JPH01162723A - 伸びフランジ性の優れた高強度熱延薄鋼板の製造方法 - 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） 本発明は熱延鋼板の製造に係り、特に自動車のバンパー
ビームなどの成形に適した板厚２．０ｍｍ以下、引張強
さ７０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の熱延薄鋼板の製造方法に関
するものである。 （従来の技術） 自動車のバンパインナ、バンパステーなどのバンパ補強
部材としては、従来、板厚が１．６〜２゜０ｍｍで引張
強さ６０ｋｇｆ／ｍｌ１１”以下の熱延或いは冷延鋼板
が多く使用されていたが、走行燃費の節減の要求に基づ
く車体重量軽減の観点から、より高強度で且つより薄肉
の鋼板の要求が強まってきた。 最近では、１．２ｍｍ厚の８０　ｋｇｆ／ｍｍ”級熱延
鋼板の要求もみられるようになり、材料供給側での製品
開発の大きな課題となっている。 （発明が解決しようとする問題点） かＮる高強度熱延薄鋼板を製造するには種々の方法があ
るが、いずれも以下のような問題がある。 ■まず、熱間圧延のみによる方法があるが、熱間圧延ま
まで最終製品とする場合、コイルの板幅及び長手方向の
品質のバラツキが極めて大きくなるほか、薄物材を高速
圧延することによる鋼板の平坦度不良が挙げられる。こ
のような理由により、現在実用に供されている薄鋼板は
６０ｋｇｆ／ｍｍ”級までであり、しかもアマチャバン
パ用など車の幅に相当する広幅の薄物コイルを安定して
製造するには６０ｋｇｆ／ｍｍ”級鋼板でも極めて困難
である。 ■次に、熱延コイルを熱処理して製造する方法として、
連続焼鈍による方法がある。この方法に関する特許出願
は数多くなされているが、いずれも鋼帯を高温加熱後急
冷することによってマルテンサイトを含む低温変態生成
物を生ゼしめることにより、低降伏比で伸びの優れた鋼
板を製造するものである。これらの方法で得られる鋼板
の強度レベルも引張強さ７０ｋｇｆ／ｍｍ２以下である
。この点に関し、更に詳しく分類すると、最終製品の組
織をフェライト・マルテンサイトとして鋼板に優れた伸
びを付与する連続焼鈍に関する提案として、米国特許４
０６７７５６号、同４１５９号、特開昭５４−１６３７
１９号、特開昭５５−３８９８０号、特開昭５５−１０
４４２９号、特開昭５６−８４４１９号、特開昭５６−
１３９６２０号、特開昭５６−３５７１８号、特開昭５
６−１４６８２６号、特開昭５７−６００５３号、特開
昭５７−１４５９２９号などがある。これらはいずれも
伸びの向上或いは低降伏比とすることによる成形物の形
状凍結性の向上に関するものである。 また、高温加熱後の急冷によってフェライト中に過飽和
に固溶するＣをプレス加工後の時効硬化に応用した提案
として、特開昭５１−３９５２４号。 特開昭５６−８７６２６号などがある。これらは時効に
伴う転位の固着、セメンタイトの析出による降伏強度の
上昇を意図したものである。 以上述べたように、これまで報告されている連続焼鈍タ
イプの高強度熱延鋼板は、伸びとの相関が強い張出し成
形性の向上を指向するものが殆どであった。 一方、引張強さが７０ｋｇｆ／ｍｍ”以上の鋼板では、
従来のより低強度の鋼板と異なり、張出し成形性などの
均一変形能と、伸びフランジ加工性、曲げ加工性などの
局部変形能との両立が極めて困難となり、プレス成形用
途に応じた品質の作りごみが必要となっている。前述の
バンパ補強部材は厳しい曲、げ加工がなされるため、局
部変形能の優れた鋼板が求められ、アマチャバンパなど
のように１体形のプレス成形部材では優れた局部変形能
のほか、浅絞り成形に耐える成る程度の均一変形能を有
する鋼板が必要となる。これらのユーザー要求に対し、
従来の連続焼鈍タイプの熱延鋼板の設計思想に基づいて
製造したより高強度の熱延薄鋼板ではプレス成形におけ
