JPH01259121A - 延性に優れた超高強度鋼材の製造方法 - 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、自動車などの鋼構造物に用いられる高強度と
高延性を兼ね備えた複合組織を有する超高強度鋼材の製
造方法に関する。

〔従来技術〕

近年、自動車産業においては燃費と走行性能向上を目脂
してダラム単位の軽量化が図られている。

このため、高強度鋼板の使用比率が高くなっている。し
かし、ハイテン化率、高張力化とも現在では飽和しつつ
ある。この理由としては、引張り強さ（ＴＳ）１００ｋ
ｇｆ／ｉｎ＋２を超える超高強度鋼板は概して加工性に
乏しく、また多量の強化元素を含み溶接性が劣るなどの
問題点のために部品への成形、溶接が困難であることが
考えられる。したがって、優れた加工性と溶接性を有す
るＴＳが１００　ｋｇ　ｆ　／　＋ｎｍ　２以上の超高
強度鋼板が開発されれば、産業上の利点はきわめて大き
いといえる。

超高強度鋼板の強化方法としては従来■回復焼鈍法、■
析出強化法、■変態強化法が主なものであるが、■回復
焼鈍法、■析出強化法で強化された鋼板はＴＳが８０ｋ
ｇｆ／ｍｍ２を超えると延性の低化が著しく、ＴＳが１
００ｋｇｆ／ｍｍ２級に対する強化法としては満足でき
るものではない。■変態強化法に属するものに、フェラ
イト、マルテンサイトの２相鋼、いわゆるＤｕａｌ−Ｐ
ｈａｓ＋Ｊ２１　（特公昭５６−１１７４１）がある。

この鋼はマルテンサイ１−で強度を、フェライトで延性
を確保することを狙ったもので、超高強度鋼板としては
比較的良好な強度−延性バランスを示すが、それでもＴ
Ｓがｌｏｏｋｇｆ／ｍｍ２級では伸び（Ｅｌ）の値は高
々１５％に過ぎず、プレス加工などに対応し。

うるものではない。このように、従来型の超高強度鋼板
は、延性を犠牲にして強度を得ているために強度−延性
バランスの指標とされるＴＳ［ｋｇｆ／ｍｍ２］×Ｅ１
［％コの値も１８００程度が限界であった。

このような超高強度鋼板の延性改善を図る手段として、
残留オーステナイトのＴＲＩＰ　（Ｔｒａｎｓｆｏｒ＋
＋＋ａｔｉｏｎＩｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ
　：変態誘起塑性）効果を利用する方法が、特公昭第５
８−４２２４６号に提示されている。この方法によれば
ＴＳが１００　ｋｇ　ｆ　／　＋ｓ　２以上でＥ１が３
０％以上を示し、ＴＳＸＥλの値が３０００を超す高延
性高強度鋼板の製造が可能である。しかしながら、この
方法ではＣが０．３５〜０．８５％と高いことがら溶接
性に問題があるため自動車用鋼板としての適用性は狭い
。

〔本発明か解決しようとする問題点〕

本発明は以上のような超高強度鋼板の持つ問題点を解消
し、低炭素濃度でＭｎ添加鋼において２回焼鈍または焼
鈍−冷延−焼鈍の工程制御によるＴＲＩＰ効果を発揮す
るに充分な量の残留オーステナイトを含むフェライト＋
マルテンサイト十残留オーステナイトの微細混合組織を
有し、ＴＳ　Ｘ　Ｅｉ’の値が３０００を超える延性に
優れた超高強度鋼材を得ることを目的とする。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明は残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果による延性
の著しい向上を利用して延性に優れた超高強度鋼を製造
しようというもので、その手段は低炭素濃度でＭｎを添
加した鋼においてα＋７２相域の本発明者が見出した所
定の温度範囲に加熱保持し冷却したのちそのまま、また
は冷延して再びα＋γ２相域の本発明者が見出した別の
所定の温度範囲に加熱保持し冷却することにより結晶粒
を著しく微細化したフェライト＋マルテンサイト＋残留
オーステナイトの混合組織を生成させれば、残留オース
テナイトのＴＲＩＰ効果と結晶粒微細化効果の相乗作用
によってＴＳ　Ｘ　Ｅｊの値が３０００以上を示し、か
つＴＳが１００ｋｇｆ／ｍｍ２以上を示す鋼が得られる
という知見にもとづくものである。

