JPH01168813A - プレス加工性の優れた高強度熱延薄鋼板の製造方法 - 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） 本発明は熱延鋼板の製造に係り、特に自動車のバンパー
ビームなどの成形に適した板厚２．３１１Ｉ１１以下、
引張強さ７０ｋｇｆ／＋ｉ♂以上の高強度熱延薄鋼板の
製造方法に関するものである。 （従来の技術） 自動車のバンパインナ、バンパステーなどのバンパ補強
部材としては、従来、板厚が１．６〜２゜０ｍｓで引張
強さ６０　ｋｇｆ　／　ｍｓ＋”以下の熱延或いは冷延
鋼板が多く使用されていたが、走行燃費の節減の要求に
基づく車体重量軽減の観点から、より高強度で且つより
薄肉の鋼板の要求が強まってきた。 最近では、１．２ｍ＋ａ厚の８０ｋｇｆ／１１２級熱延
鋼板の要求もみられるようになり、材料供給側での製品
開発の大きな課題になっている。 （発明が解決しようとする間層点） かぎる高強度熱延薄鋼板を製造するには種々の方法があ
るが、いずれも以下のような問題がある。 ■まず、熱間圧延のみによる方法があるが、熱間圧延ま
まで最終製品とする場合、コイルの板幅及び長手方向の
品質のバラツキが極めて大きくなるほか、薄物材を高速
圧延することによる鋼板の平坦度不良が挙げられる。こ
のような理由により、現在実用に供されている薄鋼板は
６０ｋｇｆ／＋ｍ■２級までであり、しかもアマチャバ
ンパ用など車の幅に相当する広幅の薄物コイルを安定し
て製造するには６０ｋｇｆ／ｍｓ＋”級鋼板でも極めて
困難である。 ■次に、熱延コイルを熱処理して製造する方法として、
連続焼鈍による方法がある。この方法に関する特許出願
は数多くなされているが、いずれも銅帯を高温加熱後急
冷することによってマルテンサイトを含む低温変態生成
物を生せしめることにより、低降伏比で伸びの優れた鋼
板を製造するものである。これらの方法で得られる鋼板
の強度レベルも引張強さ７０ｋｇｆ／＋ａｍ”以下であ
る。この点に関し、更に詳しく分類すると、最終製品の
組織をフェライト・マルテンサイトとして鋼板に・優れ
た伸びを付与する連続焼鈍に関する提案として、米国特
許第４０６７７５６号、同４１５９号、特開昭５４−１
６３７１９号、特開昭５５−３８９８０号、特開昭５５
−１０４４２９号、特開昭５６−８４４１９号、特開昭
５６−１３９６２０号、特開昭５６−３５７１８号、特
開昭５６−１４６８２６号、特開昭５７−６００５３号
、特開昭５７−１４５９２９号などがある。これらはい
ずれも伸びの向上或いは低降伏比とすることによる成形
物の形状凍結性の向上に関するものである。 また、高温加熱後の急冷によってフェライト中に過飽和
に固溶するＣをプレス加工後の時効硬化に応用した提案
として、特開昭５１−３９５２４号、特開昭５６−８７
６２６号などがある。これらは時効に伴う転位の固着、
セメンタイトの析出による降伏強度の上昇を意図したも
のである。 以上述べたように、これまで報告されている連続焼鈍タ
イプの高強度熱延鋼板は、伸びとの相関が強い張出し成
形性の向上を指向するものが殆どであった。 一方、引張強さが７０ｋｇｆ／＋＋ｕ＋＋２以上の鋼板
では、従来のより低強度の鋼板と異なり、張出し成形性
などの均一変形能と、伸びフランジ加工性、曲げ加工性
などの局部変形能との両立が極めて困難となり、プレス
成形用途に応じた品質の作りこみが必要となっている。 前述のバンパ補強部材は厳しい曲げ加工がなされるため
、局部変形能の優れた鋼板が求められ、アマチャバンバ
などのように１体形のプレス成形部材では優れた局部変
形能のほか、浅絞り成形に耐える成る程度の均一変形能
を有する鋼板が必要となる。これらのユーザ要求に対し
、従来の連続焼鈍タイプの熱延鋼板の設計思想に基づい
