JP2658706B2 - 耐時効性の優れた高強度高延性冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は耐時効性の優れた高強度
高延性冷延鋼板の製造方法に係り、高強度・高延性であ
り、しかも室温時効に対して安定な冷延鋼板の製造技術
に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、地球環境保全の見地から自動車の
燃費向上が望まれており、その達成を目的として車体を
軽量化しようとする動きが活発になっている。即ちこの
ため、自動車に使用される鋼板を薄くすることにより車
体重量を軽減し、薄肉化にともなう車体強度の低下を鋼
板の高強度化によって補っているわけであるが、一方で
自動車用鋼板に対する高延性化の要求はますますきびし
くなっており、高強度と高延性を兼ね合わせた素材が期
待されている。

【０００３】このような要求に対して、残留オーステナ
イトの加工誘発変態を利用することにより、ＴＳ（引張
強さ）８０〜１００ kgf／mm² で３０％程度のＥｌ（破
断伸び）を有する鋼板が特開昭６０−４３４３０公報な
どで提案されている。このような鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍ
ｎを基本成分とする鋼板をオーステナイト化した後にベ
イナイト変態温度域に入れて等温保持する、いわゆるオ
ーステンパー処理を行うことによって製造されている。
このような熱サイクルを鋼板に与えるための具体的方法
としては、『鉄と鋼、７１（１９８５）、Ｓ１９３６』
に示されるようなガスジェット冷却方式による連続焼鈍
や、『鉄と鋼、７３（１９８７）、Ｓ１２６３』に示さ
れるような水冷ロール冷却方式による連続焼鈍などがあ
るが、何れの方法にしても熱サイクルを適正化すること
によって強度・延性バランスが向上し、プレス成形性に
優れた鋼板を製造することが可能となる。そして形状が
きびしい故に高強度材の適用が不可能であった部材に対
してこれらの鋼板を適用することにより、自動車車体の
軽量化を図ることができる。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】ところが、本発明者ら
はこのような残留オーステナイトを含有する複合組織鋼
板の研究を進めていくうちに、この種の鋼板は室温時効
による降伏点伸びの回復が起こりやすいことに気がつい
た。降伏点伸びの回復が起こると、プレス成形時にスト
レッチャーストレインと呼ばれる欠陥が発生し成形品の
外観を著しく損なうことから、室温時効性は低いほど好
ましい。

【０００５】一方、高強度鋼板とし従来から使われてい
る Dual-Phase 鋼の場合、マルテンサイト周辺の応力集
中によってフェライト内部で転位が容易に増殖できるこ
とより、フェライト中に固溶Ｃ、Ｎが残存する状態であ
っても室温時効後による降伏点伸びの回復は起こりにく
いことが知られている。しかし上記した鋼板において
は、第２相の主体はベイナイトおよび残留オーステナイ
トであって、これら第２相周辺の応力集中は Dual-Phas
e 鋼に比べて小さいため、降伏点伸びの回復はあまり抑
制されない。マルテンサイトの比率を高くしたとして
も、降伏点伸びの回復という点では Dual-Phase 鋼には
及ばない。

【０００６】製造直後のプレス成形性がいかに優れてい
ようとも、実際に成形を行なう時点で降伏点伸びが回復
して欠陥が発生するのであれば、真の意味でプレス成形
性に優れているとはいえない。ところが、上記した従来
技術による鋼板においては製造直後におけるプレス成形
性のみが評価されており、室温時効に対する安定度、す
なわち耐時効性に関して満足できるものではなかった。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明者らは上記したよ
うな従来のものにおける技術的課題を解消することにつ
いて研究を重ね、残留オーステナイトを含有する複合組
織鋼板の持つ優れた強度・延性バランスを生かしつつ、
耐時効性を向上させるための化学成分、製造プロセスに
ついて種々の検討を行った。

【０００８】即ち、１例として、wt％（以下単に％とい
う）で、Ｃ：0.11％、Si：1.12％、Mn：1.67％、Ｐ：0.
009 ％、Ｓ：0.004 ％、 sol. Al：0.035 ％、Ｎ：0.00
26％を含有する鋼を溶製、鋳造してスラブとした後、常
法に従って熱間圧延、冷間圧延を行ない、１．２mm厚の
冷延鋼板を得た。その後、８２５℃、１分の加熱保持
後、１０℃／sec の冷却速度で６４０℃まで徐冷し、引
き続き６０℃／sec の冷却速度で４２５℃まで急冷し、
５分間の等温保持を行った後、室温まで冷却する連続焼
鈍を施した。

【０００９】上記のようにして得られた焼鈍板試料
（Ａ）に対して、（Ｂ）０．５％の調質圧延、（Ｃ）２
％の調質圧延、（Ｄ）２００℃×３min の過時効処理、
（Ｅ）４００℃×３min の過時効処理、をそれぞれ施し
た。焼鈍ままのサンプルを試料Ａとし、（Ｂ）〜（Ｅ）
の処理を施したサンプルをそれぞれ試料Ｂ〜試料Ｅとな
し、これらの試料Ａ〜試料Ｅについて、それぞれ製造直
後および３８℃×３０日の室温時効処理後に引張試験と
曲げ試験を行い、ＴＳ×Ｅｌ、降伏点伸び、最小曲げ半
径を調べた結果は図２に示す如くである。