〔発明の構成〕

すなわち本発明は （１）重量パーセントで Ｃ：　０．０５−０．３％、Ｓｉ：３％以下２Ｍｎ：４
〜６％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼をＡ
ｃ、　＋　（Ａｃ、　−Ａｃ１）　Ｘ　１／１０−　Ａ
ｃ、　＋　（Ａｃ３−Ａｃ、）　Ｘ　３／４の温度域に
１時間〜３０時間加熱保持して炉冷以上の冷却速度で室
温まで冷却したのち、これをＡｃｍ〜Ａｃ、　＋（Ａｃ
３−　Ａｃ１）　Ｘ　３／４の温度域に３０秒間−３０
分間加熱保持し、任意の方法で室温まで冷却することか
らなる延性に優れた超高強度鋼の製造方法および、 （２）重量パーセントで Ｃ：　０．０５−０．３％、Ｓｉ：３％以下、　Ｍｎ　
：　４〜６％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる
鋼をＡｃ１＋　（八Ｃ３−Ａｃ、）Ｘ　１／１．Ｃ１−
Ａｃ、＋　（Ａｃ３−Ａｃ１）×　３／４の温度域に１
時間〜３０時間加熱保持して炉冷以上の冷却速度で室温
まで冷却し、冷間加工を施したのち、これをＡｃ１〜Ａ
ｃ１　＋　（Ａｃ、　−Ａｃｍ）　Ｘ　３／４の温度域
に３０秒間〜３０分間加熱保持し、任意の方法で室温ま
で冷却することを特徴とする延性に優れた超高強度鋼の
製造方法を提供する。

本発明において製造される超高強度鋼材が非常に優れた
延性を示す理由は残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果に
よるものである。残留オーステナイトを２０〜４０％含
む複合組織鋼板においてＴＲＩＰ効果を効果的に起させ
るためには、残留オーステナイトが歪に対して適度に安
定で、かつ微細に分布している必要がある。本発明によ
って製造した鋼材に含まれる残留オーステナイトは平均
粒径３μｎ１以下、Ｍｓ点は液体窒素温度（−１９６℃
）以下、組織中に占める体積率は２０〜４０％である。

この残留オーステナイトと共存する組織は等軸状のフェ
ライトとマルテンサイ１−で、いずれも平均粒径　３μ
ｍｎ以下である。このような微細かつ安定性の高い残留
オーステナイトを含む微細混合組織は２回焼鈍、および
焼鈍−冷間加工−焼鈍の工程制御によって得られるもの
である。一般に多重焼入れを行うと組織か微細化される
ことは良く知られているが、本発明のような二相域別熱
の場合でも冷却過程の低温変態生成物を再び二相域別熱
で一部をオーステティ１−化して冷却すると、１回焼鈍
だけのものより微細化される。本発明による低炭素−Ｍ
ｎ添加鋼の場合はＭｎの効果によって拡散変態か大幅に
抑制されて低温変態生成物は一部ペイナイトや残留オー
ステナイトを含む場合もあるがマルテンサイトが主体で
ある。マルテンサイトはそれ自体非常に微細な組織であ
るので２回焼鈍による微細化も非常に効果的に達成でき
る。また、二相域加熱−冷却によって得ら九るフェライ
ト＋マルテンサイト＋残留オーステナイト混合組織を冷
間加工して残留オーステナイトをマルテンサイトに歪誘
起変態させておいて再び２相域に加熱すると、加工され
たフェライト、マルテンサイトは再結晶によって更に微
細化し、歪誘起マルテンサイトは微細なオーステナイト
粒に逆変態するので、２回焼鈍の場合よりもさらに微細
化することができる。こうして微細化されたフェライト
＋マルテンサイト＋残留オーステナイト混合組織におい
て、残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果は最大限に発揮
される。

