JPH0676617B2

JPH0676617B2 - プレス加工性の優れた高強度熱延薄鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH0676617B2
Application number: JP32821187A
Authority: JP
Inventors: 秀則白沢; 福輝田中; 善一柴田; 有三馬場; 峰樹大蔵
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1987-12-24
Filing date: 1987-12-24
Publication date: 1994-09-28
Anticipated expiration: 2009-09-28
Also published as: JPH01168813A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は熱延鋼板の製造に係り、特に自動車のバンパー
ビームなどの成形に適した板厚2.3mm以下、引張強さ70k
gf/mm²以上の高強度熱延薄鋼板の製造方法に関するもの
である。

（従来の技術）自動車のバンパインナ、バンパステーなどのバンパ補強
部材としては、従来、板厚が1.6〜2.0mmで引張強さ60kg
f/mm²以下の熱延或いは冷延鋼板が多く使用されていた
が、走行燃費の節減の要求に基づく車体重量軽減の観点
から、より高強度で且つより薄肉の鋼板の要求が強まっ
てきた。最近では、1.2mm厚の80kgf/mm²級熱延鋼板の要
求もみられるようになり、材料供給側での製品開発の大
きな課題になっている。

（発明が解決しようとする問題点）かゝる高強度熱延薄鋼板を製造するには種々の方法があ
るが、いずれも以下のような問題がある。

まず、熱間圧延のみによる方法があるが、熱間圧延ま
まで最終製品とする場合、コイルの板幅及び長手方向の
品質のバラツキが極めて大きくなるほか、薄物材を高速
圧延することによる鋼板の平坦度不良が挙げられる。こ
のような理由により、現在実用に供されている薄鋼板は
60kgf/mm²級までであり、しかもアマチャバンパ用など
車の幅に相当する広幅の薄物コイルを安定して製造する
には60kgf/mm²級鋼板でも極めて困難である。

次に、熱延コイルを熱処理して製造する方法として、
連続焼鈍による方法がある。この方法に関する特許出願
は数多くなされているが、いずれも鋼帯を高温加熱後急
冷することによってマルテンサイトを含む低温変態生成
物を生ぜしめることにより、低降状比で伸びの優れた鋼
板を製造するものである。これらの方法で得られる鋼板
の強度レベルも引張強さ70kgf/mm²以下である。この点
に関し、更に詳しく分類すると、最終製品の組織をフェ
ライト・マルテンサイトとして鋼板に優れた伸びを付与
する連続焼鈍に関する提案として、米国特許第4067756
号、同4159号、特開昭54−163719号、特開昭55−38980
号、特開昭55−104429号、特開昭56−84419号、特開56
−139620号、特開昭56−35718号、特開昭56−146826
号、特開昭57−60053号、特開昭57−145929号などがあ
る。これらはいずれも伸びの向上或いは低降状比とする
ことによる成形物の形状凍結性の向上に関するものであ
る。また、高温加熱後の急冷によってフェライト中に過
飽和に固溶するＣをプレス加工後の時効硬化に応用した
提案として、特開昭51−39524号、特開昭56−87626号な
どがある。これらは時効に伴う転位の固着、セメンタイ
トの析出による降状強度の上昇を意図したものである。

以上述べたように、これまで報告されている連続焼鈍タ
イプの高強度熱延薄鋼板は、伸びとの相関が強い張出し
成形性の向上を指向するものが殆どであった。一方、引
張強さが70kgf/mm²以上の鋼板では、従来のより低強度
の鋼板と異なり、張出し成形性などの均一変形能と、伸
びフランジ加工性、曲げ加工性などの局部変形能との両
立が極めて困難となり、プレス成形用途に応じた品質の
作りこみが必要となっている。前述のバンパ補強部材は
厳しい曲げ加工がなされるため、局部変形能の優れた鋼
板が求められ、アマチャバンパなどのように１体形のプ
レス成形部材では優れた局部変形能のほか、浅絞り成形
に耐える或る程度の均一変形能を有する鋼板が必要とな
る。これらのユーザ要求に対し、従来の連続焼鈍タイプ
の熱延鋼板の設計思想に基づいて製造されたより高強度
の熱延薄鋼板では、プレス成形における割れ発生などの
不良の問題を十分解決し得ない。