【００１０】即ち、８２５℃から４２５℃までの冷却過
程および４２５℃での保持過程で一部の固溶Ｃが析出す
るものの、完全には析出しないことから試料Ａの降伏点
伸びは大きいものとなっている。一方、降伏点の回復を
抑えうるほどの伸長率で調質圧延を施したり、固溶Ｃを
ほとんど析出させうるほどの過時効処理を施すと、ＴＳ
×Ｅｌが低下することがわかる。調質圧延によって残留
オーステナイトの一部がマルテンサイトに変態してしま
うことや、過時効処理過程でベイナイトやマルテンサイ
トが分解して炭化物を生じることがその原因である。こ
のように、従来の鋼板の製造において降伏点伸びの回復
抑制に有効とされていた方法を適用したのでは、残留オ
ーステナイトを含有する複合組織鋼板が本来有している
優れた強度・延性バランスを損なうことになり、耐時効
性との両立を図ることはできないという結論に達した。

【００１１】そこで本発明者らは、焼鈍過程で鋼板に意
図的にひずみを付与することにより、オーステナイト中
への固溶Ｃの濃化が促進されることによりフェライト中
の残留固溶Ｃを減少させ、あわせて第２相組織の微細化
を図ることで降伏点伸びの回復を抑え、強度・延性バラ
ンスを一層向上しうることに着目し、さらに研究を重ね
た。以下、実験結果に基づいて本発明を具体的に説明す
る。

【００１２】上述した冷延鋼板を用い、上述したものと
同じ条件で連続焼鈍を施すにあたり、６４０℃から４２
５℃まで急冷する過程において、（Ｆ）一定の張力を付
加し続ける、（Ｇ）張力を付加した後、除荷してから再
び張力を付加する一連の操作を４回行なう、（Ｈ）２つ
のロールで軽圧下する操作を４回行なう、（Ｉ）鋼板の
表面にロールを押しつけて曲げ変形を与えた後、鋼板に
逆方向からロールを押しつけて曲げ変形を与える一連の
操作を４回行なう、ことによって鋼板に０．２％のひず
みを付与し、これら（Ｆ）〜（Ｉ）の操作を行ったサン
プルをそれぞれ試料Ｆ〜試料Ｉとする。なお、ひずみ量
としては鋼板表面におけるひずみを用いており、操作
（Ｆ）と（Ｇ）については張力を付加している状態、操
作（Ｈ）と（Ｉ）についてロールに接触している状態で
のひずみを意味している。このような連続焼鈍によって
得られた鋼板について、３８℃×３０日の室温時効性処
理後に上述同様の引張試験と曲げ試験を行なった結果を
試料Ａの結果とあわせて図３に示す。

【００１３】試料Ｇ、Ｈ、Ｉについてはほかの試料と比
較してＴＳ×Ｅｌが一層上昇しており、最小曲げ半径が
小さく、降伏点伸びの回復もほとんどないことがわか
る。特に試料Ｉは密着曲げが可能であり、ＴＳ×Ｅｌも
最大となっている。一方、試料Ｆはひずみを付与してい
るにもかかわらず試料Ａと大差ない。すなわち、単純に
ひずみを付与するのでは効果がなく、繰り返しひずみを
付与することによってオーステナイト中への固溶Ｃの濃
化と第２相組織の微細化が図られ、強度・延性バランス
と耐時効性の両方が向上する。特に曲げ変形により鋼板
の板厚方向で不均一となるひずみを付与することによ
り、曲げ性などを一層向上させうることがわかった。

【００１４】そこで本発明者らは、鋼板の化学成分と付
与するひずみ量についても検討を行った。即ち、１例と
して、Ｃ：0.11％、Si：1.12％、Mn：1.67％、Ｐ：0.00
9 ％、Ｓ：0.004 ％、 sol. Al：0.035 ％、Ｎ：0.0026
％を含有する鋼をベースとして、Ｃ、Si、Mn量を変化さ
せた種々の冷延鋼板を製造し、試料Ｉと同条件で連続焼
鈍を施した。さらにひずみ量だけを変えた連続焼鈍も行
い、引張試験と曲げ試験の結果は図４〜図６に示す如く
である。

【００１５】これらの結果から、強度・延性バランスと
耐時効性の両立を可能としうる化学成分およびひずみ量
は限定されることがわかる。特にSi、Mnの量によって
は、最適なひずみ量がさらに限定される場合もある。S
i、Mn量が低く、しかもひずみ量が大きいときには組織
にパーライトが観察されたことから、ひずみによってパ
ーライト変態が促進され特性が劣化したと考えられる。
そこで上記ベース鋼について、ひずみ量ε_R と、６４０
℃から４２５℃まで急冷するときの冷却速度Ｖ_R が機械
的特性におよぼす影響を詳細に調査した。その結果は図
１に示す。

