JP2002256388A - 温間成形用高張力鋼板およびその成形法 - Google Patents
温間成形用高張力鋼板およびその成形法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 温間成形工程のみで十分な強度上昇効果を得
ることができる温間成形用高張力鋼板および温間成形法
を提供する。 【解決手段】 Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓi ：０．
５〜２．０％、Ｍn：０．５〜２．５％、sol.Ａl ：
０．１５〜１．２％、Ｎ：０．０２０％以下、かつ、Ｓ
i (％)＋sol.Ａl (％)≧１．２(％)を満足し、ベイナ
イト相を１０体積％以上、パーライト相とマルテンサイ
ト相を合計で１０体積％以下の結晶組織を備えた温間成
形用高張力鋼板。さらに、Ｃr ：０．０１〜０．５％お
よび／またはＮi ：０．０１〜０．５％、あるいは、Ｃ
a ：０．０００２〜０．００４％、Ｚr ：０．０１〜
０．０５％、希土類元素：０．００２〜０．０５％から
なる群のうちの１種または２種以上を含有しても構わな
い。成形は２５０℃以上の温度領域が好適である。
ることができる温間成形用高張力鋼板および温間成形法
を提供する。 【解決手段】 Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓi ：０．
５〜２．０％、Ｍn：０．５〜２．５％、sol.Ａl ：
０．１５〜１．２％、Ｎ：０．０２０％以下、かつ、Ｓ
i (％)＋sol.Ａl (％)≧１．２(％)を満足し、ベイナ
イト相を１０体積％以上、パーライト相とマルテンサイ
ト相を合計で１０体積％以下の結晶組織を備えた温間成
形用高張力鋼板。さらに、Ｃr ：０．０１〜０．５％お
よび／またはＮi ：０．０１〜０．５％、あるいは、Ｃ
a ：０．０００２〜０．００４％、Ｚr ：０．０１〜
０．０５％、希土類元素：０．００２〜０．０５％から
なる群のうちの１種または２種以上を含有しても構わな
い。成形は２５０℃以上の温度領域が好適である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は自動車の高強度部材
などの製造に好適な温間成形用高張力鋼板およびその成
形法に関する。さらに詳しくは、温間成形により著しく
高強度化する特性を備えた高張力鋼板および、その成形
法に関する。
などの製造に好適な温間成形用高張力鋼板およびその成
形法に関する。さらに詳しくは、温間成形により著しく
高強度化する特性を備えた高張力鋼板および、その成形
法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車製品においては、燃費向上のため
の車体軽量化などの観点から様々な構造部材の高強度化
が検討されており、最近では、引張強さ（ＴＳ）が４９
０MPa級以上の高張力鋼板も適用されている。鋼板の強
度が高くなるにつれて成形に必要な動力が増すと共に成
形性が低下するので、引張強さ（ＴＳ）が４９０MPa 級
以上の高強度鋼板の成形に際しては、成形困難や形状凍
結性不良などの問題が生じており、その解決が求められ
ている。このため、軟質な鋼板を加工して高強度成形品
を得る方法が提案されている。
の車体軽量化などの観点から様々な構造部材の高強度化
が検討されており、最近では、引張強さ（ＴＳ）が４９
０MPa級以上の高張力鋼板も適用されている。鋼板の強
度が高くなるにつれて成形に必要な動力が増すと共に成
形性が低下するので、引張強さ（ＴＳ）が４９０MPa 級
以上の高強度鋼板の成形に際しては、成形困難や形状凍
結性不良などの問題が生じており、その解決が求められ
ている。このため、軟質な鋼板を加工して高強度成形品
を得る方法が提案されている。
【０００３】固溶原子を有する鋼板を常温で成形した後
に１７０℃前後に加熱して鋼板の強度を高める方法が、
塗装焼付け強化法として知られている。この強化方法に
よれば成形後に降伏強度を３０〜６０MPa 高めることが
できるので、比較的軟質な鋼板の強化方法としては好適
である。
に１７０℃前後に加熱して鋼板の強度を高める方法が、
塗装焼付け強化法として知られている。この強化方法に
よれば成形後に降伏強度を３０〜６０MPa 高めることが
できるので、比較的軟質な鋼板の強化方法としては好適
である。
【０００４】しかしながら、成形後に上記温度域に加熱
する処理が必要であり、高強度化するには成形工程と時
効処理工程との２工程を必要とするので、必ずしも効率
がよい方法ではない。また、強度上昇量がそれほど大き
くないこともあり、構造部材の高強度化法としては満足
なものではなかった。
する処理が必要であり、高強度化するには成形工程と時
効処理工程との２工程を必要とするので、必ずしも効率
がよい方法ではない。また、強度上昇量がそれほど大き
くないこともあり、構造部材の高強度化法としては満足
なものではなかった。
【０００５】鋼板は高温域では変形抵抗が低下すること
があるので、この現象を利用して高張力鋼板を加熱して
成形するいわゆる温間成形法が難成形材の成形方法とし
て知られている。温間成形に伴って鋼板の強度を高める
ことができれば、少ない製造工程できわめて効率よく高
強度成形品を得ることができる。
があるので、この現象を利用して高張力鋼板を加熱して
成形するいわゆる温間成形法が難成形材の成形方法とし
て知られている。温間成形に伴って鋼板の強度を高める
ことができれば、少ない製造工程できわめて効率よく高
