JPH0745687B2 - 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

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70k
gf/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60kg
f/mm²以下の熱延或いは冷却鋼板が多く使用されていた
が、走行熱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80kgf/mm²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） かゝ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/mm²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/mm²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
生成物を生ぜしめることにより、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406775
6号、同4159号、特開昭54−163719号、特開昭55−38980
号、特開昭55−104429号、特開昭56−84419号、特開昭5
6−139620号、特開昭56−35718号、特開昭56−146826
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/mm²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態
能との両立が極めて困難となり、プレス成形用途に応じ
た品質の作りこ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
絞り成形に耐える或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、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、本発明は、C:0.10〜0.25％、Si:2％以下、M
n: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/mm²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、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No.1）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No.1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:850℃、巻取温度:56
0℃）したもので、得られた鋼板の板幅方向の強度（T
S）のバラツキは第１図に示すように約15kgf/mm²であ
る。したがって、引張強さが70kgf/mm²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No.2及び鋼No.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870℃、巻取温度600℃
で1.6mm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90℃/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、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TS×λ＝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
（鋼No.2、No.3）は、熱延ままハイテン材（鋼No.1）に
比べ、板幅方向の品質が安定しており、特にNb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れ
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
の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70
kgf/mm²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70kgf/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＋1/5Mn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。

solAl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、Alキルド鋼を安定して製造するため
に、Al量は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≧0.02％を満足する必要があ
る。その効果は約0.1％のNb或いはTiの添加で飽和し、
鋼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ッ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2.0mm以下で引張強さが70kgf/mm²を超える熱
延鋼板は、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
比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20mm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、REM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、まず熱延仕上温度を
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、800℃未満になると1.2mm厚
で1200mm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、2.0mm厚以下
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、巻取温度が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、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、或る程度の絞り成形、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送れることがあり、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℃×１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
70kgf/mm²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
発明の実施例た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5
90℃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、400℃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、JIS5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、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T
Sのバラツキは小さいが、TS×λの値が低く、局部変形
能が劣っている。

（発明の効果） 以上詳述したように、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、70kgf/mm²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位置のエッジ部ま
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。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項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及び不可避的な不純物よりなる
   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１〜1
   0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70
   kgf/mm²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。