【００１６】即ち、図１よりＶ_R ＜Ｖ_Critもしくはε_R
＞ε_Critの領域では冷却過程でパーライト変態が生じて
機械的特性が大幅に劣化する。一方、Ｖ_R ＞２００℃／
secもしくはε_R ＜0.05％の領域においても、ＴＳ×Ｅ
ｌと降伏点伸びのどちらか一方もしくは両方が悪くなる
ことがわかる。ここで、機械的特性が劣化する臨界の冷
却速度Ｖ_Crit、ひずみ量ε_Critに及ぼすＳｉ、Ｍｎ量の
影響をＴＳ×Ｅｌの変化と対応づけて詳細に調査した結
果を図７に示す。 0.5Ｍｎ( ％) ＋ 0.1Ｓｉ(％) とい
うパラメータで整理したとき、このパラメータが0.3 〜
1.5 の範囲にあって、しかもＶ_R ≧Ｖ_Crit、ε_R ≦ε
_CritであるときにＴＳ×Ｅｌが高くなっていることがわ
かる。なお、Ｓｉ＜0.5(％) もしくはＳｉ＞2.5(％) 、
Ｍｎ＜0.5(％) もしくはＭｎ＞2.5(％) の場合でも 0.5
Ｍｎ( ％) ＋ 0.1Ｓｉ( ％) の値が0.3 〜1.5 の範囲に
入ることがあり得るが、この場合には図５、図６に示す
ようにＶ_R 、ε_R に関わらず機械的特性が劣化してしま
う。

【００１７】以上説明したように、繰り返しひずみを与
えるときひずみ量、冷却速度、そして化学成分の間には
密接な関係があり、これらすべてを最適化しないと本発
明の目的を達しえないことがわかった。なお、上記した
『鉄と鋼、７３（１９８７）、Ｓ１２６３には水冷ロー
ル冷却による高延性ハイテンの製造方法が示されてい
る。この方法によると急冷過程で鋼板がロールによる曲
げを必然的に受けることになるわけであるが、そのとき
のひずみ量および冷却速度に関しては全く最適化されて
おらず、その他の連続焼鈍条件や化学成分についても強
度・延性バランス向上の観点からのみ決定されており、
耐時効性に関しては好ましくないものとなっているた
め、強度・延性バランスと耐時効性の両立を目的とした
本発明による方法とは明らかに異なるものである。

【００１８】本発明者らは、またその他の化学成分や連
続焼鈍の条件についてもさらに研究を重ねた結果、強度
・延性バランスが良好で、しかも耐時効性に優れた鋼板
を製造できることを初めて見いだし本発明に至ったもの
であって、以下のごとくである。

【００１９】（１） wt％で、 Ｃ：0.05〜0.30％，
Si：0.5 〜2.5 ％，Mn：0.5 〜2.5 ％， Ｐ：0.
02％以下， Ｓ：0.01％以下，sol. Al：0.01〜0.06
％, Ｎ：0.005 ％以下 を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼ス
ラブに熱間圧延、冷間圧延を施してから、Ａ_C1〜Ａ_C3の
温度域に加熱して２０秒〜３分保持した後、５〜２５℃
／sec の冷却速度で６００〜７５０℃の温度域まで徐冷
し、続いて下式（１）を満たす範囲の冷却速度Ｖ_R で３
５０〜４８０℃の温度域まで急冷するにあたって、下式
（２）を満たす範囲のひずみε_R を鋼板に与えて、除荷
してから再び下式（２）を満たす範囲のひずみε_R を鋼
板に与える一連の操作をこの急冷過程において繰り返
し、その後３５０〜４８０℃の温度域で３０秒〜１０分
保持してから室温まで冷却することを特徴とする耐時効
性の優れた高強度高延性冷延鋼板の製造方法。 式（１） Ｖ_Crit≦Ｖ_R （℃／sec ）≦ 200 式（２） 0.05≦ε_R （％）≦ ε_Crit ただし、Ｖ_Crit＝１２exp ｛1.8 −0.5 Mn（％）−0.1 Si（％）｝ ε_Crit＝ 0.003（Ｖ_R −Ｖ_Crit）＋0.2

【００２０】（２） ６００〜７５０℃の温度域から上
記式（１）を満たす範囲の冷却速度Ｖ_R で３５０〜４８
０℃の温度域まで急冷するにあたって、鋼板にロールを
押しつけることによって鋼板表面におけるひずみε_R が
上記式（２）を満たすような曲げ変形を与え、引き続
き、鋼板に逆方向からロールを押しつけることによって
鋼板表面におけるひずみε_R が上記式（２）を満たすよ
うな曲げ変形を与える一連の操作をこの急冷過程におい
て繰り返すことを特徴とする前記（１）項に記載の耐時
効性の優れた高強度高延性冷延鋼板の製造方法。

