JPH0312131B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は延性および加工性の良好な高強度鋼板
の製造方法に係り、特に引張強さが60Kgｆ／mm²以
上の高張力鋼板の低コストの製造方法に関する。 近年、自動車の安全性や軽量化の観点からバン
バーやドアーガードバーなどの強度部材に引張強
さ60Kgｆ／mm²以上の高張力薄鋼板などが多用され
つつある。このような用途に適用される材料の特
性として引張強さが高いと同時に延性および加工
性が良好で更に車体の組立時にはスポツト溶接性
が良好であることが要求される。最近フエライト
とマルテンサイトまたはベイナイトを主とする低
温変態生成物から成る混合組織鋼板がこのような
要求を満足する鋼板として多用されている。しか
し従来の混合組織鋼板で強度を高めるにはMn、
Si、Nb、Tiなどの元素を多量に添加する必要が
あり、その結果コストの上昇をもたらし、また
MnやSiなどの多量添加は、製造コストの上昇を
伴うばかりでなく、連続焼鈍中に表面酸化を起こ
しやすくスポツト溶接性を劣化させる問題があつ
た。 またMnなどを多量に含む場合にはその偏析に
起因すると考えられるバンド状組織が発達し特に
曲げなどの加工性、局部延性が劣化するという問
題があつた。 本発明の目的は、上記従来技術の問題を解消
し、延性と同時に良好な加工性を有し、かつ製造
コストが低廉な高強度鋼板の製造方法を提供する
にある。 本発明のこの目的は次の２発明によつて達成さ
れる。 第１発明の要旨とするところは次の如くであ
る。すなわち重量比にてＣ：0.15％以下、Mn：
0.2〜3.5％、Ｐ：0.01〜0.15％、Al：0.10％以下を
含み残部がFeおよび不可避的不純物より成る高
強度鋼板の製造方法において、前記鋼板をAc₃変
態点以下の均熱温度まで加熱するに際し少くとも
600℃からAc₃変態点までの区間の加熱速度を５
℃／sec以上で加熱する工程と、前記均熱温度に
おいて10秒〜10分間保持する均熱工程と、前記均
熱工程終了後の冷却に際し600℃〜300℃の温度範
囲における平均冷却速度を下記(1)式で算出された
臨界冷却速度CR（℃／sec）以上にて冷却する工
程と、を有して成ることを特徴とする延性および
加工性の良好な高強度鋼板の製造方法である。 logCR（℃／sec） ＝−1.73〔Mn（％）＋3.5P（％）〕＋3.95 ……(1) 次に第２発明の要旨とするところは、第１発明
と同一のＣ、Mn、Ｐ、Alの基本組成を有するほ
か、更にSi：0.1〜1.5％Cr：0.1〜1.0％、Mo：0.1
〜1.0％、Ｂ：５〜100ppmより成るＡ群および
Nb：0.01〜0.1％、Ti：0.01〜0.2％、Ｖ：0.01〜
0.2％より成るＢ群のうちより選ばれた１種また
は２種以上を含有し残部はFeおよび不可避的不
純物より成る高強度鋼板の製造方法において、前
記鋼板をAc₃変態点以上の均熱温度まで加熱する
に際し少くとも600℃からAc₃変態点までの区間
の加熱速度を５℃／sec以上で加熱する工程と、
前記均熱温度において10秒〜10分間保持する均熱
工程と、前記均熱工程終了後の冷却に際し600〜
300℃の温度範囲における平均冷却速度を下記(2)
式で算出された臨界冷却速度CR（℃／sec）以上
にて冷却する工程と、を有して成ることを特徴と
する延性および加工性の良好な高強度鋼板の製造
方法である。 logCR（℃／sec）＝−1.73〔Mn（％） ＋0.26Si（％）＋3.5P（％） ＋1.3Cr（％）＋2.67Mo（％）〕＋3.95 (2) ただしＢ添加の場合は(2)式の3.95を3.40に変更
する。 上記の要旨の如く、本発明はその焼鈍に当つて
Ac₃変態点以上の温度範囲で10秒から10分間均熱
するに際し、その加熱において600℃からAc₃変
態点までの区間を従来開示されている加熱速度よ
り急速加熱し、更に均熱後の冷却条件を制御する
ことによつて延性および加工性の良好な高強度鋼
