JPH0368927B2

JPH0368927B2 -

Info

Publication number: JPH0368927B2
Application number: JP1331987A
Authority: JP
Inventors: Kazuo Koyama; Kaoru Kawasaki; Takahito Watanabe
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1986-07-05
Filing date: 1987-01-24
Publication date: 1991-10-30
Also published as: JPS63145718A

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）本発明は、優れた加工性と100Kgｆ／mm²以上の
引張強度を有する超高強度冷延鋼板の製造法に係
わる。（従来の技術）自動車用鋼板の高強度化は自動車のエネルギ
ー、安全性の観点より益々進み、引張強度100Kg
ｆ／mm²級を越えるところまで実用化されている。
超高強度冷延鋼板の使用例としては米国連邦安全
基準に基づくドアーの補強材やバンパーの強化材
がその代表である。しかし一般に材料は高強度化
に伴い延性は劣化し、成形が困難になる。そして
引張強度が100Kgｆ／mm²級を越える超高強度級に
なるとプレス成形は極めて困難であり、大抵はロ
ールフオーミングによつて成型している。ロール
フオーミングは多段の成型ロールにより徐々に所
定の断面形状を得るもので難成型材の加工に適し
ている反面、生産性が低いことや複雑な形状が出
しにくいなどの欠点を有する。このような使われ方をされる超高強度冷延鋼板
の製造法の現状については、鉄と鋼、第68年
（1982）第９号1348〜1354ページ記載の資料に詳
述されている。また、代表的な製造方法としては
特公昭59−42052号公報や特公昭61−8125号公報
記載の方法がある。前者は噴流水中で急冷しマル
テンサイト体積率を高めることで、また後者は未
再結晶フエライトマトリツクスにマルテンサイト
を分散させた組織により超高強度を得ている。い
ずれもある程度の加工性を付与させることは目的
の一部とはなつているものの複雑なプレス成型性
を有するものではない。このような現状であつたが、自動車会社での生
産性向上および新デザイン追求の動きは激しく、
超高強度鋼板も生産性が高く複雑な形状が取り易
いプレス成型にて加工するという要求が高まつ
た。一方、このような超高強度鋼板におけるプレ
ス成型性を支配する因子は軟鋼板のそれとは異質
なもので軟鋼板の経験が当てはまらない。たとえ
ば単純な引張試験における破断伸びと成形性とは
単純な正相関が付けられない。なお、従来技術ではないが本発明の鋼成分と類
似の成分が特公昭53−47331号公報に記載されて
いるが、この技術は超高強度冷延鋼板に関するも
のではなく、また、熱・冷延条件も大幅に異な
る。（発明の目的）このような現状に鑑み、実際のプレス成型の尺
度から見てプレス成型に耐える、引張強度100Kg
ｆ／mm²以上の超高強度冷延鋼板の製造方法を提示
することが本発明の目的である。（発明の構成）本発明の要旨とするところは、Ｃ：0.10超〜
0.20％、Si：0.6％以下、Mn：2.2〜3.0％、Ｓ：
0.008％以下、Al：0.01〜0.1％、残部不可避的不
純物元素からなる鋼を、熱延後平均冷却速度：30
〜100℃／secで冷却し、500〜630℃にて巻取り、
続いて、冷延した後、〔A_c3変態点−20℃〕以上、
930℃以下の温度でかつ、次式で示される時間以
上熱処理し、引き続き５〜30℃／secの平均冷却
速度で冷却し、250〜450℃で１〜10分保定するこ
とからなる加工性の優れた超高強度冷延鋼板の製
造方法にある。 logt≧（1070−Ｔ）／130 ここに、ｔ：時間（秒）Ｔ：温度（℃）すなわち、成分的にはTi、Nbを含まない鋼
で、従来技術に比して高めのMn量に限定したＣ
−Mnアルミキルド鋼を用い、特定の熱延を行な
つた後これに温度・時間の下限を特定した一段目
熱処理を施し、続いて特定の連続冷却を行ない、
連続冷却を途中で中止し特定の二段目熱処理を行
うことを特徴とする。本発明の対象鋼の化学成分の限定理由を説明す
る。本発明にあつては安定して引張強度を100Kg
ｆ／mm²以上とするためにＣは0.10％超を必要とす
る。一方、Ｃは0.20％を越すと成型性を劣化さ
せ、かつ溶接性不良をもたらす。スポツト溶接に
おいて良好な溶接部強度を得るためにはＣは0.16
％以下とすることが好ましい。 Siは固溶体強化の効果を有し、延性劣化も少な
いので高強度鋼板にはよく使われるが、本発明に
あつては鋼のAc₃変態点を上げ、かつまたα／γ
分離を促進するので0.6％以内の添加量とする。
好ましくは0.3％以内とすべきである。次に、Mnは本発明にあつては重要な元素であ
る。すなわちMnは鋼のAc₃変態点を下げ一段目
熱処理で均一なγ相を得やすくし、また鋼の焼き
入れ性を高め、適度な一次冷却速度にて粗大パー
ライト等の組織生成を防ぶ効果がある。。このよ
うな効果を奏するにはMnは最低2.2％必要であ
る。上限は3.0％とする。この値付近で効果は飽
和し、これ以上増すことはいたずらに鋼を高価な
ものとするだけであるからである。Ｓは硫化物系介在物を形成し、鋼の成型性阻害
因子となる有害物である。そこで上限を0.008％