【００２１】（３） ６００〜７５０℃の温度域から上
記式（１）を満たす範囲の平均冷却速度Ｖ_R で３５０〜
４８０℃の温度域まで急冷するにあたって、鋼板に水冷
されたロールを押しつけることによって鋼板表面におけ
るひずみε_R が上記式（２）を満たすような曲げ変形を
与え、引き続き、鋼板に逆方向から水冷されたロールを
押しつけることによって鋼板表面におけるひずみε_R が
上記式（２）を満たすような曲げ変形を与える一連の操
作を繰り返すことにより鋼板の曲げと急冷を行なうこと
を特徴とする前記（１）項に記載の耐時効性の優れた高
強度高延性冷延鋼板の製造方法。

【００２２】（４） Ti：0.005 〜0.05％、Nb：0.005
〜0.05％、Ｂ：0.0005〜0.003 ％から選ばれる１種また
は２種以上の元素を合計で0.05％以下含有することを特
徴とする前記（１）項または（２）項あるいは（３）項
に記載の耐時効性の優れた高強度高延性冷延鋼板の製造
方法。

【００２３】

【作用】上記したような本発明によるものの作用につい
て説明すると、まず、本発明における合金元素の含有範
囲限定理由は以下の如くである。 Ｃ：0.05〜0.30％、 Ｃは、過冷オーステナイトがベイナイトに変態する過程
でオーステナイト中へ濃化し、オーステナイトを安定化
することで残留オーステナイトを生成させる。この残留
オーステナイトが存在することによって強度・延性バラ
ンスが向上するわけであるが、その作用を発揮するだけ
の残留オーステナイトを得るためには0.05％以上のＣ添
加を必要とする。一方、0.30％を超えて添加すると残留
オーステナイト量は増えるものの、加工誘発変態によっ
て生じるマルテンサイトが硬いものになってしまい、本
発明による製造方法をもってしても曲げ性などの局部延
性の劣化は避けられない。よってＣの上限を0.30％とす
る。

【００２４】Si：0.5 〜2.5 ％、 Siは、オーステナイト中へのＣの濃化を促進し、残留オ
ーステナイトの生成を容易にする作用があり、0.5 ％以
上の添加が必要である。しかし、過剰な添加は鋼の脆化
をまねき、強度・延性バランスを劣化させることにな
る。したがって添加量を2.5 ％以下に限定する。

【００２５】Mn：0.5 〜2.5 ％、 Mnは、フェライト・パーライト変態のノーズを長時間側
へ移行するため、ベイナイト変態による残留オーステナ
イトの生成には不可欠な元素である。しかもＣと同様に
オーステナイト安定化元素であって、優れた強度・延性
バランスを得るために必要である。これらの作用は0.5
％未満の添加では発揮されないため、0.5 ％を下限とす
る。一方、過剰に添加するとバンド状組織が生じて鋼板
の延性が劣化する。よってその上限を２．５％とする。

【００２６】Ｐ：0.02％以下、 Ｐは、耐時効性を劣化させるので少ない方がよい。従っ
て、本発明では0.02％以下に限定した。

【００２７】Ｓ：0.01％以下、 Ｓは、鋼の延性を著しく低下させるためできるだけ少な
い方が望ましい。したがって0.01％以下に限定する。

【００２８】sol. Al：0.01〜0.06％、 sol. Alは、鋼中のＮを固定することによって、固溶Ｎ
による降伏点伸びの回復を抑える作用がある。この作用
は0.01％未満の添加では発揮されないため、0.01％を下
限とする。しかし過剰に添加しても効果が飽和してしま
うばかりか、延性の劣化をまねくことになるため、0.06
％を上限とする。

【００２９】Ｎ：0.005 ％以下 Ｎは、鋼の耐時効性を最も劣化させる元素であり、含有
量が少ないほど好ましく、本発明では0.005 ％以下に限
定した。

【００３０】本発明における基本元素は以上のとおりで
あるが、さらに以下の元素を添加することによって、強
度・延性バランスおよび耐時効性を一層向上させること
が可能となる。Ti、Nbはいずれも強力な炭窒化物形成元
素であり、微細炭窒化物によって組織が微細化する。ま
た、ＣもしくはＮを固定する作用がある。Ｂは、鋼に固
溶することで組織を微細化し、また、Ｎを固定する作用
がある。これらの作用によって強度・延性バランスが向
上し、室温時効を防止する。このような効果を得るため
には、Ti、Nbについては0.005 ％以上、Ｂについては0.
0005％以上の添加を必要とする。しかし、過剰に添加す
るとTiＣ、ＢＮなどの炭窒化物が多く析出し、この析出
物が鋼の延性を劣化させる。したがって、Ti、Nbについ
ては0.05％以下、Ｂについては0.003 ％以下、合計で0.
05％以下の範囲で添加しなければならない。

【００３１】続いて、製造条件における限定理由につい
て述べると、上記のような化学成分を含有する鋼スラブ
は、通常の熱間圧延・冷間圧延によって所望の板厚の鋼
板にされる。その後、得られた冷延鋼板に連続焼鈍を施
すわけであるが、この連続焼鈍の条件の中で何れか１つ
でも適正でないと、残留オーステナイトの量が不十分だ
ったり、固溶Ｃが残存するなどの理由により強度・延性
バランスや耐時効性の劣化を招くことになる。また、曲
げ性が劣化することがある。