板を製造する方法である。 まず本発明の高強度鋼板の成分限定理由につい
て説明する。 Ｃ： Ｃは鋼の基本成分の一つとして重要な元素であ
り、Ｃの増加により強度を低コストで増加させる
ことができるが、0.15％を越えるとスポツト溶接
性が急激に劣化するため上限を0.15％に限定し
た。 Mn： Mnは固溶体強化元素であり同時に低温変態生
成物形成のためにも特に重要な元素である。Mn
は熱間脆性を防ぐ目的で0.1％以上必要であるが
溶製上の観点から0.2％を下限とした。またMnは
3.5％を越えるとＣと同様にスポツト溶接性を劣
化させるので上限を3.5％とした。 Ｐ： Ｐは安価で、固溶強化能の大きいフエライト生
成元素で強化元素として有利であり、0.01％未満
とすると製造コストが上昇し特に利点もないので
下限を0.01％とした。 次に0.05％Ｃ−1.5％Mn−（０〜0.2）％Ｐの鋼
板をスポツト溶接し、溶接部の延性比、せん断引
張強度および十字引張強度を調査し、Ｐ含有量と
の関係を第１図に示した。第１図からＰが0.15％
を越すと溶接部の強度、延性比が急激に劣化する
のでＰの上限を0.15％に限定した。 Al： Alは脱酸元素として必要であるが、0.10％を越
して過剰となるとアルミナクラスターを形成し表
面性状を劣化させ、また熱間割れの危険が高くな
るので上限を0.10％に限定した。 上記Ｃ、Mn、Ｐ、Alの各限定量をもつて本発
明の高強度鋼板の基本成分とするが、更にSi、
Cr、Mo、Ｂの各元素より成るＡ群およびNb、
Ti、Ｖの各元素より成るＢ群のうちより選ばれ
た１種または２種以上を下記限定量の範囲で含有
する高強度鋼板においても、本発明の目的を有効
に達成することができる。これらの選定元素の限
定理由は次の如くである。 Ａ群（Si、Cr、Mo、Ｂ）： Ａ群の元素は上記(2)式から明らかな如く、いず
れも混合組織形成に必要な焼鈍時の冷却工程にお
ける臨界冷却速度を下げると同時に、低温変態生
成物の量を増し、その結果強度増加の効果があ
る。この効果を有効に発揮させるためには、Si、
Cr、Moの各元素は少くとも0.1％以上、Ｂは
5ppm以上が必要である。しかし過剰の添加は効
果が飽和しコストも上昇するので上限をSiは1.5
％、Cr、Moは1.0％、Ｂは100ppmに限定し、そ
れぞれSi：0.1〜1.5％、Cr：0.1〜1.0％、Mo：0.1
〜1.0％、Ｂ：５〜100ppmの範囲に限定した。 Ｂ群（Nb、Ti、Ｖ）： Nb、Ti、Ｖの各元素はいずれも炭窒化物形成
元素であり、結晶の細粒化、析出物による強度増
加、あるいはフエライト相の再結晶抑制等による
材質強化の効果がある。しかしこれらの効果は各
元素とも0.01％未満では十分発揮されないので下
限をいずれも0.01％に限定した。また過剰の添加
は効果が飽和しコストも上昇するので上限をNb
は0.1％、Ti、Ｖは0.2％とし、それぞれNb：0.01
〜0.1％、Ti：0.01〜0.2％、Ｖ：0.01〜0.2％の範
囲に限定した。 なお、上記Ａ群、Ｂ群の各元素は単独に使用し
てそれぞれ効果を発揮するが、複合添加してもそ
れぞれの効果が減殺されることがない。 上記限定組成を有する本発明鋼は溶製後熱延、
酸洗、冷延後連続焼鈍される。熱延は通常の条件
下で行つて差支えないが、高強度を得るためには
600℃以下の低温巻取が好ましい。更に下記の如
く熱処理条件を限定管理することによつて延性お
よび加工性の良好な高強度鋼板を低廉なコストで
製造できる。 次に本発明における焼鈍条件の限定理由につい
て説明する。焼鈍条件は本発明の最も重要な要件
である。高強度かつ延性にすぐれた鋼板を得るに
はAc₁変態点以上でAc₃変態点以下に加熱、均熱
して急冷し、フエライトとマルテンサイトの混合
組織とするのが有利である。しかしながら、Mn
量が多くなるとその偏析によりAc₁変態点以上、
Ac₃変態点以下の均熱では最終的に得られる組織
がバンド状となり曲げなどの加工性、局部延性は
低い。一方Ac₃変態点以上のオーステナイト単相