本発明は、上記従来技術の問題点を解決するためになさ
れたものであって、連続焼鈍によって製造する高強度熱
延薄鋼板の曲げ加工性、伸びフランジ加工性などのプレ
ス加工性を向上し得る方法を提供することを目的とする
ものである。

（問題点を解決するための手段）前記目的を達成するため、本発明者は、従来の方法とは
別の観点から特に局部変形能を向上できる方法について
鋭意研究を重ねた結果、連続焼鈍において過時効処理を
施すことにより可能であることを見出したものである。

すなわち、本発明は、C:0.10〜0.25％、Si:2％以下、M
n:1.0〜2.5％（但し、Ｃ＋1/5Mn≧0.40％）、P:0.10％
以下、S:0.015％以下及びsolAl:0.01〜0.10％を含有
し、残部がFe及び不可避的不純物よりなる鋼を800℃以
上の仕上温度で熱間圧延して700℃以下の温度で巻取
り、続く連続焼鈍では該鋼帯を780〜900℃の範囲の温度
で１〜５分加熱してから、750〜550℃の領域まで５〜30
℃/sの冷却速度で冷却した後、水焼入れし、次いで300
〜500℃で１〜10分の再加熱することにより、フェライ
トと体積率30％以上の主としてマルテンサイトからなる
低温変態相で構成される組織を有し、引張強さ70kgf/mm
²以上を有する熱延薄鋼板を得ることを特徴とするプレ
ス加工性の優れた高強度熱延薄鋼板の製造方法を要旨と
するものである。

以下に本発明を更に詳細に説明する。

曲げ加工性、伸びフランジ加工性などの局部変形能の優
れた複合組織高強度鋼板を製造するためには、フェライ
ト、マルテンサイトなどの各相がプレス成形時の塑性変
形に十分追随し得るような作りこみが重要である。

一般には材料の変形が進行するとフェライトと第２相と
の界面にボイドが発生し、それが互いに連結して破断に
至る。ボイド発生の難易度はフェライト粒径、面積率な
どに影響されるが、最も大きく影響するのはフェライト
と第２相の硬さの相違である。

このような観点から、本発明者は、まず、連続焼鈍設備
の過時効帯の温度を大幅に変化させて熱延鋼板を連続焼
鈍する基礎実験を実施し、強度とプレス成形性との関係
を調査した。

すなわち、0.12％Ｃ−0.23％Si−1.71％Mn系Alキルド鋼
を仕上温度900℃にて2.6mm厚に熱間圧延し、シャワー冷
却の後、630℃で巻取った。この鋼板を1.6mm厚に機械研
削して表裏面のスケール及び疵を除去した後、以下の条
件の連結焼鈍シミュレーション熱処理に供した。該条件
としては、鋼板を850℃のソルトバスに1.5分間浸漬し、
約15℃/sの冷却速度で500〜750℃の温度まで冷却した
後、水焼入れし、次いで200〜500℃の温度に保持したソ
ルトバス中に３分間浸漬して空冷した。

材質調査としてJIS5号試験片による引張試験及び10mmφ
ポンチ打抜き穴試験片による穴広げ試験を行った。その
調査結果を第１図に示す。なお、第１図は、引張強さ
（TS）と伸び（El）及び穴広げ率（λ）との関係が水焼
入れ開始温度（Tq）及び過時効処理温度（To）によって
どのように変化するのかを示している。

