JPH02175839A - 溶接性、加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 - 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、延性、曲げ加工性、スポット溶接等の溶接
性に優れた高強度鋼板、なかでも引張強度（ＴＳ）が６
０ｋｇｆ／ｒａｍ”以上を有する高強度薄鋼板およびそ
の製造方法に関するものである。

（従来の技術） 自動車用高強度薄鋼板としては、従来の固溶強化鋼ある
いは析出強化鋼に比して優れた強度と延性を存するいわ
ゆるＤｕａｌ　Ｐｈａｓｅ鋼（フェライト。

マルテンサイトの２相混合組［１Ｊｌ）が注目されてい
る。ちなみに典型的な材質としては、引張強度（ＴＳ）
　６０ｋｇｆ／ｍａ＋”　Ｔ：伸びＥｌが約３０％、引
張強度（ＴＳ）１００ｋｇｆ／ｆｆ１ｌＩＺで伸びＥｌ
が１５χ程度であり、これに関する文献としてたとえば
特開昭５６−１１６８３３号公報が参照される。

ところで近年では、このような鋼板に対する特性向上の
要求はますます厳しくなり、従来のＤｕａ　ＩＰｈａｓ
ｅ　綱でも満足のいく特性を得ることができない場合が
あった。Ｄｕａｌ　Ｐｈａｓｅ鋼における欠点の１つは
、曲げ加工性があまり良好でなく、とくに引張強度が１
００　ｋｇｆ／ｍｒｓ”を超える場合には、密着面げに
おける加工が困難であるというところにある。

このような背景で開発されてきた鋼板として、残留オー
ステナイトによる加工誘起塑性を利用した鋼板が知られ
ている（Ｔｒａｎｓ、ＡＳＭ、６０（１９７６）、２５
２頁、特開昭６２−１８２２４号公報、特開昭６２−１
８２２５号公報参照）。

（発明が解決しようとする課題） しかしながら上述のような残留オーステナイトを多量に
含む鋼板においては、次のような問題があった。すなわ
ち、 ｌ）、高Ｃ鋼（Ｃ２０，１５χ）　を用いていて他にＭ
ｎ等も多量に含むため、スポット溶接等の溶接性が悪い
こと。

２）、フェライト、マルテンサイト組織のＤｕａｌ　Ｐ
ｈａｓｅ鋼と同様に曲げ加工性が不十分であること。

３）、超高強度（ＴＳ≧１００　ｋｇｆ／ｍｍ”）鋼板
の製造は容易であるが、引張強度が６０ｋｇｆ／ａｍｚ
〜ｌＯＯｋｇｆ／ｍｓ”における鋼板の製造は困難であ
ること。

ここに、１）、および３）、については、残留オーステ
ナイト相を得るためにＣ量の高い鋼が必要であり、２）
、については、曲げ歪みが鋼板表面で最大になるのに対
し表層部の硬度も鋼板内部と同様に大きいためと考えら
れる。

この発明は、上述したような従来問題を解消し、自動車
の外板等に用いて好適な、延性、曲げ加工性、溶接性に
優れた引張強度６０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強度冷延鋼
板およびその製造方法を提案することを目的とするもの
である。

（課題を解決するための手段） 発明者らは、従来のフェライト・残留オーステナイト鋼
のもつ欠点を解消すべく種＼の実験と検討を重ねた結果
、複合材料のアナロジ−から、鋼板の表層部を低強度・
軟質の低Ｃのフェライト組織に、鋼板の板厚中央部を高
強度の残留オーステナイトおよびベイナイト、マルテン
サイト組織とした３層の層状組織にすることが極めて有
効であることを突き止めた。