域で加熱、均熱して急冷すると、得られる組織は
主としてフエライトとベイナイトのバンド状でな
い混合組織となり、延性は若干低下するものの、
依然として回復焼鈍鋼などよりは良好であり、曲
げなどの加工性、局部延性は高い。すなわち、第

【表】

【表】 １表に示した化学組成の鋼を第２表に示す如く２
種の温度で焼鈍し、ナイタールで腐食し、その顕
微鏡写真を第２図Ａ，Ｂに示した。 第２図Ａ，Ｂにおいて、第２図ＡはAc₁変態点
以上、Ac₃変態点以下の725℃で焼鈍したもので
バンド状組織が強く残つているが、一方第２図Ｂ
はAc₃変態点以上の870℃で焼鈍したものであり、
バンド状組織は消失している。曲げ性も第２表に
示す如く、725℃焼鈍では臨界の曲げ半径が６mm、
870℃焼鈍では０mmであり、Ac₃変態点以上で焼
鈍した方がすぐれている。これらの結果から本発
明においては焼鈍温度をAc₃変態点以上に限定
し、延性は若干犠牲にして加工性の向上を図つ
た。 次に加熱速度は、実機の焼鈍炉においては室温
から均熱温度までの平均加熱速度を５℃／sec以
上に達成するのは困難ではない。しかし鋼板の加
熱速度は高温になるほど小さくなるのは第３図に
示す如くよく知られた事実である。第３図におい
て、実線は鋼板温度、点線は平均加熱速度を示し
ている。従つて鋼板を室温近傍の低温からAc₃変
態点以上の均熱温度まで加熱する際の平均加熱速
度は５℃／sec以上が達成されたとしても、例え
ば500〜600℃から目的とするAc₃変態点以上の均
熱温度までの高温域における加熱速度５℃／sec
よりかなり小さくなり、この傾向はより高温にな
るほど著しい。 本発明者らはこのような高温部における加熱速
度が焼鈍後の引張特性に及ぼす影響に着目し次の
基礎実験を行つた。第１表に示す化学組成の1.2
mm厚の冷延鋼板をまず通常の連続焼鈍法で充分に
可能と思われる加熱速度として600℃までは約10
℃／secで加熱し、その後、Ac₃変態点以上のオ
ーステナイト単相となる均熱温度850℃までの加
熱度を大幅に変えて加熱し、850℃で１分間均熱
後30℃／secの冷却速度で冷却する短時間焼鈍を
行いその引張特性を調査しその結果を第４図に示
した。 第４図において、引張強さ、降伏応力のいずれ
も加熱速度を大きくすることにより大きくなる
が、伸びの低下はほとんどない。かつ、この効果
は５℃／sec以上の加熱速度の場合に特に顕著で
あるので、600℃からAc₃変態点までの区間の加
熱温度を５℃／sec以上に限定した。 次に高温域において急速加熱を必要とする開始
温度T_Hについて検討した。すなわち、同じく第
１表に示す化学組成の冷延鋼板を第５図に示す如
く室温から急速加熱開始温度T_Hまでは10／secで
加熱し、急速加熱開始温度T_Hを変えこの温度か
ら850℃までを５℃／secの急速加熱を行い、850
℃で一分間の均熱後、30℃／secで冷却する短時
間焼鈍を行い引張強さを調査し、第６図に引張強
さに及ぼす急速加熱開始温度T_Hの影響を示した。 第６図から600℃以上の温度領域において５
℃／sec以上の急速加熱速度で加熱して熱処理す
ることにより、延性を劣化させずに高強度が得ら
れることが明らかなので急速加熱開始温度T_Hを
600℃以上に限定した。なお、自明のことである
が加熱速度は低温域においても高温域においても
速い方がすぐれた材質が得られる。 上記の如く600℃以上の高温域においてAc₃変
態点以上の均熱温度まで５℃／sec以上の加熱速
度で熱処理することで強度と延性のバランスが改
善される理由は次のように推定できる。すなわ
ち、本発明の限定成分の鋼の焼鈍について考える
と600℃という温度はフエライト粒の再結晶開始
温度にほぼ対応する。その温度から上の領域にお
ける加熱速度を大きくし、再結晶開始温度と冷延
後Ac₁変態点の間における滞留時間を短くするこ
とで、非常に微細な再結晶粒の状態あるいは再結
晶が完全に終了しないままAc₁変態点に達してオ
