JPH10183301A - 焼付硬化性および耐室温時効性に優れた熱延鋼板およびめっき鋼板ならびに熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
焼付硬化性および耐室温時効性に優れた熱延鋼板およびめっき鋼板ならびに熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH10183301A JPH10183301A JP27869797A JP27869797A JPH10183301A JP H10183301 A JPH10183301 A JP H10183301A JP 27869797 A JP27869797 A JP 27869797A JP 27869797 A JP27869797 A JP 27869797A JP H10183301 A JPH10183301 A JP H10183301A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 浸炭処理のような特別の処理等を施さずと
も、高い焼付硬化性と低い室温時効性を兼ね備える熱延
鋼板を得る。 【解決手段】 成形加工用熱延鋼板の成分組成のうち、
特にＣとＮを下記の範囲Ｃ：0.01〜0.12wt％、Ｎ：0.00
01〜0.01wt％に制限すると共に、平均結晶粒径を８μm
以下に抑制する。
も、高い焼付硬化性と低い室温時効性を兼ね備える熱延
鋼板を得る。 【解決手段】 成形加工用熱延鋼板の成分組成のうち、
特にＣとＮを下記の範囲Ｃ：0.01〜0.12wt％、Ｎ：0.00
01〜0.01wt％に制限すると共に、平均結晶粒径を８μm
以下に抑制する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、自動車の内装板
等の使途に供して好適な薄物熱延鋼板に関し、特に耐室
温時効性の劣化を招くことなしに焼付硬化性の一層の向
上を図ろうとするものである。
等の使途に供して好適な薄物熱延鋼板に関し、特に耐室
温時効性の劣化を招くことなしに焼付硬化性の一層の向
上を図ろうとするものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車用鋼板としては、軽量化に
よる燃費向上のために一層の高強度化が求められてい
る。また、製造コストの低減の観点から、従来以上に熱
延鋼板の利用が進められている。
よる燃費向上のために一層の高強度化が求められてい
る。また、製造コストの低減の観点から、従来以上に熱
延鋼板の利用が進められている。
【０００３】高強度化技術としては、成形時には比較的
低強度で加工がし易く、塗装時の焼付によって強度を増
加させるいわゆる焼付硬化性（ＢＨ性）を利用した技術
が知られており、冷延鋼板については広く利用されてい
る（例えば特開平６−192787号公報、特開平６-73498号
公報、特開平７−268544号公報）。しかしながら、これ
らの技術によって得られる焼付硬化量（ＢＨ量）は、高
々70 MPa程度にすぎず、その一層の向上が望まれてい
た。
低強度で加工がし易く、塗装時の焼付によって強度を増
加させるいわゆる焼付硬化性（ＢＨ性）を利用した技術
が知られており、冷延鋼板については広く利用されてい
る（例えば特開平６−192787号公報、特開平６-73498号
公報、特開平７−268544号公報）。しかしながら、これ
らの技術によって得られる焼付硬化量（ＢＨ量）は、高
々70 MPa程度にすぎず、その一層の向上が望まれてい
た。
【０００４】一方、熱延鋼板については、特開平１−18
0917号公報に、仕上圧延後、３秒以内に30℃/s以上の冷
却速度で 500℃以下まで冷却するいわゆる直近急冷処理
を利用して、鋼板中におけるＣとＮの固溶量を増加させ
ることによってＢＨ量を高める技術が提案されている。
しかしながら、上記の方法では、確かにＢＨ性の向上を