る割れ発生などの不良の問題を十分解決し得ない。 本発明は、上記従来技術の問題点を解決するためになさ
れたものであって、連続焼鈍によって伸びフランジ性な
どの局部変形能が優れ、且つコイル内品質のバラツキが
小さい高強度熱延薄鋼板を製造し得る方法を提供するこ
とを目的とするものである。 （問題点を解決するための手段） 前記目的を達成するため１本発明者は、従来の方法とは
別の観点から特に局部変形能を向上できる方法について
鋭意研究を重ねた結果、連続焼鈍において過時効処理を
施すことにより可能であることを見い出したものである
。 すなわち１本発明は、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ
：２％以下、Ｍｎ：　１．０〜２．５％（但し、Ｃ＋１
１５Ｍｎ≧０．４０％）、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：Ｏ
。 ０１５％以下及びｓｏｌＡｌ：０．０１〜０．１０％、
を含有し、更に０．１％以下のＮｂ及び０．１％以下の
Ｔｉのうち少なくとも１種をＮｂ＋Ｔｉ≧０．０２％の
範囲となるように含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純
物よりなる鋼を８００℃以上の仕上温度で熱間圧延して
７００℃以下の温度で巻取り、続く連続焼鈍では該鋼帯
を７８０〜８５０℃の範囲の温度で１〜５分加熱してか
ら、平均冷却速度５０℃／ｓ以上で３００℃以下まで冷
却し、次いで３００〜５００℃で１〜１０分の間再加熱
することにより、フェライトと体積率３０％以上の低温
変態相とからなる組織を有し、引張強さ７０ｋｇｆ／ｍ
ｍ”以上の熱延薄鋼板を得ることを特徴とする伸びフラ
ンジ性の優れた高強度熱延薄鋼板の製造方法を要旨とす
るものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 まず１本発明を完成するに至った基礎実験の結果につい
て述べる。 本実験に用いた熱延ままの高強度薄鋼板は第１表に示す
化学成分（鋼Ｎα１）を有し、第１図に示す品質を有す
るものである。第１表中の熱延ままハイテン材Ｎα１は
通常３ｍｍ厚前後の７０キロ級ハイテンとして量産して
いるものである。この熱延ままハイテン材は、１ｍ幅用
スラブを用いて１．６ｍｍ厚に熱間圧延（仕上温度＝８
５０℃１巻取温度：５６０℃）したもので、得られた鋼
板の板幅方向の強度（ＴＳ）のバラツキは第１図に示す
ように約１５ｋｇｆ／ｍｌ１１”である。したがって、
引張強さが７０ｋｇｆ／ｌｌ１ｍ”を超えるような高強
度を熱延ままで付与するためには、Ｎｂ、Ｔｉなどの添
加による析出強化、変態組織強化などの利用が不可欠で
あり、添加しない場合には板幅方向の強度は変動し易く
なる。 次に、連続焼鈍によって製造した１、６ｍｍ厚１ｍ幅の
熱延鋼板について調査した。まず、第１表に示す化学成
分を有する鋼Ｎα２及びｗＩＮａ　３の転炉溶製スラブ
を１２００℃に加熱後、熱間圧延を実施し、仕上温度８
７０℃、巻取温度６００℃で１゜６ｍ１ｍ厚鋼板とした
。酸洗後の連続焼鈍では、均熱温度８００℃で約６０秒
保持した後、平均冷却速度約４０℃／ｓで室温まで冷却
し、その後２５０℃若しくは４００℃に再加熱して約３
分保持してから空冷した。得られた鋼板のコイル中央部
の材質を調査した。引張強さ（ＴＳ）と穴広げ率（λ）
の関係を第２図に示す。 一般に、鋼板の延性は強度の上昇につれて低下し、伸び
フランジ性１曲げ加工性の評価によく用いられる穴広げ
率（λ）と引張強さ（ＴＳ）との間には概ねＴＳＸλ＝
一定の関係が認められる。このような観点から実験結果
を考察すると、第２図より、いずれの鋼板も過時効処理
温度が２５０℃から４００℃に上昇するにつれてＴＳ−
λバランスが大きく向上していることがわかる。 これらの鋼板の板幅方向の強度（ＴＳ）のバラツキを第
