JPH01272720A - 高延性高強度複合組織鋼板の製造法 - 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］ 本発明は高延性高強度複合組織鋼板の製造法に関し、さ
らに詳しくは、引張強さが８０　ｋｇｆ／ｍｍ”以上の
高強度を有し、かつ、優れた延性、点溶接性および伸び
フランジ性を有する高延性高強度複合組織鋼板の製造法
に関するものである。

［従来技術］ 近年、自動車用の薄鋼板は、省エネルギーや、安全確保
等の観点から高強度化が強く要求されているが、これ以
外に高延性、加工性、溶接性、化成処理性等多くのこと
が要求される。

特に、相反する性質と言われている高延性と高強度を兼
ね備えた鋼板の開発が多く行なわれており（特開昭６０
−０４３４３０号公報、特開昭６０−０４３４６４号公
報、特開昭６１−２１７５２９号公報）、これには成分
組成や製造方法の規制により、多量の残留オーステナイ
トを残留させ、その変態誘起塑性を利用する方法が採ら
れている。

既に、本出願人は、Ｃ，Ｓｉ、Ｍｎ等の成分組成および
熱間圧延条件、巻取条件、焼鈍条件等製造条件の規制に
より、多量の残留オーステナイトを残留させ、高延性で
、かつ、高強度の優れた特性を有する複合組織鋼板を開
発した。そして、これらの発明においては、何れも均−
伸びが大幅に改善され、良好な強度・延性バランスが得
られた。

この均−伸びの改善は、プレス成形性の向上に有効であ
るが、プレス成形に際しては均−伸び成分ばかりでなく
、伸びフランジ性や曲げ性等を含め、総合的な特性が要
求される。

しかし、上記の発明においては、局部伸び（局部変形能
）、成分に起因する伸びフランジ性や曲げ成形性が必ず
しも良好でない。

従って、強度−バランスに加えて、伸びフランジ性をも
充分に満足する自動車用の鋼板の要望が極めて高く、そ
の開発が望まれている。

［発明が解決しようとする課題］ 本発明は上記に説明した従来における自動車用鋼板の緒
特性に鑑み、本発明者が鋭意研究を行い、検討を重ねた
結果、鋼の含有成分および含有割合および製造法を特定
することにより、引張強さが９０ｋｇｒ／ｍｍ”以上の
高強度を有し、かつ、自動車用鋼板としての重要な特性
である高延性、高伸びフランジ性をを満足する高延性高
強度複合組織鋼板の製造法を開発したのである。

［課題を解決するための手段］ 本発明に係る高延性高強度複合組織鋼板の製造法の特徴
とするところは、 ＣＯ，１２〜ＯＪＯｗｔ％、Ｓ　ｉ　１．５〜３．Ｏｗ
ｔ％、Ｍｎ　１．１〜２．０ｗｔ％、Ｎｂ　Ｏ，０１〜
０．１ｗｔ％、Ｓ＜　０．００５ｗｔ％、５ｏｌＡｌ　
０．０１〜０．０６ｗｔ％を含有し、残部Ｆｅおよび不
可避不純物からなる鋼スラブを、Ａｒｔ変態温度以上の
温度で熱間圧延を終了し、６００℃以下の温度において
巻取った後、冷間圧延を行ない、次いで、Ａｃ＋　＋　
３０℃〜Ａｃ、のオーステナイト＋フェライトの２相域
に４分以下保持する連続焼鈍を行なった後、５℃／ｓｅ
ｃ以上３０°Ｃ／ｓｅｃ以下の冷却速度で上記保持温度
から５００〜８００℃の温度まで徐冷し、次いで、７０
℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で３５０〜４５０°Ｃの温度
まで急冷し、この温度に１〜５分保持した後、室温まで
２℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することにより、マ
ルテンサイト、ベイナイト、フェライトおよび残留オー
ステナイトからなる複合組織とすることにある。

本発明に係る高延性高強度複合組織鋼板の製造法につい
て、以下詳細に説明する。

自動車用鋼板はその殆どがプレス成形されて使用される
もので、特に伸びフランジ性のプレス成形性を大きく支
配する因子として、伸び（延性）以・　　外に局部変形
能がある。本発明のような残留オーステナイトの変態誘
起塑性を利用する鋼板においては、−様伸びは大きく改
善されるが、局部変態能の局部伸びはあまり改善はされ
ず、伸びフランジ性や曲げ性が低くなることが懸念され
る。しかして、複合組織鋼板における伸びフランジ性の
向上を図るために、マトリックス中に第２相（マルテン
サイトおよび残留オーステナイト）を均一、かつ、微細
に分散させることにより、局部的な応力の集中を緩和し
、伸びフランジ性を向上させることができ、即ち、Ｎｂ
含有量を０．Ｏ１〜０．１ｗｔ％含有させることにより
、熱間圧延時に微細な炭窒化物が析出し、再結晶を遅ら
せることによって、組織が微細化し、最終的に生成する
第２相を均一、かっ、微細に分散させることができる。