ます、本発明の化学成分的要因について述へる。

Ｃはオーステナイト安定化元素であり、残留オーステナ
イトの形成に必要不可欠な元素である。

Ｃが０．０５％以下ではオーステナイト安定化効果が不
充分なため延性を向上させるために充分な残留オーステ
ナイト量が得られない。０．３％　を超えると溶接性の
劣化が著しくなるので０．３％′以下とする。

Ｓｉは本発明においては引張り強さや伸びには影響を及
ぼさず、降伏点を上昇させる効果を有する元素である。

すなわち、Ｓ１含有量が低い場合には降伏点が低く、Ｓ
１含有量が高い場合には降伏点が高いのでＳｉ含有量に
よって降伏点（降伏比）の制御か可能である。３％を超
えるとその効果が飽和するばかりでなく、Ａｃ、点の上
昇を招いて製造性に困難を来すのみであるので上限を３
％とする。

＞ｉｎはオーステティ１〜安定１ヒ元素であり本発明で
は残留オーステナイトを得るためのＣの代替元素、およ
び結晶粒微細化をもたらす元素として重要である。Ｍｎ
を５％程度添加すると拡散変態は大幅に抑制され、焼鈍
温度からの冷却過程て炉冷以上の冷却速度ならばフルテ
ンサイ１〜以外の変態生成物は生成しないので、焼鈍時
の相比率（α：γ）と室温における相比率（α：α′十
γ）が等しいことになり、組織制御上で焼鈍温度と焼鈍
時間だけを考慮すれば鋼板の組織中の（α：α′＋γ）
の比率を制御できることになる。鋼板の引張り強さは最
終的な組織比率によって決まるので、焼鈍温度と焼鈍時
間を変えることによって鋼板の引張り強さが制御できる
ことがわかる。Ｍｎ添加量が４％未満では残留オーステ
ナイト生成が不充分で、かつ冷却過程でフェライト、パ
ーライト、ベイナイトなどの変態生成物が生成しやすく
なるために下限を４％とする。６％を超えると残留オー
ステナイトはさらに増加するが、必ずしも延性が向上す
るとは限らず単に製造コストを上昇させるのみであるか
ら上限を６％とする。

このような成分を有する鋼は前述のように非常に拡散速
度が遅いため、完全オーステナイト化状態から通常考え
られる冷却速度で冷却すればほとんどがマルテンサイト
組織、あるいはベイナイト組織となり特別な処理を施さ
ないかぎり初析フェライトやパーライトを生成させるこ
とはできない。

よって本発明によって鋼材を製造する場合、素材製造段
階で必然的にマルテンサイトあるいはベイナイト主体の
組織が得られる。

そこで、マルテンサイトあるいはベイナイト組織を有す
る鋼をα＋７２相域である本発明者ら見出したＡｃ１＋
　（Ａｃ３−Ａｃｍ）　Ｘ　１／１（１−Ａｃ１＋　（
Ａｃ３−Ａｃ１）×３７４の温度域に１時間〜３０時間
加熱保持することによってマルテンサイトが焼き戻され
てできる微細な炭化物、あるいはベイナイト中の微細な
炭化物を核にしてオーステナトを成長させて　α／γ２
相状態とし、α／γ界面でのＣ，Ｍｎの分配を進行させ
る。これによって、Ｃ，Ｍｎの著しく濃縮したオーステ
ナイトができる。これを室温まで冷却してもオーステナ
イトの一部はマルテンサイトに変わるもののフェライト
＋マルテンサイト＋残留オーステナイトの３指温合組織
が得られる。加熱温度がＡｃｍ＋（Ａｃ３−Ａｃ工）　
Ｘ　１／１０以下では炭化物を核にしたオーステナイト
の生成が不充分で、室温において充分な量の残留オース
テナイトを得ることができない。加熱温度がＡｃｍ十（
Ａｃ３−　Ａｃよ）　ｘ　３／４以上では、フェライト
の比率が低いためにオーステナイト中のＣ，Ｍｎの濃縮
が不充分で、２次焼鈍を施してもＣ，Ｍｎ濃度の高い残
留オーステナイトを得られない。また、１次焼鈍後にマ
ルテンサイトが多量に生成するため、１次焼鈍後の冷間
加工が困難になる。よって、焼鈍温度はＡｃ工＋（Ａｃ
３−Ａｃ、）　Ｘ　１／１０−Ａｃｍ＋（Ａｃ３−Ａｃ
ｍ）　Ｘ　３／４の範囲とする。