強度成形品を得ることができる。
【０００６】特開昭５３−７９７１６号公報には、Ｔ
ｉ、Ｎｂ、Ｖなどの炭・窒化物形成元素を含有する鋼板
を溶体化処理後熱間圧延し６８０℃以下に強制冷却する
温間成形用熱間圧延鋼材の製造法が提案されている。こ
れは、鋼材を温間成形温度域に加熱中および成形中に上
記炭・窒化物を析出させて鋼板の強化を図る方法であ
る。
ｉ、Ｎｂ、Ｖなどの炭・窒化物形成元素を含有する鋼板
を溶体化処理後熱間圧延し６８０℃以下に強制冷却する
温間成形用熱間圧延鋼材の製造法が提案されている。こ
れは、鋼材を温間成形温度域に加熱中および成形中に上
記炭・窒化物を析出させて鋼板の強化を図る方法であ
る。
【０００７】また、特開昭５９−６４７４１号公報で
は、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓi：１．０％以下、
Ｍn ：０．１５〜１．５％、sol.Ａl ：０．００５〜
０．０８％、Ｎ：０．００３０〜０．０２００％含有
し、固溶Ｃと固溶Ｎを合計で８ppm以上含有し、温間加
工により、さらには温間加工に引き続いて再加熱処理す
ることにより、高強度化する熱間圧延鋼板が提案されて
いる。
は、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓi：１．０％以下、
Ｍn ：０．１５〜１．５％、sol.Ａl ：０．００５〜
０．０８％、Ｎ：０．００３０〜０．０２００％含有
し、固溶Ｃと固溶Ｎを合計で８ppm以上含有し、温間加
工により、さらには温間加工に引き続いて再加熱処理す
ることにより、高強度化する熱間圧延鋼板が提案されて
いる。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】特開昭５３−７９７１
６号公報で提案された鋼板は析出強化させるために一旦
最低でも６００℃以上への加熱後成形が必要であり、そ
のような高温では成形設備の維持管理が容易でないう
え、高温を取り扱うことによる成形コストが高いことか
ら、実施が容易ではないという問題がある。また特開昭
５９−６４７４１号公報で提案された方法では、高強度
化が必ずしも十分ではないうえ、高強度化するには温間
成形後の再加熱による塗装焼付け硬化によっており、複
数工程を要するという問題がある。
６号公報で提案された鋼板は析出強化させるために一旦
最低でも６００℃以上への加熱後成形が必要であり、そ
のような高温では成形設備の維持管理が容易でないう
え、高温を取り扱うことによる成形コストが高いことか
ら、実施が容易ではないという問題がある。また特開昭
５９−６４７４１号公報で提案された方法では、高強度
化が必ずしも十分ではないうえ、高強度化するには温間
成形後の再加熱による塗装焼付け硬化によっており、複
数工程を要するという問題がある。
【０００９】本発明の目的はこれらの問題を解決し、温
間成形工程のみで十分な強度上昇効果を得ることができ
る温間成形用高張力鋼板および温間成形法を提供するこ
とにある。
間成形工程のみで十分な強度上昇効果を得ることができ
る温間成形用高張力鋼板および温間成形法を提供するこ
とにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、温間成形
した鋼板の常温における強度を高める方法について種々
研究を重ねた結果以下の知見を得た。
した鋼板の常温における強度を高める方法について種々
研究を重ねた結果以下の知見を得た。
【００１１】ａ．温間成形後の鋼板の強度を高めるに
は、成形温度領域が青熱脆性温度域である場合には成形
中の歪時効硬化が大きい鋼を用いるのが好適であり、青
熱脆性域を超える温度領域で成形する場合には、成形後
の冷却過程での歪時効硬化が大きい鋼板を用いるのが好
適である。上記歪時効硬化を得るには、成形された鋼板
に十分な量の転位と固溶Ｃまたは固溶Ｃと固溶Ｎが存在
することが重要である。かつ、成形中およびその後の冷
却中に十分な歪時効硬化量を得るために、温間成形は２
５０℃以上でおこなうのがよい。
は、成形温度領域が青熱脆性温度域である場合には成形
中の歪時効硬化が大きい鋼を用いるのが好適であり、青
熱脆性域を超える温度領域で成形する場合には、成形後
の冷却過程での歪時効硬化が大きい鋼板を用いるのが好
適である。上記歪時効硬化を得るには、成形された鋼板
に十分な量の転位と固溶Ｃまたは固溶Ｃと固溶Ｎが存在
することが重要である。かつ、成形中およびその後の冷
却中に十分な歪時効硬化量を得るために、温間成形は２
５０℃以上でおこなうのがよい。
【００１２】ｂ．鋼板の結晶組織は、成形後の製品強度
を高めるには、歪時効硬化能が大きい結晶組織を有する
ものが好適である。上記結晶組織としては、固溶Ｃの含
有率が高く、かつ、転位密度が高いベイナイト相が好適
である。
を高めるには、歪時効硬化能が大きい結晶組織を有する
ものが好適である。上記結晶組織としては、固溶Ｃの含
有率が高く、かつ、転位密度が高いベイナイト相が好適
である。
【００１３】他の結晶組織、例えばパーライト相は転位
密度が低いうえ、セメンタイトが多くて固溶Ｃ量が少な
いために、歪時効を生じにくい。また、マルテンサイト
相は転位密度も固溶Ｃ量も多いが、温間成形に際しては
焼戻し軟化現象により、転位密度が低下し、セメンタイ
トが析出するため、歪時効による強度の上昇は期待でき
ない。
密度が低いうえ、セメンタイトが多くて固溶Ｃ量が少な
いために、歪時効を生じにくい。また、マルテンサイト
相は転位密度も固溶Ｃ量も多いが、温間成形に際しては
