JPS5836650B2 - 引張強さ３５〜５０Ｋｇ／ｍｍ↑２、降伏比６０％未満で、高伸びを有する複合組織冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は低降伏点および高伸びを有し、引張強さ３５〜
５ ０ Ｋｙ／ｍ７ｌ！の複合組織冷延鋼板の製造方法
に関するものである。

近年自動車業界においては安全対策、車体重量軽減等の
ため従来の軟鋼板（ＪＩＳ規格のｓｐｃｃ，ＳＰＣＤ等
）に代え、高張力鋼板を使用しつつある。

しかし一舶的に強度が高くなるほど延性が劣化し、高度
のプレス成形には耐えられず、そのため高張力鋼板の使
用は大きく限定されていた。

この状況を打破するものとして期待されているのが連続
焼鈍により可能となった複合組織高張力鋼板である。

複合組織鋼とは特開昭５０−３９２１０号および同５０
−９８４１９号公報に開示されている如＜、Ｓｉ ，Ｍ
ｎ等を含有した鋼を状態図上でのα，γ二相共存域に加
熱し、続いて比較的急冷することにより得られるフエラ
イトと急冷変態生成物からなる組織をもつ鋼で、しばし
ば残留オーステナイトをも含んでいる。

この鋼は引張強さが高いにも拘らず降伏点が低くかつ伸
びが大きい。

すなわぢ特開昭５０−３９２１０号公報の方法は、Ｃ０
．０２〜０．１５咎，Ｓｉ０．７〜２． ８ ％ ，
Ｍｎ ０． ７〜２． ５ ％の範囲においてＳｉ／Ｍ
ｎの戒分比が０．６以上１．５までとし、残部Ｆｅおよ
び不可避的不純物から或る鋼を冷延し、任意の加熱速度
、好ましくは１０００℃／命喉度の速度にて加熱し、温
度７００〜９１０℃にて任意時間、好ましくはＳ ＯＸ
以内保定し、冷却速度ｉｏｏ℃／祠以上にて冷却する如
く制御して複合相による熱処理法を施すことにより高強
度高延性冷延鋼板を製造する方法であり、また特開昭５
０ ９８４１９号公報の方法は、Ｃ：０．０６〜０．３０％
，Ｍｎ ： ０．８〜２．５％ ， Ｓｉ ： ０．
７％未満、ｓｏ６Ａｅ： ０．０ １〜０．２ ０％
， ０ ： ０．０ １ ５％以下、Ｓ：０．０１２φ
以下、残部鉄および不可避的不純物元素からなる鋼を熱
間圧延後、圧下率３０饅以上で冷間圧延し、その後平均
加熱速度３℃／ｓｅｃ以上で加熱していき、Ａ１変態点
Ａ３変態点の間の温度範囲で１分〜１５分の焼純を行っ
た後、５００℃までの平均冷却速度が０．５ 〜３０℃
／ｓｅｃであるように冷却することにより高強度張出し
性冷延鋼板を製造する方法である。

これらの鋼の出現によりかなりの部品に高張力鋼板が適
用可能になりつつある。

しかしながら、これらの鋼は引張強さが５０Ｋ２／一以
上であり既存の同程度の引張強さを有する高張力鋼板よ
りも低降伏点で伸びが大きいが軟鋼板に比べるとまだま
だ降伏点が高く伸びが小さい。

そのため最も厳しい加工性が要求される自動車外板等に
は適用困難であり複合組織鋼といえども大きな限界があ
った。

本発明はこのような複合組織鋼の限界を広げるもので軟
鋼板と同程度の低降伏点でありながら、３０〜５０Ｋｐ
／一の引張強さを有し、しかも同じ引張強さをもつ従来
の高張力鋼板に比べて高い伸びを有する複合組織鋼の製
造法を提供しようとするものである。