【００３２】焼鈍時の加熱温度がＡ_C1より低いとオース
テナイトへの逆変態が起こらず、残留オーステナイトを
得ること自体が不可能である。一方、Ａ_C3より高い場合
には、完全にオーステナイト化されてしまうためにＣの
濃化が起こらず、、残留オーステナイト量が不足するこ
ととなり、強度・延性バランスが劣化する。したがっ
て、焼鈍時の加熱温度をＡ_C1〜Ａ_C3に限定する。

【００３３】上述した温度域での保持時間については、
それが２０秒より短いと均質な２相組織が得られず、３
分より長いと組織が粗大化するため、いずれにしても強
度・延性バランスが劣化する。したがって、焼鈍時の加
熱保持時間は２０秒〜３分とすることが必要である。

【００３４】Ａ_C1〜Ａ_C3の温度域から５〜２５℃／sec
の冷却速度で６００〜７５０℃の温度域まで徐冷するこ
とによって、フェライト中の固溶Ｃの過飽和度が適切な
ものとなり、引き続く急冷過程で繰り返しひずみを与え
ることによってオーステナイト中への固溶Ｃの濃化を促
進することができる。ここで冷却速度が５℃／sec 未満
であったり、徐冷終了温度が７５０℃を超える場合、固
溶Ｃの過飽和度が不足し、十分に濃化させることができ
ない。一方、冷却速度が２５℃／sec を超えたり、徐冷
終了温度が６００℃未満の場合には固溶Ｃの過飽和度が
高すぎるため、急冷過程でフェライト粒内に微細に析出
した炭化物によって延性が劣化する。したがって、冷却
速度を５〜２５℃／sec に限定した。

【００３５】６００〜７５０℃の温度域から３５０〜４
８０℃の温度域まで急冷するにあたって、下式（１）を
満たす範囲の冷却速度Ｖ_R で急冷し、さらに下式（２）
を満たす範囲のひずみε_R を鋼板に与えて、除荷してか
ら再び下式（２）を満たす範囲のひずみε_R を鋼板に与
える一連の操作をこの急冷過程において繰り返すことが
本発明において非常に重要である。 式（１） Ｖ_Crit≦Ｖ_R （℃／sec ）≦ 200 式（２） 0.05≦ε_R （％）≦ ε_Crit ただし、Ｖ_Crit＝１２exp ｛1.8 −0.5 Mn（％）−0.1 Si（％）｝ ε_Crit＝ 0.003（Ｖ_R −Ｖ_Crit）＋0.2 である。

【００３６】即ち、Ｖ_R ＜Ｖ_Critもしくはε_R ＞ε_Crit
の場合には冷却過程でパーライト変態が生じ、強度・延
性バランス、曲げ性、耐時効性ともに大幅に劣化する。
なお、Si、Mn量によってパーライト変態を生じるまでの
時間が変化するため、Ｖ_Critとε_CritはSi、Mn量によっ
て異なってくる。一方、ε_R ＜0.05％の場合はひずみに
よる固溶Ｃの濃化が不充分であり、焼鈍後も固溶Ｃが残
存する。ひずみによる第２相組織の微細化も不充分であ
ることから、好ましい特性を得られないことになる。ま
た、Ｖ_R ＞２００℃／sec の場合は極度に過飽和となっ
た固溶Ｃがフェライト粒内に微細に析出するため、耐時
効性は向上するが延性の劣化が著しい。なお、冷却速度
が本発明範囲内で変化しても何らさしさわりなく、特性
が向上する場合もある。

【００３７】一定のひずみが与えられ続けている状態で
は固溶Ｃの濃化促進および第２相組織微細化の効果はほ
とんどないことから、ひずみは繰り返し与えることが大
切である。繰り返しの回数については特に限定しない
が、充分な効果を得るためには３回以上繰り返すことが
望ましい。しかし、鋼板の形状が悪くなることもあるの
で過度の繰り返しは避けるべきである。

【００３８】上記した急冷は３５０〜４８０℃で終了
し，保持をする必要がある。この温度が３５０℃よりも
低いとＣが拡散しにくいため、過冷オーステナイトへの
Ｃの濃化が困難であり、フェライト中に固溶Ｃが残存し
てしまい、耐時効性が劣化する。一方、４８０℃よりも
高いと多量に炭化物を析出するため、強度・延性バラン
スが劣化することとなる。なお、３５０〜４８０℃の範
囲であれば保持中に温度が変化してもさしつかえはな
い。

【００３９】３５０〜４８０℃での保持時間が３０秒よ
りも短いとベイナイト変態にともなうＣの濃化が不十分
である。一方、１０分よりも長くなると過冷オーステナ
イトのほとんどがベイナイトに変態してしまう。いずれ
にせよ残留オーステナイトの量が少なくなってしまい、
強度・延性バランスが劣化するため、保持時間は３０秒
〜１０分に限定する。