焼戻し軟化現象により、転位密度が低下し、セメンタイ
トが析出するため、歪時効による強度の上昇は期待でき
ない。
【００１４】これらのことから、所望の硬化量を得るに
は鋼の結晶組織を、ベイナイト相を体積％で１０％以上
含有し、パーライト相とマルテンサイト相の合計が体積
％で１０％以下であるものとすればよい。
は鋼の結晶組織を、ベイナイト相を体積％で１０％以上
含有し、パーライト相とマルテンサイト相の合計が体積
％で１０％以下であるものとすればよい。
【００１５】ｃ．優れた歪時効硬化性を得るにはベイナ
イト相中の固溶Ｃ量を増す必要があるが、このために
は、鋼を熱間圧延した後の冷却過程および鋼帯として巻
取後の冷却過程などにおいて、ベイナイト相でのセメン
タイトの生成を抑制する必要がある。このためには、鋼
板に適量のＳi とＡl を含有させるのが有効である。
イト相中の固溶Ｃ量を増す必要があるが、このために
は、鋼を熱間圧延した後の冷却過程および鋼帯として巻
取後の冷却過程などにおいて、ベイナイト相でのセメン
タイトの生成を抑制する必要がある。このためには、鋼
板に適量のＳi とＡl を含有させるのが有効である。
【００１６】本発明はこれらの知見を基にして完成され
たものであり、その要旨は下記（１）〜（４）に記載の
温間成形用鋼板および（５）に記載の温間成形法にあ
る。 （１）化学組成が質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０
％、Ｓi ：０．５〜２．０％、Ｍn ：０．５〜２．５
％、sol.Ａl ：０．１５〜１．２％、Ｎ：０．０２０％
以下、かつ、Ｓi(％) ＋sol.Ａl(％) ≧１．２(％)を満
足し、残部がＦe および不可避的不純物からなり、体積
％で１０％以上のベイナイト相を含有し、パーライト相
とマルテンサイト相の合計が体積％で１０％以下である
結晶組織を備えた温間成形用高張力鋼板。
たものであり、その要旨は下記（１）〜（４）に記載の
温間成形用鋼板および（５）に記載の温間成形法にあ
る。 （１）化学組成が質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２０
％、Ｓi ：０．５〜２．０％、Ｍn ：０．５〜２．５
％、sol.Ａl ：０．１５〜１．２％、Ｎ：０．０２０％
以下、かつ、Ｓi(％) ＋sol.Ａl(％) ≧１．２(％)を満
足し、残部がＦe および不可避的不純物からなり、体積
％で１０％以上のベイナイト相を含有し、パーライト相
とマルテンサイト相の合計が体積％で１０％以下である
結晶組織を備えた温間成形用高張力鋼板。
【００１７】（２）化学組成が質量％で、Ｃ：０．０２
〜０．２０％、Ｓi ：０．５〜２．０％、Ｍn ：０．５
〜２．５％、sol.Ａl ：０．１５〜１．２％、Ｎ：０．
０２０％以下、かつ、Ｓi(％) ＋sol.Ａl(％) ≧１．２
(％)を満足し、さらに、Ｃr：０．０１〜０．５％およ
び／またはＮi ：０．０１〜０．５％を含有し、残部が
Ｆe および不可避的不純物からなり、体積％で１０％以
上のベイナイト相を含有し、パーライト相とマルテンサ
イト相の合計が体積％で１０％以下である結晶組織を備
えた温間成形用高張力鋼板。
〜０．２０％、Ｓi ：０．５〜２．０％、Ｍn ：０．５
〜２．５％、sol.Ａl ：０．１５〜１．２％、Ｎ：０．
０２０％以下、かつ、Ｓi(％) ＋sol.Ａl(％) ≧１．２
(％)を満足し、さらに、Ｃr：０．０１〜０．５％およ
び／またはＮi ：０．０１〜０．５％を含有し、残部が
Ｆe および不可避的不純物からなり、体積％で１０％以
上のベイナイト相を含有し、パーライト相とマルテンサ
イト相の合計が体積％で１０％以下である結晶組織を備
えた温間成形用高張力鋼板。
【００１８】（３）化学組成が質量％で、Ｃ：０．０２
〜０．２０％、Ｓi ：０．５〜２．０％、Ｍn ：０．５
〜２．５％、sol.Ａl ：０．１５〜１．２％、Ｎ：０．
０２０％以下、かつ、Ｓi(％) ＋sol.Ａl(％) ≧１．２
(％)を満足し、さらに、Ｃa：０．０００２〜０．００
４％、Ｚr ：０．０１〜０．０５％、希土類元素：０．
００２〜０．０５％からなる群のうちの１種または２種
以上を含有し、残部がＦe および不可避的不純物からな
り、体積％で１０％以上のベイナイト相を含有し、パー
ライト相とマルテンサイト相の合計が体積％で１０％以
下である結晶組織を備えた温間成形用高張力鋼板。
〜０．２０％、Ｓi ：０．５〜２．０％、Ｍn ：０．５
〜２．５％、sol.Ａl ：０．１５〜１．２％、Ｎ：０．
０２０％以下、かつ、Ｓi(％) ＋sol.Ａl(％) ≧１．２
(％)を満足し、さらに、Ｃa：０．０００２〜０．００
４％、Ｚr ：０．０１〜０．０５％、希土類元素：０．
００２〜０．０５％からなる群のうちの１種または２種
以上を含有し、残部がＦe および不可避的不純物からな
り、体積％で１０％以上のベイナイト相を含有し、パー
ライト相とマルテンサイト相の合計が体積％で１０％以
下である結晶組織を備えた温間成形用高張力鋼板。
【００１９】（４）化学組成が質量％で、Ｃ：０．０２
〜０．２０％、Ｓi ：０．５〜２．０％、Ｍn ：０．５
〜２．５％、sol.Ａl ：０．１５〜１．２％、Ｎ：０．
０２０％以下、かつ、Ｓi(％) ＋sol.Ａl(％) ≧１．２
(％)を満足し、さらに、Ｃr：０．０１〜０．５％およ
び／またはＮi ：０．０１〜０．５％と、Ｃa ：０．０
００２〜０．００４％、Ｚr ：０．０１〜０．０５％、
希土類元素：０．００２〜０．０５％からなる群のうち