と定めた。最近の極低硫化技術を駆使して0.004
％以下とすることは好ましい。さらに、必要に応じてCaを0.0005〜0.0050％添
加して硫化物の組成を変えることはより好まし
い。 Alは鋼の脱酸材として必要である。0.01％未満
では十分な脱酸が行なわれず、0.1％を越えると
かえつて鋼中介在物が増す。鋼は通常、連続鋳造にてスラブとされ直接、あ
るいは加熱後熱延される。加熱する場合、加熱温
度は普通1000〜1300℃であるが熱延前の結晶粒の
粗大化を防ぐ意味で直送熱延あるいは1100℃以下
の低温加熱熱延が好ましい。熱延終了温度は800
〜950℃でよいが低過ぎるとバンド状組織を呈し
易く鋼の成形性を劣化させるので850℃以上で終
了することが好ましい。熱延後該ストリツプを平
均冷却速度：30〜100℃／secで冷却し、500〜630
℃で巻取る必要がある。30℃／sec未満の冷却速
度ではバンド状組織が生成し易く、また、630℃
超で巻取ると粗大なパーライトが生成しいずれも
冷延焼鈍後良好な組織が得られない。冷却速度は
現状ホツトストリツプミルでは100℃／sec程度が
上限であり、これ以上高める必要もないので100
℃／sec以下とした。巻取温度が低過ぎるとマル
テンサイト等の硬い組織が増し冷間圧延が困難に
なるので下限を500℃と定めた。得られた熱延鋼
板はスケール除去後冷延されるが冷却率は通常と
同じ40〜80％でよい。続く熱処理条件は本発明にあつては極めて重要
である。冷延ストリツプはまず、〔Ac₃変態点−
20℃〕以上、930℃以下の温度に加熱されなけれ
ばならない。この加熱は鋼の再結晶焼鈍、炭化物
の十分な溶体化、組織の均一化、オーステナイト
粒度の調整等の役割りを担つており、そのために
は〔Ac₃変態点−20℃〕未満の温度では難しく、
Ac₃点以上の温度で加熱することが好ましい。ま
た、930℃を越えると組織が粗大に成り過ぎてや
はり十分な特性が得られない。ここで、Ac₃変態
点は次式で定義される温度である。 Ac₃（℃）＝879−346〔Ｃ（％）〕＋65〔Si（％）〕 −18〔Mn（％）〕＋544〔Al（％）〕この熱処理後、５〜30℃／secの平均冷却速度
で250〜450℃まで冷却し、この温度で１〜10分保
定する。５℃／sec未満の平均冷却速度では冷却
途中でパーライト変態が生じ、強度低下のみなら
ず、成形性も損なう。また、30℃／sec超の平均
冷却速度では焼き入れ歪が高くなり鋼中にボイド
が生じたりして成形性が劣化する。本発明にあつ
ては主たる組織は均一なベイナイト組織である
が、保定が250℃、１分未満ではマルテンサイト
生成量が増大し、また、450℃超ではパーライト
生成量が増大しいずれも成形性がよくない。ま
た、保定時間は10分程度で効果が飽和するので上
限を10分とした。なお、この保定は必ずしも一定
温度に保つ場合に限定するものではなく、この温
度範囲内であれば多生の傾斜を持たせたり、階段
状に冷却する場合をも含むものである。さらに、本発明では一段目熱処理時間が重要で
ある。このことを明らかにするために第１図に示
すような実物のプレス成形に近い成形試験を行つ
た。試験片の幅及び長さはそれぞれ200mmで、ポ
ンチおよびダイの幅はそれぞれ50mmおよび54mm、
ポンチおよびダイの肩半径はそれぞれ５mmであ
る。しわ押えは60トンとした。第２図はその時の
成形可能高さを熱処理温度、時間の関係で示した
ものである。素材成分および履歴は次の通りで、
いずれも本発明範囲内である。成分：0.15％Ｃ−0.21％Si−2.60％Mn−0.0010％
Ｓ−0.07％Al 熱延終了温度：860℃、平均冷却速度：45℃／sec、
巻取温度：550℃、冷延率：66％（3.5mm→1.2mm）この素材を750〜950℃で時間を10〜1000秒と変
化させて熱処理し、直ちに15℃／secの平均冷却
速度で360℃まで冷却し、この温度で６分保定し
た。0.8％の調質圧延後成形試験に供した。この
素材のAc₃変態点は808℃である。図中、数字は成形高さを示す（mm）。型は５mm
ピツチで35mmまで用意した。数値よりもう一段高
い型で破断したことを示す。≧は40mmの試験を行
つていないのでこう表現した。第２図より明らかなように〔Ac₃変態点−20
℃〕〜930℃の範囲では成形性は保定時間と強い
相関を持ち、低温ほど長時間を要する。この条件
は通常の冷延鋼板の連続焼鈍で採られる条件より
高温長時間側に位置する。また、上記の温度範囲
を外れた場合、時間に拠らず成形性は悪い。以上
の理由は明確ではないが上述のような組織の均一
化、炭化物の溶体化、オーステナイト結晶粒度調
整等の点からこのような条件が生じるものと推定
される。図より、安定して30mm以上の成形高さを
得る実験式として次式を得た。 logt≧（1070−Ｔ）／130 ここに、ｔ：時間（秒）Ｔ：温度（℃）これが数値限定した根拠である。この熱処理を行う設備としては上述の条件を満
たすものであればいかなるものでもよいが、大量
生産が可能で表面酸化が防がれ、過時効炉を有す
る冷延鋼板の連続焼鈍設備が好ましい。また、第
一段目熱処理への昇温速度や第二段目熱処理後の
冷却速度も特に問うところではなく、前者では２
〜20℃／ｓの冷却速度が、後者では水冷が通常採
られる。（実施例）第１表に示す成分の鋼を溶製し連続鋳造にてス
ラブとした。符号ａ、ｂおよびｇは本発明に従つ
た鋼であるが、符号ｃ〜ｅの鋼はいずれかの成分
において本発明と異なる。なお、各鋼のAc₃変態
点を同じく第１表に示した。

