終的に
伸びを向上する残留オーステナイトの確保は困難で目的
とする良好なプレス加工性を高強度とともに確保するこ
とはできない。

この温度域での保持時間が１５秒未満では炭化物が完全
には溶解していない可能性があり、また加熱以前に冷間
圧延を行った場合には再結晶を完了していない場合もあ
る。一方、５分を超えた保持はエネルギーコストの増大
と連続ラインでの生産性低下を招くので避ける必要があ
る。

本発明では引き続いて６００〜７００℃までを１〜２０
℃／ｓ、それ以下を１０〜５００℃／ｓの速度で２００
〜４００℃まで冷却する。これは前記したように変態誘
起塑性の効果を最大限に発揮するようフェライトの清浄
度を増し、要求される強度となるようにフェライトの比
率を調整した上でパーライトへの分解やマルテンサイト
変態を起こすことなくベイナイト変態温度域ヘオーステ
ナイトを持ち来たすことにある。６００〜７００℃まで
の冷却速度が１℃／　ｓ未満ではパーライトが生成して
オーステナイト中のＣが２．Ｍするため室温に冷却した
時残留オーステナイトとすることができない。またこの
間の冷却速度が２０℃／Ｓを超えるようだと生成するフ
ェライト中には、過飽和のＣが相当量存在し引き続く熱
処理中に微細な炭化物となって延性が劣化するから避け
る必要がある。この１〜ｂ ℃よりも高いとフェライトの比率が過小なためオーステ
ナイト中への合金濃化が不十分となり、また６００℃未
満になるとパーライトへの分解が急速に進行し、いずれ
にしても機械的性質は陳腐な範囲にとどまる。６００〜
７００℃以下ではパーライトが急速に生成するため冷却
速度を１０’Ｃ／Ｓ未満とすると本発明の目的が達せら
れない。また５００℃／　ｓを超すようだと鋼板全体を
均一に冷却することが困難となるためその形状が実用に
適さないものとなるし、また目的とした温度で冷却を終
了することがきわめて難しくなる。冷却終了が４００℃
よりも高い時にはその後の保定中にパーライトを生成す
る可能性があり、またそうでなくとも生成するベイナイ
トの強度が低く、目的とする機械的性質が得られない。

一方２００℃未満まで冷却を続けると、たとえ冷却開始
以前に合金元素の濃化が十分に進んでいたとしてもオー
ステナイトがマルテンサイトに変態を開始し、極めて高
強度となるものの、伸びをはじめ曲げ性や穴拡げ性等の
多くのプレス加工性の劣化が顕著となる。

る。

２００〜４００°ｃｔで冷却してがら本発明ではこの温
度域内で２〜５０秒保持してがら３５０〜４５０℃に１
５秒〜１０分保定し、その後室温まで冷却する。その目
的とするところは前記したようにオーステナイトがベイ
ナイト変態をする際、合金元素としてＳｔが含まれるた
めにオーステナイト中に炭化物が析出するのを抑制し、
残存するオーステナイト中へのＣ濃化を進めその安定化
を促進することにある。その結果室温まで冷却しても残
留オーステナイトとして存在しプレス加工の際に加工誘
発変態を起こして高強度にもかかわらず広い成形可能範
囲をもたらす。最初に２００〜４００　’Ｃで２〜５０
秒保持するのは合金元素が比較的低濃度の領域を高強度
のベイナイトとすることを意図したものであり、２秒未
満の保持では意図しただけの変態が終了せず、また５０
秒を超えると合金元素が高濃度の領域でもベイナイト変
態が始まるがこの温度域では前記したような目的を達成
しにくく避ける必要がある。その後の保定温度と時間は
合金元素が高濃度な領域で前記した目的を最大限に得る
ことを意図して設定したものである。この場合保定温度
が４５０℃よりも高いことはパーライトの生成に結びつ
きやすいし、また変態が極めてすみやかに進行するため
、さまざまなバラツキの存在する実用鋼板ではそれに応
じて最適時間が変動し、その選択が極めて難しいので好
ましくない。一方３５０℃未満ではプレス加工性を悪化
するマルテンサイトを保定後室部まで冷却する途中で生
成しないようにするためには極めて長時間の保定か必要
となり工業上連続ラインで生産する際のコストを著しく
増す。また本発明の温度範囲でも保定時間が１５秒未満
では変態の進行は不十分で残存するオーステナイト中へ
のＣ濃化が進んでいないため室温までの冷却中にマルテ
ンサイトが生成し高強度なもののプレス加工性が優れな
い。また１０分を超えた保定では変態の進行が著しくオ
ーステナイトのほとんどは炭化物を析出してベイナイト
に分解してしまうため残留オーステナイトの存在による
大きな伸びは期待できない。

（実施例） 第１表に成分を示す３．５　ｍｍ厚の熱延鋼板に第２表
のような二相域での前焼鈍を行い酸洗してから　　。

１．２薗厚に冷延し、第３表に示すような熱処理を施し
た後、０．８％の調質圧延を行ってからＪＩＳ　５号試
験片を採取し、ゲージ長さ５ｏＩＩＩＩＩＩ、引張速度
１０ｍｍ／ｎ＋ｉｎで常温引張試験を行ったところ、第
３表の右側の欄に示すような引張強度と全伸びを得た。

また、第１表に成分を示す鋼の一部を２．０閣厚に熱延
後第２表のような二相域での前焼鈍を行った後に第４表
のような熱処理を施し、ＪＩＳ　５号試験片を採取し、
ゲージ長さ５０ｍｍ、引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎで常温
引張試験を行うと第４表の右側の欄に示すような引張強
度と全伸びを得た。