の１種または２種以上とを含有し、残部がＦeおよび不
可避的不純物からなり、体積％で１０％以上のベイナイ
ト相を含有し、パーライト相とマルテンサイト相の合計
が体積％で１０％以下である結晶組織を備えた温間成形
用高張力鋼板。
〜０．２０％、Ｓi ：０．５〜２．０％、Ｍn ：０．５
〜２．５％、sol.Ａl ：０．１５〜１．２％、Ｎ：０．
０２０％以下、かつ、Ｓi(％) ＋sol.Ａl(％) ≧１．２
(％)を満足し、さらに、Ｃr：０．０１〜０．５％およ
び／またはＮi ：０．０１〜０．５％と、Ｃa ：０．０
００２〜０．００４％、Ｚr ：０．０１〜０．０５％、
希土類元素：０．００２〜０．０５％からなる群のうち
の１種または２種以上とを含有し、残部がＦeおよび不
可避的不純物からなり、体積％で１０％以上のベイナイ
ト相を含有し、パーライト相とマルテンサイト相の合計
が体積％で１０％以下である結晶組織を備えた温間成形
用高張力鋼板。
【００２０】（５）上記（１）〜（４）のいずれかに記
載の化学組成を有する鋼板を２５０℃以上の温度領域に
加熱して成形することを特徴とする高張力鋼板の温間成
形方法。
載の化学組成を有する鋼板を２５０℃以上の温度領域に
加熱して成形することを特徴とする高張力鋼板の温間成
形方法。
【００２１】なお、本発明の温間成形方法は、冷間成形
法では複雑な深絞り成形が困難である引張強さが４９０
MPa 以上の高張力鋼板に適用するのが好適である。その
理由は、引張強さが４９０MPa に満たない場合には温間
成形によらなくても成形が良好におこなえるからであ
る。
法では複雑な深絞り成形が困難である引張強さが４９０
MPa 以上の高張力鋼板に適用するのが好適である。その
理由は、引張強さが４９０MPa に満たない場合には温間
成形によらなくても成形が良好におこなえるからであ
る。
【００２２】
【発明の実施の形態】以下に本発明の内容を詳細に説明
する。なお、以下の説明において、化学組成を表す％表
示は質量％を意味する。
する。なお、以下の説明において、化学組成を表す％表
示は質量％を意味する。
【００２３】鋼板の化学組成； Ｃ：Ｃは鋼板の強度を高めるとともに、成形中と成形後
の歪時効を発現し、温間成形後の製品の強度を高める作
用がある。この効果を確保するためにＣを０．０２％以
上含有させる必要がある。望ましくは０．０５％以上で
ある。過剰にＣを含有させるとスポット溶接性を損なう
ので、Ｃ含有量は０．２０％以下とする。望ましくは
０．１５％以下である。
の歪時効を発現し、温間成形後の製品の強度を高める作
用がある。この効果を確保するためにＣを０．０２％以
上含有させる必要がある。望ましくは０．０５％以上で
ある。過剰にＣを含有させるとスポット溶接性を損なう
ので、Ｃ含有量は０．２０％以下とする。望ましくは
０．１５％以下である。
【００２４】Ｓi ：Ｓi は鋼の脱酸元素として鋼を健全
にする作用があり、また、鋼板の延性をさほど阻害しな
いで強度を高めるので、鋼の強化元素として有効であ
る。さらに、Ｓi にはベイナイト相でのセメンタイトの
生成を抑制して固溶Ｃを増す作用があり、歪時効硬化量
を高める作用がある。本発明では安価に鋼板を強化し、
温間成形後の製品の強度上昇量を確保するために、Ｓi
を０．５％以上含有させる。
にする作用があり、また、鋼板の延性をさほど阻害しな
いで強度を高めるので、鋼の強化元素として有効であ
る。さらに、Ｓi にはベイナイト相でのセメンタイトの
生成を抑制して固溶Ｃを増す作用があり、歪時効硬化量
を高める作用がある。本発明では安価に鋼板を強化し、
温間成形後の製品の強度上昇量を確保するために、Ｓi
を０．５％以上含有させる。
【００２５】他方、Ｓi を過剰に含有させると鋼中に粗
大な酸化物が増し、延性や靭性を損なう。これを避ける
ためにＳi 含有量は２．０％以下とする。望ましくは
１．７％以下である。
大な酸化物が増し、延性や靭性を損なう。これを避ける
ためにＳi 含有量は２．０％以下とする。望ましくは
１．７％以下である。
【００２６】Ｍn ：Ｍn は鋼の熱間脆性を防止すると共
に、鋼板の強度を高める作用があるので鋼の強化元素と
して有効である。これらの効果を確保するためにＭn は
０．５％以上含有させる。望ましくは１．０％以上であ
る。
に、鋼板の強度を高める作用があるので鋼の強化元素と
して有効である。これらの効果を確保するためにＭn は
０．５％以上含有させる。望ましくは１．０％以上であ
る。
【００２７】他方、Ｍn を過剰に含有させると鋼の焼き
入れ性が増し、熱間圧延後の冷却過程においてマルテン
サイト相が生成しやすくなり、温間成形後に所望の強度
を得るのが困難となる。これを避けるためにＭn 含有量
は２．５％以下とする。望ましくは１．８％以下であ
る。
入れ性が増し、熱間圧延後の冷却過程においてマルテン
サイト相が生成しやすくなり、温間成形後に所望の強度
を得るのが困難となる。これを避けるためにＭn 含有量
は２．５％以下とする。望ましくは１．８％以下であ
る。
【００２８】sol.Ａl ：Ａl はＳi と同様に鋼の脱酸元
素として有効であるうえ、ベイナイト相中のセメンタイ
トの生成を抑制し、温間成形時に鋼板の固溶Ｃを増し、
歪時効硬化量を高める作用がある。これらの効果を得る
ためにＡl をsol.Ａl として０．１５％以上含有させ
る。望ましくは０．２０％以上である。他方、Ａl を過
剰に含有させると鋼中の介在物が増加し、延性を損な
う。これを避けるためにsol.Ａl 含有量は１．２％以下
とする。望ましくは１．０％以下である。