て製造されたより高強度の熱延薄鋼板では、プレス成形
における割れ発生などの不良の間・題を十分解決し得な
い。 本発明は、上記従来技術の問題点を解決するためになさ
れたものであって、連続焼鈍によって製造する高強度熱
延薄鋼板の曲げ加工性、伸びフランジ加工性などのプレ
ス加工性を向上し得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） 前記目的を達成するため、本発明者は、従来の方法とは
別の観点から特に局部変形能を向上できる方法について
鋭意研究を重ねた結果、連続焼鈍において過時効処理を
施すことにより可能であることを見出したものである。 すなわち、本発明は、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ
：２％以下、Ｍｎ：１．Ｑ〜２．５％（但し、Ｃ＋１１
５Ｍｎ≧０．４０％）、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０゜
０１５％以下及び５ｏｆｉＡｎ：Ｏ，Ｏ１〜Ｏ，１０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼を
８００℃以上の仕上温度で熱間圧延して７００℃以下の
温度で巻取り、続く連続焼鈍では該鋼帯を７８０〜９０
０℃の範囲の温度で１〜５分加熱してから、７５０〜５
５０℃の領域まで５〜ｂ 次いで３００〜５００℃で１〜１０分の間再加熱するこ
とにより、フェライトと体積率３０％以上の主としてマ
ルテンサイトからなる低温変態相で構成される組織を有
し、引張強さ７０　ｋｇｆ／　ｍ＋ｓ”以上を有する熱
延薄鋼板を得ることを特徴とするプレス加工性の優れた
高強度熱延薄鋼板の製造方法を要旨とするものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 曲げ加工性、伸びフランジ加工性などの局部変形能の優
れた複合組織高強度鋼板を製造するためには、フェライ
ト、マルテンサイトなどの各相がプレス成形時の塑性変
形に十分追随し得るような作りこみが重要である。 一般には材料の変形が進行するとフェライトと第２相と
の界面にボイドが発生し、それが互いに連結して破断に
至る。ボイド発生の難易度はフェライト粒径、面積率な
どに影響されるが、最も大きく影響するのはフェライト
と第２相の硬さの相違である。 このような観点から１本発明者は、まず、連続焼鈍設備
の過時効帯の温度を大幅に変化させて熱延鋼板を連続焼
鈍する基礎実験を実施し、強度とプレス成形性との関係
を調査した。 すなわち、０．１２％Ｇ−０．２３％５ｉ−Ｌ、７１％
Ｍｎ系ＡＱキルド鋼を仕上温度９００”Ｃにて２　、６
　＋ｕ＋厚に熱間圧延し、シャワー冷却の後、６３０℃
で巻取った。この鋼板を１．６＋ｗｍ厚に機械研削して
表裏面のスケール及び疵を除去した後。 以下の条件の連続焼鈍シミュレーション熱処理に供した
。該条件としては、鋼板を８５０℃のソルトバスに１．
５分間浸漬し、約１５℃／Ｂの冷却速度で５００〜７５
０℃の温度まで冷却した後、水焼入れし、次いで２００
〜５００℃の温度に保持したソルトバス中に３分間浸漬
して空冷した。 材質調査“としてＪＩＳＳ号試験片による引張試験及び
１０膳鳳φポンチ打抜き穴試験片による穴広げ試験を行
った。その調査結果を第１図に示す。 なお、第１図は、引張強さ（ＴＳ）と伸び（ＥΩ）及び
穴広げ率（λ）との関係が水焼入れ開始温度（Ｔｑ）及
び過時効処理温度（Ｔｏ）によってどのように変化する
のかを示している。 同図において、全体として高い温度から水焼入れした鋼
板はど高い引張強さを示しているが、過時効処理温度に
よって強度レベルが大きく変化している０図中に示す等