本発明は従来の複合組織鋼に比し低Ｃ一高Ｍｎを基本と
する特定された戒分系と特定された連続焼鈍条件の組合
せにより、より一層の低降伏点化を達或したものでその
要旨は、Ｃ Ｏ．０ １〜０．０ ５％，Ｓｊ０．２％
未満、Ｍｎ１．７超〜２．５％， Ａ６０．０ １〜０
．１０％，ＢＯ．ＯＯ０５〜０．００５０饅さらにＲＥ
Ｍ０．００５０〜０．０ ５ ０％ ， Ｚｒ０．０
１〜０．１％ ， Ｃａ０．０ ０ １〜０．０２斜の
一種または二種以上を含み雑部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなる鋼を通常工程で熱間圧延および冷間圧延し、
続いて該鋼板を７２０〜８５０℃で２０秒〜２０分保定
したのち、毎秒３〜５０℃でかつ冷却速度が式１２Ｘ（
Ｍｎ（％）〕２−６ ２ｘ （ Ｍｎ （％） 〕＋８
１で示される数値（℃／秒）以上で冷却することを特
徴とする引張強さ３５〜５ ０ Ｋｙ／ｍｒｌ、降伏比
６０φ未満で高伸びを有する複合組織冷延鋼板の製造方
法にある。

ここに降伏比とは降伏点強さを引張強さで除したものを
百分率表示したものである。

本発明によって得られた鋼板は軟鋼板と同程度の低降伏
点を示しながら３５〜５０Ｋｐ／一の引張強さを有し、
しかも同じ引張強さをもつ従来の高張力鋼板に比べて高
い伸びを有するので以下の如き顕著な効果を奏する。

すなわち降伏点はプレス成形時の材料のスプリングバッ
クに関係するもので、プレス金型によくなじみ戒形品の
形状をよくするには低降伏点の方がプレス加工機への負
担を増さないですむ。

本発明法による鋼の場合、軟鋼板と同等の降伏強度を示
すのでプレス加工上極めて有利である。

次に本発明法による鋼は同程度の引張強さを持つ通常の
高張力鋼板に比べ数係高い伸び値を示す。

伸びは当然の事ながら高度の加工に耐える意味で高い方
が良いのでかかる点でも本発明による鋼板は著しく有利
である。

一方自動車用外板に用いられる鋼板の厚みは０．８ｗ１
．程度のものが一般的であったが、最近重量軽減のため
これをさらに削減しようとする動きが活発である。

その場合部材のベコつきに対する抵抗を表わすデント抵
抗性が問題となる。

テント抵抗（局所へこみ抵抗）は鋼板厚みと強度に依存
する。

高強度薄鋼板が自動車用外板に用いられようとする理由
はまさにこのデント抵抗を向上させるためである。

その意味で本発明に従って低降伏点と高伸びで加工性を
確保することができかつ高い引張強さでデント抵抗を向
上させた鋼板が得られたということは、高強度薄鋼板が
自動車用外板用として従来の軟鋼板に代って、自動車業
界の要望を十分満足して用いられるという点で画期的で
あり、本発明は産業界に稗益するところが極めて犬であ
る。

次に本発明の構戒要件の意味するところとその限定理由
について述べる。

まず化学成分であるが、Ｃはα，γ２相域より冷却する
場合、γ相から急冷変態生成物を３〜２０％生じさせる
のに必要である。

Ｃがｏ．ｏｉ％未満では生戊が困難であり０．０５優を
越えると急冷変態生威物の量が増え全般的に本発明で意
図するよりも硬質となり軟鋼板と同等の延性を得ること
は困難である。

急冷変態生成物の量は上述の如くであるが、その内容は
主としてマルテンサイトからなる。

また、しばしば未変態のオーステナイト相をも含む。

次にＳｉであるが、この元素は特開昭５０−３９２１０
号公報にみられるように容易に複合組織が得られるので
、非常に有利な元素であるが冷延鋼板、特に自動車外板
にとって必須条件である塗装性、塗装後耐食性に有害な
元素であるため極力少ない方が良い。