ーステナイト変態が始まり、更に短時間でAc₃変
態点以上の温度に加熱することで均熱時に存在す
るオーステナイト粒径は小さくなり、冷却後はこ
の微細なオーステナイトが変態するので最終的に
はフエライトとベイナイト（一部はマルテンサイ
トを含む）の微細組織が得られる。この組織の微
細化が強度と延性のバランスの改善に効果がある
と考えられる。 上記の如く再結晶開始温度である約600℃から
少くともAc₃変態点まで望ましくは均熱温度まで
の加熱速度を５℃／sec以上の速度で加熱するこ
とが延性の良好な高強度鋼を得るための重要な要
件の一つである。 また均熱時間はオーステナイト変態を完了させ
るため10秒以上の保持が必要であり、また10分を
越えて保持するとオーステナイト粒の粗大化を招
来するので、均熱時間を10秒〜10分間に限定し
た。 均熱後の冷却は高強度と良好な延性を得るため
冷却速度が規定される。すなわち、冷却速度は下
記(1)式もしくは(2)式で求まる臨界冷却速度CR
（℃／sec）以上で冷却する必要がある。 (イ) Ｃ、Mn、Ｐ、Alの基本成分のみを限定量含
有した場合（第１発明） logCR（℃／sec） ＝−1.73〔Mn（％）＋3.5P（％）〕＋3.95 ……(1) (ロ) Ｃ、Mn、Ｐ、Alの基本成分の他にSi、Cr、
Mo、Ｂより成るＡ群およびNb、Ti、Ｖより
成るＢ群のうちより選ばれた１種または２種以
上の各限定量を含有した場合（第２発明） logCR（℃／sec）＝−1.73〔Mn％ ＋0.26Si（％）＋3.5P（％） ＋1.3Cr（％）＋2.67Mo（％）〕＋3.95……(2) ただしＢ添加の場合は(2)式の3.95を3.40に変更
する。 冷却速度を上記の如く限定したのは、冷却速度
(1)式もしくは(2)式で求まる臨界冷速度CR（℃／
sec）未満ではフエライトーパーライト組織とな
り高強度がえられないが、臨界冷却速度CR（℃／
sec）以上であれば通常、フエライトとベイナイ
ト（一部マルテンサイトを含む）の組織となり高
強度と良好な延性、加工性が得られるので、冷却
速度を(1)式もしくは(2)式で求められる臨界冷却速
度以上に限定した。 次に600〜300℃間の範囲における冷却速度を規
定したのは、均熱温度から冷却してくる場合に、
600℃とM_S点より十分に低い300℃との間の冷却
速度が小さいと拡散型変態が起り強度と延性のバ
ランスに対して悪影響があるので、600〜300℃間
の冷却速度を(1)、(2)式で求まる臨界冷却速度CR
（℃／sec）以上に限定した。 かくの如く、本発明は基本組成および選択添加
元素の組成を限定し、焼鈍において600℃から
Ac₃変態点までの加熱速度を５℃／sec以上で加
熱し、Ac₃変態点以上の均熱温度において10秒〜
10分間均熱し、均熱後600〜300℃間の冷却を(1)式
もしくは(2)式にて求まる臨界冷却速度以上にて急
冷することによりフエライトと一部マルテンサイ
トを含むベイナイトから成る微細組織が得られ、
これによつて高強度で延性および加工性の良好な
高張力鋼板を得ることができた。 実施例 第３表に示す４種類の成分を有する鋼につい
て、仕上圧延温度830〜870℃、巻取温度500〜550
℃にて熱延し、つづいて、同じく第３表に示す
600℃からAc₃変態までの加熱速度、均熱温度、
600℃から300℃までの冷却速度等の熱処理条件で
焼鈍を行つた。これらの焼鈍鋼板について降伏応
力（YS）、引張強さ（TS）、伸びおよび曲げ性を
調査し、結果を同じく第３表

【表】

【表】 に示した。なお曲げ性は下記の臨界曲げ半径で表
示した。 臨界曲げ半径＝割れの発生しない曲げ半径／板厚 第３表において、本発明例の供試材No.１と比較
例の供試材No.５および本発明例の供試材No.２と比
較例の供試材No.７はそれぞれ同一成分で均熱温度
も同一であるが、本発明例は加熱速度が比較例と
異なり５℃／sec以上であるため伸びの劣化を伴
わずに強度を増加できることがわかる。 また本発明例の供試材No.１と比較例の供試材No.
