JPS61217529A - 延性のすぐれた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） 本発明は延性のすぐれた高強度鋼板の製造方法に係り、
とくに引張強度８０Ｋｇ？／＋ｕ＋″程度以上で、高度
の延性を併せ持つ高強度鋼板の製造方法に関するもので
ある。

（従来技術および問題点） 近年、自動車の燃費低減のための車体軽量化の要請に応
えて種々の高強度鋼板が開発されている。このような公
知の鋼板については、たとえば特公昭５８−５７４８２
号公報にみられるごとく、ルーフ、フェンダ−、ドアな
ど外板向けとして強度＝３５〜４５　Ｋｇｆ／＋＊ｆ、
伸び、＝　４０％程度の冷延鋼板が、また特開昭５８−
１１７３４号公報にみられるごとく、ホイール、メンバ
ー類など強度部材として強度：５０〜８０　Ｋｇｆ／ｓ
ｒ　、伸び！　３０＄程度の熱延鋼板が重用されている
。さらに強度５０　Ｋｇ４／層Ｖ以上でとくに伸びの良
いものを要する用途には５日本特許第１０７３４５１号
等で提案されている。フェライト・マルテンサイト２相
鋼（Ｄｕａ　ｌ　ｐｈａｓｅ鋼＝ＤＰ鋼）を用いる場合
もある。この鋼は一軸引張の際、強度のわりに低い降伏
点を有すること、すなわち降伏比（ＹＰ／ＴＳ）が０．
５前後かそれ以下であること、また降伏伸びが無いこと
などの特性を有し、専ら５０〜８０　Ｋｇｆ／ｓＷ′程
度の強度レベルで固溶強化型や析出強化型の鋼板よりす
ぐれた延性を示すものとしてよく知られているが、この
種の鋼とても強度８゜Ｋｇｆ／ｍ♂ではせいぜい伸び１
５％止りである。

ところで、最近になってユーザーからはドアガードバ−
、バンパーなどで強度８０　Ｋｇｆ／ｓｒ以上、伸び２
０１以上という、上述の従来鋼の感覚からすれば、きわ
めて厳しい要求例も見られるようになり、素材メーカー
としても従来の常識から脱した抜本的な対策を講する必
要に迫られている。

このような高強度Φ高延性の得られる唯一の例、として
残留オーステナイトによる変態誘起超塑性（Ｔｒａｎｓ
ｆｏｒｍａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　ｐｌａｓｔｉｃ
ｉｔｙ：ＴＲＩＰ）を利用した鋼を挙げることができる
。これはもともとＺａｃｋａｙ　　がＴｒａｎｓ、Ａｓ
）［，８０（１９８７）、２５２頁において提示したも
ので、この場合多量のＮｉやＣｒを含有し、゛複雑な工
程を要するため実用的とは言い難く、単に学問上興味の
対象となり得たに過ぎなかった。その後特公昭５Ｂ−４
２２４６号記載の方法が提案され、これは低合金系であ
り工程も比較的単純なため、実用化の範囲に近ずいたと
言えるが、成品の組織が残留オーステナイト中ベーナイ
トあるいはマルテンサイトであるためプレス成形（−次
加工）後の靭性に難点があり、したがって耐衝撃特性（
二次加工性）を必【とするドアガードバ−やバンパーな
どの強度部材として、現実の使用に耐え得るものとはな
らなかった。

（問題点を解決するための手段） Ｌ記の実情をふまえて本発明者らは種々の検討を行なっ
た結果、プレス成形品の耐衝撃特性は、成形前素材の一
軸引張試験にお客する最高荷重点以降破断に至るまでの
伸び、つまり局部伸びと密接に関係し、局部伸びが大と
なれば、衝撃吸収エネルギーが増し、良好な耐衝撃特性
が得られることを見出した。　ＴＲＩＰ効果は木来均−
伸び（最高荷重点に至るまでの伸び）を向上させるが、
局部伸びには寄与しない０局部伸びを向上させるには、
延′靭性に富んだ固溶Ｃの少ない清浄かっ細粒フェライ
ト相の存在を必要とする０本発明者らはＴＲＩＰ効果を
もたらす残留オーステナイト相と延靭性のすぐれたフェ
ライト相とを共存させるため成分的にはＣ，Ｓｉ、Ｍｎ
と共にＡ１の適正添加、工程的には焼鈍後の冷却速度、
時効保持条件、その後の冷却速度の適正化が不可欠であ
ることを知見した。

即ち、本発明者らは１０％以上の残留オーステナイト相
にもとづく変態誘起塑性により均−伸びび増あるいは衝
撃特性向上および残部ベーナイト相あるいはマルテンサ
イト相による強度確保の複合効果を合せて利用すること
によって高強度、高延性かつ良好な二次加工性が得られ
ることを見出したものである。さらに、このような組織
を得るための手段としては、既存の連続焼鈍設備もしく
は熱処理設備を利用し、製造条件のみを特定のものに設
定することによって容易に製造できることも知見した。

