JP2006199997A - 自動車用薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents
自動車用薄鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
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Abstract
【解決手段】質量%で,固溶Cを0.002%以上含み,かつJIS G 0552による結晶粒度番号が9.5番以上の結晶粒度からなるフェライトを主体とした組織を有する自動車用薄鋼板である。好ましくは,質量%で,C:0.003〜0.01%,Si:0.01〜1%,Mn:0.05〜2%,S:0.025%以下,P:0.005〜0.1%,Al:0.1%以下,N:0.003%以下を含有し,残部Feおよび不可避的不純物元素からなる。
【選択図】 図1
Description
Cは,本発明において重要な役割を果たす元素である。すなわち,BHを100MPa以上とするためには,質量%で固溶Cを0.002%以上含有する必要があり,固溶Cを含めたCの含有量では,質量%で0.003%以上が好ましい。一方,0.01%を超えても大きな増加は得られないことからこれを上限とする。
本発明範囲の質量%でC:0.006%,Si:0.02%,Mn:0.2%,P:0.085%,S:0.005%,Al:0.015%,N:0.0021%を含有し,残部Feおよび不可避的不純物元素からなる鋼を転炉出鋼し,スラブとした後,表1に示すような熱延条件(加熱温度(℃),仕上温度(℃),冷却速度(℃/S),巻取温度(℃),板厚(mm))で熱延板とし,引き続き圧下率80%の冷間圧延を施した後,780℃で再結晶焼鈍を行った。その後,0.5%のスキンパス圧延を施した。得られた冷延板の材質特性を表2に示す。表1,2および後述する表3〜5において,アンダーラインは,何れも本発明の範囲外であることを示す(なお,No.8については,熱延条件の仕上温度が,熱延板粒径を大きくさせない上限(955℃)を超えていたため比較法とした)。また,YP−El/時効後(%)は,100℃×1hの熱処理後(人工時効処理後)の降伏伸びであり,鋼板の材質劣化(成形性劣化)を抑制するために1%前後以下を目標としている。なお,いずれの条件においても焼鈍板の組織はフェライト単相であった。本発明に従った熱延条件で製造した本発明の実施例にかかるNo.1,2,3,4および5(本発明法)は,100MPa以上のBHと30MPa以上のTS増加(TS2−TS)が得られている。なお,BHの測定方法は前述と同様,2%の予ひずみを付与後,150℃×20min(BH1)および170℃×20min(BH2)の熱処理を施した後の引張試験による降伏点およびTSの上昇量(TS2−TS)で評価した。一方,仕上温度が低く外れた比較例(比較法)のNo.6は混粒となるため,伸びが低いばかりでなく,平均的な粒径も本発明の範囲から外れるとともに,固溶Cも少ないためBHが低い。また,冷却速度が低く外れた比較例(比較法)のNo.7では,フェライトの粒成長が進むため,粒界の存在する固溶C量の割合が低いことに起因し,BHが低く,100MPaに到達していない。さらに,仕上温度が高くなった比較例(比較法)のNo.8でもやはり,粒度番号が本発明の範囲から外れたため,BHが低い。また,巻取温度が高く外れた比較例(比較法)のNo.9についてもBHが低かった。これはセメンタイトの析出が促進されたためと考えられる。
表3に示す組成の鋼A〜Jを転炉出鋼し,表4に示す熱延条件(加熱温度(℃),仕上温度(℃),冷却速度(℃/S),巻取温度(℃))にて熱間圧延を終了し,板厚3mmの熱延板とした後,引き続き冷間圧延を実施して板厚0.8mmとした。再結晶焼鈍は800℃で実施し,それに引き続き370℃で240秒の過時効処理を施した。その結果得られた特性を表4に示す。なお,いずれの鋼もフェライト単相であり,粒度番号はいずれも本発明の範囲内であった。本発明の実施例にかかるA,B,C,D,E,FおよびG(本発明鋼)では各強度レベルの鋼板で100MPaを超えるBHが得られている。一方,固溶Cが低く外れたI鋼(比較鋼)ではBHが低い。また,Nが高く外れたH鋼(比較鋼)では,時効劣化(100℃×1hの熱処理後)が著しく,Elの変化が大きい。さらに,C量が高く外れたJ鋼(比較鋼)では,炭化物が多く形成されるため,延性が低く加工性の劣化が懸念される。