図ることはできるけれども、同時に室温時効も進むた
め、耐室温時効性の点に問題を残していた。
0917号公報に、仕上圧延後、３秒以内に30℃/s以上の冷
却速度で 500℃以下まで冷却するいわゆる直近急冷処理
を利用して、鋼板中におけるＣとＮの固溶量を増加させ
ることによってＢＨ量を高める技術が提案されている。
しかしながら、上記の方法では、確かにＢＨ性の向上を
図ることはできるけれども、同時に室温時効も進むた
め、耐室温時効性の点に問題を残していた。
【０００５】ここに、ＢＨは、固溶Ｃや固溶Ｎによる歪
時効強化の一種であり、とくにプレス成形などの加工後
の塗装焼付（170 ℃程度）の際に強化が進行するため、
BakeHardening と呼ばれている。一方、室温時効は、プ
レス加工前の製品板を室温に保持した際の固溶Ｃや固溶
Ｎによる時効劣化のことを言い、便宜上 100℃程度の歪
時効試験によって測定し、測定された値は一般にＡＩと
呼ばれている。材料の強度確保の点からはＢＨは高い方
が好ましく、他方室温時効による劣化は工業上の使用に
支障があるのでＡＩは低くする必要がある。しかしなが
ら、ＢＨを増加すれば、ＡＩもＢＨと大体一定の比率で
増加するため、上述したとおり、高ＢＨ・低ＡＩの実現
は極めて難しかったのである。
時効強化の一種であり、とくにプレス成形などの加工後
の塗装焼付（170 ℃程度）の際に強化が進行するため、
BakeHardening と呼ばれている。一方、室温時効は、プ
レス加工前の製品板を室温に保持した際の固溶Ｃや固溶
Ｎによる時効劣化のことを言い、便宜上 100℃程度の歪
時効試験によって測定し、測定された値は一般にＡＩと
呼ばれている。材料の強度確保の点からはＢＨは高い方
が好ましく、他方室温時効による劣化は工業上の使用に
支障があるのでＡＩは低くする必要がある。しかしなが
ら、ＢＨを増加すれば、ＡＩもＢＨと大体一定の比率で
増加するため、上述したとおり、高ＢＨ・低ＡＩの実現
は極めて難しかったのである。
【０００６】この点、出願人会社は、浸炭処理を利用す
ることによって上記の問題を解決した技術、すなわち耐
室温時効性を劣化させることなしにＢＨ性を高める技術
を開発し、特開平５−287446号公報において開示した。
この技術は、結晶粒内に存在する固溶Ｃと結晶粒界に存
在する固溶Ｃとでは、時効現象に対する挙動が異なり、
結晶粒界に存在する固溶Ｃは室温時効のような低温時効
には関与せず、塗装焼付のような高温時効にのみ関与す
るという知見に基づくもので、再結晶焼鈍後に、浸炭処
理を施すことによって、結晶粒界における固溶Ｃの濃度
を高め、もって耐室温時効性に悪影響を及ぼすことなし
にＢＨ性の向上を図ろうとするものである。
ることによって上記の問題を解決した技術、すなわち耐
室温時効性を劣化させることなしにＢＨ性を高める技術
を開発し、特開平５−287446号公報において開示した。
この技術は、結晶粒内に存在する固溶Ｃと結晶粒界に存
在する固溶Ｃとでは、時効現象に対する挙動が異なり、
結晶粒界に存在する固溶Ｃは室温時効のような低温時効
には関与せず、塗装焼付のような高温時効にのみ関与す
るという知見に基づくもので、再結晶焼鈍後に、浸炭処
理を施すことによって、結晶粒界における固溶Ｃの濃度
を高め、もって耐室温時効性に悪影響を及ぼすことなし
にＢＨ性の向上を図ろうとするものである。
【０００７】しかしながら、上記の浸炭技術では、工程
的に期待できるＢＨ量は 60MPa程度にすぎず、また鋼板
製造後に浸炭処理という工程的にもエネルギー的にも不
利な特別の処理を別途に必要とするところに問題を残し
ていた。
的に期待できるＢＨ量は 60MPa程度にすぎず、また鋼板
製造後に浸炭処理という工程的にもエネルギー的にも不
利な特別の処理を別途に必要とするところに問題を残し
ていた。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記の問
題を有利に解決するもので、浸炭処理のような製造コス
