JP3447233B2 - 熱処理硬化能に優れた薄鋼板及び高強度プレス成形体の製造方法 - Google Patents
熱処理硬化能に優れた薄鋼板及び高強度プレス成形体の製造方法Info
- Publication number
- JP3447233B2 JP3447233B2 JP35249398A JP35249398A JP3447233B2 JP 3447233 B2 JP3447233 B2 JP 3447233B2 JP 35249398 A JP35249398 A JP 35249398A JP 35249398 A JP35249398 A JP 35249398A JP 3447233 B2 JP3447233 B2 JP 3447233B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- heat treatment
- steel sheet
- steel
- strength
- less
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車の構造用部
品などのように、構造上の強度、特に変形時の強度及び
又は剛性が必要とされる箇所に適用されるに好適な、プ
レス等による加工成形後に所定温度域で引張り強さ上昇
熱処理がなされる成形体の素材として用いられる熱処理
硬化能（成形後強度上昇熱処理硬化能）に優れた高強度
薄鋼板およびその薄鋼板を用いた高強度プレス成形体の
製造方法に関するものである。本発明の熱処理硬化能と
は、成形後の引張り強さ及び降伏強さの両方の強さの上
昇能を意味する。
品などのように、構造上の強度、特に変形時の強度及び
又は剛性が必要とされる箇所に適用されるに好適な、プ
レス等による加工成形後に所定温度域で引張り強さ上昇
熱処理がなされる成形体の素材として用いられる熱処理
硬化能（成形後強度上昇熱処理硬化能）に優れた高強度
薄鋼板およびその薄鋼板を用いた高強度プレス成形体の
製造方法に関するものである。本発明の熱処理硬化能と
は、成形後の引張り強さ及び降伏強さの両方の強さの上
昇能を意味する。
【０００２】
【従来の技術】薄鋼板からなるプレス成形体を製造する
に際し、プレス成形前は軟質でプレス成形しやすく、プ
レス成形後に硬化させ部品強度を高める方法としては、
２００℃以下で塗装焼付する方法などがある。例えば、
特開昭55−141526号公報、特開昭55−141555号公報に記
載のようなNb添加鋼において、鋼中のC ，N ，AI含有量
に応じてNbを添加して、at％でNb／（固溶C ＋固溶N ）
をある範囲内に制限し、さらに、焼鈍後の冷却速度を制
御することにより鋼板中の固溶C ，固溶N を調整する方
法や、特公昭61−45689 号公報に記載のようにTiとNbの
複合添加によって焼付硬化性を向上させることが開示さ
れている。
に際し、プレス成形前は軟質でプレス成形しやすく、プ
レス成形後に硬化させ部品強度を高める方法としては、
２００℃以下で塗装焼付する方法などがある。例えば、
特開昭55−141526号公報、特開昭55−141555号公報に記
載のようなNb添加鋼において、鋼中のC ，N ，AI含有量
に応じてNbを添加して、at％でNb／（固溶C ＋固溶N ）
をある範囲内に制限し、さらに、焼鈍後の冷却速度を制
御することにより鋼板中の固溶C ，固溶N を調整する方
法や、特公昭61−45689 号公報に記載のようにTiとNbの
複合添加によって焼付硬化性を向上させることが開示さ
れている。
【０００３】しかしながら、前述のような鋼板は、深絞
り性に優れる材質とするため、鋼板の強度は低く、構造
用材料としてとしては必ずしも十分ではない。また、さ
らに、特開昭57-143464 号公報に記載のようにＳｉ添加
によって鋼中の固溶Ｃを増加せしめ焼付硬化性を向上す
る技術や、特開平５-25549号公報に記載のように鋼にW,
Cr,Mo の単独または複合添加によって焼付硬化性を向上
させる技術が開示されている。しかしながら、焼付硬化
により強度が上昇するのは、鋼板中に含まれる固溶Ｃ、
固溶Ｎを利用するため、材料の降伏強度のみを上昇させ
るだけであり、引張強さを上昇させるものではない。こ
のため、部品の変形の開始応力を高める効果しかなく、
部品の変形開始から変形終了まで変形中全域にわたって
変形に要する応力（変形強度特性）を高める効果につい
ては、必ずしも十分ではない。
り性に優れる材質とするため、鋼板の強度は低く、構造
用材料としてとしては必ずしも十分ではない。また、さ
らに、特開昭57-143464 号公報に記載のようにＳｉ添加
によって鋼中の固溶Ｃを増加せしめ焼付硬化性を向上す
る技術や、特開平５-25549号公報に記載のように鋼にW,
Cr,Mo の単独または複合添加によって焼付硬化性を向上
させる技術が開示されている。しかしながら、焼付硬化
により強度が上昇するのは、鋼板中に含まれる固溶Ｃ、
固溶Ｎを利用するため、材料の降伏強度のみを上昇させ
るだけであり、引張強さを上昇させるものではない。こ
のため、部品の変形の開始応力を高める効果しかなく、
部品の変形開始から変形終了まで変形中全域にわたって
変形に要する応力（変形強度特性）を高める効果につい
ては、必ずしも十分ではない。
【０００４】また、これらの固溶Ｃ、固溶Ｎを利用した
焼付硬化型鋼板は、常温時効性が劣化しない範囲で固溶
Ｃ、固溶Ｎを残すため、焼付硬化能には限度があった。
一方、プレス成形体の塗装焼付以外の硬化方法として
は、プレス成形後に軟窒化処理による方法がある。例え
ば、特開平2-80539 号公報に記載のように窒化処理によ
り強度が高まるように、Cr,Al,V 等の窒化物形成元素を
鋼中に含有させる方法や、特開平3-122255号公報に記載
のように窒化処理の熱を利用して、Ｃｕを析出硬化させ
部材の硬さを高める方法などが開示されている。しかし
ながら、これらの方法では、加熱温度が高く、熱処理時
間も長いため熱処理後の部品精度の狂いが生じ易いとい
う欠点を有していた。また、特開平2-57634 号公報に
は、300 〜800 ℃の熱処理によりTi,Vを析出させる技術
が開示されている。しかしながら、 Ti,Vを析出させるた
め、300-500 ℃の低い温度の範囲では少なくとも１０分
以上の長時間の熱処理が必要であり、また、300 ℃以下
の熱処理では鋼の強度（特に引張強さ）を十分に強化さ
せることができなかった。
焼付硬化型鋼板は、常温時効性が劣化しない範囲で固溶
Ｃ、固溶Ｎを残すため、焼付硬化能には限度があった。
一方、プレス成形体の塗装焼付以外の硬化方法として
は、プレス成形後に軟窒化処理による方法がある。例え
ば、特開平2-80539 号公報に記載のように窒化処理によ
り強度が高まるように、Cr,Al,V 等の窒化物形成元素を
鋼中に含有させる方法や、特開平3-122255号公報に記載
のように窒化処理の熱を利用して、Ｃｕを析出硬化させ
部材の硬さを高める方法などが開示されている。しかし
ながら、これらの方法では、加熱温度が高く、熱処理時
間も長いため熱処理後の部品精度の狂いが生じ易いとい
う欠点を有していた。また、特開平2-57634 号公報に
は、300 〜800 ℃の熱処理によりTi,Vを析出させる技術
が開示されている。しかしながら、 Ti,Vを析出させるた
め、300-500 ℃の低い温度の範囲では少なくとも１０分
以上の長時間の熱処理が必要であり、また、300 ℃以下
の熱処理では鋼の強度（特に引張強さ）を十分に強化さ
せることができなかった。
【０００５】このように、加工成形前は比較的軟質の高
強度鋼でプレス成形等の加工成形がしやすく、プレス成
形等の成形加工後に強度上昇を目的とした低温での短時
間熱処理を行うことで、引張強さ又は硬さが上昇し部材
や部品の変形強度を高めるか、あるいは剛性を高めるこ
とが可能な素材としての薄鋼板が強く望まれていた。
強度鋼でプレス成形等の加工成形がしやすく、プレス成
形等の成形加工後に強度上昇を目的とした低温での短時
間熱処理を行うことで、引張強さ又は硬さが上昇し部材
や部品の変形強度を高めるか、あるいは剛性を高めるこ
とが可能な素材としての薄鋼板が強く望まれていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明者らは、上記の
ような問題点を解決するべく、薄鋼板からなる各種成形
材料や部品の形状を成形する上での加工性、部材や部品
を熱処理することで硬化させる熱処理方法、および該鋼
板からなる部品としてのプレス成形体の変形強度特性な
ど鋭意研究を行った。
ような問題点を解決するべく、薄鋼板からなる各種成形
材料や部品の形状を成形する上での加工性、部材や部品