素として有効であるうえ、ベイナイト相中のセメンタイ
トの生成を抑制し、温間成形時に鋼板の固溶Ｃを増し、
歪時効硬化量を高める作用がある。これらの効果を得る
ためにＡl をsol.Ａl として０．１５％以上含有させ
る。望ましくは０．２０％以上である。他方、Ａl を過
剰に含有させると鋼中の介在物が増加し、延性を損な
う。これを避けるためにsol.Ａl 含有量は１．２％以下
とする。望ましくは１．０％以下である。
【００２９】さらに本発明においては、ベイナイト相で
のセメンタイトの生成を抑制して固溶Ｃ量を増し、歪時
効性を高める効果を確保するために、Ｓi とsol.Ａl の
合計含有量を１．２％以上とする。好ましくは１．４％
以上である。
のセメンタイトの生成を抑制して固溶Ｃ量を増し、歪時
効性を高める効果を確保するために、Ｓi とsol.Ａl の
合計含有量を１．２％以上とする。好ましくは１．４％
以上である。
【００３０】Ｎ：ＮはＡlＮ として析出し、鋼板の延性
を損なううえ、sol.Ａl を消費してsol.Ａl によるベイ
ナイト相中のセメンタイトの生成を抑制する作用が低下
し、鋼板の強化が十分ではなくなるおそれがある。この
ような不具合を避けるためにＮ含有量の上限は０．０２
０％とするのが望ましい。より望ましくは０．０１０％
以下である。
を損なううえ、sol.Ａl を消費してsol.Ａl によるベイ
ナイト相中のセメンタイトの生成を抑制する作用が低下
し、鋼板の強化が十分ではなくなるおそれがある。この
ような不具合を避けるためにＮ含有量の上限は０．０２
０％とするのが望ましい。より望ましくは０．０１０％
以下である。
【００３１】本発明の鋼板は基本的には上述の化学組成
で構成されるが、さらに歪時効性を高めたり、鋼の強度
を高めたい場合には、以下に述べる元素を含有させても
構わない。
で構成されるが、さらに歪時効性を高めたり、鋼の強度
を高めたい場合には、以下に述べる元素を含有させても
構わない。
【００３２】Ｃr 、Ｎi ：これらの元素は鋼板の強度向
上に有効な元素であるので、鋼板を強化する手段とし
て、これらの元素の内の１種または２種を、Ｃr であれ
ば０．０１％以上、０．５％以下、Ｎi であれば０．０
１％以上、０．５％以下含有させても構わない。Ｃr 含
有量が０．５％を超えると鋼板の靭性が劣化し、Ｎi 含
有量が０．５％を超えると経済性を損なう。従ってこれ
らの元素を含有させる場合の上限は、Ｃr については
０．５％、Ｎi については０．５％とする。
上に有効な元素であるので、鋼板を強化する手段とし
て、これらの元素の内の１種または２種を、Ｃr であれ
ば０．０１％以上、０．５％以下、Ｎi であれば０．０
１％以上、０．５％以下含有させても構わない。Ｃr 含
有量が０．５％を超えると鋼板の靭性が劣化し、Ｎi 含
有量が０．５％を超えると経済性を損なう。従ってこれ
らの元素を含有させる場合の上限は、Ｃr については
０．５％、Ｎi については０．５％とする。
【００３３】Ｃa 、Ｚr 、希土類元素：これらの元素は
鋼板の介在物の形態を制御し、加工性の点で介在物を無
害化する作用がある。従って、鋼板の曲げ性など、成形
性がより優れた鋼板とするために、Ｃa 、Ｚr および希
土類元素からなる群の内の１種または２種以上を、Ｃa
の場合は０．０００２％以上、Ｚr の場合には０．０１
％以上、希土類元素の場合は０．００２％以上含有させ
ても構わない。
鋼板の介在物の形態を制御し、加工性の点で介在物を無
害化する作用がある。従って、鋼板の曲げ性など、成形
性がより優れた鋼板とするために、Ｃa 、Ｚr および希
土類元素からなる群の内の１種または２種以上を、Ｃa
の場合は０．０００２％以上、Ｚr の場合には０．０１
％以上、希土類元素の場合は０．００２％以上含有させ
ても構わない。
【００３４】他方、これらの元素を過剰に含有させると
鋼板の介在物が増加し、加工性が損なわれる。これを避
けるために、これらの元素を含有させる場合の上限は、
Ｃaの場合は０．００４％、Ｚr の場合には０．０５
％、希土類元素の場合には０．０５％とする。
鋼板の介在物が増加し、加工性が損なわれる。これを避
けるために、これらの元素を含有させる場合の上限は、
Ｃaの場合は０．００４％、Ｚr の場合には０．０５
％、希土類元素の場合には０．０５％とする。
【００３５】上記以外はＦｅおよび不可避的不純物であ
る。 結晶組織：温間成形後の鋼板の強度を確保するために、
鋼板の結晶組織は体積％で（以下、結晶組織を表す％表
示は体積％を意味する）１０％以上のベイナイト相を含
有させる。ベイナイト相の割合が１０％に満たない場合
には、歪時効硬化による強度上昇量が小さくなるうえ、
高張力鋼板として必要とされる引張強さが得られない。
望ましくは２０％以上である。
る。 結晶組織：温間成形後の鋼板の強度を確保するために、
鋼板の結晶組織は体積％で（以下、結晶組織を表す％表
示は体積％を意味する）１０％以上のベイナイト相を含
有させる。ベイナイト相の割合が１０％に満たない場合
には、歪時効硬化による強度上昇量が小さくなるうえ、
高張力鋼板として必要とされる引張強さが得られない。
望ましくは２０％以上である。
【００３６】ベイナイト相の割合が高いほど鋼板の強度
が高くなるが、鋼板強度を過度に高くすると成形荷重が
増大し、成形性も低下して製品形状によっては成形が困
難になるなどの問題が生じる場合がある。これを避ける
ためにベイナイト相の割合は８０％以下とするのが望ま
しい。より望ましくは７０％以下、さらに望ましくは５
０％以下である。