ト増となる特別の処理等を必要とせずして、80 MPa以上
という高いＢＨ量を確保すると共に、ＡＩ量を 45MPa以
下（好適には 40MPa以下）に抑制することができる焼付
硬化性および耐室温時効性に優れた熱延鋼板を、その有
利な製造方法と共に提案することを目的とする。なお、
この発明で対象とする鋼種は、フェライト−パーライト
鋼である。というのは、例えばフェライト−ベイナイト
組織のような複合組織鋼では、そのＢＨ量が 100MPa 以
上の高い値を示す場合もあるが、これらの鋼種はＢＨ前
の強度が高いため、プレス成形性の点で問題を残すから
である。
題を有利に解決するもので、浸炭処理のような製造コス
ト増となる特別の処理等を必要とせずして、80 MPa以上
という高いＢＨ量を確保すると共に、ＡＩ量を 45MPa以
下（好適には 40MPa以下）に抑制することができる焼付
硬化性および耐室温時効性に優れた熱延鋼板を、その有
利な製造方法と共に提案することを目的とする。なお、
この発明で対象とする鋼種は、フェライト−パーライト
鋼である。というのは、例えばフェライト−ベイナイト
組織のような複合組織鋼では、そのＢＨ量が 100MPa 以
上の高い値を示す場合もあるが、これらの鋼種はＢＨ前
の強度が高いため、プレス成形性の点で問題を残すから
である。
【０００９】
【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上記
の目的を達成するには、結晶粒界を増加させるすなわち
結晶粒を微細化することが有効ではないかとの観点に立
って、鋭意研究を重ねたところ、熱延鋼板の平均結晶粒
径を８μm 以下にすることによって、ＢＨ性の改善に関
し、予想をはるかに超える望外の成果が得られたのであ
る。この発明は、上記の知見に立脚するものである。
の目的を達成するには、結晶粒界を増加させるすなわち
結晶粒を微細化することが有効ではないかとの観点に立
って、鋭意研究を重ねたところ、熱延鋼板の平均結晶粒
径を８μm 以下にすることによって、ＢＨ性の改善に関
し、予想をはるかに超える望外の成果が得られたのであ
る。この発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１０】すなわち、この発明の要旨構成は次のとお
りである。 １．成形加工用の熱延鋼板であって、少なくともＣ：0.
01〜0.12wt％およびＮ：0.0001〜0.01wt％を含有し、し
かも平均結晶粒径が８μm 以下であることを特徴とする
焼付硬化性および耐室温時効性に優れた熱延鋼板。
りである。 １．成形加工用の熱延鋼板であって、少なくともＣ：0.
01〜0.12wt％およびＮ：0.0001〜0.01wt％を含有し、し
かも平均結晶粒径が８μm 以下であることを特徴とする
焼付硬化性および耐室温時効性に優れた熱延鋼板。
【００１１】２．上記１において、鋼板の成分組成が、
Ｃ：0.01〜0.12wt％、Si：0.003 〜0.8 wt％、Mn：0.01
〜1.5 wt％、Ｐ：0.005 〜0.2 wt％、Al：0.001 〜0.2
wt％およびＮ：0.0001〜0.01wt％を含有し、残部は実質
的にFeの組成になるものである、焼付硬化性および耐室
温時効性に優れた熱延鋼板。
Ｃ：0.01〜0.12wt％、Si：0.003 〜0.8 wt％、Mn：0.01
〜1.5 wt％、Ｐ：0.005 〜0.2 wt％、Al：0.001 〜0.2
wt％およびＮ：0.0001〜0.01wt％を含有し、残部は実質
的にFeの組成になるものである、焼付硬化性および耐室
温時効性に優れた熱延鋼板。
【００１２】３．上記１において、鋼板の成分組成が、
Ｃ：0.01〜0.12wt％、Si：0.003 〜0.8 wt％、Mn：0.01
〜1.5 wt％、Ｐ：0.005 〜0.2 wt％、Al：0.001 〜0.2
wt％およびＮ：0.0001〜0.01wt％を含有し、かつTi：0.