を熱処理することで硬化させる熱処理方法、および該鋼
板からなる部品としてのプレス成形体の変形強度特性な
ど鋭意研究を行った。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、鋼の平均
結晶粒径が20μｍ以下であり、かつ鋼中の鉄炭素化合物
の平均粒径が１μｍ以下である鋼板を２００℃超〜５０
０℃の温度域に加熱した際に短時間で高い強度上昇（又
は硬さ上昇）が得られることを新たに発見し、本発明を
成し遂げたものである。
結晶粒径が20μｍ以下であり、かつ鋼中の鉄炭素化合物
の平均粒径が１μｍ以下である鋼板を２００℃超〜５０
０℃の温度域に加熱した際に短時間で高い強度上昇（又
は硬さ上昇）が得られることを新たに発見し、本発明を
成し遂げたものである。
【０００８】その要旨は，
（１）重量％で、C ：0.01〜0.20％、Mn：0.010 〜3.0
％、S ：0.001 〜0.020 ％、N ：0.0002〜0.01％、Si：
0.01〜3.0 ％、Al：0.005 〜2.0 ％、P ：0.005 〜0.2
％、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる
鋼であり、かつ前記鋼の平均結晶粒径が20μｍ以下であ
り、かつ鋼中の鉄炭素化合物の平均粒径が１μｍ以下で
あることを特徴とする成形後強度上昇熱処理硬化能に優
れた薄鋼板。 （２）重量％で、C ：0.01〜0.20％、Mn：0.010 〜3.0
％、S ：0.001 〜0.020 ％、N ：0.0002〜0.01％、Si：
0.01〜3.0 ％、Al：0.005 〜2.0 ％、P ：0.005 〜0.2
％、を含有し、更に重量％でＳｉ，Ａｌ，Ｐを0.2 ≦Ｓ
ｉ％＋１．４Ａｌ％＋６．３Ｐ％≦3.0の範囲で含有
し、かつ鋼の平均結晶粒径が20μｍ以下であり、かつ鋼
中の鉄炭素化合物の平均粒径が１μｍ以下であることを
特徴とする成形後強度上昇熱処理硬化能に優れた薄鋼
板。
％、S ：0.001 〜0.020 ％、N ：0.0002〜0.01％、Si：
0.01〜3.0 ％、Al：0.005 〜2.0 ％、P ：0.005 〜0.2
％、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる
鋼であり、かつ前記鋼の平均結晶粒径が20μｍ以下であ
り、かつ鋼中の鉄炭素化合物の平均粒径が１μｍ以下で
あることを特徴とする成形後強度上昇熱処理硬化能に優
れた薄鋼板。 （２）重量％で、C ：0.01〜0.20％、Mn：0.010 〜3.0
％、S ：0.001 〜0.020 ％、N ：0.0002〜0.01％、Si：
0.01〜3.0 ％、Al：0.005 〜2.0 ％、P ：0.005 〜0.2
％、を含有し、更に重量％でＳｉ，Ａｌ，Ｐを0.2 ≦Ｓ
ｉ％＋１．４Ａｌ％＋６．３Ｐ％≦3.0の範囲で含有
し、かつ鋼の平均結晶粒径が20μｍ以下であり、かつ鋼
中の鉄炭素化合物の平均粒径が１μｍ以下であることを
特徴とする成形後強度上昇熱処理硬化能に優れた薄鋼
板。
【０００９】なお、ここでＳｉ％＋１．４Ａｌ％＋６．
３Ｐ％で表わされる式は、薄鋼板成形後の熱処理強度上
昇能を示すものである。 （３）重量％で、C ：0.01〜0.20％、Mn：0.010 〜3.0
％、S ：0.001 〜0.020 ％、N ：0.0002〜0.01％、Si：
0.01〜3.0 ％、Al：0.005 〜2.0 ％、P ：0.005 〜0.2
％、を含有し、更に重量％で、Mo：0.01〜2.0 ％、Cr：
0.01〜2.0 ％、Ti：0.005 〜0.10％、Nb：0.005 〜0.10
％、V ：0.005 〜0.10％、B ：0.0003〜0.0050％、の１
種または２種以上を含有せしめ、かつ鋼の平均結晶粒径
が20μｍ以下であり、かつ鋼中の鉄炭素化合物の平均粒
径が１μｍ以下であることを特徴とする成形後強度上昇
熱処理硬化能に優れた薄鋼板。 （４）重量％で、C ：0.01〜0.20％、Mn：0.010 〜3.0
％、S ：0.001 〜0.020 ％、N ：0.0002〜0.01％、Si：
0.01〜3.0 ％、Al：0.005 〜2.0 ％、P ：0.005 〜0.2
％、を含有し、更に重量％でＳｉ，Ａｌ，Ｐを 0.2 ≦Ｓｉ％＋１．４Ａｌ％＋６．３Ｐ％≦3.0 の範囲で含有し、更に重量％で、Mo：0.01〜2.0 ％、C
r：0.01〜2.0 ％、Ti：0.005 〜0.10％、Nb：0.005 〜
0.10％、V ：0.005 〜0.10％、B ：0.0003〜0.0050％、
の１種または２種以上を含有せしめ、かつ鋼の平均結晶
粒径が20μｍ以下であり、かつ鋼中の鉄炭素化合物の平
均粒径が１μｍ以下であることを特徴とする成形後強度
上昇熱処理硬化能に優れた薄鋼板。 （５）（１）〜（４）のいずれかの項に記載の薄鋼板
を、少なくとも強度が必要な部位に２％以上の塑性歪み
が加わるプレス成形を行い、その後、17000 ＜T(30＋1n
t)＜30,000で表される温度T(K)と時間ｔ秒の範囲に保持
する熱処理を施すことを特徴とする高強度プレス成形体
の製造方法。
３Ｐ％で表わされる式は、薄鋼板成形後の熱処理強度上
昇能を示すものである。 （３）重量％で、C ：0.01〜0.20％、Mn：0.010 〜3.0
％、S ：0.001 〜0.020 ％、N ：0.0002〜0.01％、Si：
0.01〜3.0 ％、Al：0.005 〜2.0 ％、P ：0.005 〜0.2
％、を含有し、更に重量％で、Mo：0.01〜2.0 ％、Cr：
0.01〜2.0 ％、Ti：0.005 〜0.10％、Nb：0.005 〜0.10
％、V ：0.005 〜0.10％、B ：0.0003〜0.0050％、の１
種または２種以上を含有せしめ、かつ鋼の平均結晶粒径
が20μｍ以下であり、かつ鋼中の鉄炭素化合物の平均粒
径が１μｍ以下であることを特徴とする成形後強度上昇
熱処理硬化能に優れた薄鋼板。 （４）重量％で、C ：0.01〜0.20％、Mn：0.010 〜3.0
％、S ：0.001 〜0.020 ％、N ：0.0002〜0.01％、Si：
0.01〜3.0 ％、Al：0.005 〜2.0 ％、P ：0.005 〜0.2
％、を含有し、更に重量％でＳｉ，Ａｌ，Ｐを 0.2 ≦Ｓｉ％＋１．４Ａｌ％＋６．３Ｐ％≦3.0 の範囲で含有し、更に重量％で、Mo：0.01〜2.0 ％、C
r：0.01〜2.0 ％、Ti：0.005 〜0.10％、Nb：0.005 〜
0.10％、V ：0.005 〜0.10％、B ：0.0003〜0.0050％、
の１種または２種以上を含有せしめ、かつ鋼の平均結晶
粒径が20μｍ以下であり、かつ鋼中の鉄炭素化合物の平
均粒径が１μｍ以下であることを特徴とする成形後強度
上昇熱処理硬化能に優れた薄鋼板。 （５）（１）〜（４）のいずれかの項に記載の薄鋼板
を、少なくとも強度が必要な部位に２％以上の塑性歪み
が加わるプレス成形を行い、その後、17000 ＜T(30＋1n
t)＜30,000で表される温度T(K)と時間ｔ秒の範囲に保持
する熱処理を施すことを特徴とする高強度プレス成形体
の製造方法。
【００１０】この成形後強度上昇熱処理とは、塑性相当
ひずみで２％以上のひずみが加わる成形加工を施した
後、17000 ＜T(30＋lnt)＜30,000で表される温度T(K)と
時間ｔ秒の範囲に保持する熱処理において、加工熱処理
後の引張強さが加工前の引張強さと比較して強さが６０
ＭＰａ以上（更に好ましくは９０Ｍｐ以上）向上可能な
処理を示す。または、ビッカース硬さ（Ｈｖ）で加工熱
処理後に１８以上（更に好ましくは２７以上）上昇可能
な熱処理を示す。但し、この熱処理は窒化処理等のよう
に成形体に外部から硬化誘発元素を添加する必要がな
い。
ひずみで２％以上のひずみが加わる成形加工を施した
後、17000 ＜T(30＋lnt)＜30,000で表される温度T(K)と
時間ｔ秒の範囲に保持する熱処理において、加工熱処理
後の引張強さが加工前の引張強さと比較して強さが６０
ＭＰａ以上（更に好ましくは９０Ｍｐ以上）向上可能な
処理を示す。または、ビッカース硬さ（Ｈｖ）で加工熱
処理後に１８以上（更に好ましくは２７以上）上昇可能
な熱処理を示す。但し、この熱処理は窒化処理等のよう
に成形体に外部から硬化誘発元素を添加する必要がな
い。
【００１１】また、ここで引張強さで６０ＭＰａ以上硬
化する熱処理硬化能（ΔＴＳ）とは、図１に示すように
公称応力の増加量のことをいう。
化する熱処理硬化能（ΔＴＳ）とは、図１に示すように
公称応力の増加量のことをいう。
【００１２】
【発明の実施の形態】本研究者らは、部材や部品のプレ
ス成形性等の加工成形性を確保しつつ部材や部品に変形