ＴＳｘＥＱ曲線及び等ＴＳ×λ曲線より判断して、ＴＳ
−ＥΩバランスは過時効処理温度の上昇につれて劣化し
ているが、ＴＳ−λバランスは過時効処理温度の上昇に
つれて向上していることがわかる。特に３００℃以上で
のＴＳ−λバランスの向上が顕著である。また。 水焼入れ開始温度もＴＳとＥΩ及びλとのバランスに大
きく影響しており、ＴＳ−λバランスは高温から焼入れ
だ鋼板でより優れている。 以上のことがらＴＳ−λバランスを向上させる連続焼鈍
条件としては、ＴＳ−ＥΩバランス向上の場合と全く異
なり、生成する第２相をより多くしくすなわち、より高
温から水焼入れし）、シかも第２相をより軟らかくする
（すなわち、より高温で過時効処理する）のが盟ましい
、この条件はフェライトと第２相の硬さの相違を小さく
することに作用するものであり、前述の塑性変形時のボ
イド発生を抑制する結果、穴広げ率で代表される局。 部変形能の向上をもたらすものと考えられる。 本発明は、このような基礎実験に基づき、更に詳細に実
験を重ねてなされたものであり、従来の複合組織高強度
熱延鋼板に比較して、更に優れた特性を有する同熱延薄
鋼板の製造方法を確立することに成功したのである。特
に、これまで報告されている同熱延鋼板の提案において
は、連続焼鈍の過時効処理による第２相の物性変化に言
及しているものが皆無であることからも、本発明の独自
性が理解される。 以下に本発明の限定条件及び限定理由を示す。 まず、本発明における化学成分の限定理由は次のとおり
である。 Ｃは連続焼鈍時の水焼入れによるマルテンサイト生成に
不可欠の元素であり、過時効処理後の最終製品で７０　
ｋｇｆ　／　ａｍ”以上の引張強さを確保するためには
０．１０％以上とする必要がある。一方、０．２５％を
超える多量のＣはスポット溶接性を劣化させるため、好
ましくない、したがって、Ｃ量は０．１０〜０．２５％
の範囲とする。 Ｓｉはフェライト・パーライト鋼のみでなく、複合組織
鋼においても有効な強化元素である。しかし、２％を超
える多量の添加はスラブの柱状晶の粗大化を招き、スラ
ブを脆化させるため、好ましくない、したがって、Ｓｉ
量は２％以下とする。 Ｍｎは、Ｃと同様、連続焼鈍による変態組織の生成を促
進させる元素であり、高強度鋼板の製造に極めて重要で
ある。しかし、少量のＭｎでは変態組織強化が十分でな
いため、少なくとも１．０％以上が必要である。一方、
２．５％を超える多量のＭｎはスポット溶接性を劣化さ
せ、製造コストの上昇をもたらすので好ましくない、し
たがって、Ｍｎ量は１．０〜２．５％の範囲とする。 但し、引張強さが７０ｋｇｆ／ｍ■２以上の高強度鋼板
を得るためには、ＣとＭｎの量の和、すなりち、Ｃ＋１
１５Ｍｎを０．４０％以上とする必要があり。 これにより、高強度を安定して作りこむことができる。 Ｐは鋼の強化元素及び耐食性向上元素として有効である
０通常、０．０１５％程度のＰは不可避的に鋼に含有し
ているが、多量の含有はスポット溶接性を劣化させるほ
か、鋼を脆化させるので好ましくない、したがって、Ｐ
量は０．１０％以下に抑制する。 Ｓは硫化物系介在物による鋼のプレス成形性劣化を配慮
して、０．０１５％以下に規制する。 ５ｏＱＡΩは本発明での材質制御に直接関係しないが、
製鋼技術上の観点から、ＡＱキルド鋼を安定して製造す
るために、ＡΩ量は０．０１〜０．１０％の範囲とする
。 なお、プレス成形性、耐食性などの向上を目的としてＣ
ｒ、Ｎｉ、Ｃｕをそれぞれ０．３％以下の範囲で１種又
は２種以上添加してもよく、更には、Ｚｒ、Ｃａ、ＲＥ
Ｍなどの非金属介在物形態制御元素をそれぞれ０．１％
以下の範囲で１種又は２種以上添加してもよい。 次に１本発明における製造条件について説明する。 上記化学成分を有する鋼は、常法により溶解、鋳造し、