二のような層状組織であれば先に述べた３つの従来問題
は以下のように解決される。

１）６強度・・・鋼板の強度は、各々の層の重み平均で
おおむね表されるので例えば軟質層の体積分率を制御す
ることで綱板全体の機械的引張強度を制御できる。

２）、溶接性（スポット）・・・薄鋼板の場合、作業の
簡素化のため多くが重ね合わせ継手の形態をとる。

この場合、溶融接合層（ナゲツト）は重ね合わせ部分に
生じていて、板の全厚に渡って生じているわけではない
。高Ｃｗ４で溶接性が悪くなる原因の１つはナゲツト部
が高Ｃｆ１ｌであるため顕著に硬化することによるもの
で、板厚方向に組織（焼き入れ硬化性に最も影響するＣ
量）を変えること、より具体的には実際に溶融してナゲ
ツトを形成する板厚表層部を低Ｃ組織にすることによっ
て硬度増加による接合継手の強度低下を抑制できる。

３）１曲げ加工性・・・曲げ加工の際歪みが最大となる
のは、板厚表層部である。従ってこの部分が軟質であれ
ばクラックが発生しにくくなり、曲げ加工性の改善が可
能となる。

なお、このような層状組織でも残留オーステナイトを含
む中心層がもつ高延性という利点は失われない。すなわ
ち、引張試験においてボイドが発生するのは３軸応力状
態が強く発生する板厚中心部であるので、そのような部
分に残留オーステナイトを多く含有させれば加工誘起望
外により応力集中を緩和できるので、より大きなマクロ
の歪みまでボイドの発生を抑制できると考えられた。

この発明は、上記の知見に立脚するものである。

すなわちこの発明は、Ｃ：０．１５〜０．６０　ｗｔχ
（以下単にχで示す）　、Ｓｉ：　０．５０〜２．５０
χ、Ｍｎ：　０．５０〜３．５０χ、Ｐ：０．０４０％
以下、Ｓ：　０．０１０％以下、Ａｌ：　ｏ、ｉｏ％以
下およびＮ：０．００５０％以下を含有し残部Ｆｅおよ
び不可避的不純物よりなるｍ仮であって、上記鋼板はＣ
：０．１０ｗｔ％以下になる少な（とも１０Ｖｏ　ｌχ
の軟質表面層と１０Ｖｏ　１％以上の残留オーステナイ
トを含む硬質中心層を有することを特徴とする溶接性、
加工性に優れた高強度冷延鋼板であり、ここにこの発明
では上記の成分のほか、Ｎｂ：　　０．０１〜０．１０
χ　、Ｔｉ：　　０．０１〜０．１０χ　、Ｖ：　　０
．０１〜０．１０χのうちから選ばれる少なくとも１種
、ただしＮｂ、　Ｔｉ、■の合計が０．１０％以下、を
含有することができる。

またこの発明は、Ｃ：０．１５〜０．６０χ、Ｓｉ：　
０．５０〜２．５０　Ｚ、　Ｍｎ：　０．５０〜３．５
０χ、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：　０．１０％以下およびＮ：０．００５０％以下
を含有する熱延鋼板を、酸洗、冷間圧延した後脱炭焼鈍
し、次いでＡｃｌ＋５０〜＾Ｃ３＋５０℃の温度域でｔ
ｏ−１２０秒保持した後、２０℃／Ｓ以上２００℃／Ｓ
未満の速度で３５０〜５００℃の温度範囲に冷却し、引
き続きその温度を３０〜３００秒保持した後１０”Ｃ／
Ｓ以上の速度で室温まで冷却することを特徴とする溶接
性、加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法であり、
この発明においては、上記成分のはかＣｒ：　０．５０
〜１．５０χ、Ｂ：　０．００１〜０．００３２および
Ｎｂ：　０．０１〜０．１０χ、Ｔｉ：　０．０１〜０
．１０χ、■＝０．０１〜０．１０χのうちから選ばれ
る少なくとも１種、ただしＮｂ、、Ｔｉ、　Ｖの合計が
０．１０　ｗｔ％以下、を含有する鋼であっても存利に
適合する。

