JPS5842247B2 - 成形性及び焼付硬化性の優れた高強度冷延鋼板の製法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は高強度冷延鋼板の製法に関し、特に良好なプレ
ス成形性を有し且つ卓越した焼付硬化性を有する高強度
冷延鋼板の製法に関するものである。

近年自動車用高強度冷延鋼板は、自動車の衝突事故等に
おける乗員保護を目的とした強度向上と同時に、排ガス
規制や燃費改善に伴なう車体重量の軽減等の複合的要請
に対処すべく、板材の薄肉化を期して積極的に研究が進
められている。

これらの材料に要求される特性としては、まず破壊等を
生じることなく良好な寸法精度のもとに複雑な形状に成
形し得る優れた加工性を有し、また溶接構造物として組
立てられた状態で良好な強度、耐衝撃性、疲労強度等が
必要であることから溶接性。

就中スポット溶接性に優れていることが要求される。

かかる要請のもとで従来高Ｍｎ系高強度冷延鋼板が用い
られているが、加工性及び強度と延性のバランス等の点
では尚不十分であった。

そこで本出願人は先に高Ｓｉ系高強度冷延鋼板を提供し
上記要請に応じてきた（特開昭５１−３８２２０号、特
開昭５２−８６９１９号）、これら冷延鋼板の強度レベ
ルは４０キロ以上、その多くハ４５キロ以上の引張強さ
を有している。

ところでこれらの材料に要求される特性としては、先に
述べた成形性や溶接性のほか、耐テント性を付与する為
に成形加工及び塗装焼付後は高い降伏点を有するという
特殊な性質が必要になる。

従って４５キロ級以上の引張強さを有する従来の高強度
冷延鋼板についても、塗装焼付処理後の降伏点の上昇即
ち焼付硬化性を改良すれば鋼板の薄肉化を一層促進する
ことが可能である。

しかし４５キロ級程度以上の強度を有する鋼板について
の焼付硬化性の検討は殆んどなされておらず、従来では
この種の高強度冷延鋼板の焼付硬化性は乏しいという認
識が大勢を占めていた。

もつとも最近比較的優れたものとして汎用されている連
続焼鈍法で得た高強度冷延鋼板は、優れた強度と焼付硬
化性を有してはいるものの、ランクフォード値（７値）
で代表される深絞り成形性は極めて悪く、前記の目的を
達成することができない。

本発明者等は前述の様な事情に着目し、殊に成形性、強
度及び焼付硬化性のすべてを満足し得る様な高強度冷延
鋼板の開発を期して、鋼材の化学成分や焼鈍条件等の製
造条件について種々研究を進めてきた。

その結果以下に示す方法を採用すれば上記の目的が兄事
に達成されることを確認し、鼓に本発明の完成をみた。

即ち本発明に係る高強度冷延鋼板の製法とは、Ｃ：０．
０１〜０．２０％（重量：以下同じ）、Ｓｉ：０．７〜
３．０％、Ｍｎ≦０．７％、残部：鉄及び不可避不純物
からなり、且つ（Ｓｉ ／Ｍｎ ）≧１，０である溶鋼
を、造塊工程、分塊工程もしくは連鋳工程でスラブとし
た後Ａ１３変態点以上の温度で熱延し４００〜７５０℃
で巻取った後、脱スケール及び冷延の後バッチ焼鈍炉内
にて６５０〜８００℃で焼鈍を施こし、次いで８０〜ｂ 速度で急冷するところに要旨が存在する。

このとき、溶鋼中に更にＰ：０．０３〜０．２０％及び
／又はＡ１：０．０１５〜０．１５％を含有させてやれ
ば、高強度冷延鋼板の性能を一段と高めることができる
。

Ｃは鋼の強度を高めるのに不可欠の元素で、含有率が０
．０１％未満では十分な強度が得られず、しかも満足な
スポット溶接性が得られない。

一方含有率が０．２０％を越えると鋼組織中に巨大なセ
メンタイトが生成してプレス成形性が低下し、スポット
溶接性も低下するのでこれ以下に抑えるべきである。

特に好ましいＣの含有率は０．０３〜０．１５％である
。

Ｓｉは強度付与の為の不可欠の主要元素で、Ｓｉによる
引張強さの増加率はＭｎの添加効果の約２倍に相当する
。

従ってＭｎによって強度付与を図る場合に比べて合金添
加量を半減でき、材料費の面でも極めて有効である。

しかも高Ｓｉ系鋼板は、高Ｍｎ系鋼板に比べて熱延板硬
度に対する冷延・焼鈍後の硬度の低下が少なく、優れた
強度、強度と延性のバランス、伸びフランジ性、深絞り
性を有しており、更には本発明の特徴の１つである焼付
硬化性においても卓越している。