が高くなるが、鋼板強度を過度に高くすると成形荷重が
増大し、成形性も低下して製品形状によっては成形が困
難になるなどの問題が生じる場合がある。これを避ける
ためにベイナイト相の割合は８０％以下とするのが望ま
しい。より望ましくは７０％以下、さらに望ましくは５
０％以下である。
【００３７】パーライト相は転位密度が低いうえ、セメ
ンタイトが多くて固溶Ｃ量が少ないために、歪時効を生
じにくい。また、マルテンサイト相は温間成形に際して
焼戻し軟化現象が生じ、転位密度が低下し、セメンタイ
トが析出するため、歪時効による強度の上昇は期待でき
ない。従ってこれらの相は少ないほど強度向上に有利で
あり、所望の強度上昇を確保するために、パーライト相
とマルテンサイト相の割合を合計で１０％以下とする。
望ましくは５％以下である。
ンタイトが多くて固溶Ｃ量が少ないために、歪時効を生
じにくい。また、マルテンサイト相は温間成形に際して
焼戻し軟化現象が生じ、転位密度が低下し、セメンタイ
トが析出するため、歪時効による強度の上昇は期待でき
ない。従ってこれらの相は少ないほど強度向上に有利で
あり、所望の強度上昇を確保するために、パーライト相
とマルテンサイト相の割合を合計で１０％以下とする。
望ましくは５％以下である。
【００３８】残部の結晶組織としてはフェライト相が主
体である。また、残留オーステナイトは歪時効硬化には
悪影響を及ぼさないうえ、加工性を向上させる効果があ
るので、残部の結晶組織として残留オーステナイト相が
混在していても構わない。
体である。また、残留オーステナイトは歪時効硬化には
悪影響を及ぼさないうえ、加工性を向上させる効果があ
るので、残部の結晶組織として残留オーステナイト相が
混在していても構わない。
【００３９】上記結晶組織のベイナイト相、フェライト
相、マルテンサイト相およびパーライト相の体積％は、
鋼板断面を研磨し、公知のナイタール腐食法でエッチン
グして、各層の面積％を測定して求めることができる。
残留オーステナイト相の体積％はＸ線回折から得られる
積分強度により測定することができる。
相、マルテンサイト相およびパーライト相の体積％は、
鋼板断面を研磨し、公知のナイタール腐食法でエッチン
グして、各層の面積％を測定して求めることができる。
残留オーステナイト相の体積％はＸ線回折から得られる
積分強度により測定することができる。
【００４０】鋼板の種類：本発明の温間成形用高張力鋼
板は、熱延鋼板、冷延鋼板、あるいはこれらを母材とす
る各種の溶融めっき鋼板あるいは電気めっき鋼板などと
して用いることができる。めっきの種類としては公知の
もの、例えば亜鉛めっき、合金化亜鉛めっき、亜鉛−ア
ルミニウム系合金めっき、アルミニウムめっきなどが適
用できる。
板は、熱延鋼板、冷延鋼板、あるいはこれらを母材とす
る各種の溶融めっき鋼板あるいは電気めっき鋼板などと
して用いることができる。めっきの種類としては公知の
もの、例えば亜鉛めっき、合金化亜鉛めっき、亜鉛−ア
ルミニウム系合金めっき、アルミニウムめっきなどが適
用できる。
【００４１】本発明の鋼板の製造方法は特に限定するも
のではなく、従来の圧延設備や焼鈍設備などにより製造
できる。結晶組織を所望のものとするには、例えば冷間
圧延後の再結晶焼鈍時にフェライト変態およびベイナイ
ト変態を促進させるように、焼鈍条件を適宜調整する、
などの方法によればよい。
のではなく、従来の圧延設備や焼鈍設備などにより製造
できる。結晶組織を所望のものとするには、例えば冷間
圧延後の再結晶焼鈍時にフェライト変態およびベイナイ
ト変態を促進させるように、焼鈍条件を適宜調整する、
などの方法によればよい。
【００４２】温間成形：成形中およびその後の冷却中に
歪時効を十分に発生させるため、温間成形は２５０℃以
上でおこなう必要がある。望ましくは３５０℃以上であ
る。他方、成形温度の上限は特に限定するものではない
が、成形温度を高くしすぎると温間成形コストが高くな
るので、６００℃以下とするのが望ましい。特に鋼板が
めっき鋼板である場合には、めっき層の溶解を避けるた
めに４６０℃以下とするのが望ましい。
歪時効を十分に発生させるため、温間成形は２５０℃以
上でおこなう必要がある。望ましくは３５０℃以上であ
る。他方、成形温度の上限は特に限定するものではない
が、成形温度を高くしすぎると温間成形コストが高くな
るので、６００℃以下とするのが望ましい。特に鋼板が
めっき鋼板である場合には、めっき層の溶解を避けるた
めに４６０℃以下とするのが望ましい。
【００４３】上記以外の温間成形条件は特に限定するも
のではないが、冷却中の歪時効促進のために、温間成形
後の冷却速度を緩冷却とするのが望ましい。
のではないが、冷却中の歪時効促進のために、温間成形
後の冷却速度を緩冷却とするのが望ましい。
【００４４】
【実施例】表１に示す種々の化学組成を有する鋼を実験
用の圧延機により８００℃以上の仕上圧延温度で熱間圧
延し、その後空冷して厚さが４．０mmの熱間圧延鋼板を
得た。
用の圧延機により８００℃以上の仕上圧延温度で熱間圧
延し、その後空冷して厚さが４．０mmの熱間圧延鋼板を
得た。
【００４５】
【表１】
【００４６】これらを酸洗して厚さ１．２mmの鋼板に冷
間圧延し、次いで８５０〜８７０℃に加熱して６０秒間
均熱する再結晶焼鈍を施し、その後、種々の条件で冷却
して、種々の結晶組織を備えた冷間圧延鋼板を作製し
た。
間圧延し、次いで８５０〜８７０℃に加熱して６０秒間
均熱する再結晶焼鈍を施し、その後、種々の条件で冷却
して、種々の結晶組織を備えた冷間圧延鋼板を作製し
た。