【表】このスラブを1050〜1100℃に加熱後第２表に示
す条件で熱延および熱処理を行つた。なお、表に
記載していない条件は以下に示す。熱延終了温度：850〜880℃、熱延厚み：3.5mm、
冷延率：66％、製品板厚：1.2mm、調質圧延率：
0.6〜0.8％第２表において、符号４、５、７、14および16
は本発明に従つた製造法であるがその他の符号の
鋼は破線で囲つた条件において本発明と相違す
る。各鋼の機械試験および成形試験の結果を第３表
に示す。引張試験はJIS Ｚ 2201 ５号試験片
（長手方向が圧延方向）を用い、同2241記載の方
法に従つた。また、曲げ試験はJIS 2204 ３号試
験片（長手方向が圧延方向に直角、端面機械仕上
げ）を用い、同2248記載のＶブロツク法によつて
行つた。内側半径は0.5mm、曲げ角度は90度であ
る。OKは割れのないことを表わす。また、Ｕ成
形は記述の方法に従つた。

【表】

【表】第３表から明らかなように、本発明方法に従つ
た鋼は100Kgｆ／mm²以上の引張強度と高い降伏強
度を有し、ｒ＝0.5mmの曲げ試験で割れが認めら
れず、また、Ｕ成形高さも十分に大きい。（発明の効果）プレス成形は大量生産・高生産性を必須とする
自動車産業にあつては中心となる生産方法であ
る。一方、安全性・省エネルギーの観点からの超
高強度冷延鋼板の採用はこれもまた社会的に必須
である。本発明によれば、優れた加工性を有する超高強
度冷延鋼板を提供しうるので、前記した二つのニ
ーズに十分対応できる産業上有用な発明であると
言える。また、本発明は単に自動車用のみならず電気、
建材等プレス成形を行う材料の高強度化にも勿論
有用であり、その適用の広さからも本発明の意義
は大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図はプレス成形に対応した成形試験方法を
示す説明図、第２図は第１段目熱処理において温
度・時間を変化させた時の成形高さを示す図表で
ある。

Claims

【特許請求の範囲】１Ｃ：0.10超〜0.20％、Si：0.6％以下、Mn：
2.2〜3.0％、Ｓ：0.008％以下、Al：0.01〜0.1％、
残部不可避的不純物元素からなる鋼を、熱延後平
均冷却速度：30〜100℃／secで冷却し、500〜630
℃にて巻取り、続いて、冷延した後、〔Ac₃変態
点−20℃〕以上、930℃以下の温度でかつ、次式
で示される時間以上熱処理し、引き続き５〜30
℃／secの平均冷却速度で冷却し、250〜450℃で
１〜10分保定することからなる加工性の優れた超
高強度冷延鋼板の製造方法。 logt≧（1070−Ｔ）／130 ここに、ｔ：時間（秒）Ｔ：温度（℃）