ここで第３表および第４表に示す！＋１ｉＩａ、　　ｂ
、　　ｃ　−等は第１表に成分を示す鋼に対応し、前焼
鈍条件として示すア、イ、つ等は第２表中に示す条件に
対応する。また熱処理条件にある符号Ｔ、、ｔ、。

Ｒ１等は第１図に記載したようなサイクルの各段階での
温度、時間および冷却速度を示す。

本発明成分範囲にあるｆｉｂ、ｃ、ｄ、Ｅ、ｇ。

ｊは熱延巻取後に所定の前焼鈍と熱処理を行うことによ
り試料Ｎα３．７，８，１１．１４，１８゜２０．２３
，２６，２９，３２，３６，３９゜４０．４３．４５，
４６，５１，１０３，１０５゜１０７のように引張強度
で７０ｋｇｆ／−を超える高強度でありながらプレス加
工性の良好さを示す指標値の一つとされる引張強度と全
伸びの積が表中に示すような大きな値となり、また曲げ
性や穴拡げ性も優れたものである。

これに対し、試料Ｎｏ、２．４，１０，１３，１５゜５
０．１０２，１０４，１０６は二相共存域での前焼鈍を
除いて一連の熱処理を行うため比較的良好な強度延性バ
ランスを有するが、二相共存域での前焼鈍を実施してい
ないため、それ以外の条件は同一なものの二相共存域で
の前焼鈍を実施したＮα３，７および８，１１，１４．
１８および４５と４６．５１，１０３，１０５．１０７
の試料と比較してそれぞれいずれも低強度であり引張強
度と全伸びの積が劣っている。一方前焼鈍を行ったとし
てもその条件が不適切な試料Ｎα５，６．９゜１６．１
７．４７では前焼鈍を実施してない試料と比較して強度
と伸びのバランスは劣るか、向上していても僅かなもの
に過ぎないし、適切な条件での前焼鈍を行ったとしても
その後の熱処理条件が不適当な場合にも、試料Ｎα１９
，２１，２２゜２４．２５，２７．２Ｂ、３０，３１．
３３〜３５．３７．３Ｂ、４１，４２．４４のように引
張強度で７０ｋｇｆ／−を超える高強度ながら本発明の
目的とするような良好なプレス加工性は得られない。ま
た本発明成分範囲外の鋼ａ、　　ｅ、　　ｈ、　　ｔ。

ｋは最適と考えうる熱処理サイクルを経ても試料Ｎｏ、
１．１２．４８，４９．５２，１０１，１０２にあるよ
うに強度と伸びのどちらかが劣る陳腐な機械的性質しか
得られず本発明の目的は達成されない。

（発明の効果） 以上の実施例からも明らかなように本発明によればフェ
ライト、ベイナイト、残留オーステナイトの混合組織か
ら成り強度延性バランスの優れた鋼板において残留オー
ステナイトあるいは加工誘発変態したマルテンサイトが
高強度となっているため従来発明以上に強度延性バラン
スが改善され、良好なプレス加工性を有する高強度鋼板
を製造することができ、産業上において極めて顕著な効
果をもたらすものである。

【図面の簡単な説明】 第１図は前焼鈍に続く熱処理工程サイクルを示す図であ
る。 第１図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％でＣ：０．１２〜０．３５％、Ｓｉ：０．４
   ０〜２．００％、Ｍｎ：０．２０〜２．５０％、ｓｏｌ
   ．Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含み、残部Ｆｅおよ
   び不可避的不純物からなる鋼を熱延して得られた鋼板を
   、巻取後、直接または一旦冷却した後７００〜８００℃
   の１０〜５０％のオーステナイトを含むフェライト＋オ
   ーステナイトの二相共存域で１時間以上の前焼鈍を行っ
   てから、そのまま又は酸洗し、冷延し、ひき続き７３０
   〜９００℃の二相共存温度域に加熱し、１５秒〜５分保
   持後、６００〜７００℃までを１〜２０℃／ｓ、それ以
   下を１０〜５００℃／ｓの速度で２００〜４００℃まで
   冷却し、この温度域内で２〜５０秒保持してから３５０
   〜４５０℃に１５秒〜１０分保定し、その後室温まで冷
   却することを特徴とする良好なプレス加工性を有する高
   強度鋼板の製造方法。 ２、重量％でＣ：０．１２〜０．３５％、Ｓｉ：０．４
   ０〜２．００％、Ｍｎ：０．２０〜２．５０％、Ｃｕ：
   ０．０５１．００％、ｓｄｌＡｌ：０．００５〜０．１
   ０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼
   を熱延して得られた鋼板を、巻取後、直接または一旦冷
   却した後７００〜８００℃の１０〜５０％のオーステナ
   イトを含むフェライト＋オーステナイトの二相共存域で
   １時間以上の前焼鈍を行ってから、そのまま又は酸洗し
   、冷延し、ひき続き７３０〜９３０℃の二相共存温度域
   に加熱し、１５秒〜５分保持後、６００〜７００℃まで
   を１〜２０℃／ｓ、それ以下を１０〜５００℃／ｓの速
   度で２００〜４００℃まで冷却しこの温度域内で２〜５
   ０秒保持してから３５０〜４５０℃に１５秒〜１０分保
   定し、その後室温まで冷却することを特徴とする良好な
   プレス加工性を有する高強度鋼板の製造方法。