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

伸びフランジ性の優れた高強度熱延薄鋼板の製造方法

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JPH01162723A
JPH01162723A JP32024087A JP32024087A JPH01162723A JP H01162723 A JPH01162723 A JP H01162723A JP 32024087 A JP32024087 A JP 32024087A JP 32024087 A JP32024087 A JP 32024087A JP H01162723 A JPH01162723 A JP H01162723A
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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。
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