JPH0238647B2

JPH0238647B2 - Chokochoryokukohannoseizohoho

Info

Publication number: JPH0238647B2
Application number: JP9893585A
Authority: JP
Inventors: Shuji Nakai; Seiichi Sugisawa
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1985-05-10
Filing date: 1985-05-10
Publication date: 1990-08-31
Anticipated expiration: 2005-05-10
Also published as: JPS61257421A

Description

【発明の詳細な説明】

＜産業上の利用分野＞この発明は、化成処理性等の表面特性に優れる
とともに良好なプレス成形性をも備えた、引張強
さ：80〜120Kgｆ／mm²級のフエライト・マルテン
サイト二相組織型超高張力鋼板を安定して製造す
る方法に関するものである。近年、消費エネルギー節減の思想は徹底の度合
を益々深めており、例えば自動車等の車輌につい
てみると、その軽量化が一層厳しく推し進められ
ているが、このため、ボデー用外装材やその補強
材としての高張力鋼板に対する性能向上要求も一
段と厳しさを増してきている。＜従来技術並びにその問題点＞従来、この種の高張力鋼板は、Si：0.5〜2.0％
（以下、成分割合を表わす％は重量％とする）並
びにMn：1.4〜2.5％程度を含有したSi−Mn系鋼
を熱間圧延し、冷間圧延前焼鈍、冷間圧延、及び
最終焼鈍を施して製造されるのが普通であつた。
しかしながら、この場合、 (a) 熱間圧延中にSiの酸化スケールが鋼表面を覆
い、これが製品にSiスケール疵を残す原因とな
る、 (b) 熱間圧延終了時に〔フエライト＋マルテンサ
イト〕組織となつてしまい、冷間圧延の際にフ
エライト相の加工硬化から“冷圧割れ”を発生
しやすい、 (c) 鋼板表面のSiが冷間圧延後の焼鈍中に酸化す
るため、得られる鋼板の化成処理性が劣化す
る、等の問題が指摘されるようになり、その改善が望
まれていたのである。＜問題点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、化成処
理性や表面疵状況等の表面特性並びにプレス成形
性の良好な超高張力鋼板を安定かつ高能率で製造
し得る方法を見出すべく研究を重ねたところ、以
下に示される如き知見が得られたのである。即
ち、 (a) 超高張力鋼板の製造に際して、Si−Mn系素
材鋼のSi含有量を特に0.40％以下に制限する
と、鋼表面におけるSiの酸化に起因した“化成
処理性劣化”や“Siスケール疵”が十分に抑制
され、表面特性の優れた鋼板が得られること。第１図は、Si含有量を種々に変化させたMo
−Ｖ添加鋼の冷延・焼鈍鋼板について化成処理
性を比較したグラフであるが、この第１図から
も、素材鋼中のSi含有量が0.4％以下になると
化成処理特性は安定して改善されることが明ら
かである。なお、第１図において、化成処理特
性は、通常の塗装下地処理用として使用される
浸漬タイプのリン酸亜鉛処理液中に試験片を特
定時間浸漬してリン酸亜鉛被膜を形成させた
後、その結晶状態を顕微鏡観察し、結晶が十分
に緻密なもの（単位面積当りの結晶数が十分に
多いもの）を化成処理性指数：10とした10段階
評価で表わした。 (b) このようにSi−Mn系素材鋼のSi含有量を低
減すると、製品鋼板の強度が低下してしまつて
引張り強さ：80〜120Kgｆ／mm²を達成できなく
なり、また一方で製品鋼板が二相組織となりに
くくなつて延性劣化を来たす恐れもある。とこ
ろが、鋼中に所定量のＶ及びMoを含有させる
ことにより、前記強度低下が補償され、〔フエ
ライト相＋マルテンサイト相〕の二相組織化も
十分に達成される上、強度並びに延性（プレス
成形性）が高Si鋼を上廻る優れた製品鋼板が得
られること。第２図は、従来のSi−Mn系超高張力鋼板と、
Si含有量が0.40％以下でMo：0.05〜0.20％及び
Ｖ：0.005〜0.100％を含有した低Si−Mo−Ｖ
系超高張力鋼板とについて、「引張強さ」と
「伸び」並びに「曲げ試験における最小曲げ半
径」との関係を比較したグラフであるが、第２
図から、Ｖ及びMoの添加はSi−Mn系鋼を上
廻る優れた成形性をもたらすことがわかる。 (c) 更に、素材鋼の成分組成を以上のように調整
するとともに、熱延の巻取り温度を700〜580℃
と言う特定の温度域で行うと、熱間圧延終了時
の組織が「フエライト＋パーライト＋ベイナイ
ト」となり、フエライト相を多量に有してマル
テンサイトが無いことから冷間圧延時に割れを
発生する危険性がなくなること。しかも冷間圧
延後に780〜870℃で再結晶焼鈍を行い、引き続
き過時効処理を実施することにより、良好な性
能を備えた二相組織が安定して実現されるこ
と。この発明は、上記知見に基づいてなされたも
のであり、Ｃ：0.10〜0.20％、Si：0.4％以下、 Mn：1.6〜3.0％、Mo：0.05〜0.20％、Ｖ：0.005〜0.100％、 sol.Al：0.005〜0.070％、Ｎ：0.0040〜0.0200％を含有し、残部が実質的にFeから成る成分組
成の鋼を、Ar₃変態点以上で熱間圧延した後
700〜580℃で巻取り、次いで冷間圧延を施して
から、780〜870℃での再結晶焼鈍及び150〜350
℃での過時効処理を順次行うことにより、表面
