JPH04141524A - 加工性に優れた熱処理硬化型高張力鋼板の製法 - 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〉 この発明は、加工性に優れると共に、加工後に低温での
熱処理を施すことによって５〜２０ｋｇｆ／−もしくは
それ以上の強度上昇が得られる加工用冷延鋼板の製造方
法に関する。

〈従来技術とその課題〉 成形加工時には軟質で加工後の熱処理により高強度が得
られる＊ａ＋ｉ板は、成形加工用材料として理想的な材
料とされ、従来からこのような熱処理硬化型高張力鋼板
を製造すべく様々な提案がなされており、既に工業化さ
れ実用に供されているものも見られる。その一つの例と
して、Ｔｉ添加極低炭素鋼を用いた゛ＢＨ鋼板”が挙げ
られる。

上記焼付硬化性のあるＴｉキルド極低炭素鋼板は、板面
に平行に揃った（１１１）集合組織が発達し易いためプ
レス成形時における加工性が良く、更に成形後の塗装工
程における焼付は条件（例えば、１７０℃Ｘ２０ｍ１ｎ
の熱処理）によって降伏応力が約２〜４　ｋｇｆ／−も
上昇することが知られている。

この焼付硬化は、鋼中の固溶Ｃ量を焼鈍までのプロセス
の間は固溶したままに制御しておき、塗装焼付処理の際
に“プレス加工時に導入された転位”にこれを固着させ
ると言う、所謂“歪時効“によって生じるものである。

そして、この鋼板は、固溶Ｃや析出物の制御が容易なこ
とから、近年、連続焼鈍プロセスでの製造もなされるよ
うになった。

しかし、Ｔｉ添加極低炭素鋼の場合、Ｃはそれ自身と強
い結合力を持つＴｉと既に結合しているために固溶Ｃを
転位周辺に集めるには限界があり、大きな強度上昇は望
めなかった。勿論、最初からＣ量の高い材料を用い固溶
Ｃを十分に確保しておけば成る程度の歪時効硬化は望め
るが、この場合には製造工程中に多量のセメンタイトが
析出したりする等の理由により、加工性に優れた（１１
１）集合組織を発達させるのが困難となる。また、λト
レッチャーストレイン等の問題を引き起こし、プレス成
形後の表面性状に悪影響を及ぼすとの問題もあった。

そこで、これらの問題を解決するため、Ｃに代わる元素
としてＣｕを添加した熱処理硬化型鋼板が提案された。

これは、熱処理により鋼中にｇ−Ｃｕを析出させて引張
強度の上昇を図るものである。

例えば、Ｃｕを１．５％添加した鋼は焼鈍時にはＣｕが
マトリックス中に固溶するため、Ｃの場合と違って（１
１１１集合組織の発達を妨げず、しかも低温での熱処理
によって５〜２０ｋｇｆ／−もの引張強度の上昇を得る
ことができる。

そして、高強度、高ｒ値を有した上述のようなＣｕ添加
熱処理硬化型鋼板を、連続焼鈍時にＯＡ帯（過時効帯）
で短時間熱処理する手段によって製造しようとの提案も
なされた（特開昭６４−４４２９号）。

この特開昭６４−４４２９号として提案された薄板の製
造方法は２通りに大別することができ、１つは連続焼鈍
後に既にＣｕを析出させて高ｒ値と高強度を兼ね備えた
薄板を製造する方法であり、もう１つは、連続焼鈍が終
了した時点ではＣｕを固溶させておいて軟質及び良好な
延性に裏打ちされた優れた成形加工性を確保し、加工後
熱処理の際にＣｕが析出して硬くするように調整した製
造法である。

しかしなから、この内の前者の方法では、成形の段階に
至るまでに既にＣｕが析出してしまっているため、成形
後の熱処理による強度上昇は期待できない。また、後者
の方法では、成形の段階ではＣｕが完全に固溶している
ため加工性には優れているが、加工後の強度上昇を得る
には非常に高い熱処理温度が必要となる（前記特開昭６
４−４４２９号公報中にも、約２０ｋｇｆ／−の引張強
度上昇を確保するのに必要な熱処理温度は約６３０℃で
あるとの説明がなされている）。このように高い熱処理
温度が必要であることは成形後の熱処理段階等でのコス
トが高くなることを意味するもので、広く実用化を推進
して行く上で大きな障害となる。更に、そのような高い
温度での熱処理は、メツキ後の皮膜性状に悪影響を及ぼ
すとの副次的な問題にもつながることとなる。

