JPS5850300B2 - 加工性に優れ且つ加工後人工時効硬化性の高い高強度低降伏比高延性複合組織鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は加工性に優れ且つ加工後人工時効硬化性の高い
高強度低降伏比高延性の、複合組織を有する熱延または
冷延鋼板の製造方法に関するものであって、低降伏比１
とは、降伏強度／引張強度の比が０．６程度以下である
場合を指し、複合組織とはフェライト相と急冷変態相（
マルテンサイトおよびベイナイトまたはマルテンサイト
あるいはベイナイト）とを主要な組織構成要素とするも
のであ７る。

また加工後人工時効硬化性とは、鋼板に加工歪を付与し
た後の降伏強度が、１７０〜２００℃程度の温度での加
熱により更に増大するその増量を指す。

近来、自動車産業界では燃費低減を主目的として車両の
軽量化が鋭意指向されているが、軽量化のために材料の
板厚を減らしても尚かつ充分な車体強度を確保するため
には、高強度鋼板が是非とも必要である。

しかし従来の高強度鋼板は一般に降伏比が高すぎるので
プレス加工においてスプリングバックを生じること、ま
た加工硬化能（ｎ値）が低いので変形加工に際して局所
歪が集中して（つまりネッキングを生じて）割れてしま
う傾向が大きいこと等のために、必要性は認められなが
ら広汎な普及が困難であった。

しかるに最近、本発明者らは降伏比（降伏強度／引張強
度）が０．６程度以下の、降伏伸びのない、延性にすぐ
れた高強度鋼板を開発した（特開昭５０−３９２１０号
公報〔高強度高延性冷延鋼板およびその製造方法〕特開
昭５１−７８７３０号公報〔フェライト相と急冷変態相
よりなる複合組織鋼板の製造方法〕）。

この種の鋼板は、その応力−歪線図を第１図に概念的に
示す如く、従来の高強度鋼板に比較して降伏比が著しく
低く（ためにスプリングバックの傾向が小さい）、加工
硬化能（ｎ値）ならびに伸びが大きく（ために割れが発
生し難い）、且つ同図より明らかな如く軽度の歪でも高
い降伏強度になる（ために成形加工後の材料の降伏強度
が高い）という、プレス加工上極めて有利な特質を具備
しているので、今後著しい普及が期待される。

この種の鋼板はフェライト相と急冷変態相とを混合した
複合組織であって、使用者が近来要求する降伏比は０６
以下である。

ところで、本発明者らによるこれらの先発明はＳｉ １
％前後、Ｍｎ１．５％前後を含む高５１−Ｍｎ系鋼をα
＋γ２相温度域にて連続焼鈍する方法（特開昭５０−３
９２１０号公報）、あるいはＣ０，１〜０．１５％程度
、Ｍｎｌ、５多種度の普通鋼を、■予めα＋γ２相温度
域で焼鈍するか、あるいは、■該鋼の熱延仕上温度をα
＋γ２相温度域とし、任意温度で捲取るかの如き予備処
理を施し、更にα十γ２相温度域にて連続焼鈍する方法
（特開昭５１−７８７３０号公報）をそれぞれ骨子とす
る技術であって、これらの手段、すなわち高５１−Ｍｎ
成分の採用（前者）あるいは、２相域焼鈍もしくは熱延
２相域仕上（後者）により、α十γ２相域連続焼鈍加熱
保定時に生ずるγ相部分の焼入れ性を高め、爾後の冷却
により、該γ相をマルテンサイトあるいはベイナイト等
の急冷変態相となし、フェライト相との複合組織を得る
ものであった。

これら先発明技術における連続焼鈍後の冷却条件は、鋼
板の延性および形状性を損じないように比較的緩徐な冷
却速度を指定しているが、冷却パターンすなわち、冷却
曲線の形態については、通常の単調な冷却を前提とする
ものであり、特に意を払ったものではない。

加うるにこれら先発明技術は、特に引張強度が６０に９
／１１１Ｌ２程度を超える高強度複合組織鋼を得るに適
した方途であり、引張強度４０乃至５ＱＫ９／ａｘ２の
鋼の製造は困難であった。

然るに自動車産業界ではむしろ引張強度４０〜５９Ｋｐ
／ａｍ２の範囲の複合組織鋼が極めて広い適用範囲を有
するものとして強く要望されている。

また、鋼板に数条の加工を与えた後に１７０〜２００℃
程度の温度にて数分〜数時間加熱することにより（塗装
乾燥設備を利用）加工品の降伏強度が著しく高められる
、いわゆる「加工後人工時効硬化性」の高いことが同時
に要望される。

本発明は上記の先発明と全く異り、α十γ２相湛度域連
続焼鈍後の冷却曲線の形態すなわち冷却パターンを調整
して、材質特性の改善された複合組織鋼を製造する技術
に関するものである。

本発明により従来製造困難であったところの、引張強度
４０〜５ＱＫ９／ａｍ２級にして降伏比が０．６未満の
複合組織鋼の達成は勿論、引張強度６０ Ｋ９／”２級
以上の複合組織鋼の材質改善も可能である。

本発明の骨子とするところを、従来技術と比較しつつ述
べれば以下の如くである。

すなわち、ある程度以上のＣ量およびＭｎ量を必須元素
として含む熱延鋼板または冷延鋼板を、α十γ２相温度
域に加熱して、その組織を一旦フエライト相とオーステ
ナイト相に分離せしめ、然る後に鋼板を急冷して、フェ
ライト相と急冷変態相より成る複合組織鋼板を得る技術
において、従来の考えによれば２相温度加熱に引続く冷
却全過程の冷却速度が犬なるほど、オーステナイト相の
急冷変態相化が充分に達成され、このために望ましい複
合組織鋼が得られ易いと信じられていた。

したがって製造設備の許す限り冷却速度を大きくするこ
と、あるいは板形状や延性を損わぬ限度で可及的に大き
な冷却速度を採用することが一般であり、連続焼鈍後の
冷却パターンに関しては、すなわち冷却曲線の形態と得
られた材質に関する検討については、複合組織鋼の製造
に関する限り、従前の技術では特に意を用いられていな
かった。

これに対し、本発明技術においては、第２図に示す如く
、α十γ２相共存加熱温度Ｔ１℃から、冷却過程中のあ
る温度Ｔ℃までを比較的緩徐に冷却し、Ｔ℃以下をやや
急速に冷却して、急冷変態相が充分に形成され得る温度
２００℃乃至それ以下の温度Ｔ２℃に至らしめることに
より、冷却全過程の冷却速度を一律に犬ならしめるとい
う従来の方法によるよりも低降伏比、高延性、高引張強
度の材質観点において著しく改善されることが見出され
たのである。

本発明に一見類似な先発明技術として、特公昭５２−１
５０４６号公報記載の「冷延鋼板の連続焼鈍法」がある
。

この技術は一般加工用冷延鋼板のプレス成形性および耐
常温時効性を考慮して開発されたもので、その技術思想
は連続焼鈍後の急冷開始温度と、その後の過時効再熱処
理との組合せにおいて、フェライト中の固溶炭素を如何
に成形用鋼板として好適な状態に析出させるかにある。

鋼成分は特定されていないが、前記公報記載の技術思想
および実施例からして、一般的なアルミニウムキルド鋼
、リムド鋼あるいはキャップド鋼等の極軟鋼すなわちＣ
０，０５％前後、Ｍｎ０．３％前後を基本組成とする鋼
に適用される事は明白であり、必然的に主たる関心がフ
ェライト粒内の固溶炭素の処理に向けられていることは
極めて当然である。

これに全く反して本発明においては、一般成形用鋼板で
なく加工用高強度鋼板製造を目的とするものであり、α
十γ２相温度域連続焼鈍加熱において生成されたオース
テナイト相を如何に効果的に急冷変態相に変えるかとい
う事が基本的な技術思想であって、オーステナイト焼入
性確保のために、鋼成分としてはＭｎ量下限を０．７％
と設定しているのである。

このような技術思想の差異を端的に物語る証拠として、
次の事が指摘される。

すなわち特公昭５２−１５０４６号公報記載の先発間に
おいてはその特許請求の範囲の中に過時効処理（３００
〜５００℃にて３０秒以上）が必須条件として明記され
ているが、本発明においては過時効処理は有害無益であ
る。

本発明が全く新規なものであることは叙上の説明で概ね
充分と思われるが、事情を更に明確にするために以下の
説明を補足する。

第３図は、特公昭５２−１５０４６号公報に示された連
続焼鈍熱サイクルのパターンである。

Ｔ１は最高加熱温度、Ｔ２は急冷開始温度であり、時間
ｔ１→ｔ２間は徐冷もしくは保持であって、この間に炭
化物の溶解と、フェライト相の炭素の固溶が図られると
され、引続きＴ２より急冷される事により、フェライト
相への炭素固溶が確保されて、次段階の炭化物析出処理
（温度Ｔ４→Ｔ６、時間ｔ４→ｔ５における）を効果的
ならしめるとされている。

これに対し、本発明の熱サイクルは第２図に既に示した
如くである。

まず、温度Ｔ１にて組織は、α相とγ相に分れ、α相中
には若干の固溶炭素がある。

保持温度Ｔ１からの一次冷却速度Ｒ１をもって、すなわ
ち温度Ｔ１→Ｔ、時間ｔ１→ｔ２の間に、α相中の固溶
炭素を出来るだけ未変態γ相の中に濃縮させ、γ相を安
定化する。

中間温度Ｔが高すぎれば、この濃縮過程が不十分となり
、低すぎればγ相が微細パーライトに変態してしまうの
で、Ｔには適当な範囲があり、４２０℃≦Ｔ≦７００℃
である。

一次冷却速度Ｒ１は、これが過大であるとα相中の炭素
がγ相中に移行するための拡散が阻害されるので適宜に
遅い方がよく、技術思想としてはＲ１は低速指向因子と
いえる。

しかしＲ４があまり小さいと冷却過程の比較的高温から
γ相のパーライト変態が開始されてしまう（したがつて
最終的に急冷変態相となり得るγ相の分率が著しく減っ
てしまう）ので、Ｒ１には上限および下限があり、その
範囲は１℃／秒≦Ｒ１≦３０℃／秒である。

引続き二次冷却速度Ｒ２をもって、温度Ｔにて尚残留し
ているγ相を温度Ｔ２以下まで急冷することにより急冷
変態相に変化させる（そもそも複合組織鋼が低降伏比を
示すのは、急冷変態相の形成にもとづくところの、変態
歪による内部応力および周辺のフェライト相に多発する
可動転位によると考えられている。

したがって、急冷変態相を充分に形成させる必要がある
。

Ｔ２は急冷変態相形成が充分に達成される温度であって
２００℃である）。

したがってＲ２は技術思想的には高速指向因子である。

Ｒ２が過少であると、急冷変態相は形成されず、微細な
パーライトとなる。

しかしこれが過大であると、温度Ｔにて残存しているフ
ェライト中の固溶炭素がそのまま持ち来されて延性を損
い、また熱歪のため板形状も悪化する。

これらを考慮すると、急冷変態相が形成される限りにお
いてＲ２としては低速の方が延性の観点からは有利であ
るが、その場合は必然的にフェライト中の固溶炭素量が
著しく低減され、所求特性の一要件である既述の「加工
後人工時効硬化性」が極めて乏しいものとなる。

何となれば、「加工後人工時効硬化性」は、加工によっ
てフェライト相中に展開された転位組織に炭素原子が拡
散して行って到着し、転位組織を固着することによる効
果であるから、フェライト相中に或程度の量の固溶炭素
を必要とするからである。

したがって加工後人工時効硬化性を高度に具備するため
には、極度に延性を損わない限りにおいてＲ２を犬とす
る要がある。

すなわちＲ２にも上限および下限があり、その範囲は１
００℃／秒＜ Ｒ２≦３００℃／秒である。

以上、本発明の技術思想を要約すると、α十γ２相域に
加熱、冷却することによる複合組織鋼の製造において、
その冷却過程での高温側部分と低温側部分はそれぞれ異
った役割を持つべきものであり、高温側はγ相への炭素
成分濃縮に、また低温側は急冷変態相形成確保および「
加工後人工時効硬化性」を付与する固溶炭素量確保にそ
れぞれ適当ならしめるように冷却パターンの設計がなさ
れるべきであると主張するのである。

中間温度Ｔ、一次冷却速度Ｒ１および二次冷却速度Ｒ２
の範囲は、実験データに基づいて、低降伏比・高延性を
与える条件という見地から設定され、とくにＲ２は延性
損失に見合う限りで加工後人工時効硬化性を高くすると
いう見地からも設定されたもので、実施例にて後述する
。

第４図は特公昭５２−１６０４６号公報記載の先発明に
おいて主張された急冷速度と急冷開始温度との関係を、
本発明が主張する冷却速度と冷却開始温度との関係に対
比して示す図表である。

本発明による冷却法が既述の如く技術思想、目的および
効果、それぞれ先発明と全く異ることは勿論冷却速度、
温度間の関係においても著しく異ることが明白である。

本発明を実施例により以下詳細に説明する。

実施例 １ 第１表に示す成分のアルミニウムキルド鋼Ａｔ−１通常
の熱延仕上（仕上温度９００℃）および捲取（捲取温度
５５０℃）により２．７同厚の熱延鋼板木＊とじ、更に
７０％冷延によりＱ、 ８ｓｎ＋厚の冷延鋼板となした
後、第２表に示す連続焼鈍条件にてα十γ２相域加熱、
冷却を施し、同表併記の材質特性を得た。

第２表の「加工後人工時効硬化性」は、連続焼鈍条件板
に３％引張歪を付与したときの引張応力をまず測定、除
荷後更に１８０℃３０分加熱した後、室温にて降伏強度
を測定、３％引張応力と比較した増分を求めたものであ
る。

以降本明細書中の「加工後人工時効硬化性」はすべてこ
の法により測定したものである。

第２表に示す冷却条件を図表化して第５図に示す。

冷却条件の調整は噴気流冷却あるいは水滴混合噴気流冷
却の調節によって行われた。

高延性、低降伏比という見地からは、第２表より明らか
に冷却条件■が最良であるが、高引張強度、加工後人工
時効硬化性の見地からは、二次冷速Ｒ２を大ならしめた
冷却条件■が望ましい。

第３表に示す成分のアルミニウム・シリコンキルド鋼Ｂ
を、通常の熱延仕上（仕上温度８８０℃）および捲取（
捲取温度６２０℃）して、１．５ｍ＋＋ａ厚の熱延鋼板
となした後、熱延まま材を第４表に示す連続焼鈍条件に
てα十γ２相域加熱、冷却を施し、同表併記の材質特性
を得た。

第６図は冷却条件を図表化したものである。

既述の実施例１の冷延鋼板の場合と全く同様に、冷却条
件■の場合に、高引張強度、加工後人工時効硬化性の見
地から望＊＊ましい材質となる。

実施例 ３ 上述実施例１での冷延鋼板を使用して、α十γ２相域連
続焼鈍加熱に引続く冷却過程において中間温度Ｔを５２
０℃として、−次冷速Ｒ１、二次冷速Ｒ２を種々変えた
結果を第５表に示す。

冷却速度の調整は噴気流あるいは水滴混合噴気流の調節
によっている。

−次冷速Ｒ１がＲ１＝ ０．５℃／秒にては、二次冷速
Ｒ２の如何によらず低降伏比が得られず、一方Ｒ１が４
０℃／秒に達すれば低降伏比を得ることは可能であるが
伸びが著しく劣化する。

この結果から、−次冷速Ｒ１として１℃／秒≦Ｒ１≦３
０℃／秒と限定される。

二次冷速については、Ｒ２が１００℃／秒未満なるとき
は延性は良好であるが、加工後人工時効硬化性に乏しく
（５Ｋ９／ａｌ１２未満）、Ｒ２が１００℃／秒を超
えると加工後人工時効硬化性が犬となる（ ６ Ｋｙ／
ａｄ ）が、Ｒ２が４００℃／秒に及べば延性が著しく
劣化するので、二次冷速Ｒ２として、ｉｏｏ℃／秒を超
え３００℃／秒以下と限定される。

実施例 ４ 上述実施例３にて使用した鋼板により、連続焼鈍冷却過
程での中間温度Ｔを種々変えた結果を第６表に示す。

Ｔが４００℃以下では低降伏比が得られず、また７００
℃を超えれば伸びが劣化する。

したがって中間温度Ｔの限定範囲は、第６表からして４
２０″Ｃ≦Ｔ≦７００℃である。

実施例 ５ Ｃ，Ｓｉ、Ｍｎ量の種々異る鋼板の連続焼鈍後の材質を
第７表に示す。

Ｃ０，００５％の場合、Ｍｎ０．５優の場合には低降伏
比化が達成されない。

本実施例からみて、複合組織化にはｃｏ、ｏｉ％以上、
Ｍ ｎ ０．７％以上が必要である。

しかしＣおよびＭｎが共に過剰に存在すると溶接性を損
う傾向があるのでＣ０，１２％、Ｍｎ１．７％を上限と
する。

一方Ｓｉは強化に有効な元素であるが、多量に存在する
と鋼板の脱スケール性を損ない表面品質を劣化させるの
で、Ｓｉに関する成分限度はＳｉ≦１．２％とする。

本発明における鋼の溶製は平炉、転炉、電気炉等いずれ
の法によってもよく、比較的低炭素成分号＊とする場合
には真空脱ガス処理を適用してもよい。

鋼種としてはリムド鋼、キャップド鋼、セミキルド鋼あ
るいはキルド鋼いずれでもよ０．）。

なお硫化物系非金属介在物の形状を制御して曲げ性等の
加工性を更に改善するため、レア・アース・メタル、Ｚ
ｒまたはＣａのうち１種以上を０．０５％程度以下含む
鋼としてもよい。

鋳造法として一般造塊法によるもよく、また連続鋳造法
によるも差支えない。

Ｑ、３ ｒｎｗ、厚冷延鋼板 本発明はかくの如く、基本的にＣ−Ｍｎ成分系のみにて
、而も比較的低成分にて低降伏比・高引張り強度・高延
性を有する複合組織鋼の製造を可能ならしめるものであ
る。

本発明における連続焼鈍加熱温度範囲は、既述の如く特
定された成分範囲の鋼におけるα＋γ２相共存温度範囲
であって７３０℃以上９００℃以下である。

本発明は溶融金属メッキを施す複合組織鋼の製造にも適
用される。

たとえば第２図における一次冷却、二次冷却の境界たる
中間温度Ｔに相当するところを溶融金属メッキ槽通過部
分とすれば効果的である。

一例として溶融亜鉛メッキの場合は、溶融亜鉛槽温度が
４６０〜５００℃程度で、鋼板の槽通過時間は数秒程度
であるから、本発明は極めて有利に適用される。

加うるに本発明における鋼成分は、亜鉛メッキに有害と
されるＳｉを多量に含まない（Ｓｉを全く含まずとも可
）ので、成分的な観点からも極めて有利である。

【図面の簡単な説明】

第１図は複合組織鋼鋼板と従来の高強度鋼板の材質比較
の一例を示す図表、第２図は本発明による連続焼鈍サイ
クルを示す図表、第３図は特公昭５２−１５０４６に示
された連続焼鈍サイクルを示す図表、第４図は本発明の
冷却速度と冷却開始温度との関係を特公昭５２−１５０
４６号公報記載の方法におけるそれと対比して示す図表
、第５図は鋼Ａ（？！＋延鋼板鋼板連続焼鈍後冷却条件
を示す図表、第６図は鋼Ｂ（熱延鋼板）の連続焼鈍後冷
却条件を示す図表である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. Ｉ Ｃ０，０１〜０．１２％、Ｓｉ１．２％以下、Ｍ
   ｎ０６７〜１．７％を基本組成とし、残部鉄および不可
   避的不純物から成る鋼を熱延仕上捲取の後、熱延ままか
   あるいは更に冷間圧延して、７３０〜９００℃の温度範
   囲にて連続焼鈍加熱を行ない、該加熱温度からの冷却過
   程において、４２０℃くＴ≦７００℃なる如き中間温度
   Ｔ℃までの平均冷却速度Ｒ１を１℃／秒＜Ｒ，＜３０℃
   ／秒、Ｔ℃から２００℃以下までの平均冷却速度Ｒ２を
   １００℃／秒〈Ｒ２≦３００℃／秒とならしめる如き冷
   却速度を与えることにより、フェライト相と急冷変態相
   とを主要な組織構成要素とする引張強度４０に９／ａ１
   １２以上の加工性に優れ且つ加工後人工時効硬化性の高
   い高強度低降伏比高延性複合組織鋼板の製造方法。