JPH0377257B2

JPH0377257B2 -

Info

Publication number: JPH0377257B2
Application number: JP60113154A
Authority: JP
Inventors: Osamu Akisue; Hiroshi Kubo; Masahiko Oda
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1985-05-28
Filing date: 1985-05-28
Publication date: 1991-12-10
Also published as: JPS61272347A

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）本発明は焼付け硬化性に優れた熱延鋼板の製造
方法に係り、さらに詳しくは、普通鋼並の低い強
度であつて加工性に富み、プレス加工後の塗装焼
付処理を行なつた後では、降伏点が上昇して硬く
なる特性を著しく向上せしめたプレス加工用熱間
圧延鋼板の製造方法に係るものである。（従来の技術）従来熱延鋼板は、穴拡げ加工をはじめ簡単な絞
り加工、張り出し加工などの成形を必要とする用
途に使用されてきたが、近年熱延鋼板の用途分野
においても、自動車の例えば足廻り、メンバー類
などでは部品数の低減、部品形状の多様化に伴な
い、複雑かつ苛酷な加工に耐え得る冷延鋼板に
匹敵する優れた成形性を要求される傾向にある。
加えて、自動車の安全性向上、燃料費の節減の要
求に応じて、従来の軟鋼板に代わつて強度の高
い鋼材が要請されるようになつてきた。一般に鋼材は強度の上昇につれて、加工性が劣
化するため、強度と加工性の両者を満足するため
には特別の工夫が必要であり、プレス成形時には
軟鋼板に近い強度であるが、プレス成形後の塗装
乾燥ライン（一般に170℃〜200℃）を通すことに
より生ずる降伏点の上昇（以下BH性と称す）を
利用して、完成品の降伏強度を高める方法が最も
適するものと考えられる。これは、フエライト中に固溶するＣ、Ｎと鋼中
の転位との相互作用に起因する歪時効硬化性を利
用するものであるが、熱延鋼板は強度部材、保安
部材として、自動車が衝突した場合の衝撃エネル
ギーの吸収を要求される部品に用いられることか
ら、BH性は概ね７Kg／mm²以上の大巾な上昇が必
要となる。従来のリムド鋼やキヤツプド鋼のような、フエ
ライト中に固溶したＮを有した鋼種は、この降伏
点の増大を満足するものであるが、ほぼ完全な未
脱酸鋼であるために、酸化物系の介在物が非常に
多く延性が劣ること、また鋼塊部位別の材質バラ
ツキが過大なため、最近の苛酷な成形、材質の安
定化要求に耐え得るものではない。また、一般に連続鋳造法により鋳片を製造する
場合、ピンホール等の欠陥のない性状の良好な鋳
片を得るためには、注入溶鋼をキルド化すること
が必要であり、このため通常Alを多量に添加し
て、脱酸を図つたAlキルド鋼が、従来よりプレ
ス加工用熱延鋼板として供されている。このAl
キルド鋼は、酸化物などの非金属介在物はリムド
鋼より少なく、加工性は比較的良好であるが、鋼
中のＮをAlNとして固定する傾向があるため、
十分なBH性が得られず、また微細に析出した
AlNが、熱延鋼板の最も重要なプレス加工性の
１つである打抜き穴拡げ加工において、有害な作
用を及ぼすため、最近の苛酷な成形に対して必要
十分とはいい難い。この穴拡げ性を改善するものとして、最近例え
ば、特公昭58−14858号公報にみられるが如く、
Alキルド鋼をベースにして、Ti、Crなどの元素
を添加する方法が提案されている。しかしなが
ら、この方法は穴拡げ性は良いが、Tiが鋼中の
ＮのみならずＣをほぼ完全に固定してしまうた
め、BH性は著しく小さく、前述の、の要請
を同時に満足するものではない。更に、例えば特公昭57−42125号公報にみるが
如く、熱間圧延後に急速冷却、極低温巻取をする
ことにより、焼付け硬化に必要な固溶Ｃを確保
し、BH性を増大させようとする提案もなされて
いるが、ランアウトテーブルでの急冷のため、コ
イルの形状が著しく損なわれ易くなること、冷却
制御が困難で冷却むらが生じ易く、一般に巾方
向、長さ方向の材質バラツキが大きくなること、
鋼種によつては焼きがはいり易くなり、また急冷
に伴ない鋼中の転位が増加するなどのために、硬
化し延性が劣化し易いこと、更には変形抵抗が大
きい（低温のため）ため、巻取り時の電力消費が
嵩み、経済性を損なうこと、また巻取り能力の大
きい製造ラインにしか適用できない等の難点があ
つた。このような事情から、特別厳格な熱延条件を必