強度特性を付与する方法として、鋼板、熱処理方法、成
形性（特にプレス成形性）について鋭意研究を行ったと
ころ、適量のＣ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｐを含有し、かつ鋼の平
均結晶粒径が20μｍ以下であり、かつ鋼中の鉄炭素化合
物の平均粒径が１μｍ以下である鋼板を２％以上の歪み
を与えるプレス成形法で加工し、 200℃超〜 500℃の熱
処理を施せば、鋼板が著しく硬化することを見出した。
また、さらに加えて、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ
を複合添加することで硬化量が増加することを見出し
た。
ス成形性等の加工成形性を確保しつつ部材や部品に変形
強度特性を付与する方法として、鋼板、熱処理方法、成
形性（特にプレス成形性）について鋭意研究を行ったと
ころ、適量のＣ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｐを含有し、かつ鋼の平
均結晶粒径が20μｍ以下であり、かつ鋼中の鉄炭素化合
物の平均粒径が１μｍ以下である鋼板を２％以上の歪み
を与えるプレス成形法で加工し、 200℃超〜 500℃の熱
処理を施せば、鋼板が著しく硬化することを見出した。
また、さらに加えて、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ
を複合添加することで硬化量が増加することを見出し
た。
【００１３】以下に本発明を詳細に説明する。まず、以
下に鋼の成分を限定する理由について述べる。Ｃは、鋼
の加工性に影響を及ぼす元素であり、含有量が多くなる
と加工性は劣化するため、0.200%以下とする。また、0.
010%未満では、 17000＜T(30＋lnt)＜30,000で表される
温度T(K)と時間ｔ秒の範囲に保持する熱処理時に炭化物
として析出する量が少なく、熱処理の際、強度を上昇さ
せる効果が少ないので、0.010%を下限とする。
下に鋼の成分を限定する理由について述べる。Ｃは、鋼
の加工性に影響を及ぼす元素であり、含有量が多くなる
と加工性は劣化するため、0.200%以下とする。また、0.
010%未満では、 17000＜T(30＋lnt)＜30,000で表される
温度T(K)と時間ｔ秒の範囲に保持する熱処理時に炭化物
として析出する量が少なく、熱処理の際、強度を上昇さ
せる効果が少ないので、0.010%を下限とする。
【００１４】Ｍｎは、0.010%未満では、製造コストが飛
躍的に上がり経済的でなくなるので、0.010%を下限と
し、3.00% を越えると加工性は劣化するので、3.00% を
上限とする。Ｓは、0.001%未満では製造コストが飛躍的
に上がり経済的でなくなるので、0.001%を下限とし、0.
020%を超えると熱間圧延時に赤熱脆性を起こし、表面で
割れる、いわゆる、熱間脆性を起こすため、0.020%を上
限とする。
躍的に上がり経済的でなくなるので、0.010%を下限と
し、3.00% を越えると加工性は劣化するので、3.00% を
上限とする。Ｓは、0.001%未満では製造コストが飛躍的
に上がり経済的でなくなるので、0.001%を下限とし、0.
020%を超えると熱間圧延時に赤熱脆性を起こし、表面で
割れる、いわゆる、熱間脆性を起こすため、0.020%を上
限とする。
【００１５】Ｎは、加工性を確保するためには少ない方
が良いが、0.0002% 未満では製造コストが飛躍的に上が
り経済的でなくなるので、0.0002% を下限とし、0.0100
% を越えると加工性が劣化してくるので、0.0100% を上
限とする。加工成形後の所定の低温熱処理の際に、引張
強さを上昇させる効果を発揮するには、前記元素に加え
て必須元素として、更に適量のＳｉ、Ａｌ、Ｐを鋼に含
有せしめる。
が良いが、0.0002% 未満では製造コストが飛躍的に上が
り経済的でなくなるので、0.0002% を下限とし、0.0100
% を越えると加工性が劣化してくるので、0.0100% を上
限とする。加工成形後の所定の低温熱処理の際に、引張
強さを上昇させる効果を発揮するには、前記元素に加え
て必須元素として、更に適量のＳｉ、Ａｌ、Ｐを鋼に含
有せしめる。
【００１６】Ｓｉは、0.010%未満では、いかに成形後に
前記の熱処理を施しても、強度（引張強さ）を上昇させ
る効果が少ないので、0.010%を下限とする。強度上昇で
更に好ましくは、0.200%以上である。3.00% を越えると
成形後熱処理後に加工性が劣化するので、3.00% を上限
とする。Ａｌは、0.005%未満では、いかに成形後に前記
の熱処理を施しても、強度（引張強さ）を上昇させる効
果が少ないので、0.005%を下限とする。強度上昇で更に
好ましくは0.10% 以上である。2.00% を越えると加工性
は劣化するので、2.00%を上限とする。
前記の熱処理を施しても、強度（引張強さ）を上昇させ
る効果が少ないので、0.010%を下限とする。強度上昇で
更に好ましくは、0.200%以上である。3.00% を越えると
成形後熱処理後に加工性が劣化するので、3.00% を上限
とする。Ａｌは、0.005%未満では、いかに成形後に前記
の熱処理を施しても、強度（引張強さ）を上昇させる効
果が少ないので、0.005%を下限とする。強度上昇で更に
好ましくは0.10% 以上である。2.00% を越えると加工性
は劣化するので、2.00%を上限とする。
【００１７】Ｐは、0.005%未満では、いかに成形後に前
記の熱処理を施しても、強度（引張強さ）を上昇させる
効果が少ないので、0.005%を下限とする。強度上昇で更
に好ましくは0.2%以上である。0.2%を越えると靭性が著
しく悪化して脆化するので、0.2%を上限とする。前述し
たようにＳｉ、Ａｌ、Ｐを所定量含有する鋼板に２％以
上の歪みを付与するようなプレス成形等の加工成形を行
い、 17000＜T(30＋lnt)＜30,000で表される温度T(K)と
時間ｔ秒の範囲に保持する熱処理を施すと、鋼板の引張
強さが上昇する。
記の熱処理を施しても、強度（引張強さ）を上昇させる
効果が少ないので、0.005%を下限とする。強度上昇で更
に好ましくは0.2%以上である。0.2%を越えると靭性が著
しく悪化して脆化するので、0.2%を上限とする。前述し
たようにＳｉ、Ａｌ、Ｐを所定量含有する鋼板に２％以
上の歪みを付与するようなプレス成形等の加工成形を行
い、 17000＜T(30＋lnt)＜30,000で表される温度T(K)と
時間ｔ秒の範囲に保持する熱処理を施すと、鋼板の引張
強さが上昇する。
【００１８】鋼にＳｉ、Ａｌ、Ｐを所定量含有せしめ、
この熱処理を施した際の引張強さの上昇理由は明らかで
はないが、２％以上の歪みの付与によって、相当量の転
位が導入され、Ｃの鋼中での拡散は飛躍的に高まり、ま
たさらに導入された転位を核として、転位上に炭化物が
析出が生じ、さらにＳｉ、Ａｌ、Ｐが析出した炭化物の
粗大化を抑制し、炭化物を多数析出させるため部材や部
品の引張強さが高まると本発明者らは考えている。前記
の加工後熱処理における引張強さの上昇に関するＳｉ、
Ａｌ、Ｐの影響度は元素ごとに異なり、ＡｌはＳｉの
1.4倍、ＰはＳｉの 6.3倍であり、Ｓｉ、Ａｌ、Ｐを複
合添加した場合の引張強さの上昇に対する効果は、薄鋼
板成形後の熱処理強度上昇能を表わす式として、Ｓｉ＋
１．４Ａｌ＋６．３Ｐで示せることが判明した。Ｓｉ＋
１．４Ａｌ＋６．３Ｐの範囲は、本発明の効果を得るに
は0.2%以上が望ましいが、3%を超えると加工性が劣化す
るので、3%以下の添加が望ましい。図２に前記薄鋼板成
形後の熱処理強度上昇能を表わす式：Ｓｉ＋１．４Ａｌ
＋６．３Ｐと引張応力の上昇量（ΔＴＳ）の関係を示
す。 0.2％以上で強度上昇代が著しいことが分かる。
この熱処理を施した際の引張強さの上昇理由は明らかで
はないが、２％以上の歪みの付与によって、相当量の転
位が導入され、Ｃの鋼中での拡散は飛躍的に高まり、ま
たさらに導入された転位を核として、転位上に炭化物が
析出が生じ、さらにＳｉ、Ａｌ、Ｐが析出した炭化物の
粗大化を抑制し、炭化物を多数析出させるため部材や部
品の引張強さが高まると本発明者らは考えている。前記
の加工後熱処理における引張強さの上昇に関するＳｉ、
Ａｌ、Ｐの影響度は元素ごとに異なり、ＡｌはＳｉの
1.4倍、ＰはＳｉの 6.3倍であり、Ｓｉ、Ａｌ、Ｐを複
合添加した場合の引張強さの上昇に対する効果は、薄鋼
板成形後の熱処理強度上昇能を表わす式として、Ｓｉ＋
１．４Ａｌ＋６．３Ｐで示せることが判明した。Ｓｉ＋
１．４Ａｌ＋６．３Ｐの範囲は、本発明の効果を得るに