（作　用） この発明に従う鋼の成分組成の限定理由についてまず説
明する。

Ｃ：Ｃはその含有量が０．１５χ未満では、後述するよ
うに鋼板を脱炭焼鈍するので、板厚方向の中央部を最終
的に１ＯＶｏ　１％以上の残留オーステナイトを含む所
望の組織とすることができず、一方。、６゜χを超える
と軟質の表面層（脱炭層）があったとしても溶接性の劣
化は避けられない。すなわち溶接継手の強度が顕著に劣
化する。よってＣは０．１５２〜０．６０Ｚに限定した
。

Ｓｉ：　Ｓｉは最終的に鋼板の中心層に充分な量の残留
オーステナイトを確保するために必要な元素であって、
そのためにはすくなくとも０．５０χ添加する必要があ
る。一方２．５ｏχを超えて添加してもその効果は飽和
し、単にコストアップになるだけでなく鋼を顕著に硬質
化させ鋼板の製造に著しい困難を来す不利がある。よっ
てＳｉは０．５０〜２．５０％の範囲に限定した。

Ｍｎ：　Ｍｎはオーステナイトの安定性を高め残留オ−
ステナイト量を増す傾向がある。この効果は０．５０％
以上で顕著となるが、３．５０χを超えて添加してもそ
の効果は飽和する。よってＭｎは０．５０〜３．５０χ
の範囲に限定した。

Ｐ：　Ｐは少量の添加では、残留オーステナイトの量を
増す効果があるが、０．０４０χを超えて添加すると溶
接性・靭性の劣化が顕著となる。よってＰは０．０４０
％以下にした。

Ｓ：　Ｓはその含有量が０．０１０χを超えると鋼板の
局部延性が低下することに加え、スポット溶接性が顕著
に低下する。よってＳはｏ、ｏｉｏ％以下にした。

Ａｌ：　Ａｌは脱酸元素として鋼の清浄度を向上させる
のに重要であるが、その含有量が０．１０χを超えると
鋼が顕著に硬化し、かつ表面欠陥を生じるおそれがある
。よってＡＩは０．１０％以下にした。

Ｎ：ＮはＣと同様にオーステナイト安定化元素であるが
、その含有量が０．００５０χを超えると鋼の脆化を招
（おそれがある。よってＮは０．００５０Ｘ以下にした
。

Ｃｒ：　Ｃｒは残留オーステナイトの残存を促進する元
素であり、その効果は０．５０％以上の添加であられれ
てくる。一方１．５０χを超えて添加してもその効果は
ほぼ飽和するだけでなくコストアップにもつながる。よ
ってＣｒは０．５０〜１．５０２の範囲に限定した。

Ｂ：Ｂは０．００１％以上の添加で焼き入れ性の向上が
期待でき硬質中心層の強度向上に有効である。−方０．
００３χを超えると上記効果は飽和し、場合によっては
逆に焼き入れ性が低下する。よってＢはｏ、ｏｏｉ〜０
．００３χに限定した。

Ｎｂ：　Ｎｂは最終的な鋼の組織を微細化するのに有効
であり、また曲げ性等の局部延性能の改善にも有効であ
る。この効果は０．０１χが下限であり一方０．１０％
以上添加してもその効果は飽和する。よってＮｂは０．
０１〜０．１０χの範囲に限定した。

Ｔｉ：　ＴｉはＮｂと同様な理由テ０．０１〜０．１０
Ｘ　１７）範囲に限定した。

ｖ：■についてもＮｂ、　Ｔｉと同様の理由１’０．０
１〜０．１０χの範囲に限定した。

なお、Ｎｂ、　Ｔｔ、　Ｖについては複合添加してもそ
の効果は減じられることはないが、それらの合計で０．
１０χを上限として添加することで上記の効果を得るこ
とができる。