要とせず、通常の巻取温度領域で製造でき、しか
も特殊な合金元素の添加なしで、優れた加工性と
強度を有する熱延鋼板の製造法が待ち望まれてい
た。（発明が解決しようとする問題点）本発明は、良好なプレス成形性と同時に、高い
焼付け硬化性を有し、かつ常温時効による加工性
の劣化が少ないプレス加工用熱延鋼板の製造方法
を提供するものである。（問題点を解決するための手段）本発明は、溶鋼の成分組成、連続鋳造技術等に
ついて種々の検討を重ねた結果、プレス成形性が
優れ、かつ、焼付塗装処理により高い強度を持つ
熱延鋼板を、容易にかつ経済的に供給できるもの
であり、その要旨は、Ｃ；0.006〜0.025％、Si
0.05％、Mn；0.10〜0.70％、Ｓ0.020％、solAl
0.008％、Ｎ；0.0015〜0.0030％、残部Feおよび
不可避的不純物を含有した鋼片をAr₃変態点以上
で熱間圧延し、630〜690℃の範囲で巻取り、0.5
〜2.0％の調質圧延することを特徴とするプレス
成形性および焼付け硬化性の優れた熱延鋼板の製
造方法にある。本発明は、特殊な合金を必要とせず、通常の熱
延条件で圧延し、500〜700℃の工業的な巻取温度
範囲で製造できる極めて合理的なものである。ところで、前述したようにBH性とは、鋼中に
固溶したＣ、Ｎを利用するものであり、このうち
固溶Ｎは、従来冷延鋼板の分野では、製造から使
用まで長期間を経ることにより生ずる常温時効に
よるストレツチヤーストレインの発生を懸念し、
その利用を回避するのが常であつた。しかし熱延
鋼板は、冷延鋼板のように自動車の外板等のよう
に、表面仕上り形状を重視するものに使用される
ものではなく、その用途はストレツチヤーストレ
インの発生が、比較的許容される内板部品に適用
されるものであり、またその加工も熱延鋼板の場
合、最も重要なのは穴拡げ加工性であり、冷延鋼
板の場合と異なつた取組みが必要である。このような観点から、本発明者らは数多くの実
験を重ねた結果、固溶Ｃと固溶Ｎを有意に適量残
すべく、Ｃ、Ｎ、solAl量を添加した熱延鋼板と
して良好なプレス加工性と同時に、高いBH性を
有し、かつ常温時効による加工性の劣化を最少限
におさえられ、プレス加工用熱延鋼板として、最
近の厳格な要請に応えうる極めて有効な本発明を
完成させたのである。以下本発明について詳細に説明する。Ｃ含有量は多いほどセメンタイト量が増大して
くるため、延性は劣化してくる。従つてＣは少な
いほど穴拡げ加工性は良くなるが、Ｃ＜0.006％
の範囲ではＣの絶対量が少なく、十分な固溶Ｃが
得られないため、良好なBH性を示さない。また
Ｃが0.025％を超える場合にも鋼中のセメンタイ
トが増加し、このセメンタイトを析出核として固
溶Ｃが析出してしまい、BH性が著しく低下する
ため、加工性、BH性の両面から考えて、Ｃ量を
0.006〜0.025％の範囲に設定する必要がある。しかしＣをこの範囲に調整し、固溶Ｃのみを利
用した方法では、十分なBH性が得られず、最近
の高強度化の要請に応えることはできず、solAl、
Ｎを調整することにより、固溶Ｎを活用する必要
がある。即ち、第１図はＮを0.0015〜0.0030％含
有した鋼を熱間圧延し、630℃で巻取つた後、1.0
％の調質圧延を施した熱延鋼板のBH性を示すも
のである。ここでいうBH性とは、２％引張歪時
の応力と、それを170℃×20分の時効を行なつた
後の降伏応力の差をいう。また第２図には打抜き穴拡げ性を示す。ここで(a)はsolAl0.008％の本発明鋼で、自由
酸素量を90ppm以下に調整した場合であり、(b)は
solAlが0.01〜0.10％の通常のAlキルド鋼の場合
である。第１図から本発明鋼は、BH７Kg／mm²
とリムド鋼と同等の極めて高いBH性を示すこと
がわかる。また第２図から、本発明鋼はリムド鋼はもとよ
りAlキルド鋼と比較しても、非常に良好な穴拡
げ性を示しており、BH性と合せて最近の苛酷な
要請に十分に応えうるものである。このように本発明鋼が、高いBH性と加工性を
示す原因および成分の限定理由は、以下の如きで
ある。 AlはAlNとして鋼中の自由なＮを固定する傾
向があるため、通常のAlキルド鋼のようにsolAl
が高い成分では固溶Ｎが有効に利用できないと同
時に、微細に析出したAlNが、局所的な変形能
に支配されやすい打抜き穴拡げ性に有害な影響を
与える。従つて、BH性と穴拡げ性の両面から、
solAlは0.008％以下にすることが必要である。またＮは少なすぎると十分なBH性が得られ
ず、多すぎると時効による延性の劣化が過大とな
り、プレス性が損なわれるため、0.0015〜0.0030