は0.2%以上が望ましいが、3%を超えると加工性が劣化す
るので、3%以下の添加が望ましい。図２に前記薄鋼板成
形後の熱処理強度上昇能を表わす式：Ｓｉ＋１．４Ａｌ
＋６．３Ｐと引張応力の上昇量（ΔＴＳ）の関係を示
す。 0.2％以上で強度上昇代が著しいことが分かる。
【００１９】更に後述のように、鋼のミクロ組織の結晶
粒径が20μｍ以下であり、かつ鋼中の鉄炭素化合物の粒
径分布が１μｍ以下を主体とするときに、この効果は顕
著である。また、さらに加工成形後熱処理の際、引張強
さを上昇させるには、前記のＳｉ、Ａｌ、Ｐに加えて、
選択元素として、Ｍｏ、Cr、Ti、Nb、Ｖ、Ｂを添加する
ことが出来る。Ｍｏ、Cr、Ti、Nb、Ｖ、Ｂを含有した部
材又は部品の引張強さや硬さを上昇させる効果が高まる
理由は明らかではないが、Ｍｏ、Cr、Ti、Nb、Ｖ、Ｂを
添加すると，前記のＳｉ、Ａｌ、Ｐ添加による低温熱処
理での作用と相乗作用を発揮する。
粒径が20μｍ以下であり、かつ鋼中の鉄炭素化合物の粒
径分布が１μｍ以下を主体とするときに、この効果は顕
著である。また、さらに加工成形後熱処理の際、引張強
さを上昇させるには、前記のＳｉ、Ａｌ、Ｐに加えて、
選択元素として、Ｍｏ、Cr、Ti、Nb、Ｖ、Ｂを添加する
ことが出来る。Ｍｏ、Cr、Ti、Nb、Ｖ、Ｂを含有した部
材又は部品の引張強さや硬さを上昇させる効果が高まる
理由は明らかではないが、Ｍｏ、Cr、Ti、Nb、Ｖ、Ｂを
添加すると，前記のＳｉ、Ａｌ、Ｐ添加による低温熱処
理での作用と相乗作用を発揮する。
【００２０】Ｍｏは、プレス成形によって鋼板中に与え
られた転位が低温熱処理中に消滅するのを防ぎ、鉄炭化
物が析出してくるのを促進する作用があると本発明者ら
は考ている。0.01% 未満では、熱処理の際、強度を上昇
させる効果が少ないので、0.01% を下限とし、2.0%を越
えると加工性が劣化するので、2.0%を上限とする。Ｃｒ
は、低温熱処理の際、析出してくる鉄炭化物に固溶し、
鉄炭化物の粗大化を防ぎ、鉄炭化物を微細に析出させる
働きがあると本発明者らは考ている。0.01％未満では、
熱処理の際、強度を上昇させる効果を高める効果が小さ
いので 0.01%を下限としする。また、Ｃｒは鋼の強度を
高める元素であり、2.0 ％を超えると加工性が劣化する
ので2.0%を上限とする。
られた転位が低温熱処理中に消滅するのを防ぎ、鉄炭化
物が析出してくるのを促進する作用があると本発明者ら
は考ている。0.01% 未満では、熱処理の際、強度を上昇
させる効果が少ないので、0.01% を下限とし、2.0%を越
えると加工性が劣化するので、2.0%を上限とする。Ｃｒ
は、低温熱処理の際、析出してくる鉄炭化物に固溶し、
鉄炭化物の粗大化を防ぎ、鉄炭化物を微細に析出させる
働きがあると本発明者らは考ている。0.01％未満では、
熱処理の際、強度を上昇させる効果を高める効果が小さ
いので 0.01%を下限としする。また、Ｃｒは鋼の強度を
高める元素であり、2.0 ％を超えると加工性が劣化する
ので2.0%を上限とする。
【００２１】Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、鋼板中で微細な炭化物
を形成する。この微細炭化物は、プレス時に付与する歪
みに対して転位を効果的に増殖させ、歪み量を増やした
ような効果が現れるためと本発明者らは考えている。Ｔ
ｉは、熱処理の際、強度を上昇させる効果を高める元素
であり、 0.005％未満ではその効果が小さいので0.005%
を下限とする。また、Tiは、鋼の強度を高める元素であ
り、0.10％を超えると加工性が劣化するので 0.10%を上
限とする。
を形成する。この微細炭化物は、プレス時に付与する歪
みに対して転位を効果的に増殖させ、歪み量を増やした
ような効果が現れるためと本発明者らは考えている。Ｔ
ｉは、熱処理の際、強度を上昇させる効果を高める元素
であり、 0.005％未満ではその効果が小さいので0.005%
を下限とする。また、Tiは、鋼の強度を高める元素であ
り、0.10％を超えると加工性が劣化するので 0.10%を上
限とする。
【００２２】Nbは、熱処理の際、強度を上昇させる効果
を高める元素であり、 0.005％未満ではその効果が小さ
いので0.005%を下限とする。また、Nbは、鋼の強度を高
める元素であり、0.10％を超えると加工性が劣化するの
で 0.10%を上限とする。Ｖは、熱処理の際、強度を上昇
させる効果を高める元素であり、 0.005％未満ではその
効果が小さいので0.005%を下限とする。また、Ｖは、鋼
の強度を高める元素であり、0.10％を超えると加工性が
劣化するので 0.10%を上限とする。
を高める元素であり、 0.005％未満ではその効果が小さ
いので0.005%を下限とする。また、Nbは、鋼の強度を高
める元素であり、0.10％を超えると加工性が劣化するの
で 0.10%を上限とする。Ｖは、熱処理の際、強度を上昇
させる効果を高める元素であり、 0.005％未満ではその
効果が小さいので0.005%を下限とする。また、Ｖは、鋼
の強度を高める元素であり、0.10％を超えると加工性が
劣化するので 0.10%を上限とする。
【００２３】以上説明したように鋼成分を調整するが、
成形後熱処理の際、強度を上昇させる効果を高めるため
には、鋼板中のＣ量を成形後熱処理温度で固溶状態にし
ておくことが望ましいので、炭化物形成元素であるTi,N
b,V をTi量で、｛（４８／１２）×Ｃ［％］＋（４８／
１４）×Ｎ［％］｝以下、もしくはＮｂ量を、｛（９３
／１２）×Ｃ［％］＋（９３／１４）×Ｎ［％］｝以
下、もしくはＶ量を、｛（５１×４／１２／３）×Ｃ
［％］＋（５１／１４）×Ｎ［％］｝以下、もしくはＴ
ｉ，Ｎｂ，Ｖを複合添加する場合では、｛Ｔｉ［％］×
１２／４８＋Ｎｂ［％］×１２／９３＋Ｖ［％］×１２
×３／５１／４｝＜Ｃ［％］＋Ｎ［％］×１２／１４、
を満足するように添加することが望ましい。
成形後熱処理の際、強度を上昇させる効果を高めるため
には、鋼板中のＣ量を成形後熱処理温度で固溶状態にし
ておくことが望ましいので、炭化物形成元素であるTi,N
b,V をTi量で、｛（４８／１２）×Ｃ［％］＋（４８／
１４）×Ｎ［％］｝以下、もしくはＮｂ量を、｛（９３
／１２）×Ｃ［％］＋（９３／１４）×Ｎ［％］｝以
下、もしくはＶ量を、｛（５１×４／１２／３）×Ｃ
［％］＋（５１／１４）×Ｎ［％］｝以下、もしくはＴ
ｉ，Ｎｂ，Ｖを複合添加する場合では、｛Ｔｉ［％］×
１２／４８＋Ｎｂ［％］×１２／９３＋Ｖ［％］×１２
×３／５１／４｝＜Ｃ［％］＋Ｎ［％］×１２／１４、
を満足するように添加することが望ましい。
【００２４】また、さらに加工成形後熱処理の際、引張
強さを上昇させるには、選択元素としてＢを添加するこ
とが出来る。Ｂを含有した部材又は部品の引張強さや硬
さを上昇させる効果が高まる理由は明らかではないが、
Ｂが転位の密度の高い粒界近傍にＣを引き付け、プレス
後の熱処理中に効果的に微細な炭化物を形成し鋼を硬化
させるためと本発明者らは考ている。
強さを上昇させるには、選択元素としてＢを添加するこ
とが出来る。Ｂを含有した部材又は部品の引張強さや硬
さを上昇させる効果が高まる理由は明らかではないが、
Ｂが転位の密度の高い粒界近傍にＣを引き付け、プレス
後の熱処理中に効果的に微細な炭化物を形成し鋼を硬化
させるためと本発明者らは考ている。
【００２５】Ｂは、熱処理の際、強度を上昇させる効果
を高める元素であり、0.0003％未満ではその効果が小さ
いので0.0003％を下限とする。また、0.0050％を超える
と効果が飽和するので0.0050％を上限とする。次いで、
鋼の組成に合せてミクロ組織を限定した理由について述
べる。鋼のミクロ組織は、平均結晶粒径を20μｍ以下、
かつ鋼中の平均鉄炭化物粒径を１μｍ以下（個数分率に
て平均を算出する。）とする。本発明の技術思想は、鋼
板の成形前（例えばプレス前）から固溶Ｃ、固溶Ｎが存
在する焼付硬化鋼板と異なり、成形後（例えばプレス
後）の熱処理により鉄炭化物を溶解せしめ固溶Ｃ、固溶
Ｎを生じさせ、その後、成形時（例えばプレス時）に導
入された転位上に再析出させることにあり、焼付硬化鋼
板と異なり薄鋼板の引張強さと降伏強度の双方を著しく
高めることができる。従来の焼付硬化鋼板のように、成
形前（例えばプレス前）に固溶Ｃ、固溶Ｎを残しておく
ことは必ずしも必要でない。
を高める元素であり、0.0003％未満ではその効果が小さ
いので0.0003％を下限とする。また、0.0050％を超える
と効果が飽和するので0.0050％を上限とする。次いで、
鋼の組成に合せてミクロ組織を限定した理由について述
べる。鋼のミクロ組織は、平均結晶粒径を20μｍ以下、