同図において、全体として高い温度から水焼入れした鋼
板ほど高い引張強さを示しているが、過時効処理温度に
よって強度レベルが大きく変化している。図中に示す等
TS×El曲線及び等TS×λ曲線より判断して、TS−Elバラ
ンスは過時効処理温度の上昇につれて劣化しているが、
TS−λバランスは過時効処理温度の上昇につれて向上し
ていることがわかる。特に300℃以上でのTS−λバラン
スの向上が顕著である。また、水焼入れ開始温度もTSと
El及びλとのバランスに大きく影響しており、TS−λバ
ランスは高温から焼入れた鋼板でより優れている。

以上のことからTS−λバランスを向上させる連続焼鈍条
件としては、TS−Elバランス向上の場合と全く異なり、
生成する第２相をより多くし（すなわち、より高温から
水焼入れし）、しかも第２相をより軟らかくする（すな
わち、より高温で過時効処理する）のが好ましい。この
条件はフェライトと第２相の硬さの相違を小さくするこ
とに作用するものであり、前述の塑性変形時のボイド発
生を抑制する結果、穴広げ率で代表される局部変形能の
向上をもたらすものと考えられる。

本発明は、このような基礎実験に基づき、更に詳細に実
験を重ねてなされたものであり、従来の複合組織高強度
熱延鋼板に比較して、更に優れた特性を有する同熱延薄
鋼板の製造方法を確立することに成功したのである。特
に、これまで報告されている同熱延鋼板の提案において
は、連続焼鈍の過時効処理による第２相の物性変化に言
及しているものが皆無であることからも、本発明の独自
性が理解される。

以下に本発明の限定条件及び限定理由を示す。

まず、本発明における化学成分の限定理由は次のとおり
である。

Ｃは連続焼鈍時の水焼入れによるマルテンサイト生成に
不可欠の元素であり、過時効処理後の最終製品で70kgf/
mm²以上の引張強さを確保するためには0.10％以上とす
る必要がある。一方、0.25％を超える多量のＣはスポッ
ト溶接性を劣化させるため、好ましくない。したがっ
て、Ｃ量は0.10〜0.25％の範囲とする。

Siはフェライト・パーライト鋼のみでなく、複合組織鋼
においても有効な強化元素である。しかし、２％を超え
る多量の添加はスラブの柱状晶の粗大化を招き、スラブ
を脆化させるため、好ましくない。したがって、Si量は
２％以下とする。

Mnは、Ｃと同様、連続焼鈍による変態組織の生成を促進
させる元素であり、高強度鋼板の製造に極めて重要であ
る。しかし、少量のMnでは変態組織強化が十分でないた
め、少なくとも1.0％以上が必要である。一方、2.5％を
超える多量のMnはスポット溶接性を劣化させ、製造コス
トの上昇をもたらすので好ましくない。したがって、Mn
量は1.0〜2.5の範囲とする。

但し、引張強さが70kgf/mm²以上の高強度鋼板を得るた
めには、ＣとMnの量の和、すなわち、Ｃ＋1/5Mnを0.40
％以上とする必要があり、これにより、高強度を安定し
て作りこむことができる。

Ｐは鋼の強化元素及び耐食性向上元素として有効であ
る。通常、0.015％程度のＰは不可避的に鋼に含有して
いるが、多量の含有はスポット溶接性を劣化させるほ
か、鋼を脆化させるので好ましくない。したがって、Ｐ
量は0.10％以下に抑制する。

Ｓは硫化物系介在物による鋼のプレス成形性劣化を配慮
して、0.015％以下に規制する。

solAlは本発明での材質制御に直接関係しないが、製鋼
技術上の観点から、Alキルド鋼を安定して製造するため
に、Al量は0.01〜0.10％の範囲とする。

なお、プレス成形性、耐食性などの向上を目的としてC
r、Ni、Cuをそれぞれ0.3％以下の範囲で１種又は２種以
上添加してもよく、更には、Zr、Ca、REMなどの非金属
介在物形態制御元素ををれぞれ0.1％以下の範囲で１種
又は２種以上添加してもよい。

