JPS63195221A - 延性に富む高強度鋼板の製造方法 - 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） 本発明は延性に冨む高強度鋼板を製造する方法に関する
ものである。

（従来の技術） 自動車用鋼板の高強度化は石油危機以来の軽量化による
燃費軽減を目的として進められてきたが、近年は乗員の
安全確保や付属部品の増加に伴う重量増加の相殺を意図
して精力的に進められてい′る。

そのため、自動車メーカーから要求される高強度鋼板の
強度レベルは引張強度で８０〜１００ｋｇｆ／鶴２以上
に達しているが、従来から用いられてきた強化法ではこ
の強度レベルを有する鋼板に対しては、せいぜい１０％
内外という低い伸びの値に象徴されるように極めて劣っ
た加工性しか確保できず、所要の部材形状に成形加工す
るのは非常に困難であった。

これを解決しようとする手段には、特公昭５６−１１７
４１号公報等で提案されているように、軟質なフェライ
トに伸びを、硬質なマルテンサイトに強度を分担させ、
その結合により改善された強度延性バランスを有するフ
ェライト・マルテンサイト２相鋼（Ｄｕａｌ　Ｐｈａｓ
ｅ鋼）が存在する。しかし、この鋼でも引張強度と全伸
びの積は、２０００ｋｒｆ／１■２　・％がせいぜいで
あり、自動車メーカーの要求する厳しい加工性を１００
　ｋｇｆ／ｍ”内外以上の引張強度レベルで満たすには
まだ相当の難しさを残していた。

ところが最近になって、低合金系ながら１５％以上の残
留オーステナイトを含有し、その変態誘起塑性（Ｔｒａ
ｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔ
ｉｃｉｔｙ）を利用することにより、３０％以上に達す
る全伸びを有しながら、８０〜１２０　ｋｇｆ／ｗｌ”
程度もの引張強度がある高強度鋼板が、特公昭６０−４
３４３０号公報等に開示されている如く、製造できるこ
とが見い出された。残留オーステナイトを有するこの種
の鋼板は、その量と変形に対する安定度に応じて、変態
誘起塑性に起因する極めて良好な成形性を有するものの
、低合金系の鋼で製造する場合には、スポット溶接を不
可能とするほどまでにＣ濃度を高める必要があった。

このことはその秀逸した強度延性バランスにもかかわら
ず、工業上広流な利用を妨げていた。一方、本発明者ら
は二相域加熱後ベイナイト変態域へ急冷後保持して得ら
れるこの種鋼板の製造プロセスにおいて、パーライトノ
ーズ直上まで徐冷することが望ましいことを見い出し、
これについては、鉄と鋼、　　７２　（１９８６）、　
Ｓ　１４０５により先に報告を行なっているが、このプ
ロセスを採用することにより比較的低Ｃでも残留オース
テナイトを含み高強度かつ高延性の鋼板が得られた。強
度はベイナイト域での保持温度を下げることにより確保
されるが、その場合、保定時間を長くすることが必要で
あり、生産性の低下をもたらすことに難点があった。

（発明が解決しようとする問題点） 本発明は前記したような従来技術の有する問題点を解決
し、生産性を阻害することな（、比較的低いＣ濃度なが
ら、残留オーステナイトを含み延性に富む高強度鋼板を
製造する方法を提供するものである。

（問題点を解決するための手段） 本発明では、高価な特殊合金元素を含まずに比較的低Ｃ
：ａ度で、従来存在しなかったようなすぐれた強度延性
バランスを有する鋼板が残留オーステナイトの変態誘起
塑性を利用することにより得られるが、これは二相域に
おいて適正なフェライトとオーステナイトの相比率とそ
の間における合金元素分配を達成した上でベイナイト変
態温度域へ急冷後、暫時保持しオーステナイト中にＣを
濃縮して安定化することにより実現できる。

ここで二相域における加熱時間とベイナイト変態域にお
ける保持時間の選定は所要とする機械的特性値を得る上
で極めて重要である。すなわち、二相域における加熱時
間が短かすぎれば炭化物が固溶せずオーステナイト量は
ごく僅かであり、反対に長すぎてもオーステナイト量は
十分なもののＣ，Ｍｎ等の合金元素濃度が低下するため
、最終的に得られる残留オーステナイト量は僅かであり
、機械的性質に優れたものが得られない。またベイナイ
ト変態域における保持時間が短かければオーステナイト
中へのＣｆ、度が不十分なためマルテンサイトが生成し
、高強度なものとなるものの延性劣化が著しく、あまり
長時間保持した時にはオーステナイトは全量がベイナイ
トへ分解し、強度延性バランスは陳腐なものとなる。そ
して、高強度を意図して保持温度を下げることは必然的
に望ましい強度延性バランスを達成するために必要な時
間を長くすることにつながるが、それは生産設備の過大
化や、生産性の低下をもたらす。ところで、この最適な
加熱および保持時間は鋼板の化学成分のみならず、熱処
理を開始する前におけるミクロ組織と密接な関わりをも
つものであることに本発明者らは着目し、冷間圧延した
鋼板においては熱延仕上温度や最終圧下率が重要な因子
であることを見出して、本発明を成したものである。