これらの諸効果を有意に発揮させる為には少なくとも０
．７％以上必要であり、一方３．０％を越えると製鋼操
業上の支障が生じるほか冷間加工性も著しく劣化するの
でこれ以下に止めるべきである。

Ｍｎは強度の向上と熱間圧延時の赤熱脆化の防止に有効
な元素である。

またＳｉのみで高強度化を図る場合、往々にして変態点
が過度に上昇して熱間圧延時に種々のトラブルが生じた
り、或はスポット溶接性が低下するから、高Ｓｉ系鋼と
いえどもＳｉの含有率には限度があるが、Ｍｎを併用す
るとその固溶強化によって強度を効果的に高め、更には
Ｃとの共存下でスポット溶接部の組織を微細化する効果
を発揮する。

これらの効果を発揮させる為には少なくとも０．２％が
必要であるが、０．７％以上含有させる必要はない。

尚強度、延性のバランス及び焼付硬化性に寄与するＭｎ
の効果はＳｉはど顕著ではなく、本発明の場合のＭｎの
役割はあくまで従属的である。

即ち本発明ではＳｉ／Ｍｎの比率が１以上の高Ｓｉ系鋼
にしておくことが不可欠で、それにより卓越した焼付硬
化性及び機械的緒特性を確保することができる。

このほか本発明ではＡｌ及びＰの一方又は双方を適量含
有させて物性を高めることもできる。

従来ＡＩは脱酸効果のみが注目されており、高強度冷延
鋼板に対するＡｌの添加効果は殆ん♂議論されておらず
、材質に対する影響も明確にされていない。

また本発明の前記組成範囲ではＳｉ及びＭｎの効果で実
質的にキルド鋼となり、脱酸の目的からすればＡｌの添
加は不要である。

ところが前記組成の鋼材に適量のＡＩを含有させると、
プレス成形性及び焼付硬化性が大幅に向上することが確
認された。

ここでプレス成形性の向上はＡｌキルド軟鋼板の場合と
同様Ａ１窒化物が重要な役割を果していると考えられる
が、焼付硬化性に対するＡＩの効果はＡｌキルド軟鋼板
の場合とまったく正反対である。

この様な高強度冷延鋼板の焼付硬化性に及ぼすＡｌの添
加効果の詳細な機構は必ずしも明確でないが、少なくと
も先に説明した含有元素の種類及び量並びに後述する製
造条件のもとではＡ１の添加によってプレス成形性及び
焼付硬化性は著しく向上することは明確である。

この様なＡＩの効果を有効に発揮させる為には０．０１
５％以上添加する必要があるが、多すぎるとスリパー疵
等の表面欠陥が表われるので０．１５％以下に、特に製
品の表面性状が厳しく要求される場合は、０，０８％以
上に夫々抑えることが望まれる。

Ｐは、Ｓｉ及びＭｎを主要強化元素とする基体に適量含
有させることにより、鋼材の強度及び加工性を高め更に
は焼付硬化性を高める効果があり好ましい含有率は０．
０３〜（１２％の範囲である。

しかして０．０３％未満では上記の効果が有意に発揮さ
れず、一方０．２％を越えると衝撃２次加工性が劣化す
るからである。

特に好ましい含有率は０．０３〜０．１５％である。

尚Ｐの添加により焼付硬化性が向上する機構については
必ずしも十分に解明し得た訳ではないが、確認実験の結
果から、Ｐが焼鈍後の炭化物の存在状態（大きさ、量等
）に影響を及ぼしていること、またこの炭化物が、パー
ライト状である程度大きな形状として存在する高Ｍｎ系
鋼よりも、微細なセメンタイトとして存在する高Ｓｉ系
鋼に対する場合の方がより有効に作用した為と考えられ
る。