かつ鋼中の平均鉄炭化物粒径を１μｍ以下（個数分率に
て平均を算出する。）とする。本発明の技術思想は、鋼
板の成形前（例えばプレス前）から固溶Ｃ、固溶Ｎが存
在する焼付硬化鋼板と異なり、成形後（例えばプレス
後）の熱処理により鉄炭化物を溶解せしめ固溶Ｃ、固溶
Ｎを生じさせ、その後、成形時（例えばプレス時）に導
入された転位上に再析出させることにあり、焼付硬化鋼
板と異なり薄鋼板の引張強さと降伏強度の双方を著しく
高めることができる。従来の焼付硬化鋼板のように、成
形前（例えばプレス前）に固溶Ｃ、固溶Ｎを残しておく
ことは必ずしも必要でない。
【００２６】成形後（例えばプレス後）の熱処理によっ
て鉄炭化物を溶解させるためには、鋼中の平均鉄炭化物
粒径を１μｍ以下として、フェライト−鉄炭化物境界の
界面エネルギーや歪みエネルギー高め、溶解が促進され
るように鉄炭化物粒径を制御する必要がある。尚、鉄炭
化物とは鉄があれば鉄以外の金属元素を含有する炭化物
であってもかまわない。また、鋼の平均結晶粒径を20μ
ｍ以下にすると粒界にある鉄炭化物が微細になり溶解が
早まり、さらに鉄炭化物の溶解から生じた固溶Ｃ、固溶
Ｎが成形後（例えばプレス後）の熱処理時間内に結晶粒
全体に行き渡るので、鋼板を硬化させる作用が高まる。
ここで言う鉄炭化物とはセメンタイト、ε炭化物、χ炭
化物、鉄−炭素コンプレックス、Ｎや第３元素を含有さ
せた鉄炭素化合物など、鉄と炭素の化合物ならその化学
結合形態はいずれでもかまわない。また、鉄炭化物の存
在形態はフェライト粒界、フェライト内部、フェライト
と鉄炭化物が混在した形態（微細パーライト、ベイナイ
ト）のいずれでもよく、本発明を逸脱するものではな
い。
て鉄炭化物を溶解させるためには、鋼中の平均鉄炭化物
粒径を１μｍ以下として、フェライト−鉄炭化物境界の
界面エネルギーや歪みエネルギー高め、溶解が促進され
るように鉄炭化物粒径を制御する必要がある。尚、鉄炭
化物とは鉄があれば鉄以外の金属元素を含有する炭化物
であってもかまわない。また、鋼の平均結晶粒径を20μ
ｍ以下にすると粒界にある鉄炭化物が微細になり溶解が
早まり、さらに鉄炭化物の溶解から生じた固溶Ｃ、固溶
Ｎが成形後（例えばプレス後）の熱処理時間内に結晶粒
全体に行き渡るので、鋼板を硬化させる作用が高まる。
ここで言う鉄炭化物とはセメンタイト、ε炭化物、χ炭
化物、鉄−炭素コンプレックス、Ｎや第３元素を含有さ
せた鉄炭素化合物など、鉄と炭素の化合物ならその化学
結合形態はいずれでもかまわない。また、鉄炭化物の存
在形態はフェライト粒界、フェライト内部、フェライト
と鉄炭化物が混在した形態（微細パーライト、ベイナイ
ト）のいずれでもよく、本発明を逸脱するものではな
い。
【００２７】図３に平均鉄炭化物径、平均結晶粒径と熱
処理後の引張り強さの上昇量（ΔＴＳ）の関係を示す。
平均炭化物粒径は、顕微鏡視野内の炭化物粒径ごとの個
数分布を数え、平均炭化物粒径を算出した。また、平均
結晶粒径は、ＪＩＳ Ｇ ０５５２のフェライト結晶粒
度試験方法で測定した。ベイナイトはパケットサイズを
結晶粒径とした。本発明範囲にてΔＴＳ60MPa 以上が得
られ、熱処理後の引張り強さの上昇量が著しいことが分
かる。
処理後の引張り強さの上昇量（ΔＴＳ）の関係を示す。
平均炭化物粒径は、顕微鏡視野内の炭化物粒径ごとの個
数分布を数え、平均炭化物粒径を算出した。また、平均
結晶粒径は、ＪＩＳ Ｇ ０５５２のフェライト結晶粒
度試験方法で測定した。ベイナイトはパケットサイズを
結晶粒径とした。本発明範囲にてΔＴＳ60MPa 以上が得
られ、熱処理後の引張り強さの上昇量が著しいことが分
かる。
【００２８】本発明の加工成形後強度（引張強さ）上昇
熱処理用鋼板とは、熱延鋼板、冷延鋼板、溶融亜鉛めっ
き鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛めっき鋼
板等いづれでもかまわず、本発明の効果を享受出来る
が、該薄鋼板の少なくとも片面に１mg/m2 以上の亜鉛を
含む層を付与すると、成形後（例えばプレス後）熱処理
中の酸化や脱炭が防止され、本発明の効果をより有効に
享受することが出来る。少なくとも片面に１mg/m2 以上
の亜鉛を含む層とは、電気めっき法、溶融めっき法、塗
布法、蒸着法などいずれの方法で付与しても構わず、そ
の方法は限定されるものではない。また、１mg/m2 以上
の亜鉛を含む層中には亜鉛以外の元素を含んでいても何
ら差し支えない。
熱処理用鋼板とは、熱延鋼板、冷延鋼板、溶融亜鉛めっ
き鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛めっき鋼
板等いづれでもかまわず、本発明の効果を享受出来る
が、該薄鋼板の少なくとも片面に１mg/m2 以上の亜鉛を
含む層を付与すると、成形後（例えばプレス後）熱処理
中の酸化や脱炭が防止され、本発明の効果をより有効に
享受することが出来る。少なくとも片面に１mg/m2 以上
の亜鉛を含む層とは、電気めっき法、溶融めっき法、塗
布法、蒸着法などいずれの方法で付与しても構わず、そ
の方法は限定されるものではない。また、１mg/m2 以上
の亜鉛を含む層中には亜鉛以外の元素を含んでいても何
ら差し支えない。
【００２９】また、本発明鋼板は、細かい結晶粒径の鋼
板が比較的容易に得られる冷延鋼板となすのが、好まし
い。また、板厚も限定されるものではないが、０．４〜
６ｍｍで特に有効である。本発明鋼の製造方法は適宜選
択すればよく、上記成分に調整された溶鋼を連続鋳造法
にて鋳片又は鋼片となすか造塊法にて鋼片となし、高温
のまま加熱することなく熱間圧延を施すか又は加熱後に
熱間圧延を施す。熱間圧延後、脱スケール処理を施して
熱延鋼板となすか、あるいは、そのまま溶融亜鉛めっき
を行い溶融亜鉛めっき鋼板となす。溶融亜鉛めっき鋼板
は、加熱合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板
となしてもよい。熱間圧延や巻取り条件に関しては特段
の制限はないが、鋼のミクロ組織の結晶粒径を20μｍ以
下、かつ鋼中の鉄炭素化合物の粒径分布が１μｍ以下を
主体とするためには、熱間圧延した後、冷却を行い、55
0 ℃以下で巻取を行うことが望ましい。
板が比較的容易に得られる冷延鋼板となすのが、好まし
い。また、板厚も限定されるものではないが、０．４〜
６ｍｍで特に有効である。本発明鋼の製造方法は適宜選
択すればよく、上記成分に調整された溶鋼を連続鋳造法
にて鋳片又は鋼片となすか造塊法にて鋼片となし、高温
のまま加熱することなく熱間圧延を施すか又は加熱後に
熱間圧延を施す。熱間圧延後、脱スケール処理を施して
熱延鋼板となすか、あるいは、そのまま溶融亜鉛めっき
を行い溶融亜鉛めっき鋼板となす。溶融亜鉛めっき鋼板
は、加熱合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板
となしてもよい。熱間圧延や巻取り条件に関しては特段
の制限はないが、鋼のミクロ組織の結晶粒径を20μｍ以
下、かつ鋼中の鉄炭素化合物の粒径分布が１μｍ以下を
主体とするためには、熱間圧延した後、冷却を行い、55
0 ℃以下で巻取を行うことが望ましい。
【００３０】あるいは、熱間圧延後、脱スケール処理を
施し冷間圧延して冷延鋼板とする。その後焼鈍して冷延
鋼板となすか、あるいは焼鈍・溶融亜鉛めっきを行い溶
融亜鉛めっき鋼板となす。溶融亜鉛めっき鋼板は、加熱
合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板となして
もよい。この際の焼鈍温度は、特段の制限はないが、鋼
のミクロ組織の結晶粒径を20μｍ以下、かつ鋼中の鉄炭
素化合物の粒径分布が１μｍ以下を主体とするために
は、Ａｃ１変態点以上の温度で焼鈍を施し、その後冷却
するに際し、Ａｒ１変態点を20℃/sec以上の速さで冷却
することが望ましい。また、さらに鋼中の鉄炭化物の粗
大化を避けるために250 ℃までの冷却速度を３℃/sec以
上の速さで冷却することが望ましい。加熱合金化処理の
加熱方式は特に限定されるものではなく、燃焼ガスによ
る直接加熱や、誘導加熱、直接通電加熱等、を適宜選択
出来る。
施し冷間圧延して冷延鋼板とする。その後焼鈍して冷延
鋼板となすか、あるいは焼鈍・溶融亜鉛めっきを行い溶
融亜鉛めっき鋼板となす。溶融亜鉛めっき鋼板は、加熱
合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板となして
もよい。この際の焼鈍温度は、特段の制限はないが、鋼
のミクロ組織の結晶粒径を20μｍ以下、かつ鋼中の鉄炭
素化合物の粒径分布が１μｍ以下を主体とするために
