JPH0733551B2 - 優れた成形性を有する高強度鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は優れた成形性を有する高強度板の製造方法に関
するものである。

（従来の技術） 工程の簡略化はその連続化とともに近年における一般的
な技術動向である。この傾向は薄鋼板のプレス成形の分
野でも認められ一段一体成形化が進められており、これ
に対応できるような鋼板が求められている。薄鋼板の成
形性の良否は伸び、ランクフォードの塑性歪み比ｒ値、
加工硬化指数ｎ値や降伏強度等で判断されるが、複雑な
部品を一段一体成形するには伸びやｎ値の大きいことが
必要である。伸びやｎ値の大きい高強度鋼板としてはフ
ェライトとマルテンサイトの混合した組織からなるDual
phase鋼板が一般的であり、特公昭56−18051号公報や
特公昭59−45735号公報にあるように50〜80kgf/mm^２の
引張強度で最大30〜35％程度の伸びが得られる。このDu
al phase鋼板の伸びやｎ値を改善する方としてこれまで
に提唱されている代表的な方法はフェライトの清浄度を
上げるとともにその比率を増すことおよびｎ値をあまり
劣化させずに強度を確保できる元素を添加することであ
る。前者の目的を達成するためには二相域焼鈍温度をＡ
_c1直上に設定したり、特公昭57−45454号公報のように
冷却を適当な温度までは緩慢なものとし、その後を急冷
する方法、また連続焼鈍前に適当な条件のバッチ焼鈍を
予め行なっておく方法があり、後者の目的を達成する元
素としてＰやSiがあげられる。しかしこのような方法を
用いて50〜80kgf/mm^２級の引張強度と同時に0.25を超す
ようなｎ値を合わせ持たせた鋼板の工業的な規模での製
造例は報告されていない。すなわち鋼板の強度が高くな
ると伸びやｎ値は相当な低下を来すため、これまでに開
発されてきた高強度鋼板では複雑な形状に一段で成形す
ることは不可能となる。このようにいわゆるDual phase
鋼でさえ成形性に不満が残りコストパフォーマンスも優
れないことは現状でも限られた用途にしか適用されず、
過時効帯を有する既存の一般的な連続焼鈍炉では理想的
な特性を得にくいこと等と合わせ考えるとそのままの状
態では今後とも発展を期待しにくい。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は前記したような従来技術の有する課題を解決
し、50〜80kgf/mm^２程度の張強度と同時に35〜45％を超
す伸びと、0.25〜0.30以上のｎ値を合わせ持つことで認
められるような優れた成形性を有する高強度鋼板の製造
方法を提供するものである。すなわち従来知見と最大限
活用するとともに残留オーステナイトの変態誘起塑性を
相乗し、従来では考えられなかったような高強度と優れ
た成形性の両立を図ったものである。

変態誘起塑性が常識的な強度延性バランスの範囲を外れ
て高強度、高延性をもたらす機構であることは広く知ら
れている。これはたとえばSUS301のような準安定系のス
テンレス鋼では変形につれてオーステナイトがマルテン
サイトに変態するが、それと同時に大きな伸びを示す現
象である。この現象を有効に活用すれば「塑性と加工」
第16巻993〜1000頁にあるように80kgf/mm^２の引張強度
で60％の大きな伸び、そして0.70という極めて大きなｎ
値が得られる。しかしこのような驚異的とも言える機械
的性質は極めて限定された温度範囲でしか示されず、実
際の工業生産に適用するのは困難である。またこの変態
誘起塑性を積極的に活用した鋼として「Trans.ASM」第6
0巻252〜259頁でZackay等が提示したいわゆるTRIP鋼で
あるが、高価な合金元素を大量に含むことと低温での大
圧下等の複雑な工程を径なければならないことのために
その用途は非常に限定されている。ところが近年では、
特開昭61−157625号公報記載の発明のように自動車用鋼
板の如き廉価かつ多量生産が必須な用途にもこの現象を
応用することが試みられている。その肝要とするところ
はSiの添加により炭化物の抑制され、Ｃが濃化した未変
態オーステナイトの安定化が進むことである。この先願
発明に従えば一般的な連続焼鈍炉を用いて、しかも高価
な合金元素を添加せずに安定的な大量生産が可能であ
り、その意義は極めて大きい。しかしこの先願発明にお
いてはＣの含有量が多く残留オーステナイトの量が多大
であるために引張強度が過大となり、またそれに伴う弊
害も散見され広範な実用化には達していない。