【００４０】６００〜７５０℃の温度域から上記の３５
０〜４８０℃の温度域まで急冷するに当って、鋼板にロ
ールを押しつけることによって曲げ変形を与え、引き続
き、鋼板に逆方向からロールを押しつけることによって
曲げ変形を与える一連の操作をこの急冷過程において繰
り返すことにより、鋼板が受けるひずみが反転を繰り返
すため、オーステナイト中への固溶Ｃの濃化促進および
第２相組織微細化の効果がさらに高められる。特に鋼板
表層部のひずみが大きく変化するため、曲げ性の改善効
果が著しい。なお、曲げ変形による鋼板内部のひずみは
鋼板表面において最大となるため、鋼板表面におけるひ
ずみε_R が前記した式（２）のε_Critを超えないように
する必要がある。

【００４１】鋼板に水冷されたロールを押しつけること
によって、鋼板の急冷と曲げひずみの付与を兼ねること
ができる。この場合、鋼板がロールに接触してひずみを
受けると同時にすばやく冷却されるため、固溶Ｃの濃化
促進および第２相組織微細化の効果が最大限に発揮され
る。この冷却が極めて効果的なものであるため、６００
〜７５０℃の温度域から３５０〜４８０℃の温度域まで
急冷するにあたっては、平均の冷却速度Ｖ_R が式（１）
を満たしていればパーライト変態は起こらず、優れた特
性を得ることができる。

【００４２】以上のような本発明にしたがって製造され
た鋼板は、焼鈍後に調質圧延を施さなくても充分耐時効
性に優れているが、表面仕上げの都合により調質圧延を
施す場合には、伸長率を０．５％以下とするのが望まし
い。即ち０．５％を超える場合には残留オーステナイト
の一部がマルテンサイトに変態してしまうことがあり、
強度・延性バランスが劣化するからである。

【００４３】

【実施例】本発明によるものの具体的な実施例について
説明するにあたって、まず鋼板にひずみを与える方法に
ついてここで述べておく。６００〜７５０℃の温度域か
ら３５０〜４８０℃の温度域まで急冷する過程で、以下
の（Ｖ）、（Ｗ）、（Ｘ）、（Ｙ）、（Ｚ）のいずれか
の方法により鋼板に繰り返しひずみを付与することとす
る。 （Ｖ） 引張機構付きの連続焼鈍シミュレーターを用
い、鋼板に張力をかけた後に除荷する操作を２回行う。 （Ｗ） 上記シミュレーターを用い、同様の操作を４回
行なう。 （Ｘ） 鋼板を強制空冷しながら、熱間圧延機で４パス
の軽圧下を行なう。 （Ｙ） 鋼板を強制空冷しながら、レベラーを通すこと
により曲げひずみを与える。ロールは上部４本、下部５
本で、ロール径は代表的に５０mmである。 （Ｚ） 水冷ロール冷却方式の連続焼鈍ラインで、水冷
ロールによって鋼板を冷却しながら曲げ変形を与える。
目標とする冷却速度に応じて冷却水の流量およびロール
本数を変えている。ロール本数は６〜９本の範囲であ
り、順方向の曲げに続いて逆方向に曲げる操作が３回以
上は行なわれる。また目標とするひずみ量に応じてロー
ル径およびライン張力を変化させる。

【００４４】なお（Ｘ）、（Ｙ）については、ソルトバ
スで加熱保持を行なった後、６００〜７５０℃の範囲ま
で空冷してから（Ｘ）または（Ｙ）の操作を行ない、続
いて所定温度のソルトバスに入れて等温保持を行う。

【００４５】（実施例１）本発明者らが具体的に採用し
た本発明例および比較例による代表的な鋼の化学成分は
次の表１および表２に示すとおりである。

【００４６】

【表１】

【００４７】

【表２】

【００４８】上記したような表１および表２の各鋼はそ
れぞれ溶製、鋳造され、加熱温度１２００℃、仕上温度
９００℃、巻取温度６２０℃の条件で熱間圧延を施し、
３．６mm厚の鋼板とした後、酸洗、冷間圧延によって
１．６mm厚の冷延鋼板とした。その後、８２５℃、１分
の加熱保持後、１０℃／sec の冷却速度で６４０℃まで
徐冷し、引き続き６０℃／sec の平均冷却速度で４２５
℃まで急冷する過程で、上記した（Ｚ）の方法によりロ
ール接触時における鋼板表面のひずみが０．２％となる
ような曲げ／曲げ戻し変形を繰り返し与えた。その後４
２５℃で５分間保持してから室温まで冷却する連続焼鈍
を施した。なお、この条件においてはいずれの試料につ
いてもＶ_Crit＜６０℃／sec 、ε_Crit＞０．２％とな
り、式（１）、（２）を満たしている。