は、Ａｃ１変態点以上の温度で焼鈍を施し、その後冷却
するに際し、Ａｒ１変態点を20℃/sec以上の速さで冷却
することが望ましい。また、さらに鋼中の鉄炭化物の粗
大化を避けるために250 ℃までの冷却速度を３℃/sec以
上の速さで冷却することが望ましい。加熱合金化処理の
加熱方式は特に限定されるものではなく、燃焼ガスによ
る直接加熱や、誘導加熱、直接通電加熱等、を適宜選択
出来る。
【００３１】高強度熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛めっき鋼
板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板となした後、加工性の向
上や、加工後の外観のために調質圧延を施した鋼板（ダ
ル仕上げ鋼板、ブライト仕上げ鋼板、表面に特定形状の
パターンを転写された鋼板等）、表面に防錆油、潤滑油
などの油膜層を有する鋼板など、通常に薄鋼板として用
いられる表面の処理を施した何れの鋼板においても、本
発明の成分範囲の鋼板であれば本発明の効果を十分に享
受することができる。
板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板となした後、加工性の向
上や、加工後の外観のために調質圧延を施した鋼板（ダ
ル仕上げ鋼板、ブライト仕上げ鋼板、表面に特定形状の
パターンを転写された鋼板等）、表面に防錆油、潤滑油
などの油膜層を有する鋼板など、通常に薄鋼板として用
いられる表面の処理を施した何れの鋼板においても、本
発明の成分範囲の鋼板であれば本発明の効果を十分に享
受することができる。
【００３２】また、さらに後述のように、鋼板に2%以上
の塑性歪みが付与されると熱処理後の引張り強さの上昇
量が著しいが、プレス成形体の形状によっては、プレス
成形時に鋼板全てにわたって、２％以上の歪みを付与す
ることは難しいので、予め、調質圧延にて2%以上の歪み
を付与しておくと、本発明の効果を効果的に享受するこ
とができる。
の塑性歪みが付与されると熱処理後の引張り強さの上昇
量が著しいが、プレス成形体の形状によっては、プレス
成形時に鋼板全てにわたって、２％以上の歪みを付与す
ることは難しいので、予め、調質圧延にて2%以上の歪み
を付与しておくと、本発明の効果を効果的に享受するこ
とができる。
【００３３】次いで、上記本発明成分の鋼板を用いて加
工成形、例えば絞り加工などのプレス加工を行う。プレ
ス加工を施すにあたっては、鋼板に適当な量の転位を与
えるために強度（引張強さ）や硬度が必要とされる部位
に、２％以上の塑性相当歪みが加えられる成形を施す。
歪み量が少ない場合には、成形後に熱処理を施しても本
願発明の強度上昇の効果が十分に発揮できないので、プ
レス時に加える歪み量は２％以上、好ましくは５％以上
とする。また、プレス成形法は、２％超の歪みを付与す
る方法であれば、特に規定するものではなく、絞り加
工、張り出し加工、曲げ加工、しごき加工、打ち抜き加
工等を加えても何等差し支えない。図４にプレス成形時
の歪み量とプレス成形および熱処理後の引張り強さの上
昇量（ΔＴＳ）の関係を示す。２％以上、好ましくは５
％以上の歪みで、引張強さの上昇量が著しい。
工成形、例えば絞り加工などのプレス加工を行う。プレ
ス加工を施すにあたっては、鋼板に適当な量の転位を与
えるために強度（引張強さ）や硬度が必要とされる部位
に、２％以上の塑性相当歪みが加えられる成形を施す。
歪み量が少ない場合には、成形後に熱処理を施しても本
願発明の強度上昇の効果が十分に発揮できないので、プ
レス時に加える歪み量は２％以上、好ましくは５％以上
とする。また、プレス成形法は、２％超の歪みを付与す
る方法であれば、特に規定するものではなく、絞り加
工、張り出し加工、曲げ加工、しごき加工、打ち抜き加
工等を加えても何等差し支えない。図４にプレス成形時
の歪み量とプレス成形および熱処理後の引張り強さの上
昇量（ΔＴＳ）の関係を示す。２％以上、好ましくは５
％以上の歪みで、引張強さの上昇量が著しい。
【００３４】プレス成形後、17,000＜T(30＋lnt)＜30,0
00で表される温度T(K)と時間ｔ秒の範囲に保持する熱処
理を施す。17,000＜T(30＋lnt)＜30,000の範囲なら、熱
処理温度、時間は特に規定されるものではないが、熱処
理温度としてはおおむね、 200℃超〜500 ℃、熱処理時
間としては、１秒〜１時間である。この際、T(30＋lnt)
≦17,000では、本願発明の効果が発現できないので17,0
00＜T(30＋lnt)を下限とし、T(30＋lnt)≧30,000を越え
ると熱歪みにより部品精度が悪化するだけでなく、熱延
鋼板、冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板の表面の酸化反応が進
み、できあがった部品の耐食性を損ねることがあるの
で、T(30＋lnt)＜30,000を上限とする。
00で表される温度T(K)と時間ｔ秒の範囲に保持する熱処
理を施す。17,000＜T(30＋lnt)＜30,000の範囲なら、熱
処理温度、時間は特に規定されるものではないが、熱処
理温度としてはおおむね、 200℃超〜500 ℃、熱処理時
間としては、１秒〜１時間である。この際、T(30＋lnt)
≦17,000では、本願発明の効果が発現できないので17,0
00＜T(30＋lnt)を下限とし、T(30＋lnt)≧30,000を越え
ると熱歪みにより部品精度が悪化するだけでなく、熱延
鋼板、冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板の表面の酸化反応が進
み、できあがった部品の耐食性を損ねることがあるの
で、T(30＋lnt)＜30,000を上限とする。
【００３５】17,000＜T(30＋lnt)＜30,000の範囲に加熱
する熱処理方法としては、特に規定するものではなく、
部分高周波加熱、通電加熱、温浴熱処理、赤外線加熱、
熱風加熱など、少なくとも歪み付与部を所定範囲に加熱
する方法であれば、いずれでもかまわない。図５に熱処
理温度と熱処理後の引張り強さの上昇量（ΔＴＳ）の関
係を示す。熱処理は50℃〜600 ℃で10分行っている。1
7,000＜T(30＋lnt)＜30,000、好ましくは18,000＜T(30
＋lnt)＜23,000の熱処理で、引張強さの上昇量が著しい
ことが分かる。
する熱処理方法としては、特に規定するものではなく、
部分高周波加熱、通電加熱、温浴熱処理、赤外線加熱、
熱風加熱など、少なくとも歪み付与部を所定範囲に加熱
する方法であれば、いずれでもかまわない。図５に熱処
理温度と熱処理後の引張り強さの上昇量（ΔＴＳ）の関
係を示す。熱処理は50℃〜600 ℃で10分行っている。1
7,000＜T(30＋lnt)＜30,000、好ましくは18,000＜T(30
＋lnt)＜23,000の熱処理で、引張強さの上昇量が著しい
ことが分かる。
【００３６】
【実施例】以下に本発明を実施例に基づいて具体的に説
明する。表１に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続
鋳造でスラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃ま
で加熱し、８８０℃の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、
500 ℃の温度で巻取り、ついで、酸洗を施し熱延鋼板と
した。
明する。表１に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続
鋳造でスラブとした。そして、加熱炉中で１２００℃ま
で加熱し、８８０℃の仕上げ温度で、熱間圧延を行い、
500 ℃の温度で巻取り、ついで、酸洗を施し熱延鋼板と
した。
【００３７】また、熱延鋼板の一部は更に、８０％の圧
下率で冷間圧延を行った後、８３０℃の温度で６０秒の
再結晶焼鈍を行い、冷延鋼板となした。また、一部は電
気亜鉛めっきを施し、鋼板の表層に亜鉛層を付与した。
得られた熱延鋼板、冷延鋼板をＪＩＳ５号引張試験片に
加工し、機械的特性値（熱処理なし）の評価を行った。
下率で冷間圧延を行った後、８３０℃の温度で６０秒の
再結晶焼鈍を行い、冷延鋼板となした。また、一部は電
気亜鉛めっきを施し、鋼板の表層に亜鉛層を付与した。
得られた熱延鋼板、冷延鋼板をＪＩＳ５号引張試験片に
加工し、機械的特性値（熱処理なし）の評価を行った。
【００３８】また、別途、該鋼板をプレスにて成形し、
図６に示されるハット型のプレス成形品となした。この
時、しわ押さえ圧を調整し、たて壁部Ａに平均で５％、