001 〜0.01wt％およびNb：0.001 〜0.01wt％のうちから
選んだ少なくとも１種を含有し、残部は実質的にFeの組
成になるものである、焼付硬化性および耐室温時効性に
優れた熱延鋼板。
Ｃ：0.01〜0.12wt％、Si：0.003 〜0.8 wt％、Mn：0.01
〜1.5 wt％、Ｐ：0.005 〜0.2 wt％、Al：0.001 〜0.2
wt％およびＮ：0.0001〜0.01wt％を含有し、かつTi：0.
001 〜0.01wt％およびNb：0.001 〜0.01wt％のうちから
選んだ少なくとも１種を含有し、残部は実質的にFeの組
成になるものである、焼付硬化性および耐室温時効性に
優れた熱延鋼板。
【００１３】４．上記１，２または３において、熱延鋼
板の表面にめっき層をそなえることを特徴とする、焼付
硬化性および耐室温時効性に優れためっき鋼板。
板の表面にめっき層をそなえることを特徴とする、焼付
硬化性および耐室温時効性に優れためっき鋼板。
【００１４】５． Ｃ：0.01〜0.12wt％およびＮ：0.00
01〜0.01wt％を含有する鋼スラブを、 950〜1180℃に加
熱し、熱間粗圧延後、最終仕上温度：（Ａr3＋100 ℃）
〜（Ａr3＋10℃）、最終スタンド圧下率：10％以上の条
件下で熱間仕上げ圧延を終了し、その後 0.5秒以内に20
℃/s以上の速度で冷却し、700 〜350 ℃の温度範囲で巻
取ることを特徴とする焼付硬化性および耐室温時効性に
優れた熱延鋼板の製造方法。
01〜0.01wt％を含有する鋼スラブを、 950〜1180℃に加
熱し、熱間粗圧延後、最終仕上温度：（Ａr3＋100 ℃）
〜（Ａr3＋10℃）、最終スタンド圧下率：10％以上の条
件下で熱間仕上げ圧延を終了し、その後 0.5秒以内に20
℃/s以上の速度で冷却し、700 〜350 ℃の温度範囲で巻
取ることを特徴とする焼付硬化性および耐室温時効性に
優れた熱延鋼板の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】以下、この発明を解明するに至っ
た実験結果について説明する。図１に、Ｃ：0.04wt％、
Si：0.07wt％、Mn：0.9 wt％、Ｐ：0.04wt％、Al：0.04
0wt ％およびＮ：0.0040wt％を含有し、残部は実質的に
Feの組成になる鋼スラブを、製造条件を種々に変化させ
て、結晶粒径の異なる熱延鋼板とし、該鋼板のフェライ
ト粒の平均結晶粒径とＢＨ量およびＡＩ量との関係につ
いて調べた結果を示す。同図から明らかなように、平均
結晶粒径：８μm を境にして結晶粒径は急激に変化し、
平均粒径が８μm 以下になると、ＡＩ量は低く、かつＢ
Ｈ量の著しい増大が生じた。
た実験結果について説明する。図１に、Ｃ：0.04wt％、
Si：0.07wt％、Mn：0.9 wt％、Ｐ：0.04wt％、Al：0.04
0wt ％およびＮ：0.0040wt％を含有し、残部は実質的に
Feの組成になる鋼スラブを、製造条件を種々に変化させ
て、結晶粒径の異なる熱延鋼板とし、該鋼板のフェライ
ト粒の平均結晶粒径とＢＨ量およびＡＩ量との関係につ
いて調べた結果を示す。同図から明らかなように、平均
結晶粒径：８μm を境にして結晶粒径は急激に変化し、
平均粒径が８μm 以下になると、ＡＩ量は低く、かつＢ
Ｈ量の著しい増大が生じた。
【００１６】上記の理由は、まだ明確に解明されたわけ
ではないが、発明者らは次のように考えている。固溶Ｃ
および固溶Ｎは本来、粒界に集中する傾向を有するが、
通常、熱延鋼板の製造過程では変態・再結晶などによる