次に、本発明における製造条件について説明する。

上記化学成分を有する鋼は、常法により溶解、鋳造し、
熱間圧延を行うが、熱間圧延では、まず熱延仕上温度を
800℃以上とする必要がある。

軽度の２相域圧延は本発明鋼のように比較的多量のＣ、
Mn、を含む場合、粗大粒の生成或いは混粒が生じても最
終製品の材質を大きく劣化させることはない。しかし、
800℃未満になると、1.2mm厚などの薄物で1200mmを超え
る広幅の鋼板では板形状の劣化が大きくなるので、好ま
しくない。

コイル巻取温度は特に規定しない。通常、2.3mm厚以下
の薄鋼板は仕上圧延後20℃/s以上の平均冷却速度で冷却
してコイルに巻取られるため、本発明鋼のような化学成
分の鋼では熱延ままの状態で微細粒が得られるからであ
る。但し、巻取温度が700℃を超えると酸洗性に問題を
生じるので、700℃以下とする。

熱間圧延後、連続焼鈍を施すが、本発明では、過時効処
理を含む連続焼鈍を特定の条件で行うものであり、鋼板
を780〜900℃の温度に１〜５分加熱してから750〜550℃
の範囲まで５〜30℃/sの冷却速度で冷却した後、水焼入
れし、次いで、300〜500℃で１〜10分間再加熱する必要
がある。

本発明鋼は主として厳しい曲げ加工性が求められる部品
への適用を考慮したものであるが、一般のプレス成形に
おいては、ある程度の絞り成形及び張出し成形などが複
合する場合が多いことから水焼入れ前の徐冷によるフェ
ライト生成が必要となる。熱延鋼板の焼鈍時のオーステ
ナイト化の挙動は、本発明者の実験によると、冷延鋼板
の場合より遅れることがあり、冷延鋼板とは異なる連続
焼鈍条件を規定する必要がある。

すなわち、本発明鋼板の場合、オーステナイト化を十分
図るためには780℃以上の温度にて１分以上均熱する必
要がある。しかし、高温度での長時間加熱は生産性を低
下させるため900℃×５分を上限とする。均熱後水焼入
れまでの冷却は最終製品の強度レベルの制御を目的とし
ているが、冷却速度が過少では通板速度が低下して生産
性が劣化し、過大では水焼入れ温度の管理精度が低下す
るため、５〜30℃/sを適正冷却速度範囲とする。また、
750℃を超える高温より水焼入れすると、本発明鋼板の
場合、反りが大きくなってすり疵などが発生する原因と
なり、また550℃未満の温度からの焼入れでは最終製品
で十分な強度が得られないほか、通板速度低下による生
産性低下などの問題を生じ、好ましくない。

水焼入れした鋼板は、フェライトのほか硬いマルテンサ
イトが生成していることから、曲げ加工性は低下してい
る。そのため、マルテンサイトを焼戻すことによって曲
げ加工性などの局部変形能を向上させるためには再加熱
処理が不可欠である。300℃×１分未満ではその効果が
不十分であり、500℃×10分を超える加熱ではエネルギ
ー損失が大きくなって生産性も低下する弊害があるの
で、300〜500℃で１〜10分の加熱条件とする。

なお、上述の連続焼鈍条件によって材質のバラツキの少
ない高強度鋼板を安定して製造するためには、板厚は2.
3mm以下が望ましい。

また、本発明鋼は熱延ままコイルを酸洗後、連続焼鈍に
供して製造するものであるが、表面の状態を冷延鋼板の
それに近づける目的で連続焼鈍の前或いは後にスキンパ
ス圧延を実施しても差し支えない。また、連続焼鈍後の
鋼板に電気めっきを施してもよい。