０２％未満が一応の許容できる量であるが厳しい要求に
対しては０．０５％未満とすることが好ましい。

このように複合組織鋼にとって有利な元素であるＳｉを
使わずに自動車外板に耐えられる複合組織鋼が得られた
ことも本発明の特徴の一つである。

Ｍｎは本発明構戒要件のうち最も重要なものの一つで、
γ相の焼入れ性を高め冷却過程で急冷変態生戒物を得る
とともにフエライト地を強化し延性を高める効果も有す
る。

１．７％以下では焼入れ性が十分でな＜２．５φを越え
ると効果が飽和しかつ現在の通常の工程である転炉製鋼
作業で添加が困難となる。

Ａｅは脱酸のため必要で０．０１％未満では脱酸が十分
でな＜ ｏ． ｉ ｏφを越えるとアルミナ系介在物が
満し鋼の延性を阻害する。

Ｂはγ相の焼入れ性を高めＭｎの複助効果として有効で
あり０．０００５〜０．００５０％添加する。

下限値未満ではその効果なく上限値を越えると効果は飽
和する。

次にＲＥＭ，Ｚｒ ，Ｃａは硫化物介在物を球状化して
複助的に延性を高めるので１種または２種以上を含有さ
せる。

それぞれの下限値０．００５％，０．０１％，ｏ．ｏｏ
ｉ％未満では効果がなくそれぞれの上限値０．０５０斜
，０．１係，０．０２係を越えると効果は飽和する。

次に本発明の製造工程であるが、熱間圧延および冷間圧
延後の連続的な焼鈍工程が重要である。

本発明法における焼鈍条件としては、冷間圧延されたフ
エライト相を再結晶させたのちα一γの２相状態にする
必要がある。

そのため下限温度として７２０゜Ｃが必要である。

また８５０℃を越えるとα，γ２相状態でγ相の体積率
が増しγ相中のＣ ， Ｍｎ濃度が減りγ相の焼入れ性
が落ち複合組織を得ることができない。

次に保守時間が２０秒未満では十分なγ相化がすすまず
、２０分を越えるとα，γ相の分布状態が粗くなり特に
粗大なγ相から粗大な変態生成物が得られ特性が悪くな
る。

最適なα，γ相の体積割合および分布状態を得るには７
３０〜８００℃で３０秒〜５分の加熱が好ましい。

次に冷却速度であるが急冷変態生戒物を得る上で非常に
重要な要因である。

毎秒３℃未満では所要量の急冷変態生戊物を得ることが
できないため毎秒３℃以上の冷却が必要である。

一方上限は毎秒５０℃以下でなければならない。

これを越えると延性が極度に劣化するためである。

この原因として急冷変態生威物の中の残留オーステナイ
ト相の減少が示唆される。

また冷却速度が太き過ぎると鋼板がひずみスキンパス圧
延等による矯正のため塑性変形が加わり降伏点が上昇し
かつ延性が劣化するので複合組織鋼の特徴が失なわれる
。

この二つの理由から上限が定められる。

特に後者の理由からは冷却速度は低い方が好ましく、そ
の点では毎秒３０℃以下が好ましい。

なおここで冷却速度とは７ ０ ０ ’Ｃから３００℃
の平均冷却速度をさす。

冷却速度はγ相の焼入れ性という観点から或分との関係
において論ずる必要がある。

本発明者らは種々の実験の結果次の実験式で与えられる
冷却速度以上で冷却する必要があることを確めた。

冷却速度の下限（℃毎秒） １２ｘ（Ｍｎ（％）〕２−６２×〔Ｍｎ（％））＋８１
すなわち１． ５ ％ Ｍｎの場合、毎秒１５℃以上、
２ ％ Ｍｎの場合、毎秒５℃以上の冷却が焼入れ性を
考慮した冷却速度である。

以上で構或要件の効果と限定条件についての説明を終え
るが途中工程の熱間圧延、冷間圧延については通常工程
でよい。

ただ熱間圧延の巻取温度に関しては２相域焼鈍中でのγ
相へのＣ ， Ｍｎの濃縮度を高めるため、あらかじめ
冷間圧延前に２相域保定をしておくという意味で７３０
＝Ｃ〜８００℃の高温巻取が好ましい。