このため、前記特開昭６４−４４２９号として提案され
た方法にて得られる鋼板は、熱処理硬化型高張力鋼板に
望まれていた「加工前には高ｒ値。

高延性であって、加工後に大きな強度上昇が低温での熱
処理により達成できる」との条件を満足するとは言えず
、その用途が制限されざるを得なかった。

く課題を解決するための手段〉 本発明者等は、上述のような観点から、成形加工前には
軟質でかつ高ｒ値を有し、成形加工後の低温熱処理で十
分に高い強度上昇が得られる薄鋼板を安定して製造し得
る手段を確立すべく鋭意研究を重ねた過程で、加工性が
良い上に加工後熱処理によって非常に高い強度上昇が得
られるＣｕ添加Ｔｉキルド鋼に目が止まり、その特性に
ついて様々な角度から再検討を実施した。その結果、当
初は、Ｃｕ添加Ｔｉキルド鋼の優れた熱処理硬化もやは
り高温域での熱処理によってしか得られないことから実
用化には不向きであると考えられたが、更に研究を進め
て行くうちに、「化学成分を適正に調整したＣｕ添加Ｔ
ｉキルド鋼を用いると共に、これを特定の条件で熱間圧
延し冷間圧延してから“薄鋼板製造の実際操業に適用さ
れる連続焼鈍”でのＯＡ帯（過時効帯）を積極的に利用
して所定の熱処理を施すと、前記問題を解決することが
できる」との知見を得るに至ったのである。

即ち、析出硬化型合金は、溶体化処理後に急冷して熱処
理を施すことによって硬くなるが、この過程は、析出物
の芽となるものができる核生成過程と、その成長過程に
分けられる。そして、この析出物が成る大きさになると
核の成長が進行して硬くなるが、一定の大きさになるた
めに越えねばならないエネルギーは相当に高い。本発明
者等は、このエネルギーの一部を連続焼鈍の際のＯＡ帯
保持と言う工業的操作により供給して核生成のための芽
を作っておくことで、加工後の熱処理硬化性を非常に容
易化できることを見出し、本発明を完成するための大き
な原動力とした。

ただ、ここで考慮しなければならない点は、−般に強度
と延性は反比例の関係にあり、ＯＡ帯における温度と時
間の関係を誤って薄板の強度を著しく高くすると加工性
が低下してしまうと言う事実である。そのため、ＯＡ帯
保持によっても延性が低下せず、かつ加工後の熱処理硬
化性にも優れるとの２つの要件を両立させなければなら
ないが、本発明者等の研究結果は、Ｃｕ添加Ｔｉキルド
鋼に認められる「ＴｉによるＣの清浄作用」とｒＣｕの
析出作用」が前記２つの要件を両立させ得るカギであり
、処理条件を調整すればその実現が十分可能であること
を確認している。

つまり、薄板の加工性を高める方法の１つとして鋼中の
固溶Ｃを低減する方法が知られている。

例えば、連続焼鈍用Ｍキルド鋼においては、高温巻取り
を行って固溶Ｃをセメンタイトとして粗大化し、出来る
だけ鋼中への固ｉｃの溶解を少なくすれば良い。これに
対して、Ｔｉキルド鋼の場合には、ＴｉとＣとの大きな
結合力によって鋼中のＣはＴｉＣとして析出し、その結
果として鋼中固溶Ｃが低減されて加工性が向上する。し
かし、Ｔｉ添加量が多くなって固溶Ｃが少なくなるとＣ
による析出硬化は期待できなくなる。ところが、鉄−銅
状態図がジュラルミンにおけるアルミニウムー銅状態図
と同様に温度の低下に伴い溶解度が減少していることを
示しているため、鋼中にＣｕを添加した場合に析出硬化
が起きることが期待されたことから、Ｃｕ添加Ｔｉキル
ド鋼についての詳細な検討を行い、「特定組成のＣｕ添
加Ｔｉキルド鋼では、Ｔｉ添加による加工性向上効果と
Ｃｕ添加による加工後の低温熱処理硬化性の両特性が最
大限に発揮される処理条件が存在し、これによると十分
な成形加工性と加工後低温熱処理硬化性とを備えた高張
力鋼板の製造が可能である」との事実を確認した訳であ
る。