この発明において上記の組成よりなる鋼を用いて製造し
た冷延板の軟質表面層を体積分率で少なくとも１０χ（
片面）としたのは、これが１０χ未満では鋼板の溶接性
・曲げ加工性等の改善が期待出来ないからである。なお
軟質表面層のＣ含有率を０．１０％以下としたのは、Ｃ
は軟質表面層の加工性を最も強く支配する因子であり、
これが０．１０％以下でなければ曲げ加工性の改善、ス
ポット溶接性の改善は達成できない。また鋼板の硬質中
心層における残留オーステナイトを体積分率で１０％以
上としたのは、これがＩＯ２以上でないと加工誘起塑性
の効果が小さく高い延性を得ることができないからであ
る。なお、硬質中心層としては、１０％以上の残留オー
ステナイトを含めば残相はマルテンサイト、ベイナイト
のいずれであってもかまわない。

第１図にＣ：０．５０χ、Ｓｉ：０．８０χ、Ｍｒｌ：
１．２０χ、Ｐ：０．０１０Ｘ　、　Ｓ：０．００５Ｘ
　、　Ａ１：０．０４０Ｘ　、　　Ｎ：０．００３０χ
を含有する組成になる鋼を用い、熱延後の段階で脱炭（
例えば弱酸化雰囲気中で７２０°（Ｘｔ時間箱焼鈍）し
、その後連続焼鈍して得た板厚１．６　ｍｍの鋼板の材
質におよぼす軟質表面層の影響を該軟質表面層の体積分
率の関係において調査した結果を示す。なお軟質表面層
中のＣ量はすべて約０．０３χであった。第１図より軟
質表面層の体積分率を２０％以上（両面）とすることで
密着までの曲げ加工が可能となることがわかる。ここに
、鋼板表裏おける軟質層は同一としているが、たとえば
溶接性においては重ね合わせ側が重要であるので製造が
可能であるならば、片面のみであってもかまわない。

また第２図に、上記鋼板のスポット溶接継手（テンパー
処理なし、加圧カフ００　ｋｇｆ　、電橿径８■、溶接
電流は接合強度が最大となる点）の十字引張強度に及ぼ
す軟質表面層の影響を該軟質表面層の体積分率の関係に
おいて調査した結果を示す。

第２図より軟質表面層の体積分率を片面で１０％以上と
することで３００　ｋｇｆを越える高い十字引張強度が
得られることがわかる。

次にこの発明にしたがう鋼板を得るための製造条件の限
定理由について説明する。

まず、熱延・酸洗・冷延については、特に条件に規制は
なく、通常の中高炭素鋼の製造条件で良い。

脱炭焼鈍については、鋼板の表裏合わせて２０Ｖｏ　１
％以上の軟質表面層を形成させるためにオープン箱焼鈍
を行うが、その温度域、雰囲気は特に特定する必要はな
く雰囲気、温度、時間の組み合わせにより、適正な厚さ
の表面脱炭層を得れば良い。このような軟質表面層（脱
炭層）を形成させればのちの冷延・焼鈍後においてもこ
の層をほぼ同一の分率で維持できる。

次に上記の脱炭につづく焼鈍処理において焼鈍温度をＡ
ｃ１＋５０〜Ａｃ１＋５０℃とするのは焼鈍温度がこれ
よりも低いと焼鈍時に生成するオーステナトが少なすぎ
最終的に残留オーステナイトをｌ０ＶＯＡ１以上含む硬
質中心層を得ることができない。一方これよりも高いと
、均熱時にオーステナイトが粗大化し逆に残留オーステ
ナイト量が減少するとともにベイナイＩ−１が増加し延
性の著しい劣化を来すからである。

焼鈍時間については、１０秒以上とする必要がある。焼
鈍時間が１０秒未満では充分な量のオーステナイトが生
じないこと、また均熱時に鋼板内に多くの金属組織学的
不均一性が内在するため焼鈍後に必要な量の残留オース
テナイトを得ることができないことによる。なお焼鈍時
間の上限はとくに規制しないが実操業での連続焼鈍では
１２０秒程度が限界であると考えられる。焼鈍後におけ
る冷却速度を２０〜２００〜Ａｃ３＋５０℃／Ｓとした
のは、冷却速度が２０℃／Ｓ未満では、冷却中にパーラ
イトが生成し鋼の延性を劣化させるからであり、一方２
００℃／Ｓ以上では鋼板の形状の乱れが顕著になるとと
もに、急冷の最終点の制御が困難となるからである。