表3の成分の鋼のうち,組成が本発明範囲内であるをC鋼について,加熱温度:1200℃,仕上温度:900℃,冷却速度:70℃/s,巻取温度:650℃として板厚4mmの熱延板とした。さらに引き続いて,種々の条件で冷間圧延および連続焼鈍を実施した。その条件を表5に示す。また,得られた特性を同表に示す。本発明に従ったア,イ,ウ,エおよびオ(本発明法)の鋼では100MPaを超えるBHが得られている。一方,圧下率(冷延率)が低く外れたカ(比較法)では,再結晶焼鈍後の粒径が大きいため,BHが低い。また,焼鈍温度が低く外れたキ(比較法)では,焼鈍後,未再結晶部分があるため,BHが低いとともに,延性も低い。さらに,冷延率および焼鈍温度とも本発明の範囲から低く外れたク(比較法)でも,焼鈍後,未再結晶部分があるため,BH量が低いばかりでなく延性も低い。
実施例2および3で,本発明の範囲に従ったC鋼について薄スラブ連鋳法による鋳造後,直ちに粗圧延工程に送る製造工程と,熱延工程で粗圧延終了後に先行材と接続して圧延を実施する,いわゆる連続熱延による工程で製造した。表6に製造工程を示す。なお,仕上温度,冷却条件,巻取温度,冷延条件および焼鈍条件は本発明の範囲内とした。得られた材質を同表に示す。サ,シ,ス,セおよびソの鋼について得られた特性は,実施例2および3のものと何れもほぼ同様である。
Claims (7)
- 質量%で,C:0.003〜0.01%,N:0.003%以下を含有し,残部Feおよび不可避的不純物元素からなり,固溶Cの含有量が質量%で0.002%以上であり,かつJIS G 0552による結晶粒度番号が9.5番以上の結晶粒度からなるフェライト単相を組織とすることを特徴とする,自動車用薄鋼板。
- 更に質量%で,Si:0.01〜1%,Mn:0.05〜2%,S:0.025%以下,P:0.005〜0.1%,Al:0.1%以下を含有することを特徴とする,請求項1に記載の自動車用薄鋼板。
- 更に質量%で,B:0.003%以下を含有することを特徴とする,請求項2に記載の自動車用薄鋼板。
- 表面にめっき層を有することを特徴とする,請求項2または3に記載の自動車用薄鋼板。
- 質量%で,C:0.003〜0.01%,Si:0.01〜1%,Mn:0.05〜2%,S:0.025%以下,P:0.005〜0.1%,Al:0.1%以下,N:0.003%以下を含有し,残部Feおよび不可避的不純物元素からなる鋼を,もしくは,質量%で,C:0.003〜0.01%,Si:0.01〜1%,Mn:0.05〜2%,S:0.025%以下,P:0.005〜0.1%,Al:0.1%以下,N:0.003%以下,B:0.003%以下を含有し,残部Feおよび不可避的不純物元素からなる鋼を,連続鋳造にてスラブとした後,直ちに粗圧延を実施するか,再加熱してから粗圧延を実施し,Ar3変態点以上の温度域で仕上圧延を終了させ,30℃/s以上の冷却速度で冷却し,700℃以下の温度範囲で巻取り,50%以上の圧下率で冷間圧延を実施し,再結晶焼鈍を施した後,0.3%以上のスキンパス圧延を行うことを特徴とすることを特徴とする,自動車用薄鋼板の製造方法。
- 粗圧延を実施した後,シートバーを一旦コイルに巻き取り,そのまま仕上圧延を行うか,または,コイルに巻き取ったシートバーを先行するシートバーに接続後,仕上圧延を行うことを特徴とする,請求項5に記載の自動車用薄鋼板の製造方法。
- 連続鋳造にて厚さが100mm以下のスラブとすることを特徴とする,請求項5または6に記載の自動車用薄鋼板の製造方法。
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