平坦部Ｂに２％の塑性相当歪みを加えた。該部品を表１
に示す条件で熱処理し、その後空冷し、熱を加えた。該
部品のたて壁部Ａと平坦部Ｂから引張試験片を切り出
し、引張強さを測定した。プレス加工後の引張試験で
は、真の応力−歪み関係を測定していることになるの
で、公称応力での上昇代を見るために、プレス加工前の
板厚を試験片板厚とし換算して公称応力とした。以上の
結果を表に示す。
図６に示されるハット型のプレス成形品となした。この
時、しわ押さえ圧を調整し、たて壁部Ａに平均で５％、
平坦部Ｂに２％の塑性相当歪みを加えた。該部品を表１
に示す条件で熱処理し、その後空冷し、熱を加えた。該
部品のたて壁部Ａと平坦部Ｂから引張試験片を切り出
し、引張強さを測定した。プレス加工後の引張試験で
は、真の応力−歪み関係を測定していることになるの
で、公称応力での上昇代を見るために、プレス加工前の
板厚を試験片板厚とし換算して公称応力とした。以上の
結果を表に示す。
【００３９】表１および表２から明らかなように、本発
明鋼板の方が熱処理硬化性に優れていることが分かる。
明鋼板の方が熱処理硬化性に優れていることが分かる。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【００４２】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
成形後強度上昇熱処理によりプレス成形体の強度、剛性
を向上することができ、熱処理硬化能に優れた薄鋼板及
び高強度プレス成形体を提供することができる。
成形後強度上昇熱処理によりプレス成形体の強度、剛性
を向上することができ、熱処理硬化能に優れた薄鋼板及
び高強度プレス成形体を提供することができる。
【図１】本発明の、引張り強さで60MPa 以上硬化する熱
処理硬化能を説明する概念図である。
処理硬化能を説明する概念図である。
【図２】薄鋼板成形後の熱処理強度上昇能を表わす式と
熱処理硬化量の関係を示す図である。
熱処理硬化量の関係を示す図である。
【図３】本発明鋼板の平均鉄炭化物径および平均結晶粒
径と熱処理硬化量の関係を示す図である。図中の数字
は、熱処理硬化量（ΔＴＳ、MPa ）を示す。
径と熱処理硬化量の関係を示す図である。図中の数字
は、熱処理硬化量（ΔＴＳ、MPa ）を示す。
【図４】本発明鋼板にプレス成形で付与する歪み量と熱
処理硬化量の関係を示す図である。
処理硬化量の関係を示す図である。
【図５】熱処理温度と熱処理硬化量の関係を示す図であ
る。
る。
【図６】ハット型のプレス成形品の形状を示す模式図で
ある。
ある。
フロントページの続き
(72)発明者 山崎 一正
愛知県東海市東海町５−３ 新日本製鐵
株式会社 名古屋製鐵所内
(72)発明者 愛甲 英史
愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自
動車株式会社内
(72)発明者 柴田 新次
愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自
動車株式会社内
(72)発明者 川口 博史
愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自
動車株式会社内
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、 C ：0.01〜0.20％、 Mn：0.010 〜3.0 ％、 S ：0.001 〜0.020 ％、 N ：0.0002〜0.01％、 Si：0.01〜3.0 ％、 Al：0.005 〜2.0 ％、 P ：0.005 〜0.2 ％、 を含有し，残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼で
あり、かつ前記鋼の平均結晶粒径が20μｍ以下であり、
かつ鋼中の鉄炭素化合物の平均粒径が１μｍ以下である
ことを特徴とする熱処理硬化能に優れた薄鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、 C ：0.01〜0.20％、 Mn：0.010 〜3.0 ％、 S ：0.001 〜0.020 ％、 N ：0.0002〜0.01％、 Si：0.01〜3.0 ％、 Al：0.005 〜2.0 ％、 P ：0.005 〜0.2 ％、 を含有し、更に重量％でＳｉ，Ａｌ，Ｐを 0.2 ≦Ｓｉ％＋１．４Ａｌ％＋６．３Ｐ％≦３ の範囲で含有し、かつ前記鋼の平均結晶粒径が20μｍ以
下であり、かつ鋼中の鉄炭素化合物の平均粒径が１μｍ
以下であることを特徴とする熱処理硬化能に優れた薄鋼
板。 - 【請求項３】 重量％で、 C ：0.01〜0.20％、 Mn：0.010 〜3.0 ％、 S ：0.001 〜0.020 ％、 N ：0.0002〜0.01％、 Si：0.01〜3.0 ％、 Al：0.005 〜2.0 ％、 P ：0.005 〜0.2 ％、 を含有し、更に重量％で、 Mo：0.01〜2.0 ％、 Cr：0.01〜2.0 ％、 Ti：0.005 〜0.10％、 Nb：0.005 〜0.10％、 V ：0.005 〜0.10％、 B ：0.0003〜0.0050％、 の１種または２種以上を含有せしめ、かつ前記鋼の平均
結晶粒径が20μｍ以下であり、かつ鋼中の鉄炭素化合物
の平均粒径が１μｍ以下であることを特徴とする熱処理
硬化能に優れた薄鋼板。 - 【請求項４】 重量％で、 C ：0.01〜0.20％、 Mn：0.010 〜3.0 ％、 S ：0.001 〜0.020 ％、 N ：0.0002〜0.01％、 Si：0.01〜3.0 ％、 Al：0.005 〜2.0 ％、 P ：0.005 〜0.2 ％、 を含有し、更に重量％でＳｉ，Ａｌ，Ｐを 0.2 ≦Ｓｉ％＋１．４Ａｌ％＋６．３Ｐ％≦３ の範囲で含有し、更に重量％で、 Mo：0.01〜2.0 ％、 Cr：0.01〜2.0 ％、 Ti：0.005 〜0.10％、 Nb：0.005 〜0.10％、 V ：0.005 〜0.10％、 B ：0.0003〜0.0050％、 の１種または２種以上を含有せしめ、かつ前記鋼の平均
結晶粒径が20μｍ以下であり、かつ鋼中の鉄炭素化合物
の平均粒径が１μｍ以下であることを特徴とする熱処理
硬化能に優れた薄鋼板。 - 【請求項５】 請求項１〜請求項４のいずれかの項に記
載の薄鋼板を、少なくとも強度が必要な部位に２％以上
の塑性歪みが加わるプレス成形を行い、その後、17000
＜T(30＋1nt)＜30,000で表される温度T(K)と時間ｔ秒の
範囲に保持する熱処理を施すことを特徴とする高強度プ
レス成形体の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35249398A JP3447233B2 (ja) | 1998-12-11 | 1998-12-11 | 熱処理硬化能に優れた薄鋼板及び高強度プレス成形体の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35249398A JP3447233B2 (ja) | 1998-12-11 | 1998-12-11 | 熱処理硬化能に優れた薄鋼板及び高強度プレス成形体の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000178684A JP2000178684A (ja) | 2000-06-27 |
| JP3447233B2 true JP3447233B2 (ja) | 2003-09-16 |
Family
ID=18424456
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP35249398A Expired - Fee Related JP3447233B2 (ja) | 1998-12-11 | 1998-12-11 | 熱処理硬化能に優れた薄鋼板及び高強度プレス成形体の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3447233B2 (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3925064B2 (ja) * | 2000-04-10 | 2007-06-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP4556348B2 (ja) * | 2000-08-16 | 2010-10-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 歪時効硬化特性に優れた超高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP3918589B2 (ja) * | 2002-03-08 | 2007-05-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱処理用鋼板およびその製造方法 |