なお、この上うなＮｂの効果を充分に発揮するためには
、熱間圧延前の加熱温度を１１００℃以上にしてＮｂを
充分に固溶させ、後に析出する炭窒化物を均一に分散さ
せる必要がある。

次に、高強度で、かつ、高延性を有する複合組織鋼板を
製造するためには、残留オーステナイトの変態誘起塑性
を利用するのが有効であるが、このためには、残留オー
ステナイトを１０％以上含有させる必要がある。

そして、オーステナイト安定化元素としては、Ｃ５Ｍｎ
、Ｎｉ等が知られており、特に有効な元素はＣであり、
このＣ含有量の増加によって、焼鈍後に適正な熱履歴を
行なうと、多量の残留オーステナイトが得られ、極めて
高延性で、かつ、強度−延性バランスの良好な高強度鋼
板を製造することが可能である。さらに、Ｓｉ、Ｍｎの
含有割合の規制および製造条件を特定することにより、
上記のＣによる効果が一層有効となる。

即ち、Ｃ１５ｔお上びＭｎの含有割合は、Ｃ含有量を０
．１２〜ＯＪＯｗｔ％にし、Ｓｉ含有貴を１．５〜３．
０ｗｔ％、Ｍｎ　１．１〜２．４ｗｔ％の範囲とすると
、安定な残留オーステナイトが充分に得られ、強度−延
性バランスが大幅に向上するのである。

本発明に係る高延性高強度複合組織鋼板の製造法におい
て使用する鋼の含有成分および含有割合について説明す
る。

Ｃは焼鈍後に多量のオーステナイトを残留させるのに不
可欠な元素であり、熱処理条件および焼鈍条件を適性に
制御することによりオーステナイトを安定化させ、熱処
理後オーステナイトを体積率で１０％以上残留させるた
めには、含有量は０．１２ｗｔ％は必要であり、また、
Ｃ含有量が増加すると残留オーステナイト体積率が増大
して強度−延性バランスを向上さけるが、０．３０ｗｔ
％を越えて含有されると点溶接性が劣化する。よって、
Ｃ含有量は０．１２〜０．３０ｗｔ％とする。

Ｓｉはフェライト形成元素であり、Ｓｉ自身にはオース
テナイトを安定化する作用はないが、フェライト十オー
ステナイトの２相域保持中またはオーステナイト域やフ
ェライト十オーステナイトの２相域からの冷却中に生成
するフェライトを純化するため、必然的に未変態オース
テナイトへのＣの濃縮を促進する作用を通してオーステ
ナイトの安定化に寄与する元素であり、Ｓｉを含有させ
ることにより強度および延性の両特性の向上に対して極
めて有効であり、含有量が１．５ｗｔ％未満ではこのよ
うな効果は少なく、また、含有量が増加して３．０ｗｔ
％を越えると溶製割れ、化成処理性の劣化の問題が生じ
る。よって、Ｓｉ含有量は１．５〜３、Ｏｗｔ％とする
。

Ｍｎはオーステナイト形成元素として重要な元素であり
、良好な強度−延性バランスを得るためには１０５以上
の残留オーステナイト体積率を必要とし、そのためＭｎ
含有量が１．１ｗｔ％未満ではこの効果を得ることがで
きず、また、含有量が増加して２．４ｗｔ％を越えると
連続焼鈍後の過程においてマルテンサイト変態が起こり
易くなり、最終的にマルテンサイトの体積率が増加して
、強度の著しい増加と延性の著しい劣化をもたらし、強
度−延性バランスの向上に障害となる。よって、Ｍｎ含
有量は１．１〜２．４ｗｔ％とする。

Ｎｂは組織微細化を通じて伸びフランジ性を向上させる
元素であり、即ち、微細な炭窒化物を形成することによ
り再結晶を遅らせ、組織の微細化に有効な元素であり、
含有量が０．０１ｗｔ％未満ではこのような効果は期待
できず、また、０．１ｗｔ％を越えて含有されると析出
効果により強度は上昇するが延性が著しく劣化し、炭化
物の形成によりオーステナイト中に濃縮する固溶Ｃの絶
対量が減少する。よって、Ｎｂ含有量は０．０１〜０．
ｌｗｔ％とする。なお、Ｎｂの効果を充分に発揮させる
ためには、熱間圧延前の加熱温度を１１００℃以上にし
てＮｂを充分に固溶させ、後に析出するＮｂの炭窒化物
を均一に分散させる必要がある。