６を比較するとそれぞれ均熱温度は870℃と750℃
であり、均熱温度がAc₃変態点以上である本発明
例は臨界曲げ半径が１とすぐれているのに対し、
Ac₃変態点未満である比較例は５と曲げ性が著し
く悪い。 上記実施例よりも明らかなとおり、本発明によ
る延性および加工性の良好な高強度鋼板は化学組
成を限定した鋼スラブを通常の方法で熱延、冷延
した鋼板の焼鈍におけるAc₃変態点以上の均熱温
度までの加熱に際し、600℃からAc₃変態点まで
の区間を５℃／sec以上の加熱速度で急熱し、10
秒〜10分間均熱し、均熱後の冷却に当り、600〜
300℃の区間を本発明者らが鋼成分の関数として
定めた臨界冷却速度CR（℃／sec）以上の冷却速
度で冷却し、鋼組織をフエライトおよび一部マル
テンサイトを含むベイナイトの微細組織とするこ
とにより延性および加工性の良好な強度600Kg
ｆ／mm²以上を確保する高強度鋼板を製造する方法
を確立した。また本発明は製造コストも低廉で鋼
の特性としてスポツト溶接性もすぐれているとい
う効果を有しているので自動車等の強度部材とし
て広く利用できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明を得る実験におけるＰ含有量と
スポツト溶接部の引張試験結果との関係を示す線
図、第２図Ａ，Ｂは本発明を得る実験における焼
鈍均熱温度がそれぞれAc₃変態点未満とAc₃変態
点以上の場合の金属組織を示す顕微鏡写真、第３
図は通常の焼鈍における鋼板の加熱、冷却のパタ
ーンであつて鋼板温度は高温になるほど加熱速度
が小さくなることを示す線図、第４図は本発明を
得る実験の焼鈍における600〜850℃間の加熱速度
と引張試験結果との関係を示す線図、第５図は本
発明を得る焼鈍実験における焼鈍方法の加熱冷却
パターンを示す線図、第６図は第５図に示す焼純
実験における急速加熱開始温度T_Hと引張試験結
果との関係を示す線図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量比にてＣ：0.15％以下、Mn：0.2〜3.5
   ％、Ｐ：0.01〜0.15％、Al：0.10％以下を含み残
   部がFeおよび不可避的不純物より成る高強度鋼
   板の製造方法において、前記鋼板をAc₃変態点以
   上の均熱温度まで加熱するに際し少くとも600℃
   からAc₃変態点までの区間の加熱速度を５℃／
   sec以上で加熱する工程と、前記均熱温度におい
   て10秒〜10分間保持する均熱工程と、前記均熱工
   程終了後の冷却に際し600〜300℃の温度範囲にお
   ける平均冷却速度を下記(1)式で算出された臨界冷
   却速度CR（℃／sec）以上にて冷却する工程と、
   を有して成ることを特徴とする延性および加工性
   の良好な高強度鋼板の製造方法。 logCR（℃／sec） ＝−1.73〔Mn（％）＋3.5P（％）〕＋3.95 ……(1) ２ 重量比にてＣ：0.15％以下、Mn：0.2〜3.5
   ％、Ｐ：0.01〜0.15％、Al：0.10％以下を含み、
   更にSi：0.1〜1.5％、Cr：0.1〜1.0％、Mo：0.1〜
   1.0％、Ｂ：５〜100ppmより成るＡ群および
   Nb：0.01〜0.1％、Ti：0.01〜0.2％、Ｖ：0.01〜
   0.2％より成るＢ群のうちより選ばれた１種また
   は２種以上を含有し残部はFeおよび不可避的不
   純物より成る高強度鋼板の製造方法において、前
   記鋼板をAc₃変態点以上の均熱温度まで加熱する
   に際し少くとも600℃からAc₃変態点までの区間
   の加熱速度を５℃／sec以上で加熱する工程と、
   前記均熱温度において10秒〜10分間保持する均熱
   工程と、前記均熱工程終了後の冷却に際し600〜
   300℃の温度範囲における平均冷却速度を下記(2)
   式で算出された臨界冷却速度CR（℃／sec）以上
   にて冷却する工程と、を有して成ることを特徴と
   する延性および加工性の良好な高強度鋼板の製造
   方法。 logCR（℃／sec）＝−1.73〔Mn（％） ＋0.26Si（％）＋3.5P（％） ＋1.3Cr（％）＋2.67Mo（％）〕＋3.95……(2) ただしＢ添加の場合は(2)式の3.95を3.40に変更
   する。