焼鈍時間はα／γ間のＣ，Ｍｎの分配量に大ぎく影＝１
１− 響する。Ｃは比較的短時間てオーステナイト中に濃縮さ
れるが、Ｍｎは鋼中における拡散速度が遅いために少な
くとも１時間の焼鈍を施さなくては充分に濃縮させるこ
とはできないが、３０時間を超えて焼鈍してもその効果
は飽和するので焼鈍時間は１時間〜３０時間とする。該
温度範囲内で２相域加熱を施した鋼は、γ中にＣ，Ｍｎ
が著しく濃縮しているため冷却過程においては通常の冷
却速度であればマルテンサイト以外の変態生成物は生成
しないので、冷却速度は炉冷以上とする。

なお、表面肌並びに板厚の調整の必要から冷間圧延を施
す場合その冷延率は、材質特性への影響は小さく、特に
こだわるものではない。但し、冷間圧延の負荷能力形状
等の制約により、通常は８０％以下となる。

この鋼を１次焼鈍したのち、再び別に見出されたＡｃ、
　−Ａｃｍ＋　（Ａｃ３−　Ａｃ１）　Ｘ　３／４の温
度域に３０秒間〜３０分間保持するという２次焼鈍を施
すことによって、１次焼鈍後の組織を更に微細化して平
均粒径３μｍ以下の等軸状の、フェライト＋マルチンサ
イト＋残留オーステナイトの混合組織となる。

また途中に冷間加工を施した場合は、フェラ′イト部の
冷延組織からの再結晶、歪誘起変態マルテンサイトから
オーステナイトへの逆変態によって平均粒径２μｍ以下
の等軸状の、フェライト＋マルテンサイト＋残留オース
テナイトの混合組織となる。

本発明鋼においては、前述のように焼鈍温度からの冷却
過程で炉冷速度ならばマルテンサイト以外の変態生成物
は生成しないために焼鈍温度と焼鈍時間を変えることに
よって鋼板の引張り強さが制御できる。焼鈍温度を高く
するとフェライトが減少し残留オーステナイト＋マルテ
ンサイトの比率が高まるのでＴＳは高くなり、焼鈍温度
が低くなるとフェライトが増加するのでＴＳが下がる。

２回の焼鈍の間に冷間力６工を施す場合には、加工組織
を再結晶させるのに時間がかかるために、焼鈍時間が短
い場合には未再結晶部分が多く降伏強さ（ｙｓ）が高い
が、焼鈍時間が長くなると再結晶部分が多くなり、ｙｓ
は低下する。加熱温度がＡｃ１以下では逆変態による残
留オーステナイトの生成が不充分なために良好な延性が
得られない。加熱温度がＡｃ１＋　（Ａｃ３−　Ａｃｍ
）　Ｘ　３／４以上ではオーステナイトの比率が高まり
、１回目の焼鈍で濃縮されたＣ２Ｍｎか拡散してオース
テナイト中のＣ，Ｍｎ濃度が希薄となるので、生成する
残留オーステナイトも歪にたいして不安定なものになる
。よって加熱温度はＡｃ１〜Ａｃ１＋（Ａｃ３−Ａｃ、
）Ｘ３／４に限定する。加熱時間が３０秒未満てはγの
生成が不充分であるので少なくとも３０秒間必要である
が、３０分間以上保持しても組織的に変化が見られない
ので、加熱時間は３０秒間〜３０分間に限定する。