【００４９】このような連続焼鈍によってえられた鋼板
について、３８℃×３０日の室温時効処理後に、ＪＩＳ
１３号Ｂ試験片での引張試験を行ない、ＴＳ（引張強
さ）、Ｅｌ（全伸び）ＴＳ×Ｅｌ、ＹＰＥｌ（降伏点伸
び）を調査した。また、Ｕ字型ポンチで鋼板を押し曲げ
た後に密着させる方法により、割れが発生しない最小の
曲げ半径Ｒmin を調べた。さらに、Ｘ線回折法によって
残留オーステナイトの体積率γ_R を測定した。これらの
結果は次の表３および表４に示す如くである。

【００５０】

【表３】

【００５１】

【表４】

【００５２】即ち、本発明による試料No. ２〜４、７〜
１３、１８〜２５、３１〜３５、３８〜４０のものはＴ
Ｓ×Ｅｌが２４００以上、ＹＰＥｌが０．１％以下、Ｒ
minは０．５mm以下であり、強度・延性バランス、耐時
効性、曲げ性ともに優れていることがわかる。特に、T
i、Nb、Ｂを適正範囲で添加して組織を一層微細化した
試料No. ４、１０〜１３、２２〜２５、３４、３５につ
いては、強度・延性バランスが一層向上している。この
ような本発明のものに対して、化学成分が本発明の範囲
外である試料No. １、５、６、１４〜１７、２６〜３
０、３６、３７については、ＴＳ×Ｅｌが低いか、ＹＰ
ＥｌまたはＲmin が高いため、プレス加工そのものが困
難であるか、ストレッチャーストレインが発生すること
から、真の意味でプレス加工性に優れているとは言えな
い。

【００５３】（実施例２）前記した表１における鋼ｆ１
による冷延鋼板に、次の表５および表６に示す条件で連
続焼鈍を施した。ひずみ付与方法は前記の（Ｗ）であ
り、張力をかけたときの鋼板のひずみε_R は表５および
表６にあわせて示してある。

【００５４】

【表５】

【００５５】

【表６】

【００５６】上記したような連続焼鈍後の試料に３８℃
×３０日の室温時効処理を施した後、実施例１と同様に
機械的特性および残留オーステナイト体積率を調査した
結果は次の表７および表８に示す如くであった。

【００５７】

【表７】

【００５８】

【表８】

【００５９】即ち、本発明例である試料No. ２、３、
６、７、１０、１３、１８〜２０、２２、２５、２６、
２９、３０、３２〜４０は焼鈍条件、ひずみ量が適正な
範囲にあり、強度・延性バランス、耐時効性、曲げ性と
もに優れていることは明らかである。これに対して、比
較例である試料No. １、４、５、８、９、１１、１２、
１４〜１７、２１、２３、２４、２７、２８、３１のも
のは強度・延性バランス、耐時効性、曲げ性のいずれか
に問題があり、特に試料No. １５〜１７、２１、２３か
らわかるように、急冷速度Ｖ_R またはひずみε_R が式
（１）、（２）を満たしていない場合には特性が劣化す
ることが明らかである。

【００６０】（実施例３）前記した表１、表２における
本発明鋼による冷延鋼板に、前記した表５、表６の中か
ら選んだいくつかの条件による連続焼鈍を施した。この
連続焼鈍において、６００〜７５０℃の温度域から３５
０〜４８０℃の温度域まで急冷する過程で、前記した
（Ｖ）、（Ｗ）、（Ｘ）、（Ｙ）、（Ｚ）のいずれかの
方法により鋼板に繰り返しひずみを付与した。さらに比
較例として、（Ｕ）一定の張力をかけ続けた状態で、連
続焼鈍シミュレーターによって焼鈍を施すことも試み
た。連続焼鈍後の試料に３８℃×３０日の室温時効処理
を行ってから、実施例１と同様に機械的特性および残留
オーステナイト体積率を調査した。鋼No. 、焼鈍No. 、
ひずみ付与方法の組み合わせ、および結果は次の表９お
よび表１０にまとめて示す如くである。

【００６１】

【表９】

【００６２】

【表１０】

【００６３】試料No. １、３〜６、８〜１４、１６〜２
１、２３〜２５、２７〜２９、３１〜３９は本発明例で
あり、ＴＳ×Ｅｌ、ＹＰＥｌ、Ｒmin ともに良好な値を
示しており、耐時効性およびプレス加工性に優れた高強
度鋼板であることが明かである。同一鋼種、同一焼鈍条
件の試料を比較した場合、（Ｙ）、（Ｚ）の方法により
曲げ／曲げ戻しひずみを付与することによって曲げ性が
一層改善されており、特に（Ｚ）の方法による試料が強
度・延性バランス、耐時効性、曲げ性のすべてにおいて
最も優れていることがわかる。

【００６４】これに対して、前記（Ｕ）の方法によって
ひずみを付与した試料No. ７、１５、３０は、ＹＰＥ
ｌ、Ｒmin が大きく、一定のひずみを付与し続けるだけ
では耐時効性、曲げ性の改善効果はないことがわかる。
さらに試料No. ２、２２、２６、４０の場合、化学成
分、焼鈍条件、ひずみ付与方法のそれぞれは本発明にし
たがったものであるにもかかわらず、その組み合わせが
不適切であるために特性が大幅に劣化しており、式
（１）、（２）の関係を満たすような組み合わせとする
ことが非常に重要であることが明白である。