本発明は、上記知見時効等に基づいて完成されたもので
あり、 ｒ　Ｃ：　０．００１〜０．００６％（以降、成分割合
を表わす°％は重量％とする）。

Ｓｔ　：　０．２０％以下、　　　Ｍｎ　：　０．３５
％以下。

Ｔｉ　：　０．０１〜０．１０％、　　　Ｃｕ　：　１
．０〜３．０％を含有するか、或いは更に Ｂ　：　０．０００２〜０．００１０％、　　Ｎｂ　：
　０．００２〜０．００８％の１種又は２種をも含み、
残部がＦｅ及び不可避的不純物から成る鋼片を熱間圧延
した後、６００℃以下の温度で巻取り、更に圧下率：７
５〜９０％で冷間圧延を行ってから７５０℃〜Ａｃ、点
の温度域で再結晶焼鈍を施し、続いて冷却中もしくは冷
却後に再加熱して式 ％式％ を満たす温度Ｔ　（゜Ｋ）と時間ｔ　（ｓｅｃ）で熱処
理することにより、加工性に優れたコストの安い熱処理
硬化型高張力￥ｉｔ鋼板を安定して製造し得るようにし
た点」 に大きな特徴を有している。

なお、上記再結晶焼鈍は連続焼鈍炉で実施されるが、そ
れに続く熱処理は、上述したように“焼鈍温度が最高加
熱温度に達した後室温まで急冷して再加熱する方法”又
は“焼鈍温度が最高加熱温度に達した後ＯＡ帯まで急冷
してから該温度に保持する方法”の何れ手法によっても
構わないが、省コストと言う観点からは後者によるのが
好ましいと言える。そして、このような条件の下に製造
された薄鋼板は、成形加工性が良好な上、成形加工後に
熱処理を施すと従来にない低温処理でも大きな強度上昇
が得られる。従って、本発明法によって得られる薄鋼板
は加工後熱処理経費の低減のみならず、メツキ等の表面
処理を行ったものの後熱処理をも可能とするもので、こ
の点からしても前記特開昭６４−４４２９号に係る鋼板
を遥かに凌駕する性能を備えていると言える。

続いて、本発明において、使用する綱の化学成分組成及
び７３ｉｆｊｌ板の製造処理条件を前記の如くに限定し
た理由を説明する。

八）鋼の化学成分組成 旦 固溶Ｃは鋼板の加工性に悪影響を与えるために出来るだ
け少ない方が良いが、Ｃ含有量が０．００６％以下であ
ればそれ自身と強力な結合作用を有するＴｉによって炭
化物とされ、加工性への悪影響は抑えられる。しかし、
０．００１％を下回る著しい固ｌｃの低減は２次加工脆
性を引き起こす。そのため、Ｃ含有量は０．００１〜０
．００６％と定めた。

Ｓｉ Ｓｉは鋼板に必要強度を確保する作用があるが、０．２
０％を上回る多量の添加は加熱時のテンパーカラー発生
につながったりメツキ性の低下を招く。

従って、Ｓｉ含有量は０．２０％以下と定めた。

Ｍｎ ＭｎはＳｉと同様に鋼板の強度を高める作用を有してい
るが、０．３５％を超えて含有させると加工性を低下さ
せることから、Ｍｎ含有量は０．３５％以下と定めた。

Ｓｉ Ｔｉには、固溶Ｃを固定し鋼を清浄化することによって
加工性を改善する作用があるが、Ｔｉ含有量が０．０１
％未満では前記作用による所望の効果が得られず、一方
、０．１０％を超えて含有させると鋼中の固溶Ｃの殆ん
どを固定して２次加工脆性の懸念を招く。従って、Ｔｉ
含有量は０．０１〜０．１０％と定めた。