（発明の構成・作用） 本発明は以上のような知見にもとづいてなされたもので
あって、その要旨は重量２でＣ：　０．１２〜０．７０
％、Ｓ　ｉ　：０．４〜１．８Ｌ　Ｍｎ　：Ｑ、２〜２
．５％、　ｓｏｌ、ＡＩ：０．０１〜０．０７％、Ｔｏ
ｔａｌ　Ｎ　：　０．０２％以下を含み残部Ｆｅおよび
不可避的不純物よりなる鋼板を昇温速度１〜ｂ 以下の焼鈍ののち、３５０〜５００℃の温度域まで冷却
速度１〜ｂ １０分時効処理し、さらに少くとも１５０〜２５０℃の
温度域までは冷却速度５０℃／秒以下で冷却し、その後
は任意の手段により室温まで冷却することを特徴とする
延性のすぐれた高強度鋼板の製造方法にある。

以下本発明の詳細な説明する。

まずＣの下限を０．１２％としたのは、Ｃをこれ未満と
すると残留オーステナイト相が少くなるため、均−伸び
向上効果が小さくなるからで、一方Ｃの上限を０．７０
％としたのは、これを超えると、たとえ組織中に成程度
のフェライト相を有してもなお２次加工性の低下は救い
難く、然も溶接性の劣化も甚しく現実の使用に耐えない
ものとなるからである。なお強度８０　Ｋｇｆｌａｄク
ラス以上で一次加工性、二次加工性および溶接性を有効
にバランスさせるには、Ｃ量を０．２０−０．４０％と
することが望ましい。

Ｓｉの下限を０．４篤としたのもＣと同様残留オーステ
ナイト量が少なくなり、均−伸び向上効果が得難くなる
からである。上限を１．８ｚとしたのは、これを超えて
添加しても効果が飽和に近づきフェライト相自体も硬質
化し、二次加工における脆化を招くだけで実質上のメリ
ットは得られないからである。

Ｍｎの下限を０．２％としたのは、熱延工程における熱
間脆性防止のため最低限これだけのＭｎを必要とするか
らである。またＣ、Ｓｉ同様Ｍｎも残留オーステナイト
を増す元素と言えるが、Ｃ２５ｉを上述の範囲に限定す
る場合、２゜５ｚを超えてもオーステナイト安定化の効
果はほとんど変らずむしろフェライト相の脆化を招くの
で上限を２．５ｚとする。

！ｌｏ１．ＡＩについては脱酸元素として、またＡＩＭ
による最終的に細粒フェライト相を得るために０．０１
〜０．０７％の添加を必要とする。　ｏ、ｏｔｘ未満で
は細粒化効果が無＜　、　０．０７２を超えると逆に介
在物による局部伸び低下を招き、したがって靭性劣化を
生じる。

Ｔｏｔａｌ　Ｎについては、Ｍｓ点を下げ残留オーステ
ナイトを増す意味もしくは上記ＡｌＮによる材質向上の
意味で０．０２Ｘ以下を必要とするが、０．０２ｇを超
えても効果にとくに変りはないので０．０２％以下とす
る。

以上が本発明の対象とする鋼の基本成分であるが、コノ
他Ｐ　Ｈ０，１％以下、Ｎｉ：３％以下、Ｃｕ二０．５
％以下、Ｃｒ：１％以下、　Ｔ　ｉ、Ｎ　ｂ、Ｖ　、　
Ｍｏ　ヲソれぞれ０．５ｚ以下Ｂ　：　２０ＰＰＭ以下
添加することは、いずれもオーステナイトの安定化に大
なり小なり寄与し、残留オーステナイト量を増加させる
ので、材質的にはむしろ望ましいことである。

このような成分上の制約はつぎに述べる工程上の制約と
密接に関係していることは言うまでもない、以下に工程
上の限定理由を詳述する。

本発明で用いる素材は通常の熱延工程を経て製造された
熱延鋼板である。これらは酸洗され、冷延され、もしく
はそのまま直接以下に述べる熱履歴を経ることにより、
所期の目的が達成される。

まず、鋼板は１〜ｂ 温度以上に加熱される。昇温速度が１００℃／秒を超え
ると、部分的に未再結晶の状態でＡｃ３以上に到達する
ため、最終的に材質のばらつきが大きい、一方り℃／秒
未満の昇温速度では時間がかかり過ぎ、生産能率に影響
する。したがって昇温速度は１〜ｂ を避は最も効率良く昇温するには、Ａｃｌ温度に至るま
でをｌＯ℃／秒以上、Ａｃ４温度以上を１〜ｂ焼鈍温度
をＡｃ３以上とするのは、ひきつづく冷却工程と併せて
フェライト相の微細再析出をはかるもので、二次加工性
向上に一層有効となる。焼鈍温度がＡｃ３未満であると
、フェライト相の大きい混粒組織となり、これも材質ば
らつきの原因となる。　Ａｃ３温度以上での焼鈍時間に
ついてはごく短時間で十分であり、３分を超えて保持す
ることは成分均質化を招き、残留オーステナイトを得る
意味で有害となるので３分以下とする。最も望ましいの
は、Ａｃ３点以上で４０秒以下の焼鈍にとどめることで
ある。