３図に示す。同図より、連続焼鈍によって製造した鋼板
（ｇ４Ｎα２、Ｎα３）は、熱延ままハイテン材（鋼Ｎ
α１）に比べ、板幅方向の品質が安定しており、特にＮ
ｂ添加鋼板でそれが顕著である。 このように、高温過時効処理によってＴＳ−λバランス
が向上するのは、均熱後の冷却によって生成したマルテ
ンサイト組織が焼戻される結果、フェライト組織と第２
相組織との硬さの相違がより小さくなったためと考えら
九る。連続焼鈍鋼板の板幅方向の強度のバラツキがＮｂ
添加によって小さくなる原因は必ずしも明確でないが、
Ｎｂ添加鋼では熱延ままの状態で得られるミクロ組織が
Ｎｂ無添加の場合に比べて全体により均一微細であるこ
と、熱延ままハイテン材に比べて熱延ままの段階での強
度を低くし得ることなどが影響しているものと考えられ
る。 本発明はこのような基礎実験に基づき、更に詳細に実験
を重ねてなされたものであり、従来の複合組織高強度熱
延鋼板に比較して、更に優れた特性を有する同熱延薄鋼
板の製造方法を確立することに成功したものである。特
に、これまで報告されている同熱延鋼板の提案において
は、連続焼鈍の過時効処理による第２相の物性変化に言
及しているものが皆無であることからも、本発明の独自
性が理解される。

【以下余白１ 以下に本発明の限定条件及び限定理由を示す。 まず、本発明における化学成分の限定理由は次のとおり
である。 Ｃは連続焼鈍での均熱後の急冷によるマルテンサイト生
成に不可欠の元素であり、過時効処理後の最終製品で７
０　ｋｇｆ　／　ｍｍ”以上の引張強さを確保するため
には０．１０％以上とする必要がある。 一方、０．２５％を超える多量のＣはスポット溶接性を
劣化させるため、好ましくない。したがって、Ｃ量は０
．１０〜０．２５％の範囲とする。 Ｓｉはフェライト・パーライト鋼のみでなく、複合組織
鋼においても有効な強化元素である。しかし、２％を超
える多量の添加はスラブの柱状晶の粗大化を招き、スラ
ブを脆化させるため、好ましくない。したがって、Ｓｉ
量は２％以下とする。 Ｍｎは、Ｃと同様、連続焼鈍による変態組織の生成を促
進させる元素であり、高強度鋼板の製造に極めて重要で
ある。少量のＭｎでは変態組織強化が十分でないため、
少なくとも１．０％以上が必要である。しかし、２．５
％を超える多量のＭｎはスポット溶接性を劣化させ、製
造コストの上昇をもたらすので好ましくない。したがっ
て、Ｍｎ量は１．０〜２．５％の範囲とする。 但し、引張強さが７０　ｋｇｆ　／　ｍｍ２以上の高強
度鋼板を得るためには、ＣとＭｎの量の和、すなわち。 Ｃ＋１１５Ｍｎを０．４０％以上とする必要があり、こ
れにより、高強度を安定して作りこむことができる。 Ｐは鋼の強化元素及び耐食性向上元素として有効である
。通常、０．０１５％程度のＰは不可避的に鋼に含有し
ているが、多量の含有はスポット溶接性を劣化させるほ
か、鋼を脆化させるので好ましくない。したがって、Ｐ
量は０．１０％以下に抑制する。 Ｓは硫化物系介在物による鋼のプレス成形性劣化を配慮
して、０．０１５％以下に規制する。 ５ｏＱＡＱは本発明での材質制御に直接関係しないが、
製鋼技術上の観点から、ＡＱキルド鋼を安定して製造す
るために、ＡＱｆｆｉは０．０１〜０．１０％の範囲と
する。 Ｎｂ及びＴｉはコイル内品質を安定にするほか。 鋼の強化元素として添加する。コイル内品質の安定化の
ためにはＮｂ及びＴｉの１種以上でＮｂ＋Ｔｉ≧０．０
２％を満足する必要がある。その効果は約０．１％のＮ
ｂ或いはＴｉの添加で飽和し、謂の強化作用もほぼ飽和
するので、それぞれ０．１％を上限とする。 このＮｂ、Ｔｉ添加による板幅方向の品質の安定化は、
仕上圧延機前方に設置されるエツジヒータの活用によっ
てより促進される。本発明はＮｂ、Ｔｉなどの添加によ
るコイル内品質の安定化を一つの骨子とするものである
。前述の如く、板厚２゜０ｍＩＱ以下で引張強さが７０
