JPS62164828A - 点溶接性の優れた高延性高強度複合組織鋼板の製造法 - 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】

（産業上の利用分野） 本発明は高延性高強度複合組織鋼板の製造法に係り、特
に引張強さが８０ｋｇｆ／ｍｍ”以上の高強度を有し、
しかも極めて優れた延性と点溶接性を有する複合組織鋼
板の製造法に関する。 （従来の技術及び解決しようとする問題点）自動車等の
構造材として用いられる薄鋼板は加工性、溶接性その地
条様な特性を必要とするものであるが、近年、燃費や安
全性のために鋼板の高強度化が強く要求されている。す
なわち、この強度化は引張強さＴＳが６０〜７０　ｋｇ
ｆ　／　ｍｍ”までを主体とするものであるが、更に、
ＴＳ≧８０ｋｇｆ／ｍｍ”のような高強度の鋼板が要求
されることも多い・ ところで、このようにＴＳ＝８０〜１４０ｋｇｆ／ｍｍ
”のグレードで加工性の高い高強度鋼板としては、これ
までにフェライトとマルテンサイトの２相、或いはベー
ナイトとマルテンサイトの２相から成る複合組織鋼板が
開発されている。しかしながら、近年における社会的ニ
ーズはその多様性が益々増大しつつあり、該複合組織鋼
板も加工性などにおいて必ずしも満足し得るものでない
。特に、自動車用鋼板のように多量生産品の素材として
は、安価であることが必須条件であり、加えて強度−延
性バランスのみならず、溶接性等その他の諸性質問の釣
合いも十分考慮されねばならない。 このような観点から、近時、フェライト＋残留オーステ
ナイト＋マルテンサイト（一部ベーナイトを含む）から
成る高加工性の高強度複合組織鋼板が開示されているが （特開昭６０−４３４３０号）、強度−延性バランス向
上のため必須なオーステナイトの安定化のためにＣが多
量に含有している。このため、特に自動車用鋼板として
必要な特性である点溶接性が良くないという問題点があ
る。 本発明は、上記従来技術の有する問題点を解決するため
になされたものであって、引張強さが８０　ｋｇｆ　／
　＋＋ｕａ”以上の高強度を有し、しかも、極めて優れ
た延性及び点溶接性を有する複合組織鋼板を経済的に、
かつ、適確に製造することができ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） 上記目的を達成するため、本発明者等は、従来法による
高Ｃ含有の複合組織鋼板の製造法について鋼組成、熱延
条件、焼鈍条件等々の再検討並びに考察を試みた。 高強度でしかも従来法による以上の高延性を有する複合
組織鋼板を得ようとすると、従来、たかだか数％しか含
有しなかった残留オーステナイト体積率を適正にコント
ロールする必要がある。これはオーステナイトの加工誘
起変態に伴う高ｎ値化によるもので１期待する高延性を
得るためには１０％以上含有させる必要がある。 一方、オーステナイト安定化元素として、Ｃ１Ｍｎ、Ｎ
ｉなどが一般に良く知られており、その効果がもっとも
大きいのはＣである。Ｃ量の増加につれてオーステナイ
トが安定化し、特に恒温変態を行った時にオーステナイ
トが残留する。このように、高Ｃ１１を用い、オーステ
ナイト域、若しくはフェライト＋マルテンサイトの２相
域に再加熱後、適正な熱履歴を付与することにより、極
めて高延性の高強度鋼板が得られる。 しかしながら、前述の如く高Ｃ化は自動車用鋼板として
必須な特性である点溶接性を悪化させる。 そこで、本発明者等は、成分組成面での規制によって高
Ｃ鋼板の点溶接性を改善し得る方策について実験研究を
重ねた結果、Ｓｉ及びＭｎの同時規制により可能である
ことが判明した。すなわち。 １．５％を超えるＳｉを含有させると共にＳｉ＋Ｍｎを
２．８〜４．０％の範囲内に規制するならば、点溶接後
、溶融部及び熱影響部において冷却時にフェライトを優
先的に生成し、またオーステナイトが残留し易くマルテ
ンサイト変態が抑制されるため、点溶接性が改善される
ものと考えられる。 次に、熱延条件及び焼鈍条件についても実験研究を重ね
た結果、上記の如く高Ｃ化でＳｉ及びＭｎを同時規制し
た該複合組織薄鋼板においては、残留オーステナイト体
積率が同一であっても加工変形に対する安定度によって
延性に差を生じると考えられるが。 （ａ）熱延に際して、６５０℃以上で巻取る。 （ｂ）連続焼鈍に際して、ソーキング後の冷却条件を適
切にコントロールする、すなわち、まず３０℃／ｓｅｃ
以下の冷却速度（Ｃ１）で６００℃〜Ａｒ工変態点（Ｔ
ｑ）まで徐冷し、次いで３０”Ｃ／８８０以上の冷却速
度（Ｃ２）で３５０〜４５０℃の温度まで急冷する。 ことにより、適当な安定度を持った残留オーステナイト
が多量に得られる。すなわち、本発明等は、延性に対し
て都合の良い残留オーステナイトの量と安定度が組織中
にベーナイトを１５％以上含有させることにより達成さ
れることを明らかにし、更に、上記の２条件が３５０〜
ｂ ｍ１ｎ保持時、ベーナイトを１５％以上生成するのに必
須であることを見い出した。これらの理由は必ずしも明
確ではないが。 （ａ）熱延鋼板中の炭化物が球状化されるため、フェラ
イト＋オーステナイトの２相域に再加熱された時、これ
を核にオーステナイト化し、その相中のＣ，Ｍｎ等の濃
化程度が高いため。 （ｂ）冷却中のフェライト変態、ベーナイト変態が適正
にコントロールされるため、 と考えられる。 以上の諸知見に基づき、更に強度−延性バランス等の面
をも加味し、詳細に規制すべき条件（成分、熱延条件、
焼鈍条件）を検討の末１本発明をなしたものである。 すなわち、本発明に係る点溶接性に優れた高延性高強度
複合組織鋼板の製造法は、重量割合で、Ｃ：０．１５〜
０．４５％、Ｓｉ：１．５％を超え２．０％以下及びＭ
ｎ量１．１％で、かつ、Ｓｉ＋Ｍｎ：２．８〜４．０％
であり、更に必要に応じてＰ：０．０２〜０．２０％、
Ｖ：０．０５〜０．４０％及びＢ：Ｏ，０Ｏ０５−０，
０１％のうちの１種又は２種以上を含み、また更にＳ≦
０．００５％、５ｏｕＡ１２：０．０１〜０．０６％を
含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼スラブ
につき、Ａｒ３変態温度以上で熱間圧延を終了し、６５
０℃以上の温度で巻取り、次いで、その後の連続焼鈍に
おいて、オーステナイト＋フェライトの２相域に４分間
以下加熱保持した後、３５０〜４５０℃の温度範囲に１
〜５分間保持するために急冷するに際して、まず、３０
℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で上記保持温度から６００℃
〜Ａｒｃ変態点まで徐冷し、次いで３０℃／ｓｅｃ以上
の冷却速度で３５０〜４５０℃の温度まで急冷すること
により、体積率でベーナイトが１５％以上で残部がフェ
ライト。 残留オーステナイト及びマルテンサイトからなる複合組
織を得ることを特徴とするものである。 以下に本発明を実施例に基づいて詳細に説明する。 まず、本発明法の対象とする鋼の成分並びにその範囲の
限定理由を示す。 Ｃ：Ｃは鋼の強化には不可欠な元素であり、また後述の
如く熱延条件及び焼鈍条件を適正にコントロールするに
際し、オーステナイトを安定化させて、熱処理後、オー
ステナイトを体積率で１０％以上残留させるためには最
低０．１５％は必要である。 一方、０．４５％を超えると、残留オーステナイト体積
率が増大して強度−延性バランスを向上させるが、本発
明の主たる狙いである点溶接性が。 Ｓｉ、Ｍｎ量を適正に規制しても劣化するので、上限と
して０．４５％を設定した。 ｓｉ：　ｓｉはフェライト・フォーマ−元素であるため
、それ自体にはオーステナイトを安定化する働きはない
。しかし、オーステナイト＋フェライトの２相域保持中
若しくはオーステナイト域やオーステナイト＋フェライ
トの２相域からの冷却中に生成するフェライトを純化す
るため、必然的に、未変態オーステナイトへのＣの濃縮
を促進する効果を通じてオーステナイトの安定化に寄与
する。 また、本発明では、Ｓｉは更に重要な観点から規制する
ものである。すなわち、５ｉｆｆｌが少ない場合には点
溶接性を満足するＣ量の上限は０．２％であるが、Ｓｉ
を１．５％を超えて含有せしめると、Ｃの上限を０．４
５％まで上昇せしめられ、延いては強度−延性バランス
が良好となる。このような観点から、５ｉｆｔは１．５
％を超える量とし、一方、２．０％を超えるとこれらの
効果が飽和し、また、スケール性状が劣化するので、２
．０％を上限とする。 Ｍｎ：Ｍｎはオーステナイト生成元素として重要であり
、良好な強度−延性バランスを得る観点から。 １０％以上の残留オーステナイト体積率を保有せしめる
ためには最低１．１％以上が必要である。 また、ＭｎはＳｉによる点溶接性改善の観点から規制す
るものである。本発明が対象とするような比較的Ｃ量の
多い高Ｃ−８ｉ鋼ではオーステナイトが安定化している
ため、点溶接後の冷却過程でマルテンサイト変態が生じ
にくくなり、一定量のＳｉとＭｎを含有するとき、却っ
て点溶接性が良好となる。そのような観点からＳ　ｉ　
＋　Ｍ　ｎを２．８％以上、４．０％以下とする。なお
、Ｍｎ量の上限はその必然から規制される。また、上記
Ｓｉ及びＭｎの規制範囲を図示すれば第１図のとうりで
ある。 Ｓ：Ｓは加工性を劣化させるので、可及的に少ない方が
望ましい。特に本発明の対象とする鋼では凝固時のＳの
分配係数が小さいので、硫化物系介在物量が通常鋼より
多くなる。このため、Ｓは更に低レベルに規制する必要
があり、０．００５％以下とする。 ｓｏｌＡｌ：５ｏＱＡＩ２は鋼の脱酸剤として有効なも
のであるが、その含有量が０．０１未満では脱酸の効果
が期待できなくなる。他方、０．０６％を超えて含有さ
せても脱酸の効果が飽和して、それ以上の効果が期待で
きなくなることから、０．０１〜０．０６％と限定した
。 なお、以上の各成分は本発明が対象とする鋼の規制すべ
き必須成分であるが、以下に示すＰ、　Ｂ及びＶは強度
−延性バランスを更に向上させるために、必要に応じて
１種又は２種以上を含有せしめることができる。 ＦＤＰはＳｉと同様、フェライト・フォーマ−元素であ
り、未変態オーステナイトへのＣの濃縮を促進する効果
を通じてオーステナイトを更に安定化する。従って、Ｐ
は通常レベルであっても強度−延性バランス等の特性上
何等問題ないが、必要に応じて０．０２％以上Ｐを含有
せしめると、更に良好な強度−延性バランスが得られる
。一方。 ０．２％を超えると、その効果が飽和するばかりか、粒
界偏析によって却って鋼を脆化させるので、０．２％を
上限とする。 ＢＩＢは焼入性を向上させる元素で、Ｃｒなどの高価な
元素を添加せずに所望の組織を得るうえで有利である。 すなわち、Ｂを０．０００５％以上含有させると、生成
するマルテンサイトの硬度を高め、少ないマルテンサイ
ト体積率で必要な強度が得られるため、延性を高めるフ
ェライト及びオーステナイト体積率を増加せしめること
が可能である。その下限はその効果を発揮させ得る量か
ら、また上限はその効果が飽和に達し、経済的でなくな
る量から、０．０００５〜０．０１％と限定した。 ｖ：ｖは元来、析出強化元素であり、点溶接時の熱影響
部の硬度低下を防止して点溶接性を改善する。また、■
を０．０５％以上添加すると、オーステナイトを安定化
して強度−延性バランスを改善する。このような観点か
らその量が規制され、０．０５〜０．４％とする。 以上に示した化学成分を有する鋼は、造塊又は連鋳後、
Ａｒ３変態点以上の温度で熱間圧延を終了し、６５０℃
以上、好ましくは６５０〜７００℃で巻取る。特に巻取
温度を６５０℃以上とすることが熱延鋼板中の炭化物を
球状化し、以降の連続焼鈍時に多量の残留オーステナイ
トを安定して得るうえで必要である。 次いで実施する連続焼鈍においては、まず、オーステナ
イト＋フェライトの２相域（Ｔよ）に４分間以下保持す
るが、これにより球状化された炭化物を核にオーステナ
イト化し、オーステナイト相中のＣ，Ｍｎ等の濃化程度
が高められる。その後の冷却態様としては、上記保持温
度から３０’Ｃ／ｓｅｃ以下の冷却速度（Ｃ工）で６０
０℃〜Ａｒ工変態点（Ｔｑ）まで徐冷し、次いで３０℃
／ｓｅｃ以上の冷却速度（Ｃ２）で３５０〜４５０℃の
温度（Ｔ２）まで急冷して１〜５分間保持する。この焼
鈍条件は、前述の熱延条件と相俟って、フェライト変態
、ベーナイト変態を適正にコントロールし、組織中に１
５％以上のベーナイトが含有し、延性に好都合な残留オ
ーステナイトの量及び安定度が確保されるのを保証する
ものである。 （実施例） 第１表に示すような化学成分を有する１３種の供試鋼を
溶製した。供試鋼Ｂ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｋ、Ｌ及びＭは本発
明の範囲を満たすものであり、他は比較鋼である。 各鋼は熱延巻取温度６５０〜７００℃で熱間圧延し、更
に、冷間圧延により板厚１．０ｍｍの供試材とした。次
いで、第２表のＦ２の条件（本発明範囲）で連続焼鈍し
た後にゲージ長さ５０ｍｍのＪＩＳＳ号引張試験片を準
備して引張試験を行った。また、組織の適否を判定する
ため組織観察並びにベーナイト及びオーステナイトの体
積分率を測定した。結果は第１表のとうりである。 第１表から明らかなように、供試＠Ｂ、Ｅ、Ｆ。 Ｇ、に、Ｌ及びＭの本発明対象鋼はＴＳが８０ｋｇｆ／
ｌｌｌ１１”以上と高強度であると共に、ＴＳＸＥＱも
２３００以上と優れたＴＳ−Ｅｆｉバランスを有してい
るばかりでなく１点溶接の十字引張強度が比較鋼に比べ
て格段に優れている。これに対して、比較鋼は、ＴＳ−
ＥＱバランスが特に劣悪という訳ではないが（供試鋼Ｃ
は良好）、本発明で意図する点溶接性が良くない。 また、上記の供試ｍＦを用い、第２表に示すような条件
のもとて熱間圧延及び連続焼鈍を行った。 供試鋼Ｆ２、Ｆ３．Ｆ６及びＦ７が本発明の範囲内の条
件であり、他は範囲外である。結果は第２表のとうりで
ある。なお、同表中のＴ４、Ｃ□、’ｒｑ、　ｃ、、　
’ｒ、は各々第２図に示す連続焼鈍サイクルの条件を示
している。 第２表より明らかなように１本発明例の供試鋼Ｆ２、Ｆ
３、Ｆ６及びＦ７はいずれも複合組織に体積率で１５％
以上のベーナイト（と同じ＜１０％以上のオーステナイ
ト）を含み、ＴＳＸＥｆｉで２３００以上と優れたＴＳ
−ＥＱバランスを有している。これに対して、比較例の
供試鋼は中間温度保持中にベーナイト変態が進行せず、
残部オーステナイトへのＣの移行が十分に行われず、最
終オーステナイト量も少ない。このため、所望の性質が
得られない。

【以下余白】

（発明の効果） 以上詳述したように、従来の高延性高強度複合組織鋼板
が高Ｃ化で点溶接性を悪化させるのに対し、本発明によ
れば、特に１．５％を超えるＳｉでＳｉ＋Ｍｎを２．８
〜４．０％の範囲に規制した特定組成の鋼とし、これに
対して熱延及び連続焼鈍を特定条件下で実施してベーナ
イトが１５％以上含む複合組織を得るものであるから、
高延性とバランスよ＜　８０　ｋｇｆ／　ｎｖ＋”以上
の高強度を有し、しかも点溶接性も優れた複合組織鋼板
を適確、かつ、安価に製造することが可能となり、特に
自動車用鋼板の製造に好適である。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明法を適用する鋼におけるＳｉ量とＭｎ量
の関係を示す図、第２図は本発明の一実施例における連
続焼鈍のヒートサイクルの条件を示す図である。 特許出願人　　株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士　中　　村　　　尚 第１Ｆ！Ａ Ｓｉ　　（Ｚ） 第２図

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量割合で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓｉ：
   １．５％を超え２．０％以下及びＭｎ≧１．１％で、か
   つ、Ｓｉ＋Ｍｎ：２．８〜４．０％であり、更にＳ≦０
   ．００５％、ｓｏｌＡｌ：０．０１〜０．０６％を含有
   し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼スラブにつ
   き、Ａｒ＿３変態温度以上で熱間圧延を終了し、６５０
   ℃以上の温度で巻取り、次いで、その後の連続焼鈍にお
   いて、オーステナイト＋フェライトの２相域に４分間以
   下加熱保持した後、３５０〜４５０℃の温度範囲に１〜
   ５分間保持するために急冷するに際して、まず、３０℃
   ／ｓｅｃ以下の冷却速度で上記保持温度から６００℃〜
   Ａｒ＿１変態点まで徐冷し、次いで、３０℃／ｓｅｃ以
   上の冷却速度で３５０〜４５０℃の温度まで急冷するこ
   とにより、体積率でベーナイトが１５％以上で残部がフ
   ェライト、残留オーステナイト及びマルテンサイトから
   なる複合組織を得ることを特徴とする点溶接性の優れた
   高延性高強度複合組織鋼板の製造法。
2. （２）重量割合で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓｉ：
   １．５％を超え２．０％以下及びＭｎ≧１．１％で、か
   つ、Ｓｉ＋Ｍｎ：２．８〜４．０％であり、更にＰ：０
   ．０２〜０．２０％、Ｖ：０．０５〜０．４０％及びＢ
   ：０．０００５〜０．０１％のうちの１種又は２種以上
   を含み、また更にＳ≦０．００５％、ｓｏｌＡｌ：０．
   ０１〜０．０６％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純
   物からなる鋼スラブにつき、Ａｒ＿３変態温度以上で熱
   間圧延を終了し、６５０℃以上の温度で巻取り、次いで
   、その後の連続焼鈍において、オーステナイト＋フェラ
   イトの２相域に４分間以下加熱保持した後、３５０〜４
   ５０℃の温度範囲に１〜５分間保持するために急冷する
   に際して、まず、３０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で上記
   保持温度から６００℃〜Ａｒ＿１変態点まで徐冷し、次
   いで、３０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で３５０〜４５０
   ℃の温度まで急冷することにより、体積率でベーナイト
   が１５％以上で残部がフェライト、残留オーステナイト
   及びマルテンサイトからなる複合組織を得ることを特徴
   とする点溶接性の優れた高延性高強度複合組織鋼板の製
   造法。