特性及び成形性の優れた二相組織型超高張力鋼
板を得る点、に特徴を有するものである。なお、素材鋼の溶製には転炉、電気炉、炉外精
錬設備等を適宜採用でき、また鋳造には連続鋳造
法或いはインゴツト鋳造法のいずれを用いても良
いことは言うまでもない。また、冷間圧延の際に
は平常通りに酸洗が実施されることはもちろんで
あり、再結晶焼鈍及び過時効処理は連続処理炉で
実施される。そして、再結晶焼鈍後の一時冷却
は、延性劣化を招くことなく二相組織化をより確
実化し、良好な性能を得るため、その冷却速度を
１〜50℃／secとするのが好ましい。更に、過時
効処理の後、製品鋼板の降伏比調整のために0.5
％までの調質圧延を施すこともできる。次に、この発明の超高張力鋼板の製造方法にお
いて、素材鋼の成分組成、熱間圧延条件、再結晶
焼鈍温度及び過時効処理温度を前記の如くに限定
した理由を説明する。 (A) 素材鋼の成分組成ＣＣ成分には、鋼板の強度を向上する作用が
あるが、その含有量が0.10％未満では引張強
さ：80Kgｆ／mm²以上を達成することができ
ず、一方0.20％を越えて含有させると溶接性
の劣化を招くようになることから、Ｃ含有量
は0.10〜0.20％と定めた。 Si Si成分にも鋼板の強度を向上させる作用が
あるが、該作用はＶ及びMoの複合添加によ
つて補償することができる上、その含有量が
0.40％を越えると化成特性劣化、スケール疵
の発生、並びに冷圧割れを招くようになるこ
とから、Si含有量は0.40％以下と定めた。 Mn Mn成分は鋼板の二相組織化のために不可
欠なものであり、鋼板の強度、靭性並びに延
性をバランス良く向上せしめる作用がある
が、その含有量が1.6％未満では二相組織が
得られず、前記作用に所望の効果を期待でき
なくなる。一方、その含有量が3.0％を越え
ると鋳造後のスラブやインゴツトに割れを生
じる恐れがでてくる。従つて、Mn含有量
は、1.6〜3.0％と限定した。 Mo Moはフエライト生成元素であるが、Ｖと
複合添加することによりＶの効果を助長して
顕著な強度向上作用を示すとともに、二相組
織を実現して十分な延性を確保する上で不可
欠な成分であるが、その含有量が0.05％未満
では所望の強度、二相組織及び延性を得るこ
とができず、一方、0.20％を越えて含有させ
てもＶの効果を助長する作用がより以上に発
揮されなくなることから、Mo含有量は0.05
〜0.20％と定めた。ＶＶ成分には、Moと複合添加することで降
伏比を上げず、しかも延性低下を来たすどこ
ろかそれを向上しつつ鋼板の強度を上昇する
作用があるが、その含有量が0.005％未満で
は前記作用に所望の効果が得られず、他方、
0.100％を越えて含有させても強度向上効果
が飽和してしまうことから、Ｖ含有量は
0.005〜0.100％と定めた。 sol.Al sol・Al成分は脱酸剤として有効なもので
あるが、その含有量が0.005％未満ではSiO₂
系介在物の発生が目立ち、一方、0.070％を
越えて含有させるとAl₂O₃介在物による表面
欠陥が現われやすくなることから、sol・Al
含有量は0.005〜0.070％と定めた。ＮＮ成分には、ＶとともにVNを形成して鋼
板の強度を向上する作用があるが、その含有
量が0.0020％未満であると前記作用に所望の
効果が得られず、他方、0.0200％を越えて含
有させてもより以上の強度向上効果が得られ
ないばかりか、鋼の溶製作業に困難を来たす
ようになることから、Ｎ含有量は0.0020〜
0.0200％と定めた。なお、このほかに、不可避的不純物であるＰ
はバンド組織の軽減（靭性劣化の抑制）や製品
鋼板の成型性確保のために0.040％以下に抑え
るのが好ましく、また、同じく不可避的不純物
であるＳは、MnS形成による成形性低下を抑
制するために0.010％以下とするのが望ましい。 (B) 熱間圧延における巻取り温度この発明の方法でも、まず、上記成分組成の
鋼片（連続鋳造鋳片をも含む）に常法通りの熱
間圧延（ダイレクトチヤージ、ホツトチヤージ
或いは冷片の再加熱装入を適宜に採用し、例え
ば仕上温度：930〜800℃で実施する圧延）を施
すわけであるが、この際、圧延終了後の巻取り
温度を特に700〜580℃とすることが重要であ
る。なぜなら、巻取り温度が700℃よりも高い
とバンド組織が形成されて成形性劣化を招くこ
ととなり、一方、580℃よりも低い温度で巻取
つた場合には、熱間圧延終了とともに鋼材が二
相組織となつてしまつて冷間圧延時に割れを誘
発するからである。 (C) 再結晶焼鈍温度熱間圧延を終えて巻取られた鋼材は、次に冷
間圧延工程に付され、続いて再結晶焼鈍が施さ
れるが、前記冷間圧延の条件は通常通りで十分
であつて、格別な配慮を必要とすることがな
い。ただ、再結晶焼鈍温度は780〜870℃に調整す
る必要があるが、これは、再結晶焼鈍温度が
780℃未満であると再結晶が未完了となること
に加えて二相組織化がならず、一方、該温度が
870℃を越えるとマルテンサイトの強度が低下
して全体の引張り強度を下げる結果となるから
である。 (D) 過時効温度再結晶焼鈍の後、強度調整のために過時効処
理が実施されるが、その処理温度が150℃未満
ではフエライト相の軟化が図れないほか、焼鈍
炉の熱応答性の面からも低過ぎて好ましくな
い。一方、該温度が350℃を越えた場合にはマ
ルテンサイトが焼戻されて軟化してしまい強度
低下を来たすことから、過時効温度は150〜350
℃と限定した。次いで、この発明を実施例により比較例と対比
しながら説明する。＜実施例＞まず、常法によつて第１表に示される如き成分