（課題を解決するための手段） 本発明者らは比較的低いＣ含有量であってもSiの添加と
同時にフェライトの清浄度とその量を増すようなプロセ
ス設計を行なうと、いわゆるDual phase鋼ではかつて認
められなかったような変態誘起塑性に寄与するところが
大である残留オーステナイトが得られることを見出し
た。これにより低歪域では主として多量に存在する清浄
なフェライトにより、また高歪域では残留オーステナイ
トの変態誘起塑性により大きなｎ値が確保できることが
明らかとなり本発明を行なった。

すなわち本発明は重量％でC:0.07〜0.12％,Si:0.50〜2.
00％,Mn:1.00〜2.50％,sol.Al:0.005〜0.100％及び必要
に応じてNi,Cr,Co,Cuのうちの１種または２種以上を合
計１％以下含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる
鋼に、酸洗と30〜85％の冷間圧延を行なってから、Ａ_c1
変態点以上の700〜800℃に加熱し15秒〜５分保持後、１
〜200℃／秒の速度で200〜450℃に冷却し、引き続いて3
00〜450℃の範囲内で Ｘ＝5500/(T+273)-logt+0.27(Si(%)+Mn(%))+10(C(%))^２ なる式で与えられるＸが６〜７となるように鋼の成分組
成によって規定される時間ｔ秒の間、平均温度Ｔ℃に保
持した後で60秒以内に150℃以下まで冷却することを特
徴とする優れた成形性を有する高強度鋼板の製造方法を
要旨とするものである。

（作 用） 最初に本発明の対象とする鋼の成分範囲の限定理由につ
いて述べる。

まずＣは鋼のオーステナイト域を拡大する元素であると
同時に鋼中での拡散が速いため、フェライトおよびオー
ステナイトが共存する時にはオーステナイト中に濃化し
てその安定度を増す。その結果、本発明で規定するよう
なサイクルの熱処理を行なえば室温に冷却した後でもオ
ーステナイトを残留させることができ、変態誘起塑性を
活用できる。Ｃの量は溶接性をはじめとする良好な実用
特性を確保する上から少ないほうが好ましいが、0.07％
未満では変態誘起塑性を明らかに示すような適度の安定
性をもつ残留オーステナイトが得にくいため本発明の目
的を達成できない。反対に0.12％を超すようだと残留オ
ーステナイトは得やすくなるものの目的とする優れた成
形性を50〜80kgf/mm^２という引張強度レベルで工業的に
確保することは現状では難しく、また可能であるとして
も溶接性等を考え合わせた時には何らメリットがない。

Siはセメンタイト中に固溶しないためその析出を抑制す
る作用を有すると同時に、Mn等とともに変態を遅滞させ
る。したがって、300〜450℃で然るべき時間保持するこ
とにより未変態オーステナイト中に固溶限をはるかに越
えたＣを濃縮させ、残留オーステナイトの安定性を適度
なものとし変態誘起塑性による効果を大きなものとす
る。このような効果は本発明のＣ量および工程条件では
Siの量が0.50％未満では認められない。しかし過剰に添
加すると酸洗性を著しく悪化させるほどのスケールが熱
延時に生じ、またＣの黒鉛化を招くため、その量は2.00
％以下に限定する。なお、化成処理性を損なわないため
にその添加量は1.40％以下が好ましい。