即ち、本発明は重量％でＣ：　０．１２〜０．３５％。

５ｉｉ０．５０〜２．００％、　Ｍｎ：　０．２０〜２
．５０％。

Ｓｏｌ、Ａｊ！　：　０．１０％以下を含み、残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物からなる鋼を最終圧下率２５％
以上で仕上げ温度を７００〜８５０°Ｃとして熱間圧延
を行い、冷間圧延してから、７３０〜９００℃の二相域
温度に加熱し、１５秒〜３分保持後６００〜７００℃ま
でを１〜ｂ ３０〜ｂ で冷却し引き続いてこの温度域内で１５秒〜８分保持し
てから室温まで冷却することにより、延性に冨む高強度
鋼板を製造する方法である。

〔作　用〕

最初に本発明の対象とする綱の成分範囲の限定理由につ
いて述べる。

まずＣはオーステナイト中に濃縮されそれを安定に残留
させることに大きく寄与し、変態誘起塑性による伸びの
向上に効果を有する。その量は溶接性や衝撃性の観点か
らは低いことが望ましいが０．１２％未満では本発明の
工程では強度延性バランスを向上させるのに有効な残留
オーステナイトを１０％以上含ませることができない。

一方０．３５％を超えると残留オーステナイトｍを確保
するのは容易であるものの溶接性の劣化が著しく実用に
耐えないものとなる。

次にＳｉは３００〜４５０℃のベイナイト変Ｂ温度範囲
域内において過飽和に存在するＣが炭化物として析出す
るのを抑制し、残存するオーステナイト中へのＣの濃縮
を起こりやすくするとされるが、本発明のＣ量の範囲で
はＳｉ含有量が０．５０％未満の場合その効果は認めら
れない。一方２．００％を超えることは高温で表面にス
ケールを生じやすくし、Ａ３変態点温度を極端に上昇さ
せるといった難点をもたらすから避ける必要がある。

またＭｎはオーステナイト形成元素としてその中に濃化
してオーステナイトを安定化するとともに、二相域から
ベイナイト変態温度域への冷却に際しパーライトへの分
解を抑えるのに必要とされる。

ＭｎＯ，２％未満では、熱間圧延に際して熱間脆性を引
き起こす危険性が大である。一方、２．５０％を超える
と期待した効果が飽和するのみならず、著しいバンド組
織を形成し、特性劣化が顕著となる。

さらにｓｏｌ、に！は脱酸元素として、またＡＩＮによ
る熱延素材の細粒化を通じて後述するヒートサイクルの
短縮と材質の向上に結びつくから、０．１０％以下の添
加を必要とする。しかし、これを超えた添加は介在物に
よる靭性劣化をもたらすため０．１０％以下に限定する
。

以上が本発明の対象とする鋼の基本成分であるが、本発
明鋼板は以上の各元素およびＦｅ以外にＰ。

Ｓ、Ｎその他一般に鋼に対し、不可避的に混入する不純
物を含むものである。

次に工程上の限定理由を詳述する。

まずこの鋼は最終圧下率２５％以上で仕上温度を７００
〜８５０℃とした熱間圧延を行った後に、冷間圧延を施
こしてから、一連のサイクルからなる熱処理工程を通る
。熱間圧延の最終圧下率を２５％以上で仕上温度を７０
０〜８５０℃とするのは、熱間圧延終了後の組織が通常
の条件で熱間圧延を終了するよりも結晶粒が細かく組織
の均一性が良いため、冷間圧延終了後の一連のヒートサ
イクルに必要な加熱時間や保持時間を短縮できるからで
ある。最終圧下率が２５％未満であったり、仕上温度が
８５０℃を超えるような時には、冷間圧延後のヒートサ
イクルで適当な加熱時間と保持時間を選べば、残留オー
ステナイト量はある程度確保でき、その量に対応するす
ぐれた強度延性バランスが得られるが必要な加熱時間・
保持時間は本発明による場合と比較して長（なり、得ら
れる特性も劣る。仕上温度を７００℃未満とすることは
真人な圧下刃を必要とするので現実的ではない。