Ｃｕ Ｃｕは鋼板の耐食性と熱処理硬化性を向上させる作用を
有すると共に、Ｃｕの添加によって加工性に良好な集合
組織が発達しゃすくなる。しかし、Ｃｕ含有量が１．０
％を下回ると所望の熱処理硬化性を確保できず、一方、
３．０％を超えて含有させるとＣｕ添加鋼特有の耳割れ
と言う欠陥を生じる恐れが出てくることから、Ｃｕ含有
量は１．０〜３．０％と定めた。

肋エユしε旦 Ｎｂは、０．００２〜０．００８％の範囲であれば熱処
理硬化性を何ら損なうことなく加工性を向上するので必
要に応じて添加しても良く、また、Ｂも０．０００２〜
０．００１０％の範囲であれば熱処理硬化性に悪影響を
及ぼすことなく加工後の粒界脆化を防止する効果を発揮
するので、やはり必要に応じて添加することができる。

なお、上記成分の他、少量のＮｉが含有されたとしても
、得られる鋼板の本発明が狙いとする特性には何らの悪
影響も及ばない。

Ｂ）薄鋼板の製造処理条件 熱間圧延工程では、連続鋳造機から直送された高温鋳片
が使用され、通常、Ｔ領域以上で圧延を終了して巻取り
が行われる。ここで、熱間圧延後の巻取り温度が高すぎ
ると巻取り中にε−Ｃｕが析出し、冷間加工性に悪影響
を及ぼすのみならず、加工性をも低下させるので出来る
だけ低温であることが望ましい。特に、６００℃を超え
る温度で巻取るとＣｕの析出が既に始まってしまって熱
処理硬化性が低下することから、巻取り温度の上限を６
００℃にさだめる必要があるが、実操業のコスト上の観
点からは４００℃以下で巻取ることが望ましい。

冷間圧延工程では、その後の連続焼鈍時の再結晶集合組
織形成に大きな影響を及ぼすので圧下率の制御は重要で
ある。加工性に好ましい（１１１）集合組織を得るため
の最適圧下率は約８０％であるが、種々の厚さの１鋼板
を製造すると言う観点からは７５〜９０％の圧下率でも
良く、この範囲を外れると加工性に良好な（１１１）集
合組織を得ることは困難となる。

連続焼鈍時に鋼中のＣｕを一旦再固溶させて十分な（１
１１）集合組織を発達させるための、再結晶焼鈍の最高
加熱温度範囲は７５０〜Ａｃ、点の間である。この温度
を下回ると、Ｃｕが十分に溶体化しないで（１１１）集
合組織の発達が不十分であり、一方、Ａｃ、点の温度を
上回っても変態の影響で（１１１）集合組織の発達が不
十分となる。従って、再結晶焼鈍温度は７５０〜Ａｃ＝
点の間の温度と定めたが、好ましくは８５０℃に調整す
るのが良い。

また、連続焼鈍時のＯＡ帯の温度Ｔ（Ｋ）と時間ｔ　（
ｓｅｃ）は次式で表わされる範囲に調整しなければなら
ない。

２３９３／Ｔ　　＋１．３５　　≦Ｉ！ｎ　　ｔ≦　２
３９３／Ｔ　　＋２．４５（但し、Ｔ≦８７３．６０≦
ｔ≦３００）。

この領域を図示すると、第１図の斜線部のようになる。

ここで、過時効帯での熱処理条件（再結晶焼鈍に続く熱
処理の条件）が、第１図の曲線す。

ｂ２を下回る範囲では硬化させる際の熱処理温度が高く
なり、一方、曲線ＣＩＣｇＣ３を上回る範囲では加工性
が低下する。なお、前記第１図からは、ＯＡ帯（勿論他
の加熱手段でも良い）での温度条件は比較的広い範囲か
ら選択できることが分かるが、熱処理時間を短時間で済
ませたいとの観点からは約４００〜６００℃とするのが
好ましい。