以上の製造プロセスにより、得られる組織はフェライト
と、体積率30％以上の主として焼戻しマルテンサイトか
らなる低温変態相とで構成され、引張強さは70kgf/mm²
以上が得られる。

この点、熱延後の連続焼鈍によって製造する良加工性熱
延鋼板に関するこれまでの提案では、伸びの向上のみを
主体としたものであつたために、鋼板の第２相面積率は
30％以下に制御するものがほとんどであったが、本発明
のような高強度鋼板で、しかも焼戻しマルテンサイトの
活用によって局部変形能を大幅に向上させるためには30
％以上の第２相が必要である。なお、フェライトと共存
する第２相の量の上限は特に規定しないが、伸び値との
バランスを考慮すると80％が常識的な値と考えられる。

次に本発明の実施例を示す。

（実施例）第１表に示す化学成分を有する鋼を溶解、鋳造し、皮削
り及び鍛造を行った後、1200℃に加熱し、仕上温度850
℃、巻取温度600℃として2.6mm厚に熱間圧延した。引き
続き、表裏面を機械研削して1.6mm厚鋼板とし、次の連
続焼鈍シミュレーション熱処理に供した。すなわち、鋼
板を850℃のソルトバスに1.5分間浸漬した後、約15℃/s
の冷却速度で650℃まで冷却し、水焼入れした。次いで4
00℃に保持したソルトバス中に３分間浸漬して空冷し
た。

比較のため、一部の鋼板については、低温焼鈍（700
℃）、低温（400℃）よりの水焼入れ及び低温（200℃）
での過時効処理を実施した。

得られた熱処理鋼板について、JIS5号引張試験片による
引張試験及び穴広げ試験を実施した。また第２相の面積
率を測定した。それらの結果を同表に併記する。

同表より、本発明の条件を満足する鋼板は、フェライト
と30％以上の主として焼戻しマルテンサイトからなり、
いずれも過時効処理による引張強さ（TS）と穴広げ率
（λ）とのバランス（TS×λ）の向上が顕著であり、70
kgf/mm²を超える高強度で、しかも局部変形能が極めて
優れていることが明白である。

一方、低温焼鈍で低温から焼入れした比較例No.4では高
強度が得られず、また低温での過時効処理の比較例No.3
では高強度であるものの（TS×λ）バランスが劣ってい
る。なお、比較例No.1.はＣ及びＣ＋1/5Mnが少ないため
に高強度が得られていない。

（発明の効果）以上詳述したように、本発明によれば、比較的多量の
Ｃ、Mnを含む鋼につき熱間圧延条件並びに過時効処理を
含む連続焼鈍条件を規制し、局部変形能の向上を図った
ので、70kgf/mm²以上の高強度で曲げ加工性、伸びフラ
ンジ加工性などのプレス成形性に優れた熱延薄鋼板を得
ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は引張強さと伸び及び穴広げ率とのバランスに及
ぼす水焼入れ開始温度（Tq）及び過時効処理温度（To）
の影響を示す図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で（以下、同じ）、C:0.10〜0.25
％、Si:2％以下、Mn:1.0〜2.5％（但し、Ｃ＋1/5Mn≧0.
40％）、P:0.10％以下、S:0.015％以下及びsolAl:0.01
〜0.10％を含有し、残部がFe及び不可避的不純物よりな
る鋼を800℃以上の仕上温度で熱間圧延して700℃以下の
温度で巻取り、続く連続焼鈍では該鋼帯を780〜900℃の
範囲の温度で１〜５分加熱してから、750〜550℃の領域
まで５〜30℃/sの冷却速度で冷却した後、水焼入れし、
次いで300〜500℃で１〜10分の間再加熱することによ
り、フェライトと体積率30％以上の主として焼戻しマル
テンサイトからなる低温変態相で構成される組織を有
し、引張強さ70kgf/mm²以上を有する熱延薄鋼板を得る
ことを特徴とするプレス加工性の優れた高強度熱延薄鋼
板の製造方法。