同様の理由で５０％程度が望ましい最大限である。

冷間圧延後、鋼板は７３０〜９００℃は加熱され、１５
秒〜３分保持される。この加熱条件は本発明の成分系を
有し、以上に説明した条件の熱間圧延を行った冷延鋼板
において、炭化物が完全に固溶し、はぼ４０〜８０％の
フェライトとオーステナイトの二相共存域に相当するも
のであり、ＣおよびＭｎの濃化したオーステナイトと、
それら合金元素の希薄なフェライトの混合した組織を出
現させ、引き続く一連の熱処理を完了し室温まで持ち来
たしても１０％以上のオーステナイトが残留し、すぐれ
た機械的性質がもたらされる。

７３０℃未満の加熱温度では、工業的に実用性のあるよ
うな加熱時間とした場合には未固溶炭化物の存在する可
能性が大であり、引き続く一連の熱処理を行っても十分
な量の残留オーステナイトが得られず所要の機械的性質
は得られない。一方、９００℃を超えるような温度では
、フェライトがほとんど、さらには全く存在せず、オー
ステナイト単相となるため、合金元素は均一に分布し全
てが希薄な領域となるため、以下の工程でオーステナイ
ト中への合金元素濃縮を意図しても不十分にしか達成す
ることができず、最終的に伸びの向上に寄与する残留オ
ーステナイトの確保は困難で目的とする強度延性バラン
スを得ることはできない。

この温度域での加熱時間は加熱前の初期組織とともに既
に説明してきたように二相の存在比率とその間の合金元
素の分配状態を決定する重要な因子である。加熱時間が
１５秒未満では炭化物の固溶が不十分な状態で、また再
結晶も完了しない。

一方、３分を超える加熱を行うと、引き続く一連の熱処
理完了時点で伸びの低下が認められる０本発明の熱間圧
延を行った冷延鋼板では、通常の熱間圧延による冷延鋼
板と比較して同一の強度延性バランスを得るための望ま
しい加熱時間が短縮され、最適な時間とした場合には強
度延性バランス自体に向上が認められる。

本発明では引き続いて６００〜７００℃までを１〜ｂ の速度で３００〜４５０℃まで冷却するが、その目的は
Ｃ，Ｍｎ等の合金元素のオーステナイトへの一層の濃化
を図った上でパーライトへの分解を引き起こさずにベイ
ナイト変態温度域へ組織を凍結することで引き続く熱処
理を有効なものとし、最終的に得られる鋼板の強度延性
バランスを向上するものである。

ここで６００〜７００℃までの冷却速度が１℃／Ｓ未満
ではパーライトが生成し、残留オーステナイト安定化に
有効なＣを減じることとなり、また１０℃／Ｓを超える
とフェライトが針状に生成するようになり、いずれの場
合も強度延性バランスを悪化させることになる。１〜ｂ 冷の終了温度が７００″Ｃよりも高い時にはフェライト
の生成量が少なくまたオーステナイト中への合金元素濃
化が不十分であるため最終的に得られる鋼板の伸びが小
さい。またこの暖冷終了温度が６００℃未満となるとパ
ーライトへの分解が急速におこるため陳腐な機械的性質
しかもたらされない。６００〜７００℃以下の冷却速度
が３０℃／Ｓ未満の時にはパーライトが生成し、強度延
性バランスが悪化し、また５００℃／Ｓを超えるような
時には目的とした温度で冷却を終了することはきわめて
困難であるし、たとえ達成できても鋼板の形状は実用上
支障のあるものとなりやすい。この冷却終了温度が４５
０℃よりも高いとその後引き続いて保持する間にパーラ
イトが生じまた３００℃未満では炭化物がすみやかに析
出するためオーステナイトへのＣｔｌ化によるその安定
化が起こりにく（なり、さらにはマルテンサイトも生成
するので強度延性バランスの劣化が顕著となる。