熱間圧延を行うが、熱間圧延では、ます熱延仕上温度を
８００℃以上とする必要がある。 軽度の２相域圧延は本発明鋼のように比較的多量のＣ，
Ｍｎ、を含む場合、粗大粒の生成或いは混粒が生じても
最終製品の材質を大きく劣化させることはない、しかし
、８００℃未満になると、１゜２１謹厚などの薄物で１
２００−ｍを超える広幅の鋼板では板形状の劣化が大き
くなるので、好ましくない。 コイル巻取温度は特に規定しない０通常、２゜３■厚以
下の薄鋼板は仕上圧延後２０℃／Ｓ以上の平均冷却速度
で冷却してコイルに巻取られるため１本発明鋼のような
化学成分の鋼では熱延ままの状態で微細粒が得られるか
らである。但し、巻取温度が７００℃を超えると酸洗性
に問題を生じるので、７００℃以下とする。 熱間圧延後、連続焼鈍を施すが、本発明では。 過時効処理を含む連続焼鈍を特定の条件で行うものであ
り、鋼板を７８０〜９００℃の温度に１〜５分加熱して
から７５０〜５５０’Ｃの範囲まで５〜ｂ し、次いで、３００〜５００℃で１〜１０分間再加熱す
る必要がある。 本発明鋼は主として厳しい曲げ加工性が求められる部品
への適用を考慮したものであるが、一般のプレス成形に
おいては、ある程度の絞り成形及び張出し成形などが複
合する場合が多いことから水焼入れ前の徐冷によるフェ
ライト生成が必要となる。熱延鋼板の焼鈍時のオーステ
ナイト化の挙動は、本発明者の実験によると、冷延鋼板
の場合より遅れることがあり、冷延鋼板とは異なる連続
焼鈍条件を規定する必要がある。 すなわち、本発明鋼板の場合、オーステナイト化を十分
図るためには７８０℃以上の温度にて１分以上均熱する
必要がある。しかし、高温度での長時間加熱は生産性を
低下させるため９００℃×５分を上限とする。均熱復水
焼入れまでの冷却は最終製品の強度レベルの制御を目的
としているが、冷却速度が過少では通板速度が低下して
生産性が劣化し、過大では水焼入れ温度の管理精度が低
下するため、５〜ｂ する。また、７５０’Ｃを超える高温より水焼入れする
と、本発明鋼板の場合１反りが大きくなってすり疵など
が発生する原因となり、また５５０℃未満の温度からの
焼入れでは最終製品で十分な強度が得られないほか１通
板速度低下による生産性低下などの問題を生じ、好まし
くない。 水焼入れした鋼板は、フェライトのほか硬いマルテンサ
イトが生成していることから、曲げ加工性は低下してい
る。そのため、マルテンサイトを焼戻すことによって曲
げ加工性などの局部変形能を向上させるためには再加熱
処理が不可欠である。 ３００℃×１分未満ではその効果が不十分であり、５０
０℃×１ｏ分を超える加熱ではエネルギー損失が大きく
なって生産性も低下する弊害があるので、３００〜５０
０℃で１〜１０分の加熱条件とする。 なお、上述の連続焼鈍条件によって材質のバラツキの少
ない高強度鋼板を安定して製造するためには、板厚は２
．３■腫以下が望ましい。 また１本発明鋼は熱延ままコイルを酸洗後、連続焼鈍に
供して製造するものであるが１表面の状態を冷延鋼板の
それに近づける目的で連続焼鈍の前或いは後にスキンパ
ス圧延を実施しても差し支えない。また、連続焼鈍後の
鋼板に電気めっきを施してもよい。 以上の製造プロセスにより、得られる組織はフェライト
と、体積率３０％以上の主として焼戻しマルテンサイト
からなる低温変態相とで構成され、引張強さは７０　ｋ
ｇｆ　／　ｍｉｄ”以上が得られる。 この点、熱延後の連続焼鈍によって製造する良加工性熱
延鋼板に関するこれまでの提案では、伸びの向上のみを
主体としたものであったために。 鋼板の第２相面積率は３０％以下に制御するものがほと
んどであったが、本発明のような高強度鋼板で、しかも
焼戻しマルテンサイトの活用によって局部変形能を大幅
