JPH04289120A - 成形性及びストリップ形状の良好な超高強度冷延鋼板の製造法 - 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】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、引張強度が１５０〜２
００ｋｇｆ　／ｍｍ２　であって、マルテンサイト体積
率が８０〜９７％で残部がフェライトからなる微細な２
相組織を有する成形性及びストリップ形状の良好な超高
強度冷延鋼板の製造法を提供するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、自動車の安全性に対する要求が強
まっており、引張強度が１５０ｋｇｆ　／ｍｍ２　を超
える超高強度冷延鋼板を利用し、軽量でかつ十分な衝撃
吸収能を有する、バンパーリインホースメント、ドアイ
ンパクトバーに代表される補強部材を積極的に設置しよ
うとする動きがある。このような用途に用いられる超高
強度冷延鋼板では、加工性においては特に曲げ加工性が
重要で、また、成形時の形状凍結性の面から低降伏比で
あること、及び成形ラインでの作業性面からストリップ
形状が良好であることが必要である。

【０００３】超高強度冷延鋼板の製造では、マルテンサ
イトに代表される硬質な低温変態組織を利用した組織強
化が用いられる。このような超高強度冷延鋼板を効率的
かつ低廉に製造するには、水焼入れタイプの連続焼鈍設
備を用いるのが有利であり、通常、Ａｃ１　点以上の再
結晶加熱温度に短時間加熱保持した後、強制空冷により
所定の温度まで冷却し、この温度から水焼入れを行い、
続いて過時効処理が施される。

【０００４】このような水焼入れタイプの連続焼鈍設備
を用いた超高強度冷延鋼板の製造法に関しては、従来、
例えば特開昭５３−２８５１５号公報、特開昭５８−２
２３２７号公報、特開昭６１−３８４３号公報に見られ
るように数多くの方法が開示されている。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかし、これらの発明
は、いずれも引張強度で高々１５０ｋｇｆ　／ｍｍ２　
までのもので、１５０ｋｇｆ　／ｍｍ２　を超える超高
強度冷延鋼板については、例えば特開昭５３−２８５１
５号公報、特開昭６１−３８４３号公報の実施例にわず
かに見られるだけである。またこれらについても、成形
性、あるいは、このようなマルテンサイト組織を利用し
た超高強度冷延鋼板にみられる変態歪に伴うストリップ
形状の劣化について十分な検討がなされているものでは
ない。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、引張強度
が１５０ｋｇｆ　／ｍｍ２　を超える超高強度冷延鋼板
について、組織と成形性、ストリップ形状について検討
を重ねた結果、特定成分の鋼を熱延板において組織を均
一微細化し、続く連続焼鈍でマルテンサイト体積率が８
０〜９７％で残部がフェライトからなる微細な２相組織
とすることにより、成形性とストリップ形状の良好な超
高強度冷延鋼板を製造できることを見いだした。

【０００７】すなわち本発明は、重量％で、Ｃ：０．１
８〜０．３％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：１〜２．５
％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３％以下、　
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％を含有し、これに更
に、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｖ：０．０１〜
０．１０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％の何れか１種
または２種以上を合計で０．００５〜０．１０％の範囲
で含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物よりなる鋼を
、仕上げ温度Ａｒ３　点以上で熱延し、５００〜６５０
℃で捲取った後、酸洗、冷間圧延し続く連続焼鈍でＡｃ
３　〜〔Ａｃ３　＋７０℃〕に加熱し３０秒以上均熱し
た後、１次冷却でフェライトを体積率で３〜２０％析出
させ、その後噴流水中で室温まで急冷し、１２０〜３０
０℃の温度で１〜１５分間の過時効処理を施し、マルテ
ンサイト体積率が８０〜９７％で残部がフェライトから
なる微細な２相組織を有する鋼板とすることを特徴とす
る引張強度が１５０〜２００ｋｇｆ／ｍｍ２　の成形性
及びストリップ形状の良好な超高強度冷延鋼板の製造法
である。

【０００８】

【作用】本発明において用いる鋼の成分組成限定理由を
説明すると、以下の如くである。

【０００９】Ｃ：０．１８〜０．３０％。 Ｃは、マルテンサイトの強度を得る上において有効な成
分であり、下限の０．１８％は所望の強度が得られる最
低限量として決定した。又上限の０．３０％は、これ以
上添加すると衝撃特性が著しく低下するため決定した。

【００１０】Ｓｉ：１．２％以下、 Ｓｉは、鋼板の機械特性のうち、延性に最も寄与し、こ
の添加量の増加は延性を向上させる。しかし、１．２％
以上の添加は衝撃特性を著しく劣化させるので、これを
上限とした。

【００１１】Ｍｎ：１〜２．６％。 Ｍｎは、変態点を下げ、またオーステナイトの焼入れ性
を向上させる元素であり、マルテンサイトの体積率をコ
ントロールし、所定の強度を得る上で重要な役割りをす
る。即ち、下限はマルテンサイトを安定して得るための
限界であり、また上限は冷却速度の非常に速い水焼入れ
タイプ連続焼鈍設備を利用するため、これ以上添加しし
ても効果が飽和すること、および鋳造時の偏析に伴うバ
ンド組織の発達が著しくなり、曲げ加工性に悪影響を及
ぼすことから決定した。

【００１２】Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３％
以下。 Ｐ、Ｓは、鋼板の加工性を考慮した場合、低い方が好ま
しく、このためＰは０．０２０％以下とし、また特にＳ
はその含有量が高いと介在物（ＭｎＳ）が増加し、鋼板
の加工性のみならず衝撃特性に対しても著しい悪影響を
及ぼすため０．００３０％以下とする。

【００１３】ｓｏｌ　．Ａｌ：０．０１〜０．１０％。 Ａｌは、鋼の脱酸のために使用されるが、ｓｏｌ　．Ａ
ｌで０．０１％未満ではシリケート介在物が残り、鋼の
加工性が劣化するためｓｏｌ．Ａｌで０．０１％以上と
する必要がある。また０．１０％を超えるｓｏｌ　．Ａ
ｌの残留は表面疵の増加を招き、好ましくないためその
上限を０．０１％とした。

【００１４】Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｖ：０
．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％。 本発明では更に、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの何れか１種または２
種以上を上記範囲内で、合計０．００５〜０．１０％含
有させるが、これらの元素の添加は組織の微細化を目的
としたもので、下限は組織微細化に必要な最低限量であ
り、上限はこれ以上添加すると析出物が増加し、加工性
を著しく劣化させるため決定した。

【００１５】本発明における製造上の限定理由は以下の
如くである。まず、上記組成の鋼は、仕上温度Ａｒ３　
点以上で熱延されるが、これはこの温度以下では熱延板
組織が不均一となるため決定した。また巻取り温度は５
００〜６５０℃に限定されるが、これは上限を超えると
熱延板がバンド組織を呈し最終鋼板の加工性を劣化させ
るからであり、又下限を外れると熱延板が硬質となり操
業上問題となるため決定した。上記熱延板は酸洗後、冷
間圧延を施される。

【００１６】次いで行われる連続焼鈍の熱サイクルにつ
いて説明すると、まずＡｃ３　〜〔Ａｃ３　＋７０℃〕
に加熱し、３０秒以上均熱、加熱温度上限の〔Ａｃ３　
＋７０℃〕は、これ以上加熱温度を上昇させるとオース
テナイト粒が粗大化し、加工性および衝撃特性に悪影響
を及ぼすため決定した。また均熱時間の下限３０秒は、
これ以下では板厚方向全体に対して所定の効果が得られ
ないため決定した。なお、ここでいう均熱時間とは、均
熱での最高板温から−２０℃以上の温度となっている時
間と定義する。

【００１７】上記均熱に続いて、噴流水中で室温まで急
冷されるが、このままでは固溶Ｃが多く熱的に不安定で
あるため続いて１２０〜３００℃の温度で１〜１５分間
の過時効処理を行う。１２０℃以下では所定の効果が得
られず、３００℃を超えるとマルテンサイトが軟化し、
強度が急激に低下するので、この３００℃が過時効処理
温度の上限となる。また、過時効時間１〜１５分間は、
これ以下では所定の効果が得られず、これ以上では効果
が劣化するだけでなく操業性を劣化させるため決定した
。

【００１８】また、本発明では最終組織においてマルテ
ンサイト体積率が８０〜９７％で残部がフェライトから
なる微細な２相組織に規定したが、フェライト，マルテ
ンサイト２相組織とするのは、これにより、引張強度が
１５０ｋｇｆ／ｍｍ２　を超える超高強度でありながら
低降伏比が実現でき、かつ、マルテンサイト変態時の歪
を、軟質なフェライトが吸収するため良好なストリップ
形状が得られるためである。また、マルテンサイト体積
率を８０〜９７％とするのは、マルテンサイト体積率が
８０％以下、すなわち、フェライト体積率が２０％以上
となるとフェライトとマルテンサイトの硬度差上昇に伴
う曲げ加工性の劣化が生じ、マルテンサイト体積率が９
７％以上、すなわち、フェライト体積率が３％以下とな
るとマルテンサイト変態に伴う歪をフェライトが吸収し
きれず、ストリップ形状が著しく劣化するためである。

【００１９】上述したような成分組成の鋼を、このよう
な各範囲に限定して操業することにより、引張強度が１
５０〜２００ｋｇｆ　／ｍｍ２　で、成形性およびスト
リップ形状の良好な超高強度冷延鋼板が製造される。