| FR2836930B1 (fr) * | 2002-03-11 | 2005-02-25 | Usinor | Acier lamine a chaud a tres haute resistance et de faible densite |
| JP4819305B2 (ja) | 2003-09-04 | 2011-11-24 | 日産自動車株式会社 | 強化部材の製造方法 |
| JP4539308B2 (ja) * | 2004-11-29 | 2010-09-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 薄鋼板およびその製造方法、並びに形状凍結性に優れた部品の製造方法 |
| JP5348071B2 (ja) * | 2010-05-31 | 2013-11-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| CN104862583A (zh) * | 2015-04-23 | 2015-08-26 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种400MPa级汽车结构用酸洗板及其生产方法 |
| KR101746995B1 (ko) | 2015-12-24 | 2017-06-28 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 열연도금강판 및 그 제조방법 |
-
1998
- 1998-12-11 JP JP35249398A patent/JP3447233B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2000178684A (ja) | 2000-06-27 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6475861B2 (ja) | ホットスタンピングに使用される鋼板、ホットスタンピングプロセスおよびホットスタンピングコンポーネント | |
| CN107709598B (zh) | 高强度冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板、以及高强度合金化热浸镀锌钢板 | |
| JP5425896B2 (ja) | 極めて高い強度の冷間圧延された二相鋼板を製造する方法およびこれにより製造された鋼板 | |
| JP5732907B2 (ja) | 熱間三次元曲げ加工用鋼材と熱間三次元曲げ鋼材及びその製造方法 | |
| WO2010011790A2 (en) | Cold rolled dual phase steel sheet having high formability and method of making the same | |
| JP2011063883A (ja) | 超高力鋼組成、超高力鋼製品の製造方法及び得られた製品 | |
| WO2007075006A1 (en) | High manganese steel strips with excellent coatability and superior surface property, coated steel strips using steel strips and method for manufacturing the steel strips | |
| WO2017203314A1 (en) | Twip steel sheet having an austenitic matrix | |
| JP2008255442A (ja) | 高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 | |
| JP3962186B2 (ja) | 熱処理硬化能に優れた薄鋼板及びその鋼板を用いた高強度プレス成形体の製造方法 | |
| JP2008308732A (ja) | 焼入れ鋼板部材および焼入れ用鋼板とそれらの製造方法 | |
| CA3025469C (en) | Method for the manufacture of twip steel sheet having an austenitic matrix | |
| JP3447233B2 (ja) | 熱処理硬化能に優れた薄鋼板及び高強度プレス成形体の製造方法 | |
| JP4299377B2 (ja) | 成形後強度上昇熱処理性能を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP4320913B2 (ja) | 成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP2003268491A (ja) | 加工部材用高強度鋼板とその製造方法および耐磨耗性に優れた加工面を有する加工部材の製造方法、 | |
| JP6780804B1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP3464611B2 (ja) | 成形性と耐食性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP3764380B2 (ja) | 延性、めっき性、スポット溶接性および熱処理後の強度安定性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| JP3822711B2 (ja) | 合金化溶融亜鉛メッキ鋼板 | |
| CN115652218B (zh) | 一种低碳的高韧性热冲压成形构件及钢板 | |
| WO2023134665A1 (zh) | 一种具有Al-Zn-Mg-Si镀层的热冲压钢板及其热冲压方法 | |
| JP3716439B2 (ja) | めっき特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP2001335892A (ja) | 成形性に優れた高強度熱延鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 | |
| JP2004232078A (ja) | 成形性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20030527 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20070704 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080704 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090704 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090704 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100704 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110704 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120704 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120704 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130704 Year of fee payment: 10 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130704 Year of fee payment: 10 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130704 Year of fee payment: 10 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313117 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |