JPS63145718A - 加工性の優れた超高強度冷延鋼板の製造方法 - 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、優れた加工性と１００　ｋｇｆ／ａｍ”以上
の引張強度を有する超高強度冷延鋼板の製造法に係わる
。

（従来の技術） 自動車用鋼板の高強度化は自動車の省エネルギー、安全
性の観点より益々進み、引張強度１００ｋｇｆ／ｍａｒ
２級を越えるところまで実用化されている。

超高強度冷延鋼板の使用例としては米国連邦安全基準に
基づくドアーの補強材やバンパーの強化材がその代表で
ある。しかし一般に材料は高強度化に伴い延性は劣化し
、成形が困難になる。そして引張強度が１００　ｋｇｆ
／ｍｍ”級を越える超高強度板になるとプレス成形は極
めて困難であり、大抵はロールフォーミングによって成
型している。ロールフォーミングは多段の成型ロールに
より徐々に所定の断面形状を得るもので離放型材の加工
に適している反面、生産性が低いことや複雑な形状が出
しにくいなどの欠点を有する。

このような使われ方をされる超高強度冷延鋼板の製造法
の現状については、鉄と鋼、第６８年（１９８２）第９
号１３４８〜１３５４ページ記載の資料に詳述されてい
る。また、代表的な製造方法としては特公昭５９−４２
０５２号公報や特公昭６１−８１２５号公報記載の方法
がある。前者は噴流水中で急冷しマルテンサイト体積率
を高めることで、また後者は未再結晶フェライトマトリ
ックスにマルテンサイトを分散させた組織により超高強
度を得ている。いずれもある程度の加工性を付与させる
ことは目的の一部とはなっているものの複雑なプレス成
型性を有するものではない。

このような現状であったが、自動車会社での生産性向上
および新デザイン追求の動きは激しく、超高強度鋼板も
生産性が高く複雑な形状が取り易いプレス成型にて加工
するという要求が高まった。

一方、このような超高強度鋼板におけるプレス成型性を
支配する因子は軟鋼板のそれとは異質なもので軟鋼板の
経験が当てはまらない。たとえば単純な引張試験におけ
る破断伸びと成形性とは単純な正相関が付けられない。

なお、従来技術ではないが本発明の鋼成分と類似の成分
が特公昭５３−４７３３１号公報に記載されているが、
この技術は超高強度冷延鋼板に関するものではなく、ま
た、熱・冷延条件も大幅に異なる。

（発明の目的） このような現状に鑑み、実際のプレス成型の尺度から見
てプレス成型°に耐える、引張強度１００ｋｌｒｆ　／
　ｍｅ　２以上の超高強度冷延鋼板の製造方法を提示す
ることが本発明の目的である。

（発明の構成） 本発明の要旨とするところは、Ｃ：　０．１０超〜０．
２０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：２．２〜３．０％
、Ｓ　Ｆ　０．００８％以下、ＡＺ：Ｑ、Ｑｌ〜０．１
％、残部不可避的不純物元素からなる鋼を、熱延後平均
冷却速度：３０〜１００℃／ｓｅｃで冷却し、５００〜
６３０℃にて巻取り、続いて、冷延した後、〔ＡＣ３変
態点−２０℃〕以上、９３０℃以下の温度でかつ、次式
で示される時間以上熱処理し、引き続き５〜３０℃／ｓ
ｅｃの平均冷却速度で冷却し、２５０〜４５０℃°で、
１〜１０分保定することからなる加工性の優れた超高強
度冷延鋼板の製造方法にある。

ｌｏｇｔ≧（１０７０−Ｔ）　／　１３０ここに、ｔ：
時間（秒） Ｔ：温度（’Ｃ） すなわち、成分的にはＴｉ、　Ｎｂを含まない鋼で、従
来技術に比して高めのＭｎ量に限定したＣ　−Ｍｎアル
ミキルド鋼を用い、特定の熱延を行なった後これに温度
・時間の下限を特定した一段目熱処理を施し、続いて特
定の連続冷却を行ない、連続冷却を途中で中止し特定の
二段目熱処理を行うことを特徴とする。

本発明の対象鋼の化学成分の限定理由を説明する。

本発明にあっては安定して引張強度を１００　ｋｇｆ／
−鵬２以上とするためにＣは０．１０％超を必要とする
。一方、Ｃは０．２０％を越すと成型性を劣化させ、か
つ溶接性不良をもたらす、スポット溶接において良好な
溶接部強度を得るためにはＣは０．１６％以下とするこ
とが好ましい。

Ｓｉは固溶体強化の効果を有し、延性劣化も少ないので
高強度鋼板にはよく使われるが、本発明にあっては鋼の
ＡＣ３変態点を上げ、かつまたα／Ｔ分離を促進するの
で０．６％以内の添加量とする。

好ましくは０．３％以内とすべきである。

次に、Ｍｎは本発明にあっては重要な元素である。

すなわちＭｎは鋼のＡｃ３変態点を下げ一段目熱処理で
均一なＴ相を得やすくし、また鋼の焼き入れ性を高め、
適度な一次冷却速度にて粗大パーライト等の組織生成を
防ぐ効果がある。。このような効果を奏するにはＭｎは
最低２．２％必要である。上限は３．０％とする。この
値付近で効果は飽和し、これ以上増すことはいたずらに
鋼を高価なものとするだけであるからである。

Ｓは硫化物系介在物を形成し、銅の成型性阻害因子とな
る有害物である。そこで上限をｏ、ｏｏｓ％と定めた。

最近の極低硫化技術を駆使して０．００４％以下とする
ことは好ましい。

さらに、必要に応じてＣａを０．０００５〜０．００５
０％添加して硫化物の組成を変えることはより好ましい
。

ＡＩは鋼の脱酸材として必要である。０．０１％未満で
は十分な脱酸が行なわれず、０．１％を越えるとかえっ
て鋼中介在物が増す。

鋼は通常、連続鋳造にてスラブとされ直接、あるいは加
熱後熱延される。加熱する場合、加熱温度は普通１００
０〜１３００°Ｃであるが熱延前の結晶粒の粗大化を防
ぐ意味で直送熱延あるいは１１００℃以下の低温加熱熱
延が好ましい。熱延終了温度は８００〜９５０℃でよい
が低過ぎるとバンド状組織を呈し易く鋼の成形性を劣化
させるので８５０℃以上で終了することが好ましい。熱
延後縁ストリップを平均冷却速度：３０〜１００°Ｃ／
ｓｅｃで冷却し、５００〜６３０°Ｃで巻取る必要があ
る。３０℃／ｓｅｃ未満の冷却速度ではバンド状組織が
生成し易く、また、６３０℃超で巻取ると粗大なパーラ
イトが生成しいずれも冷延焼鈍後良好な組織が得られな
い。冷却速度は現状ホットストリップミルでは１００℃
／ｓｅｃ程度が上限であり、これ以上高める必要もない
ので１００℃／ｓｅｃ以下とした。巻取温度が低過ぎる
とマルテンサイト等の硬い組織が増し冷間圧延が困難に
なるので下限を５ｏｏ℃と定めた。得られた熱延鋼板は
スケール除去後冷延されるが冷延率は通常と同じ４０〜
８０％でよい。

続く熱処理条件は本発明にあっては極めて重要である。

冷延ストリップはまず、（Ａｃ、変態点−２０℃〕以上
、９３０℃以下の温度に加熱されなければならない。こ
の加熱は鋼の再結晶焼鈍、炭化物の十分な溶体化、組織
の均一化、オーステナイト粒度の調整等の役割を担って
おり、そのためには（Ａ　Ｃ：ｌ変態点−２０℃〕未満
の温度では難しく、Ａｃ、意思上の温度で加熱すること
が好ましい。また、９３０℃を越えると組織が粗大に成
り過ぎてやはり十分な特性が得られない。ここで、Ａｃ
３変態点は次式で定義される温度である。

ＡＣ３（℃）＝８７９　３４６　（Ｃ（Ｘ））　＋６５
　（Ｓｉ（Ｘ））−１８（Ｍｎ（χ））　＋５４４　（
Ａ／（χ）〕この熱処理後、５〜ｂ で２５０〜４５０℃まで冷却し、この温度で１〜１０分
保定する。５℃／ｓｅｃ未満の平均冷却速度では冷却途
中でパーライト変態が生じ、強度低下のみならず、成形
性も損なう。また、３０　’Ｃ／ｓｅｃ超の平均冷却速
度では焼き入れ歪が高くなり鋼中にボイドが住じたりし
て成形性が劣化する。本発明にあっては主たる組織は均
一なベイナイト組織であるが、保定か２５０℃、１分未
満ではマルテンサイト生成量が増大し、また、４５０℃
超ではパーライト生成量が増大しいずれも成形性がよく
ない。また、保定時間は１０分程度で効果が飽和するの
で上限を１０分とした。なお、この保定は必ずしも一定
温度に保つ場合に限定するものではなく、この温度範囲
内であれば多少の傾斜を持たせたり、階段状に冷却する
場合をも含むものである。

さらに、本発明では一段目熱処理時間が重要である。こ
のことを明らかにするために第１図に示すような実物の
プレス成形に近い成形試験を行った。試験片の幅及び長
さはそれぞれ２００龍で、ポンチおよびダイの幅はそれ
ぞれ５０ｎ＋＃よび５４龍、ポンチおよびダイの肩半径
はそれぞれ５龍である。しわ押えは６０トンとした。第
２図はその時の成形可能高さを熱処理温度、時間の関係
で示したものである。素材成分および順歴は次の通りで
、いずれも本発明範囲内である。

成分：　０．１５％Ｃ−Ｑ、２１％Ｓｉ　−２，６０％
Ｆｊｎ−０，００１０％Ｓ−０，０７％Ｍ 熱延 終了温度：８６０℃、平均冷却速度：４５℃／ｓｅｃ。

巻取温度：５５０℃、冷延率：６６％（３，５■■−＝
　１．２　ａｍ） この素材を７５０〜９５０℃で時間を１０〜１０００秒
と変化させて熱処理し、直ちに１５℃／ｓｅｃの平均冷
却速度で３６０°Ｃまで冷却し、この温度で６分保定し
た。０．８％の調質圧延後成形試験に供した。この素材
のＡｃ３変態点は８０８℃である。

図中、数字は成形高さを示す（關）。型は５　ａｍピッ
チで３５龍まで用意した。数値よりもう一段高い型で破
断したことを示す。≧は４０ｍ５の試験を行っていない
のでこう表現した。

第２図より明らかなように（Ａｃ、変態点−２０℃〕〜
９３０℃の範囲では成形性は保定時間と強い相関を持ち
、低温はど長時間を要する。この条件は通常の冷延鋼板
の連続焼鈍で採られる条件より高温長時間側に位置する
。また、上記の温度範囲を外れた場合、時間に拠らず成
形性は悪い。以上の理由は明確ではないが上述のような
組織の均一化、炭化物の溶体化、オーステナイト結晶粒
度調整等の点からこのような条件が生じるものと推定さ
れる。図より、安定して３０ｍｍ以上の成形高さを得る
実験式として次式を得た。

ｌｏｇｔ≧（１０７０−Ｔ）　／　１３０ここに、ｔ：
時間（秒） Ｔ：温度（’Ｃ） これが数値限定した根拠である。

この熱処理を行う設備としては上述の条件を満たすもの
であればいかなるものでもよいが、大量生産が可能で表
面酸化が防がれ、過時効炉を有する冷延鋼板の連続焼鈍
設備が好ましい。また、第一段目熱処理への昇温速度や
第二段目熱処理後の冷却速度も特に問うところではなく
、前者では２〜ｂ られる。

（実施例） 第１表に示す成分の鋼を溶製し連続鋳造にてスラブとし
た。符号ａ、ｂおよびｇは本発明に従った鋼であるが、
符号ｃ　”−ｅの鋼はいずれかの成分において本発明と
異なる。なお、各鋼のＡＣ３変態点を同じく第１表に示
した。

このスラブを１０５０〜１１００℃に加熱後第２表に示
す条件で熱延および熱処理を行った。なお、表に記載し
ていない条件は以下に示す。

熱延終了温度二８５０〜８８０℃、熱延厚み：３．５ｍ
繭、冷延率：６６％、製品板厚＝１゜２−■、調質圧延
率：０．６〜０．８％ 第２表において、符号４．　５．　７．　１４および１
６は本発明に従った製造方法であるがその他の符号の鋼
は破線で囲った条件において本発明と相違する。

各鋼の機械試験および成形試験の結果を第３表に示す。

引張試験はＪＩＳ　Ｚ　２２０１５号試験片（長手方向
が圧延方向）を用い、同２２４１記載の方法に従った。

また、曲げ試験はＪＩＳ　２２０４３号試験片（長手方
向が圧延方向に直角、端面機械仕上げ）を用い、同２２
４８記載のＶブロック法によって行った。

内側半径は０．５鶴、曲げ角度は９０度である。ＯＫは
割れのないことを表わす。また、Ｕ成形は記述の方法に
従った。

第３表から明らかなように、本発明方法に従った鋼は１
００　ｋｇｆ／ａｓ２以上の引張強度と高い降伏強度を
有し、ｒ　＝　０．５　ａｍの曲げ試験で割れが認めら
れず、また、Ｕ成形筒さも十分に大きい。

（発明の効果） プレス成形は大量生産・高生産性を必須とする自動車産
業にあっては中心となる生産方法である。

一方、安全性・省エネルギーの観点からの超高強度冷延
鋼板の採用はこれもまた社会的に必須である。

本発明によれば、優れた加工性を有する超高強度冷延鋼
板を提供しうるので、前記した二つのニーズに十分対応
できる産業上有用な発明であると言える。

また、本発明は単に自動車用のみならず電気、建材等プ
レス成形を行う材料の高強度化にも勿論有用であり、そ
の適用の広さからも本発明の意義は大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図はプレス成形に対応した成形試験方法を示す説明
図、第２図は第１段目熱処理において温度・時間を変化
させた時の成形高さを示す図表である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．１０超〜０．２０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍ
   ｎ：２．２〜３．０％、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：
   ０．０１〜０．１％、残部不可避的不純物元素からなる
   鋼を、熱延後平均冷却速度：３０〜１００℃／ｓｅｃで
   冷却し、５００〜６３０℃にて巻取り、続いて、冷延し
   た後、〔Ａｃ＿３変態点−２０℃〕以上、９３０℃以下
   の温度でかつ、次式で示される時間以上熱処理し、引き
   続き５〜３０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で冷却し、２５
   ０〜４５０℃で１〜１０分保定することからなる加工性
   の優れた超高強度冷延鋼板の製造方法。 ｌｏｇｔ≧（１０７０−Ｔ）／１３０ ここに、ｔ：時間（秒） Ｔ：温度（℃）