　ｋｇｆ　／　ｍ＋ａ２を超える熱延鋼板は１通常、引
張強さの１０％以上の強度のバラツキが板幅方向に認め
られるが、本発明においては、Ｎｂ、Ｔｉ添加による強
度のコイル内バラツキの低減を定量的に規定するもので
ないが、Ｎｂ、Ｔｉ添加した場合、板幅方向の引張強さ
のバラツキは鋼板の強度レベルの約５％或いはそれ以下
まで低減できると考えられる。なお、本文での板幅方向
の領域とは両熱延まま端部より２０ｍ＋ｍ以上内部の領
域を意味している。 なお、プレス成形性、耐食性などの向上を目的としてＣ
ｒ、Ｎｉ、Ｃｕをそれぞれ０．３％以下の範囲で１種又
は２種以上添加してもよく、更には、Ｚｒ、Ｃａ、ＲＥ
Ｍなどの非金属介在物形態制御元素をそれぞれ０．１％
以下の範囲で１種又は２種以上を添加してもよい。 次に、本発明における製造条件について説明する。 上記化学成分を有する鋼は、常法により溶解、鋳造し、
熱間圧延を行うが、熱間圧延では、ます熱延仕上温度を
８００℃以上とする必要がある。 薄物鋼板の圧延ではラフバーの仕上圧延機入側での待機
時間が長くなることから熱延仕上温度は低くなるが、Ｓ
ＯＯ℃未満になると１．２ｍｍ厚で１２００１１１ｆｌ
ｌを超える広幅の鋼板では板形状の劣化が大きくなり、
好ましくない。 コイル巻取温度は特に規定しない。通常、２゜０ｍｍｍ
ｍ下の薄鋼板は仕上圧延後２０℃／ｓ以上の平均冷却速
度で冷却してコイルに巻取られるため、本発明鋼のよう
な化学成分の鋼では熱延ままの状態で微細粒が得られる
からである。但し５巻取部度が７００℃を超えると酸洗
性に問題を生じるので、７００℃以下とする。 熱間圧延後、連続焼鈍を施すが、本発明では、過時効処
理を含む連続焼鈍を特定の条件で行うものであり、鋼板
を７８０〜８５０℃の範囲の温度に１〜５分加熱してか
ら平均冷却速度５０℃／ｓ以上で３００℃以下まで冷却
し、次いで３００〜５００℃で１〜１０分間再加熱する
必要がある。 本発明鋼板は主として伸びフランジ性９曲げ加工性など
の局部変形能の付与を目的としているが、一般のプレス
成形においては、成る程度の絞り成形、張出し成形など
が複合する場合が多いことから、鋼板には面積率１０％
以上のフェライトの生成が必要である。熱延ままの鋼板
を連続焼鈍によって加熱する場合、オーステナイト核の
生成挙動は冷延鋼板の場合より遅れることがあり、最終
的に得られる複合組織の第２相の形態が異なる結果、機
械的性質が熱延鋼板と冷延鋼板とで異なるため。 ここでは熱延鋼板独自の連続焼鈍条件を設定する必要が
ある。 すなわち、本発明鋼板の場合、オーステナイト化を十分
図るためには７８０℃以上の温度で１分以上加熱する必
要がある。しかし、高温・長時間加熱は生産性を低下さ
せるため、８５０℃×５分を上限とする。均熱後の冷却
では第２相組織の主要組織としてマルテンサイトを生成
させる観点から、平均冷却速度は５０℃／ｓ以上とする
。冷却速度の上限は特に規定せず、１０００℃／ｓ以上
の平均冷却速度で冷却する水焼入れを実施することもで
きる。冷却停止温度は同様の観点から３００℃以下とす
る。 過時効処理は、３００℃Ｘ１分未満では伸びフランジ性
の改善効果が不十分であり、また５００℃を超え１０分
以上では生産性低下及びエネルギーコスト上昇となって
好ましくないので、３００〜５００℃で１〜１０分の条
件で再加熱する。 なお、本発明鋼は熱延ままコイルを酸洗後、連続焼鈍に
供して製造するものであるが、表面の状態を冷延鋼板の
それに近づける目的で連続焼鈍の前或いは後に軽いスキ
ンパス圧延を実施しても差し支えない。また、連続焼鈍
後の鋼板に電気めっきを施してもよい。 以上の製造プロセスにより、得られる組織はフェライト
と、体積率３０％以上の低温変態相からなり、引張強さ
は７０　ｋｇｆ　／　ｍｍ”以上が得られる。 この点、熱延後の連続焼鈍によって製造する良加工性熱
延鋼板に関するこれまでの提案では、伸びの向上のみを