尚鋼中の酸素は殆んどが非金属介在物として存在し、強
度付与及び焼付硬化性に寄与するＣ１Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ等
の効果を減するので、酸素量は０．０１５％以下に抑え
ることが望まれる。

この他事可避的に混入するＳ等の不純物は、伸びフラン
ジ性に代表される材料特性を劣化させるので可及的に少
ない方がよく、例えばＳは０．０３％以下にするのがよ
い。

更に本発明において極めて重要なことは、鋼材成分中の
Ｃｒを実質的に零にしなげればならないことである。

即ちＣｒは、後記実施例でも明らかにする如く少量でも
混入していると焼付硬化性が極端に低下し、焼付条件等
を適正に設定し或はＰやＡｌを適量配合したとしても本
発明の目的を達成することはできない。

本発明で使用する鋼材の成分組成は概略以上の通りであ
るが、本発明の目的を達成する為には更に処理条件を以
下の如く設定しなげればならず、それによってはじめて
優れた成形加工性と焼付硬化性を得ることができる。

まず上記の諸元素を含む溶鋼を、通常の方法或は今後開
発されるであろう様な方法で造塊１分塊した後、Ａｒ３
変態点以上の温度及び４００〜７５０℃の巻取り温度で
仕上げ熱延を行なう。

尚熱延時の該巻取り温度範囲自体は格別特殊なものでは
なく、一般的な巻取り条件と実質的に同一であるが、本
発明においても、形状の良好な熱延鋼板を確保すると共
に、熱延後の酸洗能率を高め且つ炭化物の存在状態を適
正に保つ為には、上記の温度範囲で巻取らなげればなら
ない。

その後脱スケール及び冷延を行なう。ここで冷延率は、
引張強さ及び加工性を最大限有効に発揮させるうえで４
０％以上にすることが望ましい。

また冷延後のバッチ焼鈍に当っては、６５０℃〜ＳＯＯ
℃で焼鈍した後８０〜ｂ の速度で急冷しなげればならない。

しかしてこの様なバッチ焼鈍条件を設定することによっ
て、成形性に好ましい結晶配列が確保され、同時に炭化
物の存在状態、固溶Ｎ量及び固溶Ｃ量等を最も適正な状
態にすることができ、引張強さ、成形性及び焼付硬化性
の卓越した冷延鋼板を得ることができる。

尚焼鈍温度を上記の様に定めたのは、６５０℃未満では
焼鈍工程で十分に再結晶を行なわせることができない他
鋼板に十分な延性を与えることができず、一方８００℃
を越えると結晶粒の成長が不十分になって優れた成形性
を保障する結晶配列が得られ難くなるからである。

又焼鈍後の冷却条件は本発明の目的を達成するうえで極
めて重要であり、成形性及び焼付硬化性を高めるべく鋼
中に固溶Ｎ及び固溶Ｃを残留させる為には遅くとも８０
℃／時間以上の速度で急冷しなげればならない。

一方冷却速度の上限は特に存在しないが、設備的な制約
を考慮すれば１５０℃／時間程度の上限と考えられる。

次に実施例を挙げて本発明の構成及び作用効果を説明す
るが、下記は本発明を限定する性質のものではなく、前
・後記の趣旨に沿って含有元素の量や焼鈍条件等を変化
することも可能であり、それらはすべて本発明技術の範
囲に含まれる。

実施例 第１表に示す化学成分の供試鋼を、通常の造塊、分塊工
程の後、仕上温度９００°Ｃで熱延し巻取温度５５０℃
で巻取って２．７關厚の熱延板を得た。

次いで酸洗した後冷間圧延し０．８朋厚の鋼板を得た。

該鋼板を６６０℃にて３時間焼鈍し、１００℃／時間の
速度で冷却し、更に１％の調質圧延を施こして冷延鋼板
を得た。

各鋼板の加工前の機械的性質及び焼付硬化性能（ＢＨ値
）をまとめて第２表及び第１〜３図に示す。

但し第２表中の各記号は下記の通りである。

ＢＨ値： ＪＩ８５号の引張試験片に２％の引張り予歪
を与えた後、該試験片を１７０℃で３０分間熱処理しく
焼付条件に対応させる為）、再度引張試験を行ない、こ
のときの降伏応力から２％引張り時の変形応力を差し引
いた値とし、焼付硬化性の目安とする。