に向上させるためには３０％以上の第２相が必要である
。なお、フェライトと共存する第２相の量の上限は特に
規定しないが、伸び値とのバランスを考慮すると８０％
が常識的な値と考えられる。 次に本発明の実施例を示す。 （実施例） 第１表に示す化学成分を有する鋼を溶解、鋳造し、皮削
り及び鍛造を行った後、１２００℃に加熱し、仕上温度
８５０℃、巻取温度６００℃として２　、６　ａ層厚に
熱間圧延した。引き続き、表裏面を機械研削して１．６
ｍｍ厚鋼板とし１次の連続焼鈍シミュレーション熱処理
に供した。すなわち。 鋼板を８５０℃のソルトバスに１．５分間浸漬した後、
約１５℃／Ｓの冷却速度で６５０℃まで冷却し、水焼入
れした６次いで４００℃に保持したソルトバス中に３分
間浸漬して空冷した。 比較のため、一部の鋼板については、低温焼鈍（７００
’Ｃ）、低温（４００℃）よりの水焼入れ及び低温（２
００℃）での過時効処理を実施した。 得られた熱処理鋼板について、ＪＩＳＳ号引張試験片に
よる引張試験及び穴広げ試験を実施した。 また第２相の面積率を測定した。それらの結果を同表に
併記する。 同表より１本発明の条件を満足する鋼板は、フェライト
と３０％以上の主として焼戻しマルテンサイトからなり
、いずれも過時効処理による引張強さ（ＴＳ）と穴広げ
率（λ）とのバランス−（ＴＳＸλ）の向上が顕著であ
り、　７０ｋｇｆ／ａｍ”を超える高強度で、しかも局
部変形能が極めて優れていることが明白である。 一方、低温焼鈍で低温から焼入れした比較例翫４では高
強度が得られず、また低温での過時効処理の比較例Ｐｋ
Ｌ３では高強度であるものの（ＴＳＸλ）バランスが劣
っている。なお、比較例島１はＣ及びＣ＋１１５Ｍｎが
少ないために高強度が得られていない。

【以下余白】

（発明の効果） 以上詳述したように、本発明によれば、比較的多量のＣ
，Ｍｎを含む鋼につき熱間圧延条件並びに過時効処理を
含む連続焼鈍条件を規制し、局部変形能の向上を図った
ので、７０ｋｇｆ／ａｍ”以上の高強度で曲げ加工性、
伸びフランジ加工性などのプレス成形性に優れた熱延薄
鋼板を得ることができる。　　　　−

【図面の簡単な説明】

第１図は引張強さと伸び及び穴広げ率とのバランスに及
ぼす水焼入れ開始温度（Ｔ９）及び過時効処理温度（Ｔ
ｏ）の影響を示す図である。 特許出願人　　　　株式会社神戸製鋼所代理人弁理士　
　　中　　村　　　尚 第１図

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．１０〜０．２５％、
   Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５％（但し、Ｃ＋
   １／５Ｍｎ≧０．４０％）、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：
   ０．０１５％以下及びｓｏｌＡｌ：０．０１〜０．１０
   ％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼
   を８００℃以上の仕上温度で熱間圧延して７００℃以下
   の温度で巻取り、続く連続焼鈍では該鋼帯を７８０〜９
   ００℃の範囲の温度で１〜５分加熱してから、７５０〜
   ５５０℃の領域まで５〜３０℃／ｓの冷却速度で冷却し
   た後、水焼入れし、次いで３００〜５００℃で１〜１０
   分の間再加熱することにより、フェライトと体積率３０
   ％以上の主として焼戻しマルテンサイトからなる低温変
   態相で構成される組織を有し、引張強さ７０ｋｇｆ／ｍ
   ｍ＾２以上を有する熱延薄鋼板を得ることを特徴とする
   プレス加工性の優れた高強度熱延薄鋼板の製造方法。