冷却後の保持温度については、３５０〜５００℃とする
が、これは３５０℃未満では残留するオーステナイトの
安定化が不十分であり、５００℃を超える場合にはベイ
ナイトのほかにパーライトも生成するようになり、いず
れの場合も充分な量の残留オーステナイトを得ることが
できないからである。

上記の温度域における保持時間を３０〜３００秒とする
のは保持時間が３０秒未満ではオーステナイトの安定化
が不十分であり一方、３００秒を超えても製造工程に大
きな制約を与えるにも係わらすオーステナイトの安定化
の効果は飽和する。よって保持時間は３０〜３００秒の
範囲とした。

つぎに上記の温度域からの冷却速度をｌＯ℃／Ｓ以上と
するのは、冷却速度が１０℃／Ｓ未満では、充分な量の
残留オーステナイトを得るのが困難になる場合があり材
質制御上の安定性に欠けるからである。

なお、脱炭の焼鈍においては冷延後におこなってもよく
、ここで１０％以上の軟質表面層（脱炭層）を得ること
ができれば最終的にも約１０％以上という望ましい脱炭
層を得ることができる。

以上の熱処理を経て得た鋼板は、形状矯正・粗度調整を
行うためのスキンパス圧延を行ってもよいのは勿論であ
り、こうして得られた鋼板は鋼板の表裏における軟質表
面層と硬質中心層（オーステナイト（マルテンサイト・
ベイナイト））を有する３層の層状組織となり、優れた
溶接性と加工性を示す良加工性高強度冷延鋼板となる。

（実施例） 実施例−１ 表−１に示す成分組成になる鋼を素材として、この鋼を
表−２に示す条件に従って処理し板厚１．６ｍｍの冷延
鋼板を製造した。

得られた各鋼板の組織すなわち口板の表裏における軟質
表面層の体積分率Ｖ、　（χ）およびＣ（１，）。

硬質中心層の残留オーステナイトの体積分率Ｖγ（χ）
およびベイナイトの体積分率Ｖｍ　（χ）また材質とし
て引張強度（ＴＳ）　、伸び（［２）、曲げ加工の際ク
ラックの発生しない臨界曲げ半径（ｍ＋ｓ）およびスポ
ット溶接継手の十字引張強度（ｋｇｆ）の調査結果を表
−３に示す。

なおスポット溶接条件は、テンパー処理等の特殊な処理
はせず加圧カフ００　ｋｇｆ　、電極径８ｍｍで溶接電
流は最適の条件とした。

（１１ｔχ） 表−３より明らかなように、充分な残留オーステナイト
量が得られない供試ｔ１ｍＮα５、供試鋼Ｎｏ、　１０
、供試鋼Ｎｏ、　１１では高い延性を得ることができず
、また供試鋼Ｎα６では十字引張強度が２５０　ｋｇｆ
　、引張強度は１２０　ｋｇｆ／ｍｍ’あるがＥｆが１
０％と低くなり好ましくないのが明らかである。

実施例−２ 表−１における供試鋼Ｎα３の鋼を素材として、この鋼
の熱延後表−４に示す条件の下に脱炭焼鈍次いで酸洗、
板厚１．６ｍｍまで冷延しさらに同しく表−４に示す条
件の下に連続焼鈍してから各鋼板の組織ならびに材質に
ついて実施例−１と同様の調査を行った。