主体としたものであったために。 鋼板の第２相面積率は３０％以下に制御するものが殆ど
であったが、本発明のような高強度鋼板で、しかも焼戻
しマルテンサイトの活用によって局部変形能を大幅に向
上させるためには３０％以上の第２相が必要である。フ
ェライトと共存する第２相の量の上限は特に規定しない
が、伸び値とのバランスを考慮すると８０％が常識的な
値と考えられる。 次に本発明の実施例を示す。なお、前述の基礎実験も本
発明の実施例足り得ることは云うまでもない。 （実施例） 第２表に示す化学成分を有する鋼を溶解、鋳造して得ら
れた転炉溶製スラブを用いて仕上温度８４０℃、巻取温
度５９０℃として１．６ｍｍ厚×１０００ｍｍ幅に熱間
圧延した。引き続き、酸洗を実施し、連続焼鈍に供した
。連続焼鈍では、加熱温度８００℃で約１分保持した後
、平均冷却速度を８０℃／ｓとして常温まで冷却し、４
００℃にて過時効処理を施した。なお、比較のため、一
部の鋼板については低温（２００℃）にて過時効処理を
施した。 得られた熱処理鋼板について、ＪＩＳＳ号試験片による
引張試験及び穴広げ試験を実施した。また第２相の面積
率を測定した。それらの結果を同表に併記する。 同表より１本発明の条件を満足する鋼板は、フェライト
と体積率３０％以上の主として焼戻しマルテンサイトか
らなり、いずれもＴＳ−λバラ、ンスが優れ、コイル内
の品質が極めて安定していることがわかる。しかし、鋼
Ａについて低温（２００℃）で過時効処理した鋼板は板
幅方向のＴＳのバラツキは小さいが、ＴＳ×λの値が低
く１局部変形能が劣っている。 【以下余白】 （発明の効果） 以上詳述したように１本発明によれば、比較的多量のＣ
，Ｍｎを含み、特にＮｂ、Ｔｉを添加した鋼につき熱間
圧延条件並びに過時効処理を含む連続焼鈍条件を規制し
、局部変形能の向上を図ったので、７０　ｋｇｆ　／　
ｍｍ”以上の高強度で伸びフランジ性の優れた熱延薄鋼
板を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は熱延ままハイテン材の板幅方向（コイル長手方
向中央部から、圧延まま端部より２０ｍｍ位置のエツジ
部まで）の強度のバラツキを示す図、第２図は連続焼鈍
ハイテン材の引張強さ（ＴＳ）−穴広げ率（λ）バラン
スを示す図。 第３図は連続焼鈍ハイテン材の板幅方向の強度のバラツ
キに及ぼすＮｂ添加の影響を示す図である。 特許出願人　　　　株式会社神戸製鋼所代理人弁理士　
　　中　　村　　　尚 第１図 才及　　中あ　ぢ′　前　イ襄　１ 第２図 引張強：ＴＳＣすｆ／鷲、“）

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．１０〜０．２５％、
   Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：１．０〜２．５％（但し、Ｃ＋
   １／５Ｍｎ≧０．４０％）、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：
   ０．０１５％以下及びｓｏｌＡｌ：０．０１〜０．１０
   ％を含有し、更に０．１％以下のＮｂ及び０．１％以下
   のＴｉのうち少なくとも１種をＮｂ＋Ｔｉ≧０．０２％
   の範囲となるように含有し、残部がＦｅ及び不可避的不
   純物よりなる鋼を８００℃以上の仕上温度で熱間圧延し
   て７００℃以下の温度で巻取り、続く連続焼鈍では該鋼
   帯を７８０〜８５０℃の範囲の温度で１〜５分加熱して
   から、平均冷却速度５０℃／ｓ以上で３００℃以下まで
   冷却し、次いで３００〜５００℃で１〜１０分の間再加
   熱することにより、フェライトと体積率３０％以上の低
   温変態相とからなる組織を有し、引張強さ７０ｋｇｆ／
   ｍｍ＾２以上の熱延薄鋼板を得ることを特徴とする伸び
   フランジ性の優れた高強度熱延薄鋼板の製造方法。