【００２０】

【実施例】上記したような本発明によるものの具体的実
施例の若干について説明すると以下の如くである。

【００２１】実施例１ 表１に示すような成分組成を有する本発明成分鋼Ａ〜Ｊ
および比較鋼Ｋ〜Ｔを転炉で出鋼した後、連続鋳造によ
りスラブとなし、これを表２に示すような本発明範囲に
おける熱延条件で厚さ２．８ｍｍの熱延板とし、酸洗後
、厚さ１．２ｍｍに冷間圧延した。次いで、水焼入れタ
イプの連続焼鈍設備において、表２に示す本発明範囲に
おける種々の条件にて、連続焼鈍および過時効処理を施
した。このようにして得られた鋼板の機械特性およびマ
ルテンサイト体積率を表２に併せて示す。この表２にお
いて、鋼Ａ〜Ｔは、熱延条件、連続焼鈍条件いずれも本
発明範囲内であるにもかかわらず、本発明成分鋼である
Ａ〜Ｊで得られた機械特性に比較し、成分が本発明範囲
からはずれている比較鋼Ｋ〜Ｔでは、曲げ加工性および
延性の劣化および降伏比の上昇が見られる。

【００２２】

【表１】

【００２３】

【表２】

【００２４】代表的に、前記表１の鋼Ｃについて、マル
テンサイト体積率と各機械的特性およびストリップ形状
に及ぼす影響を検討した結果を要約して示しているのが
図１であって、上述したマルテンサイト体積率を８０〜
９７％とすることにより各特性が安定且つ有効に得られ
ている。

【００２５】実施例２ 前記、表１に示した本発明成分鋼Ａ，Ｃ，Ｇを転炉で出
鋼した後、連続鋳造によりスラブとなし、これを次の表
３に示すような種々の熱延条件で厚さ２．８ｍｍの熱延
板とし、酸洗後、厚さ１．２ｍｍに冷間圧延した後、水
焼入れタイプの連続焼鈍設備において、表３に示す種々
の条件にて、連続焼鈍および過時効処理を施した。この
ようにして得られた鋼板の機械特性、ストリップ形状、
マルテンサイト体積率を表３に併せて示す。

【００２６】

【表３】

【００２７】前記表３において、鋼Ａ，Ｃ，Ｇは、いず
れも成分が本発明範囲内であるにもかかわらず、熱延条
件、連続焼鈍条件のいずれも本発明範囲内である鋼番１
，４，８，９，１０，１２で得られた機械特性およびス
トリップ形状に比較し、例えば連続焼鈍における加熱温
度がフェライト＋オーステナイト２相域で本発明範囲か
らはずれている鋼番６，７では曲げ加工性及びストリッ
プ形状が劣化しており、またマルテンサイト体積率が本
発明範囲から外れている鋼番３，５，１１，１３，１４
では曲げ加工性、延性、ストリップ形状の劣化および降
伏比の上昇がみられる。

【００２８】以上のように、本発明によれば、引張強度
が１５０〜２００ｋｇｆ　／ｍｍ２　の成形性及びスト
リップ形状の良好な超高強度冷延鋼板が適切に製造でき
ることがわかる。

【００２９】

【発明の効果】以上説明したような本発明によるときは
、引張強度が１５０〜２００ｋｇｆ　／ｍｍ２　を有し
、しかも成形性および及びストリップ形状の良好な超高
強度冷延鋼板を的確に製造せしめ、走行車輌その他にお
いて軽量かつ成形性に卓越した部材を提供し得るもので
あるから工業的にその効果の大きい発明である。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の実施例における鋼Ｃにおけるマルテン
サイト体積率と均熱温度の機械特性およびストリップ形
状に及ぼす影響を要約して示したグラフである。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】　　重量％で、Ｃ：０．１８〜０．３％、
   Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：１〜２．５％、Ｐ：０．０
   ２０％以下、Ｓ：０．００３％以下、　ｓｏｌ．Ａｌ：
   ０．０１〜０．１％を含有し、これに更に、Ｎｂ：０．
   ００５〜０．０３０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｔ
   ｉ：０．０１〜０．１０％の何れか１種または２種以上
   を合計で０．００５〜０．１０％の範囲で含有し、残部
   がＦｅおよび不可避不純物よりなる鋼を、仕上げ温度Ａ
   ｒ３　点以上で熱延し、５００〜６５０℃で捲取った後
   、酸洗、冷間圧延し続く連続焼鈍でＡｃ３　〜〔Ａｃ３
   　＋７０℃〕に加熱し３０秒以上均熱した後、１次冷却
   でフェライトを体積率で３〜２０％析出させ、その後噴
   流水中で室温まで急冷し、１２０〜３００℃の温度で１
   〜１５分間の過時効処理を施し、マルテンサイト体積率
   が８０〜９７％で残部がフェライトからなる微細な２相
   組織を有する鋼板とすることを特徴とする引張強度が１
   ５０〜２００ｋｇｆ／ｍｍ２　の成形性及びストリップ
   形状の良好な超高強度冷延鋼板の製造法。