またMnはオーステナイト形成元素であるばかりか、二相
域からベイナイト変態域へ冷却する過程でオーステナイ
トがパーライトに分解するのを抑制すると同時にベイナ
イト変態自体をも遅滞させる。したがって前述したよう
なSiの果たす効果と相補い、連続焼鈍で今日一般的に行
なわれている冷却方法と過時効を目的とした400℃付近
での保持条件をとる場合でも変態誘起塑性をもたらすよ
うな残留オーステナイトが混在した金属組織を持ち来
す。またその添加で組織が微細となる傾向にあり、細粒
強化が図れるばかりか残留オーステナイトの量および安
定度を高めることができ目的達成に有効である。以上の
ような効果はMn添加量が1.00％未満では認められない。
しかし、2.50％を超すようになると熱延条件を制御して
も残留オーステナイトの安定度を室温近傍で変態起塑性
の効果を示す程度のものにするためにはベイナイト変態
域での保持を相当長時間とする必要があり、避けなけれ
ばならない。

さらにsol.Alは脱酸元素として、またAlNによる熱延素
材の細粒化、および一連の熱処理工程における結晶粒の
粗大化を抑制することで材質が改善されるため、0.005
〜0.100％を添加する。その量が0.005％未満だと目的と
する効果が不十分であり、0.100％を超すと介在物によ
り靱性が劣化することがあるので避けなければならな
い。

本発明の鋼は以上を基本成分とするが、これらの元素お
よびFe以外にＰ、Ｓ、Ｎその他の一般に鋼に対して不可
避的に混入する元素を含むものである。またオーステナ
イト形成元素のNi、CuやCoあるいは焼入れ性を増す元素
であるCrを添加し、残留オーステナイト量やその安定度
を高めることは本発明の目的を達成する上で好ましい。
しかし、過大に添加すると複雑な組成の化合物が析出し
て加工性を悪くしたり、また極めて安定な炭化物が形成
されＣの果たすべき役割が阻害されることがあるのでそ
の量は合計で１％以下に限定する。

次に工程上の限定理由を詳述する。

本発明による鋼板には酸洗と30〜85％の冷間圧延を行な
っている。その目的とするところはＡ_c1変態点以上に加
熱した時にフェライトやパーライトの粒界三重点を中心
に微細なオーステナイト粒を形成させ、引続く一連のサ
イクルを終了した後では微細な残留オーステナイトおよ
びベイナイトが清浄なフェライトマトリクスの間に分散
した金属組織を得ることにある。この金属組織により高
強度と優れた成形性の両立を図れるが、冷延率が30％未
満だと通常の速度で加熱した時には再結晶後のフェライ
ト粒が粗大となるため本発明に規定した熱処理を行なっ
てもオーステナイトを室温以下まで残留させにくく、ま
た残留させても変態誘起塑性の効果を得づらいので目的
を達成できない。一方、80％を越えた冷延を行なっても
介在物が極端に展伸されるから局部伸びの劣化を招くだ
けで何らメリットをもたらさない。

本発明の一連のサイクルからなる熱処理では先ずＡ_c1変
態点以上の700〜800℃に加熱し15秒〜５分保持する。本
発明の成分系を有する鋼板にこの加熱を行なうと固溶限
以上の炭化物はほとんど消滅し、共析組成近くまでＣが
濃化しているオーステナイトが体積率で10〜40％生成す
る。このオーステナイトは引き続く一連のサイクルを経
た後では残留オーステナイトおよびベイナイトとなり、
清浄なフェライトと共存して低歪域から高歪域まで大き
なｎ値をもたらす。加熱温度が700℃未満だと、連続ラ
インで実現することのできる時間内では炭化物が完全に
溶解しなかったり、さらには再結晶も不十分な状態とな
ることがあるため後に続く処理が本発明に規定されるも
のであったとしても高強度にして優れた成形性を有する
鋼板とはできない。また加熱する温度域が800℃を超す
ことは必要なエネルギーが多大となるだけで、それに見
合った効果が期待できないので避けなければならない。
この温度域に加熱保持する時間が15秒未満だと未溶解炭
化物の存在する可能性が大きくオーステナイトがほとん
ど生成していない場合がある。一方、５分を超えるよう
な長い時間保持しても投下エネルギーの増加に見合った
だけの特性向上を図れないし、そもそも連続ラインでの
経済的な多量生産という前提条件に合致しない。