また本発明工程の焼鈍は連続焼鈍で行なわれるが連続焼
鈍設備は一般に軟鋼板用に製作されており焼鈍炉に後続
して過時効炉が設けられている。

本発明の場合冶金的な意味で炭化物の析出を促進させる
ような過時効処理は有害であり、やむを得ず過時効炉を
通過させる場合にも過時効が生じない低温でなければな
らない。

本発明を実施例により説明する。

実施例 １ 第１表に供試鋼の化学戒分、焼鈍条件、得られた材料の
機械試験値を示す。

供試鋼は転炉出鋼した真空脱ガスで脱炭して得た鋼を造
塊、分塊した後熱間圧延し２．７ｗＩｌ厚のコイルとし
た。

熱間圧延仕上温度は９１０℃、巻取温度は７５０℃であ
った。

続いて酸洗、冷間圧延を施して０．８ｆｌ！厚としこの
鋼を連続焼鈍処理した。

第１表において番号４〜８は比較鋼である。

番号４は特開昭５０一３９２１０号、番号５は特開昭５
０−９８４１９号に記載されている製造方法に相当する
ものである。

番号６は引張強さ４０〜５ ０ Ｋｙ／ｍ７７！の高張
力薄鋼板によく用いられるＰ添加鋼である。

番号８は通常の軟鋼板用人７ｌ！キルド鋼である。

番号１，２，３は本発明法による鋼であるが番号７は本
発明法とは冷起条件が異なり、また番号１，２，３およ
び６〜８の鋼についてはＳｉは添加していない。

焼鈍条件は７５０℃で２分保定後毎秒３〜１５・Ｃで冷
却した。

第１表より明らかなように本発明法による鋼は軟鋼板（
番号８）と同程度の降伏点強さを有し従来のこのクラス
の高張力鋼である番号６の鋼よりも格段に低い値である
。

また伸びも数φ以上改善されており、この伸びと降伏点
強さから期待される加工性と引張強さから期待されるデ
ント抵抗性とを兼ね備えた冷延鋼板であることがわかる
。

実施例 ２ 次に実施例２で焼鈍条件の必要性を述べる。

第１表番号１の成分と同じ鋼を用いて焼鈍、冷却条件を
変えた場合を第２表に示す。

符号ア〜ウは焼鈍温度を、符号工，オは冷却速度を変え
たものである。

符号イが本発明によるものである。符号アでは２相域温
度に達せず符号ウではγ単相となる。

符号工では冷却速度が足りず、符号オでは冷却速度が大
きすぎる。

引張試験結果より明らかなように本発明によるものだけ
が引張高さが高くかつ低降伏強さで高伸びのものが得ら
れる。

以上で本発明の説明を終えるが最後に本発明の鋼は通常
の造塊法によるものでも連続鋳造法によるものでもよい
。

また本発明鋼の場合真空脱ガスによる場合があるが、そ
の方法としてＤＨ法、ＲＨ法等手段は問わない。

また連続焼鈍設備としては本発明に規定される条件を満
たすものならなんでもよい。

連続焼鈍設備として連続溶融亜鉛メッキ設備を用い亜鉛
メッキ鋼板としてもよい。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｃ０．０ １〜０．０ ５％， ＳｉＯ．２％未
   満、Ｍｎ１．７超〜２．５％ ， Ａ／０．０ １−０
   ．１ ０％ ， Ｂ０．０００５〜０．００５０饅さら
   にＲＥＭ０．００５〜０．０ ５ ０％ ， Ｚｒ ０
   ．０ １〜０．１％， ＣａＯ．００１〜０．０２％の
   一種または二種以上を含み残部Ｆｅおよび不可避的不純
   物からなる鋼を通常工程で熱間圧延および冷間圧延し、
   続いて該鋼板を７２０〜８５０℃で２０秒〜２０分保定
   したのち、毎秒３〜５０℃でかつ冷却速度が式 １２ｘＣＭｎ（％））２ ６２Ｘ（Ｍｎ（％））＋８１
   で示される数値（℃／秒）以上で冷却することを特徴と
   する引張強さ３５〜５０Ｋｆ／ｍ１／ｔ１降伏比６０φ
   未満で高伸びを有する複合組織冷延鋼板の製造方法。