【００４７】上記冷却は以下のようにした。表１の鋼Ａ
〜Ｄは、焼鈍温度から７３０℃までを４℃／秒の冷却速
度で冷却し、その後４４０℃までを５０℃／秒の冷却速
度で冷却し、次いで４４０℃で３分間保持した後、１０
℃／秒の冷却速度で室温まで冷却した。鋼Ｅは、焼鈍温
度から７２０℃までを５℃／秒の冷却速度で冷却し、そ
の後６５０℃までを４０℃／秒の冷却速度で冷却し、次
いで室温まで４℃／秒の冷却速度で冷却した。鋼Ｆと鋼
Ｇは、焼鈍温度から７３０℃までを４℃／秒の冷却速度
で冷却し、次いで室温まで５０℃／秒の冷却速度で冷却
した。鋼Ｈは４５０℃までを８０℃／秒の冷却速度で冷
却し、その温度で１０分間保持した後、１０℃／秒の冷
却速度で室温まで冷却した。
〜Ｄは、焼鈍温度から７３０℃までを４℃／秒の冷却速
度で冷却し、その後４４０℃までを５０℃／秒の冷却速
度で冷却し、次いで４４０℃で３分間保持した後、１０
℃／秒の冷却速度で室温まで冷却した。鋼Ｅは、焼鈍温
度から７２０℃までを５℃／秒の冷却速度で冷却し、そ
の後６５０℃までを４０℃／秒の冷却速度で冷却し、次
いで室温まで４℃／秒の冷却速度で冷却した。鋼Ｆと鋼
Ｇは、焼鈍温度から７３０℃までを４℃／秒の冷却速度
で冷却し、次いで室温まで５０℃／秒の冷却速度で冷却
した。鋼Ｈは４５０℃までを８０℃／秒の冷却速度で冷
却し、その温度で１０分間保持した後、１０℃／秒の冷
却速度で室温まで冷却した。
【００４８】本発明例はＡ〜Ｄ鋼であり、比較例はＥ〜
Ｈ鋼である。得られた各鋼板の結晶組織の内、フェライ
ト相、ベイナイト相、マルテンサイト相＋パーライト相
の識別はナイタール腐食法で、残留オーステナイトはＸ
線回折法により求めた。これらの鋼の化学組成と結晶組
織を表１に示す。
Ｈ鋼である。得られた各鋼板の結晶組織の内、フェライ
ト相、ベイナイト相、マルテンサイト相＋パーライト相
の識別はナイタール腐食法で、残留オーステナイトはＸ
線回折法により求めた。これらの鋼の化学組成と結晶組
織を表１に示す。
【００４９】得られた各鋼板から、ＪＩＳ−Ｚ２２４１
に規定される５号試験片を採取し、室温（約２５℃）、
２００℃、３５０℃あるいは４５０℃で引張試験をおこ
ない、それぞれの温度における降伏強度（YS）、引張強
度（TS）、および５％引張歪を与えた時の変形応力（５
％σ）を測定した。ここで、室温で５％引張歪を与えた
時の変形応力を５％σRTと記す。さらに、室温で５％引
張歪を与えた試験片には１７０℃で２０分間保持する焼
付処理を施し、その後室温で引張試験した時の降伏強度
（σBH）を測定した。５％σRTは、室温で５％の引張加
工を施した鋼板の降伏強度に相当し、σBHは従来の方法
での焼付け処理後の鋼の降伏強度に相当する。
に規定される５号試験片を採取し、室温（約２５℃）、
２００℃、３５０℃あるいは４５０℃で引張試験をおこ
ない、それぞれの温度における降伏強度（YS）、引張強
度（TS）、および５％引張歪を与えた時の変形応力（５
％σ）を測定した。ここで、室温で５％引張歪を与えた
時の変形応力を５％σRTと記す。さらに、室温で５％引
張歪を与えた試験片には１７０℃で２０分間保持する焼
付処理を施し、その後室温で引張試験した時の降伏強度
（σBH）を測定した。５％σRTは、室温で５％の引張加
工を施した鋼板の降伏強度に相当し、σBHは従来の方法
での焼付け処理後の鋼の降伏強度に相当する。
【００５０】２００℃、３５０℃あるいは４５０℃で５
％引張歪を与えた試験片は、２℃／秒の冷却速度で室温
まで冷却し、その後室温で引張試験した時の降伏強度
（それぞれσ1 、σ2 、σ3 などで示す）を測定した。
σ1 、σ2 、σ3 はそれぞれの温度で成形して得られる
鋼板の室温での降伏強度に相当する。
％引張歪を与えた試験片は、２℃／秒の冷却速度で室温
まで冷却し、その後室温で引張試験した時の降伏強度
（それぞれσ1 、σ2 、σ3 などで示す）を測定した。
σ1 、σ2 、σ3 はそれぞれの温度で成形して得られる
鋼板の室温での降伏強度に相当する。
【００５１】得られた特性値を表２に示す。
【００５２】
【表２】
【００５３】表２からわかるように、２００℃で成形し
た場合の成形後の強度（σ1 ）は、室温成形して焼付け
処理した後の鋼の強度（σBH）と同等以下であり、２０
０℃では十分な硬化量が得られていない。また、２００
℃における５％σは室温におけるそれと大差なく、成形
の困難さに変化はない。これに対し、鋼Ａ〜Ｄは、３５
０℃または４５０℃で成形した場合には、成形後の強度
（σ2 またはσ3 ）が極めて高かった。
た場合の成形後の強度（σ1 ）は、室温成形して焼付け
処理した後の鋼の強度（σBH）と同等以下であり、２０
０℃では十分な硬化量が得られていない。また、２００
℃における５％σは室温におけるそれと大差なく、成形
の困難さに変化はない。これに対し、鋼Ａ〜Ｄは、３５
０℃または４５０℃で成形した場合には、成形後の強度
（σ2 またはσ3 ）が極めて高かった。
【００５４】表３に、それぞれの鋼板の、σBH、σ1 、
σ2およびσ3 の５％σRTからの変化量（強度上昇量）
を示す。「−」表示は、５％σRTよりも低かったことを
意味する。
σ2およびσ3 の５％σRTからの変化量（強度上昇量）
を示す。「−」表示は、５％σRTよりも低かったことを
意味する。
【００５５】
【表３】
【００５６】表３からわかるように、鋼板Ａ〜Ｄのσ2
およびσ3 は、５％σRTよりも６０MPa 以上高く、か
つ、σBHよりも高い。これに対し、鋼Ｅ〜Ｈは、σ2お
よび／またはσ3 が必ずしも十分ではない。