本発明ではこの後１〜200℃／秒の速度で200〜450℃に
冷却する。これはＡ_c1変態点以上の加熱により生成させ
たオーステナイトをそのままの状態でベイナイト変態域
に持ち来し、引き続く処理により残留オーステナイトを
清浄なフェライトと共存する組織の中に得ることを目的
とする。この冷却速度が１℃／秒未満だとパーライトへ
の変態が始まり、Ｃはその中の炭化物を形成するため変
態誘起塑性に有効な残留オーステナイトが確保できな
い。逆に200℃／秒を超えるような速度では鋼板全体を
均一に設定した条件で冷却することが難しいし、困難を
排除してかかる冷却を行なったとしても突発的にフェラ
イトが成長し、針状組織が形成されやすくなるため強度
のわりに成形性が劣るようになる。この冷却がそのまま
200℃より低い温度まで進むと加熱時に生成したオース
テナイトのほとんどがマルテンサイトに変態するため強
度は高くなるもののその特性は従来からのDual phase鋼
と大差のないものとなり、伸びやｎ値が要求される水準
に達しない。一方、450℃を超えるような温度でこの冷
却を終了することは、その後の変態が急激に進行するた
め望まれる組織状態で処理を終了することが困難となる
ので避ける必要がある。なおこの冷却の前段と後段で速
度を変更し、550〜680℃までを１〜20℃／秒、それ以下
を15〜200℃／秒の冷却とすることは前段の緩冷中に未
変態オーステナイトへ合金元素を濃化させ、より清浄な
フェライトを増すことになり、本発明の目的を達成する
上でより大きな効果をもたらすものである。

この冷却に引き続き本発明では300〜450℃の範囲内で、 Ｘ＝5500/(T+273)-logt+0.27(Si(%)+Mn(%))+10(C(%))^２ なる式で与えられるＸが６〜７となるように鋼の成分組
成によって規定される時間ｔ秒の間、平均温度Ｔ℃に保
持した後で60秒以内に150℃以下まで冷却する。Siを添
加しているためにこの保持中には炭化物の析出は起こら
ず、オーステナイトの一部がベイナイト状の組織に変態
するとともに未変態オーステナイトにはより一層のＣが
濃化してその安定度が増す。その結果未変態オーステナ
イトのMs点は室温よりも著しく低い温度になり、清浄な
フェライトと共存することにより大きな伸びとｎ値が実
現する。この保持温度が450℃を超すと変態の進行が急
速であるため相当な量の合金元素を添加しない限り望ま
れる組織状態で処理を終えることが困難となるが、それ
は著しいコスト増加をもたらすため現実的ではない。一
方300℃未満の温度での保持はＣの拡散が極めて遅いも
のとなるため、連続ラインでの生産が実質的に不可能な
ものとなるほどの保持時間を必要とし、行なうことはで
きない。保持時間が短く、Ｘの値が７よりも大きいと残
留オーステナイトが得られたとしてもＣの濃化が不足し
ているために変態誘起塑性としての寄与が小さい。した
がって目的とするような大きな伸びやｎ値は示されず、
従来のDual phase鋼と大差ない特性しか得られない。反
対にＸの値が６よりも小さく、長時間の保持を行なった
時にはオーステナイトのほとんどがベイナイトに変態す
る。その結果得られる金属組織はフェライトの粒界を中
心にベイナイトが混在したものとなるため、その機械的
性質はDual phase鋼以下の何ら利点のないものとなる。
この保持後150℃以下までの冷却に60秒を超す時間を要
した場合も同様であり、発明の目的を達するには程遠
い。

なお、以上に説明してきた工程において加熱保持する温
度や冷却終了後の保持温度、あるいはその間の冷却速度
は規定の範囲であれば一定である必要はなく、その範囲
内での変動ならず最終製品の特性に及ぼす影響は無視で
きるものである。

また、本発明の素材は通常の製鋼、鋳造、熱延工程を経
て製造されるのを原則とするが、薄手鋳造を行ない熱延
工程の一部または全部を省略して製造したものであって
も何ら問題はない。熱延も巻取温度が500〜750℃程度で
あるのをはじめとし、通常に行なわれているのに準じた
条件で構わない。