【表】 (注) ＊印は、本発明の条件から外れていることを
示す。

【表】

【表】組成の鋼を溶製し、連続鋳造鋳片とした。次に、これら鋳片から第２表に示される条件の
熱間圧延、冷間圧延、再結晶連続焼鈍、並びに過
時効処理を経て高張力鋼板を製造した。続いて、このようにして得られた鋼板の冷圧割
れ状況及び表面疵状況を観察するとともに、該鋼
板から試験片を切り出して引張り試験、曲げ試験
及び化成処理試験（リン酸亜鉛被覆処理試験）を
実施した。これらの結果を第２表に併せて示す。第２表に示される結果からも、本発明の条件に
従えば、表面特性及び成形加工性に優れるととも
に、80Kgｆ／mm²以上の引張強さを備えた超高張力
鋼板を、冷圧割れ等を発生することなく製造し得
ることが明らかである。＜総括的な効果＞上述のように、この発明によると、塗装下地処
理に欠かせない化成処理性に優れるとともに表面
疵も無く、かつ優れた成形加工性をも兼備した二
相組織型超高張力鋼板を生産性良く安定して製造
することができ、例えば自動車のドアガードバー
や補強部材の性能向上を得ながら車体重量の軽減
を可能とするなど、産業上極めて有用な効果がも
たらされるのである。

【図面の簡単な説明】

第１図は、鋼板のSi含有量と化成処理性との関
係を示すグラフ、第２図は、従来のSi−Mn系超
高張力鋼板と本発明に係る低Si−Mo−Ｖ系超高
張力鋼板との強度並びに成形性を比較したグラフ
である。

Claims

【特許請求の範囲】１重量割合にて、Ｃ：0.10〜0.20％、 Si：0.4％以下、 Mn：1.6〜3.0％、 Mo：0.05〜0.20％、Ｖ：0.005〜0.100％、 sol.Al：0.005〜0.070％、Ｎ：0.0040〜0.0200％を含有し、残部が実質的にFeから成る成分組成
の鋼を、Ar₃変態点以上で熱間圧延した後700〜
580℃で巻取り、次いで冷間圧延を施してから、
780〜870℃での再結晶焼鈍及び150〜350℃での過
時効処理を順次行うことを特徴とする、表面特性
及び成形性の優れた二相組織型超高張力鋼板の製
造方法。