尚第１図は各供試鋼板をＡＩ有、ＡＩ無、高Ｓｉ系、高
Ｍｎ系及び高Ｍｎ ・高Ｓｉ系に区分し、夫々につい
てＢＨ値との関係をグラフ化したもの、第２図はＡｌの
有・無とＢＨ値の関係を示したもの、第３図は、高Ｓｉ
系か高Ｍｎ系かによるＢＨ値に及ぼす影響を比較して示
すグラフである。

第２表及び第１〜３図の結果から以下の如く考察するこ
とができる。

■ 第１図からも明らかな様に、高Ｓｉ系鋼及び高地系
鋼業適量のＰを含有させることにより、またＰ量を増加
することによりＢＨ値は向上する。

これらＰの添加効果は特に高Ｓｉ系鋼の場合に顕著であ
る。

しかし少量のＣｒが混入すると何れの場合もＢＨ値は極
端に低下する。

■ 第２図は、ＡＩ以外は類似した成分の材料を用い、
Ａｌの有・無を比較したデータであるが、Ａｌを含有さ
せることにより何れもＢＨ値は向上している。

しかしその効果は高地系鋼の場合より高Ｓｉ系鋼の方が
はるかに大きい。

■ 第３図は高Ｓｉ系鋼又は高Ｍｎ系鋼に対するＰの添
加とＢＨ値との関係を比較したデータであるが、この図
からも高Ｓｉ系鋼の方がはるかに優れたＢＨ値を示して
いる。

■ また第２表には、一部の供試鋼板について〒値の測
定結果を示したが、Ａｌの有無による比較を類似成分鋼
について行なうと、例えばＡとＦ、ＢとＧ、ＤとＪの比
較からも明らかな如＜ＡＩを含有させた方が７値は高（
なっており、Ａｌは焼付硬化性のみならず深絞り加工性
の向上にも極めて有効に作用する。

比較例 第１表に示した鋼種Ｆ、Ｇ、Ｈ，Ｊ、Ｋ及びＬを選択し
、焼鈍後の冷却速度を２０℃／時間とした他は実施例と
同様に処理して冷延鋼板を得た。

各鋼板の加工前の機械的性質及び焼付硬化性能を測定し
た結果を第３表に示す。

第３表の結果からも明らかな如く、冷却速度を８０℃／
時間以下とした場合、加工前の物性は優れているものの
焼付硬化性（ＢＨ値）が低く、本発明の目的を達成でき
ない。

【図面の簡単な説明】

第１〜３図は実験結果を示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｃ：０．０１〜０．２０％（重量％：以下同じ）
   、Ｓｉ ： ０．７〜３．０％、Ｍｎ≦０．７％、残
   部：鉄及び不可避不純物からなり、且つ（Ｓ ｉ ／Ｍ
   ｎ ）≧１．０である溶鋼を、造塊工程、分塊工程もし
   くは連鋳工程でスラブとした後Ａｒ３変態点以上の温度
   で熱延し４００〜７５０℃の温度で巻取った後脱スケー
   ル及び冷延の後バッチ焼鈍炉内にて６５０〜８００℃で
   焼鈍を施こし、次いで８０〜ｂ性及び焼付硬化性の優れ
   た高強度冷延鋼板の製法。 ２ Ｃ：０．０１〜０．２０％（重量：以下同じ）、
   Ｓｉ：０．７〜３．０％、馳≦０．７％、Ｐ及び／又は
   Ａｔ（Ｐは０．０３〜０．２０％、Ａｌは０．０１５〜
   ０．１５％）、残部：鉄及び不可避不純物からなり且つ
   （Ｓ ｉ ／Ｍｎ ）≧１．０である溶鋼を、造塊工程
   、分塊工程もしくは連鋳工程でスラブとした後Ａｒ３変
   態点以上の温度で熱延し４００〜７５０℃の温度で巻取
   った後、脱スケール及び冷延の後バッチ焼鈍炉内にて６
   ５０〜８００℃で焼鈍を施こし、次いで８０〜ｂ ることを特徴とする成形性及び焼付硬化性の優れた高強
   度冷延鋼板の製法。