（実施例） 第１表に成分を示す熱延鋼板を酸洗し第２表記載の圧延
率で冷間圧延した後、同表に記載した一連の条件で構成
される熱処理および0.6％の調質圧延を行なった。ここ
で表中に記載した保持する平均温度、時間と鋼の成分で
決定する値Ｘとは平均温度Ｔ℃、時間ｔ秒と鋼の成分組
成により Ｘ＝5500/(T+273)-log＋0.27(Si(%)+Mn(%))＋10(C(%))
^２ なる式で与えられるＸであり、この値が６〜７であるこ
とが本発明の要件である。その後でJIS5号引張試験片を
採取し、ゲージ長さ50mm、引張速度10mm/minの常温引張
試験を行なうと同表に記載したような引張強度と全伸び
およびｎ値が得られた。ここでｎ値は引張歪10％と20％
の間でｎ乗硬化則が成立すると仮定して算出したもので
ある。

本発明試料である試料No.2,4,5,7,8,10,13,16,19〜21,2
3,26,27,30,31,34,35は清浄なフェライトマトリクスの
間に少量の残留オーステナイトがベイナイトや一部では
マルテンサイトとともに存在した金属組織を持ち、いず
れも50〜80kgf/mm^２級の引張強度で35〜45％を超す伸び
および0.25〜0.30以上のｎ値を合わせ持つことから明ら
かなように優れた成形性を高強度と両立させている。こ
れに対し、本発明成分範囲外の鋼a,e,f,gは最適と考え
得る熱処理を施しても試料No.1,37〜39のように、また
本発明成分鋼であっても処理条件の一つでも不適切な場
合には試料No.3,6,9,11,12,14,15,17,18,22,24,25,28,2
9,32,33,36のように強度が低かったり、高過ぎたり、あ
るいは適当な強度レベルであったとしても伸びやｎ値が
不足して成形性に問題があるなどして従来技術が抱える
課題を解決できない。

（発明の効果） 以上の実施例から判るように本発明は従来よりも低いＣ
量のもとで残留オーステナイトを生成させることに成功
したので従来になく大きな伸びとｎ値を持った優れた成
形性を有する高強度鋼板が得られる。しかもこの鋼板を
製造するのに要するコストは同等強度レベルを有する従
来鋼板並み以下であり、溶接性など成形性以外に薄鋼板
に要求される特性も満足できる範囲にあるため、産業上
期待できる効果は極めて大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は冷間圧延の後で鋼板に施す熱処理サイクルを示
す図である。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％でC:0.07〜0.12％,Si:0.50〜2.00
   ％,Mn:1.00〜2.50％,sol.Al:0.005〜0.100％を含み、残
   部Feおよび不可避的不純物からなる鋼に、酸洗と30〜85
   ％の冷間圧延を行なってから、Ａ_c1変態点以上の700〜8
   00℃に加熱し15秒〜５分保持後、１〜200℃／秒の速度
   で200〜450℃に冷却し、引き続いて300〜450℃の範囲内
   で Ｘ＝5500/(T+273)-logt0.27(Si(%)+Mn(%))+10(C(%))^２ なる式で与えられるＸが６〜７となるように鋼の成分組
   成によって規定される時間ｔ秒の間、平均温度Ｔ℃に保
   持した後で60秒以内に150℃以下まで冷却することを特
   徴とする優れた成形性を有する高強度鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】Ni,Cr,Co,Cuのうちの１種または２種以上
   を重量％で合計１％以下添加することを特徴とする請求
   項１記載の優れた成形性を有する高強度鋼板の製造方
   法。
3. 【請求項３】Ａ_c1変態点以上の700〜800℃に加熱し15秒
   〜５分保持後の冷却を、550〜680℃までを１〜20℃／
   秒、それ以下を15〜200℃／秒とすることを特徴とする
   請求項１または２記載の優れた成形性を有する高強度鋼
   板の製造方法。