Ｓは加工性を劣化させるので可及的に少ないことが望ま
しく、含有量は０．００５ｗｔ％以下に規制する。

５ｏｌＡｌは鋼の脱酸剤として有効な元素であり、含有
量が０．０１ｗｔ％未満では脱酸の効果が期待できず、
また、０．０６ｗｔ％を越えて含有されると脱酸の効果
が飽和し、それ以上の効果は期待できない。

よって、５ｏｌＡ］含有量は０．０１〜０．０６ｗｔ％
とする。

このような含有成分および含有割合の鋼の製造法として
は、熱間圧延後の条件として６００°Ｃ以下の温度にお
いて巻取り後、冷間圧延を行ない、その後の連続焼鈍に
際して、最高加熱温度から５℃／ｓｅＣ以上３０°（：
／ｓｅｃ以下の冷却速度で５００〜８００℃の温度まで
冷却し、次いで、７０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で３５
０〜４５０℃の温度まで急冷し、この温度に１〜５分保
持することにより、種々の機械的性質を向上させること
ができるのである。

さらに、本発明に係る高延性高強度複合組織鋼板の製造
法において、 ■Ｎｂ　Ｏ，０１〜０．１ｗｔ％とすること、■Ｇ　Ｏ
，１２〜０．３０ｗｔ％、Ｓ　ｉ　１．５〜３．Ｏｗｔ
％、Ｍｎ１．１〜２．０ｗｔ％とすること、 ■熱間圧延後に鋼板を６００℃以下の温度において巻取
ること、 ■連続焼鈍およびその後の冷却に際しては、特定の製造
条件により適性に処理すること、が重要なことであって
、このような条件を選定することにより、強度−延性−
バランスおよびプレス成形性が向上させることができる
が、その理由については、必ずしも明確ではないが以下
説明するように考えられる。

■については、熱間圧延時に微細な炭窒化物が析出し、
再結晶を遅らせることによって、組織が微細し、最終的
に生成する第２相を均一、かつ、微細に分散させること
により、マトリックス（フェライト）と第２相中のマル
テンサイトとの硬さの違いによる割れを防ぐことができ
、伸びフランジ性を改善する。

■については、含有成分よび含有割合をこのように限定
することにより、その後の適正な連続焼鈍を行なうとＣ
のオーステナイト中への濃縮が促進されて、残留オース
テナイトを安定にする。

■については、炭窒化物のラメラ−間隔が細かくなり、
これをＡｃ、＋３０℃〜Ａｃａのオーステナイト＋フェ
ライトの２相域に加熱し、パーライト全体としてオース
テナイト化した時のオーステナイト形態やＣａ度が冷却
後の組織に影響を与えていることになる。

■については、Ａｃ、＋３０℃〜Ａｃ３のオーステナイ
ト＋フェライトの２相域に加熱後の一次冷却において、
フェライト変態の進行と共にオーステナイトにＣが濃縮
され、続く二次冷却においてパーライト変態を避け、３
５０〜４５０℃の温度における保持において、ベーナイ
ト変態が進行することによって、さらに、オーステナイ
ト中にＣの濃縮が進むものである。なお、α＋７２相域
の加熱温度をＡＣ＋＋３０℃〜Ａｃ、とじたのは、焼鈍
前の炭化物をγ相中への充分に溶解させる必要からであ
る。

［実　施　例］ 次に、本発明に係る高延性高強度複合組織鋼板の製造法
の実施例を説明する。

実施例１ 第１表に示す含有成分および含有割合の１１種類の−を
溶製し、連続鋳造により鋳片を製作した。

供試鋼り、ＦＳＨ，には本発明に係る高延性高強度複合
組織鋼板の製造法（単に本発明製造法ということがある
。）において使用する鋼の含有成分および含有割合を満
足するものであり、他は比較鋼である。なお、鋳片の製
作は通常の造塊法により行なってもよい。

次いで、これらの各鋼を熱間圧延後巻取り温度４５０℃
で巻取り、さらに、冷間圧延により板厚０．８５ｍｍの
供試鋼とした。

次に、第２表のＤ５の条件（本発明製造法）により、連
続焼鈍後ゲージ長さ５０ｍｍのＪＩＳＳ号引張試験片を
早備して引張試験を行なった。また、組織の適否を判定
するため組織観察並びにオーステナイトの体積率を測定
した。点溶接性は十字引張強度および剪断引張強度を測
定することにより評価した。また、伸びフランジ性の指
標となる穴拡がり限（λ）は、ｄ０＝７．５φの打抜き
穴を頂角３０°の円錐ポンチで押し拡げ、割れが板厚を
貫通したときの穴径ｄより次式によって求めた。

λ＝（ｄ−ｄｏ）／ｄ。

第１表にこれらの結果を示す。

この第１表から、本発明に係る高延性高強度複合組織鋼
板の製造法によるり、Ｆ、ＨＳＫはＴＳが１００　ｋｇ
ｆ／ｍが以上と高強度であり、ＴＳＸＥｌら２５００以
上と優れた強度−延性バランスわ有しており、さらに、
穴拡がり限（λ）が４５％と良好で、点溶接性の十字引
張強度および剪断引張強度が比較鋼に比べて優れている
ことがわかる。