およびσ3 は、５％σRTよりも６０MPa 以上高く、か
つ、σBHよりも高い。これに対し、鋼Ｅ〜Ｈは、σ2お
よび／またはσ3 が必ずしも十分ではない。
【００５７】
【発明の効果】本発明の鋼板は２５０℃以上の温度領域
で温間成形すると、常温に冷却した後の強度が極めて高
い成形品が得られる。従って少ない工程数で高強度の成
形品を容易に得ることができるので自動車製品などの高
強度化が容易であり、工業上の効果は大きい。
で温間成形すると、常温に冷却した後の強度が極めて高
い成形品が得られる。従って少ない工程数で高強度の成
形品を容易に得ることができるので自動車製品などの高
強度化が容易であり、工業上の効果は大きい。
フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 // Ｃ２１Ｄ 8/00 Ｃ２１Ｄ 8/00 Ａ Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA04 AA05 AA08 AA11 AA16 AA17 AA21 AA23 AA31 AA32 AA39 AA40 BA01 CC03 CC04 CJ02 CJ03 CK02 CL01 CL02
Claims (5)
- 【請求項１】 化学組成が質量％で、Ｃ：０．０２〜
０．２０％、Ｓi ：０．５〜２．０％、Ｍn ：０．５〜
２．５％、sol.Ａl ：０．１５〜１．２％、Ｎ：０．０
２０％以下、かつ、Ｓi(％) ＋sol.Ａl(％) ≧１．２
(％)を満足し、残部がＦe および不可避的不純物からな
り、体積％で１０％以上のベイナイト相を含有し、パー
ライト相とマルテンサイト相の合計が体積％で１０％以
下である結晶組織を備えた温間成形用高張力鋼板。 - 【請求項２】 化学組成が質量％で、Ｃ：０．０２〜
０．２０％、Ｓi ：０．５〜２．０％、Ｍn ：０．５〜
２．５％、sol.Ａl ：０．１５〜１．２％、Ｎ：０．０
２０％以下、かつ、Ｓi(％) ＋sol.Ａl(％) ≧１．２
(％)を満足し、さらに、Ｃr ：０．０１〜０．５％およ
び／またはＮi ：０．０１〜０．５％を含有し、残部が
Ｆe および不可避的不純物からなり、体積％で１０％以
上のベイナイト相を含有し、パーライト相とマルテンサ
イト相の合計が体積％で１０％以下である結晶組織を備
えた温間成形用高張力鋼板。 - 【請求項３】 化学組成が質量％で、Ｃ：０．０２〜
０．２０％、Ｓi ：０．５〜２．０％、Ｍn ：０．５〜
２．５％、sol.Ａl ：０．１５〜１．２％、Ｎ：０．０
２０％以下、かつ、Ｓi(％) ＋sol.Ａl(％) ≧１．２
(％)を満足し、さらに、Ｃa ：０．０００２〜０．００
４％、Ｚr ：０．０１〜０．０５％、希土類元素：０．
００２〜０．０５％からなる群のうちの１種または２種
以上を含有し、残部がＦe および不可避的不純物からな
り、体積％で１０％以上のベイナイト相を含有し、パー
ライト相とマルテンサイト相の合計が体積％で１０％以
下である結晶組織を備えた温間成形用高張力鋼板。 - 【請求項４】 化学組成が質量％で、Ｃ：０．０２〜
０．２０％、Ｓi ：０．５〜２．０％、Ｍn ：０．５〜
２．５％、sol.Ａl ：０．１５〜１．２％、Ｎ：０．０
２０％以下、かつ、Ｓi(％) ＋sol.Ａl(％) ≧１．２
(％)を満足し、さらに、Ｃr ：０．０１〜０．５％およ
び／またはＮi ：０．０１〜０．５％と、Ｃa ：０．０
００２〜０．００４％、Ｚr ：０．０１〜０．０５％、
希土類元素：０．００２〜０．０５％からなる群のうち
の１種または２種以上とを含有し、残部がＦe および不
可避的不純物からなり、体積％で１０％以上のベイナイ
ト相を含有し、パーライト相とマルテンサイト相の合計
が体積％で１０％以下である結晶組織を備えた温間成形
用高張力鋼板。 - 【請求項５】 請求項１〜４のいずれかに記載の化学組
成を有する鋼板を２５０℃以上の温度領域に加熱して成
形することを特徴とする高張力鋼板の温間成形方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001056982A JP4506005B2 (ja) | 2001-03-01 | 2001-03-01 | 温間成形用高張力鋼板およびその成形法 |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001056982A JP4506005B2 (ja) | 2001-03-01 | 2001-03-01 | 温間成形用高張力鋼板およびその成形法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002256388A true JP2002256388A (ja) | 2002-09-11 |
| JP4506005B2 JP4506005B2 (ja) | 2010-07-21 |
Family
ID=18916928
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001056982A Expired - Fee Related JP4506005B2 (ja) | 2001-03-01 | 2001-03-01 | 温間成形用高張力鋼板およびその成形法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4506005B2 (ja) |
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