％の範囲にすることが肝要である。またSiは多すぎると、酸化物系の介在物が増加
し、加工性を劣化させるとともに、スケールが発
生し易くなり表面性状を損なうため0.05％以下に
制限した。 Mnは、少なすぎるとＳによる延性阻害の影響
を除去できなくなり、また多量に添加すると硬化
してプレス成形性が劣化するため0.10〜0.70％と
した。本発明の鋼板は、造塊法、連続鋳造法いずれに
ても製造出来るが、連続鋳造法で製造する場合、
溶鋼の自由酸素量は、成品において悪影響を及ぼ
す程度のピンホールの発生をおさえるため、
90ppm以下が好ましいが、鋳型に注入された溶鋼
に対して、電磁流を付与することにより、溶鋼内
に適度の還流を生成させ、凝固界面での元素の濃
化を防ぐ方法を採用する場合においては、溶鋼中
の自由酸素量の上限を250ppmとすることで、ピ
ンホールの発生を防止できる。以上の如き調製された本発明鋼は、材質の劣化
を防止するため、Ar₃変態点以上で圧延すべきで
あり、この温度確保が可能であれば、連続鋳造後
スラブを加熱炉に装入することなく直接熱間圧延
に供してもよいことはいうまでもない。巻取温度は、500〜700℃の通常の工業的な温度
範囲の任意の値をとることができるが、加工性の
面から630〜690℃の範囲が好適である。即ち、
630℃以下では材質が硬質化するためであり、ま
た690℃を超えると、セメンタイトが凝集、粗大
化するために、この部分で加工時に応力集中をお
こしやすくなり、穴拡げ加工性が劣化してくるか
らである。またコイルに巻取つた後、調質圧延は0.5〜2.0
％の範囲にすることが本発明の主旨を満足するう
えで重要である。即ち、BH性は前述したよう
に、固溶Ｃ、固溶Ｎと転位の相互作用によるもの
であり、BH性をあげるには、固溶Ｃ、Ｎと同時
に必要十分な転位を確保する必要があり、そのた
めに0.5％以上の調質圧延を施し、転位を導入し
ておくことが必要となるが、調質圧延率が2.0％
以上になると、プレス成形まで長期間放置される
ような場合には、固溶Ｃ、Ｎの転位に対する拘束
が著しく高くなるため、延性劣化が増大し、プレ
ス成形が困難となるからである。（実施例） 100t転炉で第１表の如き成分をもつた鋼を溶製
し、所定の連続鋳造を経て、250mm厚のスラブと
した。このようにして得られたスラブのうち、ピ
ンホールのない健全なスラブを、1250℃に加熱
後、2.0mm厚まで連続熱延し、Ar₃変態点以上の
900℃で仕上げ、630℃で巻取つた。次いで酸洗
し、1.0％の調質圧延を施した後、材質試験を行
なつた。第１表のＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄは本発明鋼であり、打
抜き穴拡げ性、BH性ともに良好であり、また、
延性も大きいのみならず、常温時効による延性の
劣化も小さく、非常に優れた鋼であることがわか
る。ただしＤは、連続鋳造鋳型内で電磁撹拌によ
る溶鋼の流動を行なつたものである。それに対し比較鋼では、Ｃ範囲が上、下限を外
れたＥ、ＦおよびＮが下限を外れたＨはBH性が
小さいこと、Ｎが上限を外れたＧは、常温時効に
よる延性の劣化が著しいこと、またＩはＤと同じ
自由酸素量であるが、電磁力による溶鋼の撹拌を
実施しないため、スラブ表面にピンホールが多発
し成品にならなかつた。更に、従来鋼ＪのAlキルド鋼は、打抜き穴拡
げ性、BH性ともに十分な値ではない。Tiで固溶
Ｃ、Ｎを固定したＫは、延性、穴拡げ性は良好で
あるが、BH性は殆どない。なおＬは鋼塊法で造
つたリムド鋼であるが、BH性は良いが、酸化物
系の介在物が多いため、穴拡げ性が非常に悪い。

【表】

【表】（発明の効果）本発明は、従来鋼および本発明範囲外の鋼に比
べて、打抜き穴拡げ性、BH性も良好であるとと
もに、延性も良好であり、最近の苛酷な要求に十
分応えうる極めて優れたものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明のBH性を通常のAlキルド鋼と
比較して示した図表、第２図は本発明の打抜き穴
拡げ性を、通常のAlキルド鋼と比較して示した
図表である。

Claims

【特許請求の範囲】１重量比でＣ；0.006〜0.025％、Si≦0.05％、 Mn；0.10〜0.70％、Ｓ≦0.020％、 sol.Al≦0.008％、Ｎ；0.0015〜0.0030％、残部Feおよび不可避的不純物を含有した鋼片
をAr₃変態点以上で熱間圧延し、630〜690℃の範
囲で巻取り、0.5〜2.0％の調質圧延することを特
徴とするプレス成形性および焼付け硬化性の優れ
た熱延鋼板の製造方法。