本発明に係る鋼板は、再結晶焼鈍に続く熱処理（ＯＡ帯
での熱処理）が終了した後にユーザーに出荷されるが、
ユーザーにおける加工後熱処理によって十分な硬さを確
保することができる。そして、従来のＣｕ添加鋼では、
加工後熱処理によって５〜２０ｋｇｆ／−の強度上昇を
得るには４５０℃以上の熱処理温度が必要であったが、
本発明方で製造された鋼板では、硬化するのに必要なエ
ネルギーが再結晶焼鈍に続く熱処理（ＯＡ帯での熱処理
）によって一部付与済みであるため、加工後熱処理温度
が１７０℃程度以上であっても所望強度を確保すること
ができる。

次に、本発明を実施例によって説明する。

〈実施例〉 第１表に示す化学成分組成の５種の鋼を溶製し、熱間鍛
造、熱間圧延の後、種々の圧下率で冷間圧延を行って０
．８ｍ厚の板材とした。

続いて、連続焼鈍炉にて昇温速度１０℃／ｓｅｃで種々
の最高温度にまで加熱して４０秒間保持する再結晶焼鈍
を施した後、ＯＡ帯（過時効帯）まで約−８０℃／ｓｅ
ｃの冷却速度で冷却し、第２表の■の欄に示される条件
で熱処理を行った。なお、ＯＡ帯での熱処理後の冷却速
度は一り０℃／ｓｅｃであった。

これら各処理条件を前記第２表に示す。

次いで、処理後の各１鋼板からＪＩＳ５号引張試験片を
採取してｒ値及び伸びを測定した後、並行して採取した
別の各試験片を第２表の■の欄に示される条件で２０分
間熱処理し、該熱処理前後の引張試験結果からこの熱処
理前後における強度変化量（硬化量）を測定した。

これらの結果も第２表に併せて示す。

第２表に示される結果からも明らかなように、本発明法
に従って製造された鋼板は　ｒ値が１．４以上であって
優れた加工性を示し、しかも低い温度の後熱処理で十分
な硬化量が確保されるのに対して、製造条件が本発明の
規定条件を満たしていない比較例のものは、上記性能に
劣ることが分かる。

なお、試験番号５及び６は前述した特開昭６４−４４２
９号として提案された鋼板の製造条件であるが、試験番
号６ではＯＡ帯での熱処理温度が高くて処理時間も長い
ため、得られる鋼板は伸びが低い結果となっている。ま
た、試験番号５では熱処理温度が低くて処理時間が短い
ため得られる鋼板は熱処理硬化性が良好でない。

〈効果の総括〉 以上に説明した如く、この発明によれば、加工性が良好
で、しかも比較的低温の加工後熱処理によっても十分な
強度上昇が確保できる熱処理硬化型高張力鋼板を安定か
つ安価に製造することができ、例えば自動車用内板材等
の成形用高強度部材に適用して優れた性能が発揮され、
−層の軽量化達成に寄与し得るなど、産業上極めて有用
な効果がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、再結晶焼鈍後の熱処理条件（温度及び時間）
を示したグラフである。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量割合にて Ｃ：０．００１〜０．００６％、Ｓｉ：０．２０％以下
   、Ｍｎ：０．３５％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％
   、Ｃｕ：１．０〜３．０％ を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物から成る鋼片
   を熱間圧延した後、６００℃以下の温度で巻取り、更に
   圧下率：７５〜９０％で冷間圧延を行ってから７５０℃
   〜Ａｃ＿３点の温度域で再結晶焼鈍を施し、続いて冷却
   中もしくは冷却後に再加熱して下記式を満たす温度Ｔ（
   ゜Ｋ）と時間ｔ（ｓｅｃ）で熱処理することを特徴とす
   る、加工性に優れた熱処理硬化型高張力薄鋼板の製造方
   法。 ２３９３／Ｔ＋１．３５≦ｌｎ　ｔ≦２３９３／Ｔ＋２
   ．４５（但し、Ｔ≦８７３、６０≦ｔ≦３００）。
2. （２）素材鋼として、更に Ｂ：０．０００２〜０．００１０％、 Ｎｂ：０．００２〜０．００８％ の１種又は２種をも含有する鋼を用いる、請求項１に記
   載の加工性に優れた熱処理硬化型高張力薄鋼板の製造方
   法。