しかし、比較ｗ４Ａは穴拡がり限（λ）は良好であるが
、強度−延性バランスが低く、比較ＲＢは強度−延性バ
ランスが良好であるが点溶接性および穴拡がり限（λ）
が悪く、また、比較ＤＣと本発明製造法によるＤ、比較
１４Ｅと本発明製造法によるＦ１比較鋼Ｇと本発明製造
法によるＨをそれぞれ比較すると、Ｎｂが含有されるこ
とによって穴拡がり限（λ）が改善されていることがわ
かる。他の比較鋼も、強度−延性バランス、点溶接性お
よび伸びフランジ性を同時に満足していない。

実施例２ 本発明製造法において使用する含有成分および含有割合
の供試鋼りを用い、第２表に示す１２種類の条件により
熱間圧延および連続焼鈍を行なった。なお、供試ｗ４Ｄ
２〜Ｄ５、Ｄ８は本発明製造法により処理を行ない、他
は本発明製造法外の条件により処理した。

また、第２表においてＴ１、Ｃ３、Ｔｑ、　Ｃｔ、Ｔ１
、【およびＣ３はそれぞれ第１図に示す連続焼鈍サイク
ルの条件を示し、Ｔ、は焼鈍温度、ＴｑはＣ７の冷却開
始温度、Ｔ、は中間保持温度、Ｃ１はＴｔ−Ｔｑの冷却
速度、Ｃ３は’ｒｑ→Ｔ、の冷却速度（但し、Ｔ、＞Ｔ
Ｑ＞Ｔｔ）、ｔはＴ、における保持時間、Ｃ３はＴ、か
ら常温までの冷却速度である。

各供試鋼について、実施例１と同様に引張試験、組織観
察、オーステナイトの体積率の測定および穴拡がり限（
λ）の測定を行なった。

第２表にその結果を示す。

この第２表より、本発明製造法による供試鋼Ｄ２〜Ｄ５
およびＤ８は、その何れもが組織に体積率１５％以上の
オーステナイトを含有し、ＴＳが９５　ｋｇｒ／ｍｍ”
以上と高強度で、ＴＳＸＥＩも２５００以上と浸れた強
度−延性バランスを有しており、穴拡がり限（λ）も４
５％以上であることがわかる。

しかして、比較鋼ＤＩ、Ｄ６、Ｄ７およびＤ９〜ＤＩ２
の本発明製造法外の条件で処理したしのは、残留オース
テナイト量が少なく、良好な機械的性質は得られなかっ
た。

［発明の効果］ 以上説明したように、本発明に係る高延性高強度複合組
織鋼板の製造法は上記の構成を有しているものであるか
ら、低炭素含有量のもとて鋼の含有成分および含有割合
を特定し、適正な制御された熱間圧延および連続焼鈍を
行なうことにより、優れた点溶接性を確保でき、９０　
ｋｇｆ／ｍｏ＋”以上の高強度、かつ、高延性を有し、
さらに、優れた強変−延性バランスおよびプレス成形性
を有する複合組織鋼板が製造することができ、特に、自
動車用鋼板として優れたものが得られる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明に係る高延性高強度複合組織鋼板の製造
法における１実施例の連続焼鈍のヒートサイクルを示す
図である。 矛１図

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. Ｃ０．１２〜０．３０ｗｔ％、Ｓｉ１．５〜３．０ｗｔ
   ％、Ｍｎ１．１〜２．４ｗｔ％、Ｎｂ０．０１〜０．１
   ｗｔ％、Ｓ＜０．００５ｗｔ％、ｓｏｌＡｌ０．０１〜
   ０．０６ｗｔ％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物
   からなる鋼スラブを、Ａｒ＿３変態温度以上の温度で熱
   間圧延を終了し、６００℃以下の温度において巻取った
   後、冷間圧延を行ない、次いで、Ａｃ＿１＋３０℃〜Ａ
   ｃ＿３のオーステナイト＋フェライトの２相域に４分以
   下保持する連続焼鈍を行なった後、５℃／ｓｅｃ以上３
   ０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で上記保持温度から５００
   〜８００℃の温度まで徐冷し、次いで、７０℃／ｓｅｃ
   以上の冷却速度で３５０〜４５０℃の温度まで急冷し、
   この温度に１〜５分保持した後、室温まで２℃／ｓｅｃ
   以上の冷却速度で冷却することにより、マルテンサイト
   、ベイナイト、フェライトおよび残留オーステナイトか
   らなる複合組織とすることを特徴とする高延性高強度複
   合組織鋼板の製造法。