つぎに本発明で制約した成分の場合、Ａｃ３温度以上か
ら３５０〜５００℃の温度域まで１〜ｂ秒の冷却速度で
冷却する必要がある。これは冷却途中で部分的にフェラ
イト相を析出させ、かつパーライトの生成をできるだけ
避けるためのもので、冷却速度が２００℃／秒を超える
とフェライト相は殆んど析出せず、１”Ｏ／秒未満であ
ると、多量のパーライトが析出するため本発明の効果を
発揮できない。

またＡｃ３温度以上から８００〜７００℃の温度域に至
るまでを１〜ｂ ５００℃の温度域に至るまでを３０〜ｂ却するという２
段の冷却法も、オーステナイトを安定化する点で望まし
い方法である。

３５０〜５００℃で時効処理する意味はいわゆるオース
テンパー処理であり、この段階でベーナイト生成と同時
にＣがオーステナイトに富化し、これを安定化させる。

この効果は３５０℃未満の温度では、ベーナイト変態が
遅く時間がかかり過ぎ、５００℃を超す温度ではパーラ
イトを生ずるため所期の伸びが得られない、したがって
時効処理温度の下限を３５０℃、上限を５００℃とする
０時効処理時間については、３０秒未満ではベーナイト
生成不十分でオーステナイトが安定化せず、また１０分
を超えるとベーナイト比率が増し、オーステナイトが減
するので、３０秒〜１０分に限定する。材質と生産性を
考慮した最適時間は１〜２分である。

なお１以上の説明から明らかなように３５０〜５００℃
の温度域内で連続的に降温もしくは降温。

昇温を繰返す処理、あるいはこれらを段階的に行なうこ
とは、該温度域で経る時間が３０秒〜ｌＯ分の範囲内で
ある限り、本発明の効果を増大こそすれ、何ら損うもの
ではない。

時効処理後は、少くとも１５０〜２５０℃の温度域まで
５０℃／秒以下の冷却速度で冷却する必要がある。これ
は、オーステナイトを更に安定化すると同時にフェライ
ト相の清浄化が一層進み均−伸び１局部伸び共更に向上
するからである。５０”Ｃ！／秒を超える冷却では、上
記の効果は得られない。

この後は室温まで冷却すればよく、その際、冷却手段、
冷却速度等については、とくに限定の必要はない。

なお、以上の熱処理を経た鋼板に形状矯正のためスキン
パス圧延を施す場合には、残留オーステナイトの効果を
保存するために、１．５Ｘ以下のできるだけ軽度の圧下
で行なうことが望ましい。

上記のようにして得られた鋼板は、少くとも１〜５０％
のフェライト相と１０＄以上の残留オーステナイト相を
含む複合組織を有するものとなる。

フェライト相が１ｚ未満では、局部伸びが小さく、７０
％程度を超えると、残留オーステナイトおよびベーナイ
ト、マルテンサイト各相のバランスがくずれて所期の強
度や伸び、あるいは強度−延性バランスが得られない、
残留オーステナイト相が１０％未満であると、均−伸び
、したがって全伸びも低下する。

以下実施例により、本発明の効果をさらに具体的に説明
する。

（実施例） 第１表に成分を示す熱延鋼板（３，２ｍｍ厚）を酸洗、
冷延し、１．軸膳厚としたものを用いて、第２表記載の
条件で種々の供試材を作成した。なお、形状矯正のため
１．０％のスキンパスを施している。

これからＪＩＳ　１３号Ｂ引張試験片を採取しくＬ方向
）引張速度１０ｍ■ｌ■ｉｎで引張し、強度、全伸びお
よび局部伸びを調べた。ここで全伸びの値はプレス成形
９曲げ成形など成形性の評価尺度として、局部伸びの値
については、これが小さいと成形後の材料が脆くなり、
衝撃特性不良となることから、成形品の二次加工性の評
価尺度としたものである。

第３表に見られるように本発明例である試料Ｎｏ、１〜
ＩＯのものは、いずれも８０　Ｋｇｆ／ｍｍ′クラス以
上の強度を有し、全伸び３０％以上、局部伸び５２以上
と極めて満足すべきものとなっていることが明らかであ
る。これに対し、比較例の試料Ｎｏ。

ｌｌ−２６は強度或は全伸びもしくは局部伸びのいずれ
かが不十分であるため本発明の目的を達成することがで
きない。

（発明の効果）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量％で Ｃ：０．１２〜０．７０％ Ｓｉ：０．４〜１．８％ Ｍｎ：０．２〜２．５％ ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０７％ Ｔｏｔａｌ　Ｎ：０．０２％以下 を含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼板を昇
   温速度１〜１００℃／秒でＡｃ＿３温度以上に加熱し、
   ３分以下の焼鈍ののち、３５０〜５００℃の温度域まで
   冷却速度１〜２００℃／秒で冷却し、該温度域で３０秒
   〜１０分時効処理し、さらに少くとも１５０〜２５０℃
   の温度域までは冷却速度５０℃／秒以下で冷却し、その
   後は任意の手段により室温まで冷却することを特徴とす
   る延性のすぐれた高強度鋼板の製造方法。