〔発明の具体的開示〕

つぎに本願発明を実験例および実施例によって詳細に説
明する。

実験 Ｃ：０．１９％、　Ｓｉ：２．０５％、　Ｍｎ：４．９
６％残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼の板厚１
闘の板を６３０°Ｃ〜７３０°Ｃの各温度で１０分加熱
した後空冷する熱処理を施し、ＪＩＳＳ号引張試験片（
ＧＬ＝５０ｍｍ）に加工して引張試験を行なった。木調
のＡｃ工変態点は６２７’Ｃ，Ａｃ３変態点は７５１℃
であるので、Ａｃ１＋　（Ａｃ３−　Ａｃｍ）　ＸＩ／
１０＝６３９（’Ｃ）、Ａｃｍ＋（Ａｃ３−　Ａｃｍ）
　Ｘ　３／４　＝　７２０（’Ｃ）である。引張性質は
第１図に示す通りであった。本発明の加熱温度範囲にあ
るものはＴＳＸＥＱの値がいずれも３０００以上の優れ
た強度−延性バランスを示す。

本実験は本発明の対象鋼組成域の略中心の組成で実施さ
れた。本発明鋼における特徴的成分はＭｎと８１であり
、上記実験より引き出される結論は本発明の鋼組成域に
適用されると考えても不当ではない。

実施例 第１表に示す化学組成を有する鋼を１次焼鈍を施したの
ちそのまま、あるいは冷間圧延して２次焼鈍を施し、板
厚１．０ｍｍの鋼板とした。この鋼板からＪＩ３５号引
張り試験片（ＧＬ＝５０ｎｗｎ）を採取して引張り試験
を行なった。第１表において鋼番号■〜■は本発明範囲
、■はＭｎ過少、■はＣ過少である。

製造条件と引張試験の結果を第２表に示す。試験１〜３
は本発明の条件を満たしており、ＴＳ　Ｘ　Ｅに！≧３
０００の強度−延性バランスに優れた性質を示すが、試
験４と５ではＭｎ過少の■鋼とＣ過少の■鋼は最適と思
われる熱処理を施しても安定な残留オーステナイトを得
ることができず、延性に乏しい。

本発明の範囲内において焼鈍温度と時間を変化させれば
賦香６，７．８のようにＹＳとＴＳを制御できるか、２
次焼鈍温度か過少の試験９ではフェライト量が過大とな
ってＴＳが低く、１次焼鈍温度または２次焼鈍温度が過
大の試験１０．１１ではマルテンサイト量が過大となっ
てＥｌが低くなりいずれも良好な強度−延性バランスを
得ることができない。

１次焼鈍と２次焼鈍の間に冷間加工をはさんだ場合は、
よりいっそう結晶粒が微細化されるので、１３、１４に
示すようにＹＳが高くなり強度−延性バランスも更に向
上する。

〔発明の効果〕

以上の実施例から明らかなように、本発明によればＴＳ
　Ｘ　ＥＪの値が３０００を超える加工性に優れた超高
強度鋼板が製造できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明方法の対象鋼種の代表的組成の鋼の熱処
理後の引張強さ、伸びおよび引張強さＸ伸びと加熱温度
の関係を示す図である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量パーセントで Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：３％以下、Ｍｎ：４〜
   ６％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼をＡｃ
   ＿１＋（Ａｃ＿３−Ａｃ＿１）×１／１０−Ａｃ＿１＋
   （Ａｃ＿３−Ａｃ＿１）×３／４の温度域に１時間〜３
   ０時間加熱保持して炉冷以上の冷却速度で室温まで冷却
   したのち、これをＡｃ＿１〜Ａｃ＿１＋（Ａｃ＿３−Ａ
   ｃ＿１）×３／４の温度域に３０秒間〜３０分間加熱保
   持し、任意の方法で室温まで冷却することからなる延性
   に優れた超高強度鋼材の製造方法。
2. （２）重量パーセントで Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：３％以下、Ｍｎ：４〜
   ６％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼をＡｃ
   ＿１＋（Ａｃ＿３−Ａｃ＿１）×１／１０−Ａｃ＿１＋
   （Ａｃ＿３−Ａｃ＿１）×３／４の温度域に１時間〜３
   ０時間加熱保持して炉冷以上の冷却速度で室温まで冷却
   し、冷間加工を施したのち、これをＡｃ＿１〜Ａｃ＿１
   ＋（Ａｃ＿３−Ａｃ＿１）×３／４の温度域に３０秒間
   〜３０分間加熱保持し、任意の方法で室温まで冷却する
   ことからなる延性に優れた超高強度鋼材の製造方法。