【００６５】

【発明の効果】以上説明した本発明によるときは、高強
度・高延性でしかも耐時効性に優れた鋼板を製造するこ
とが可能となり、欠陥を生じない良好なプレス加工を行
なうことができることは明かであって、産業上の利用価
値は非常に大きく、特に自動車車体その他の軽量化に対
して極めて有益であるから工業的にその効果の大きい発
明である。

【図面の簡単な説明】

【図１】連続焼鈍時の急冷速度および付与するひずみ量
と、ＴＳ×Ｅｌおよび降伏点伸びの関係を示した図表で
ある。

【図２】連続焼鈍後の調質圧延および過時効処理が鋼板
の機械的特性に与える影響を示した図表である。

【図３】連続焼鈍時の急冷過程でひずみを付与する方法
の相違による鋼板の機械的特性の変化を示した図表であ
る。

【図４】Ｃ量およびひずみ量と鋼板の機械的特性の関係
を示した図表である。

【図５】Si量およびひずみ量と鋼板の機械的特性の関係
を示した図表である。

【図６】Mn量およびひずみ量と鋼板の機械的特性の関係
を示した図表である。

【図７】機械的特性が劣化する臨界の冷却速度およびひ
ずみ量に及ぼすSi、Mn量の影響を示した図表である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 大崎 恭紀 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (72)発明者 高田 康幸 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日本鋼管株式会社内 (56)参考文献 特開 昭61−157625（ＪＰ，Ａ) 特開 昭50−15720（ＪＰ，Ａ)

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 wt％で、 Ｃ：0.05〜0.30％， Si：0.
   5 〜2.5 ％，Mn：0.5 〜2.5 ％， Ｐ：0.02％以
   下， Ｓ：0.01％以下，sol. Al：0.01〜0.06％,
   Ｎ：0.005 ％以下 を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼ス
   ラブに熱間圧延、冷間圧延を施してから、Ａ_C1〜Ａ_C3の
   温度域に加熱して２０秒〜３分保持した後、５〜２５℃
   ／sec の冷却速度で６００〜７５０℃の温度域まで徐冷
   し、続いて下式（１）を満たす範囲の冷却速度Ｖ_R で３
   ５０〜４８０℃の温度域まで急冷するにあたって、下式
   （２）を満たす範囲のひずみε_R を鋼板に与えて、除荷
   してから再び下式（２）を満たす範囲のひずみε_R を鋼
   板に与える一連の操作をこの急冷過程において繰り返
   し、その後３５０〜４８０℃の温度域で３０秒〜１０分
   保持してから室温まで冷却することを特徴とする耐時効
   性の優れた高強度高延性冷延鋼板の製造方法。 式（１） Ｖ_Crit≦Ｖ_R （℃／sec ）≦ 200 式（２） 0.05≦ε_R （％）≦ ε_Crit ただし、Ｖ_Crit＝１２exp ｛1.8 −0.5 Mn（％）−0.1 Si（％）｝ ε_Crit＝ 0.003（Ｖ_R −Ｖ_Crit）＋0.2
2. 【請求項２】 ６００〜７５０℃の温度域から上記式
   （１）を満たす範囲の冷却速度Ｖ_R で３５０〜４８０℃
   の温度域まで急冷するにあたって、鋼板にロールを押し
   つけることによって鋼板表面におけるひずみε_R が上記
   式（２）を満たすような曲げ変形を与え、引き続き、鋼
   板に逆方向からロールを押しつけることによって鋼板表
   面におけるひずみε_R が上記式（２）を満たすような曲
   げ変形を与える一連の操作をこの急冷過程において繰り
   返すことを特徴とする請求項１に記載の耐時効性の優れ
   た高強度高延性冷延鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 ６００〜７５０℃の温度域から上記式
   （１）を満たす範囲の平均冷却速度Ｖ_R で３５０〜４８
   ０℃の温度域まで急冷するにあたって、鋼板に水冷され
   たロールを押しつけることによって鋼板表面におけるひ
   ずみε_R が上記式（２）を満たすような曲げ変形を与
   え、引き続き、鋼板に逆方向から水冷されたロールを押
   しつけることによって鋼板表面におけるひずみε_R が上
   記式（２）を満たすような曲げ変形を与える一連の操作
   を繰り返すことにより鋼板の曲げと急冷を行なうことを
   特徴とする請求項１に記載の耐時効性の優れた高強度高
   延性冷延鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】 Ti：0.005 〜0.05％、Nb：0.005 〜0.05
   ％、Ｂ：0.0005〜0.003 ％から選ばれる１種または２種
   以上の元素を合計で0.05％以下含有することを特徴とす
   る請求項１または請求項２あるいは請求項３に記載の耐
   時効性の優れた高強度高延性冷延鋼板の製造方法。