この後、本発明では３００〜４５０℃で１５秒〜８分保
持してから室温まで冷却するが、前述したようなＳｉを
合金元素として含むことの効果でオーステナイトが一層
ペイナイトへ変態するとともに、その部分から吐き出さ
れたＣが残存するオーステナイトへ濃化し、その安定化
を進めるため、室温まで冷却しても残存し塑性誘起変態
を起こすため伸びを著しく向上させることを目的として
行うものである。この温度域内での保持時間はその間に
おけるＣ原子の有効拡散距離が鋼の成分や初期組織によ
って決まる一定範囲内におさまるように設定するもので
あるが、本発明で規定したような熱間圧延を行った鋼板
ではその距離範囲が短かいため、通常の条件で熱間圧延
した鋼板と比較して保持時間が短かくて済むといった特
徴を有し、また最も望ましい条件に保持した際には強度
延性バランスそれ自体の向上が見られる。しかし、この
温度域内での保持時間が１５秒未満ではベイナイトの生
成、Ｃの拡散が不十分でオーステナイトは室温までの冷
却途中にマルテンサイトとなるので伸びが急減する。ま
た８分を超えて保持しても安定化を意図したオーステナ
イトが炭化物を析出してベイナイトに分解してしまうた
め塑性誘起変態によるような大きな伸びは期待できない
。

（実施例） 第１表に成分を示す鋼を第２表に示す条件で熱間圧延し
４．０ｆｉ厚とした後、酸洗してから１．２龍厚に冷延
し、第２表に示すような熱処理を施した後、０．８％の
調質圧延を行ってから、ＪＩＳ　Ｓ号引張試験片を採取
し、ゲージ長さ５０ｍ、引張速度１０＋ｎ／ｎ＋ｉｎで
常温引張試験を行なったところ、同表に記載するような
機械的特性値を得た。

ここで第２表の熱処理条件にある符号Ｔａ、　ｔａ。

Ｒ，等は第１図に記載したようなサイクルの各段階での
温度、時間および冷却速度を示す。

本発明例である試料１１ｈ２．４．６，１２，１４゜１
５．１８〜２０，２３．２６．２９．３２〜３４．３６
．３９．４３はいずれも引張強度８０ｋｇ　ｆ　／　ｔ
ａ　”以上で、なおかつ強度延性バランスの指標値とさ
れる引張強度と全伸びの積はいずれも２６００　ｋｇｆ
／ｗｍ”・％以上となり、高強度にもかかわらず厳しい
加工に耐えうる性質を持つことが明らかである。

これに対し、本発明成分範囲外の鋼ａｔ　　’＋　　ｇ
＋ｉは最適と考えうる条件で熱間圧延を行い冷間圧延後
しかるべき熱処理サイクルを経ても試料！１ｋＬ１゜４
０．４１．４５にあるように、また本発明成分鋼で規定
した条件を満足する熱間圧延を行っても冷間圧延後の熱
処理条件が不適切な場合は、−１３，１６，１？、２１
，２２．２４．２５゜２７．２８．３０．３１．３５．
３７のように強度あるいは伸びまたは溶接性の一つある
いはそれ以上が不十分であるため本発明の目的は達しえ
ない、また通常行われる条件で熱間圧延した場合には本
発明成分鋼で冷間圧延後しかるべき熱処理を行えば試料
磁３，５．７〜１１．３Ｂ、４２゜４４のようにある程
度すぐれた強度延性バランスが得られるが、以上に説明
してきたように本発明で規定するような熱間圧延を施し
た場合と比較してその特性は劣り、なおかつ熱処理時間
が長くなるような傾向が存在し実用上優位性が存在しな
い。

（発明の効果） 以上の実施例からも明らかなように本発明の成分、熱間
圧延条件および冷間圧延後の一連のヒートサイクルを満
足すれば、１０％以上の残留オーステナイトを含み、そ
の変Ｂ誘起塑性の効果を十分に発揮できるために、８０
　ｋｇｆ／＋ｎ２以上の引張強度を有し、なおかつ引張
強度と全伸びの積が２５００　ｋｇｆ／ｍ＠ｚ・％以上
の延性に富む鋼板を工業的に実用上困難を伴うことなく
製造でき、これらは溶接性や二次加工性・耐衝撃性にも
良好なレベルに保てるため、産業上極めて顕著な効果を
有するものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は冷間圧延後に行う熱処理工程サイクルを示す図
である。 第１図

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 重量％でＣ：０．１２〜０．３５％、Ｓｉ：０．５０〜
   ２．００％、Ｍｎ：０．２０〜２．５０％、ｓｏｌ．Ａ
   ｌ：０．１０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的
   不純物からなる鋼を最終圧下率２５％以上で仕上温度を
   ７００〜８５０℃として熱間圧延を行い、冷間圧延して
   から、７３０〜９００℃の二相域温度に加熱し、１５秒
   〜３分保持後６００〜７００℃までを１〜１０℃／ｓ、
   それ以下を３０〜５００℃／ｓの速度で３００〜４５０
   ℃まで冷却し引き続いてこの温度域内で１５秒〜８分保
   持してから、室温まで冷却することを特徴とする延性に
   富む高強度鋼板の製造方法。