その結果を表−５に示す。

表 この発明に従うことですぐれた材質の鋼板を得ることが
できるのは明らかである。

（発明の効果） この発明によれば、延性、曲げ加工性、溶接性ともに優
れた高強度冷延綱板を困難な工程を付加することなしに
容易に得ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、鋼板の軟質表面層の体積分率Ｖ、と材質の関
係を示すグラフ、 第２図は、ｍ板の軟質表面層の体積分率ｖ３と十字引張
強度の関係を調査したグラフである。 第２図 ｆｏ　　　　　２Ｑ３０　　　４０

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．１５〜０．６０ｗｔ％、 Ｓｉ：０．５０〜２．５０ｗｔ％、 Ｍｎ：０．５０〜３．５０ｗｔ％、 Ｐ：０．０４０ｗｔ％以下、 Ｓ：０．０１０ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．１０ｗｔ％以下および Ｎ：０．００５０ｗｔ％以下を含有し残部 Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼板であって、上記
   鋼板はＣ：０．１０ｗｔ％以下になる少なくとも１０Ｖ
   ｏｌ％の軟質表面層と１０Ｖｏｌ％以上の残留オーステ
   ナイトを含む硬質中心層を有することを特徴とする溶接
   性、加工性に優れた高強度冷延鋼板。 ２、Ｃｒ：０．５０〜１．５０ｗｔ％、 Ｂ：０．００１〜０．００３ｗｔ％および Ｎｂ：０．０１〜０．１０ｗｔ％、 Ｔｉ：０．０１〜０．１０ｗｔ％、 Ｖ：０．０１〜０．１０ｗｔ％のうちから選ばれる少な
   くとも１種、ただしＮｂ、Ｔｉ、Ｖの合計が０．１０ｗ
   ｔ％以下、 を含有する請求項１記載の溶接性、加工性に優れた高強
   度冷延鋼板。 ３、Ｃ：０．１５〜０．６０ｗｔ％、 Ｓｉ：０．５０〜２．５０ｗｔ％、 Ｍｎ：０．５０〜３．５０ｗｔ％、 Ｐ：０．０４０ｗｔ％以下、 Ｓ：０．０１０ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．１０ｗｔ％以下および Ｎ：０．００５０ｗｔ％以下を含有する熱 延鋼板を、酸洗、冷間圧延した後脱炭焼鈍し、次いでＡ
   ＿ｃ＿１＋５０〜Ａｃ＿３５℃の温度域で１０〜１２０
   秒保持した後、２０℃／Ｓ以上２００℃／Ｓ未満の速度
   で３５０〜５００℃の温度範囲に冷却し、引き続きその
   温度を３０〜３００秒保持した後１０℃／Ｓ以上の速度
   で室温まで冷却することを特徴とする溶接性、加工性に
   優れた高強度冷延鋼板の製造方法。 ４、Ｃ：０．１５〜０．６０ｗｔ％、 Ｓｉ：０．５０〜２．５０ｗｔ％、 Ｍｎ：０．５０〜３．５０ｗｔ％、 Ｐ：０．０４０ｗｔ％以下、 Ｓ：０．０１０ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．１０ｗｔ％以下、 Ｎ：０．００５０ｗｔ％以下を含み、さら にＣｒ：０．５０〜１．５０ｗｔ％、、Ｂ：０．００１
   〜０．００３ｗｔ％およびＮｂ：０．０１〜０．１０ｗ
   ｔ％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０ｗｔ％、Ｖ：０．０１
   〜０．１０ｗｔ％のうちから選ばれる少なくとも１種、
   ただしＮｂ、Ｔｉ、Ｖの合計が０．１０ｗｔ％以下、を
   含有する熱延鋼板を、酸洗、冷間圧延した後脱炭焼鈍し
   、次いで Ａ＿ｃ＿１＋５０〜Ａ＿ｃ＿３＋５０℃の温度域で１０
   〜１２０秒保持した後、２０℃／Ｓ以上２００℃／Ｓ未
   満の速度で３５０〜５００℃の温度範囲に冷却し、引き
   続きその温度を３０〜３００秒保持した後１０℃／Ｓ以
   上の速度で室温まで冷却することを特徴とする溶接性、
   加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。