粒界の移動を生じるため、粒内にも多量の固溶Ｃ，Ｎの
残留が生じる。しかしなから、極めて微粒化した場合に
は、粒界の面積が増大するだけでなく、粒界に移動する
までに必要な拡散距離が減少するため、粒内に存在する
ＣおよびＮは効果的に粒界に移行し、その結果粒界に存
在するＣ，Ｎ量が顕著に増大したものと推測される。
ではないが、発明者らは次のように考えている。固溶Ｃ
および固溶Ｎは本来、粒界に集中する傾向を有するが、
通常、熱延鋼板の製造過程では変態・再結晶などによる
粒界の移動を生じるため、粒内にも多量の固溶Ｃ，Ｎの
残留が生じる。しかしなから、極めて微粒化した場合に
は、粒界の面積が増大するだけでなく、粒界に移動する
までに必要な拡散距離が減少するため、粒内に存在する
ＣおよびＮは効果的に粒界に移行し、その結果粒界に存
在するＣ，Ｎ量が顕著に増大したものと推測される。
【００１７】なお、一般の製造工程によって製造した熱
延鋼板、すなわち連続鋳造した鋳片をそのままあるいは
その後1000〜1300℃に再加熱してから粗圧延および仕上
げ圧延の２段階の熱間圧延によって製造された熱延鋼板
の平均結晶粒径は10μm 以上であり、常法に従う限り、
平均結晶粒径を８μm 以下にすることはできない。
延鋼板、すなわち連続鋳造した鋳片をそのままあるいは
その後1000〜1300℃に再加熱してから粗圧延および仕上
げ圧延の２段階の熱間圧延によって製造された熱延鋼板
の平均結晶粒径は10μm 以上であり、常法に従う限り、
平均結晶粒径を８μm 以下にすることはできない。
【００１８】以下、この発明を具体的に説明する。ま
ず、この発明で対象とする鋼種について述べると、この
発明は、次に述べるようにＣおよびＮ量さえ所定の範囲
を満足していれば、従来公知の成形加工用鋼いずれにも
適用することができる。 Ｃ：0.01〜0.12wt％ Ｃ量は、焼付硬化性を高くするために必要な元素であ
り、含有量が0.01wt％に満たないと必要とする固溶Ｃ量
が確保できないため所望の焼付硬化量を得ることができ
ず、一方0.12wt％を超えて多量に添加すると過剰なセメ
ンタイトが析出し、やはり焼付硬化量の低下を招くの
で、Ｃ量は0.01〜0.12wt％（好ましくは0.02wt％以上）
の範囲で含有させるものとした。
ず、この発明で対象とする鋼種について述べると、この
発明は、次に述べるようにＣおよびＮ量さえ所定の範囲
を満足していれば、従来公知の成形加工用鋼いずれにも
適用することができる。 Ｃ：0.01〜0.12wt％ Ｃ量は、焼付硬化性を高くするために必要な元素であ
り、含有量が0.01wt％に満たないと必要とする固溶Ｃ量
が確保できないため所望の焼付硬化量を得ることができ
ず、一方0.12wt％を超えて多量に添加すると過剰なセメ
ンタイトが析出し、やはり焼付硬化量の低下を招くの
で、Ｃ量は0.01〜0.12wt％（好ましくは0.02wt％以上）
の範囲で含有させるものとした。
【００１９】Ｎ：0.0001〜0.01wt％ Ｎは、少量であるほどプレス成形性には有利であるとし
て、従来は極力低減されてきたが、この発明では結晶粒
界に固溶Ｎとして存在させることによってＢＨ性の向上
に有効に活用する。そのためには、少なくとも0.0001wt
％の含有を必要とするが、0.01wt％を超えて多量に含有
するとやはりプレス成形性の低下を招くので、0.0001〜
0.01wt％好ましくは0.0020〜0.0070wt％の範囲に限定し
た。なお、より好ましくは、析出物として存在するＮ量
を全Ｎ量から差し引いたフリーＮ量が0.0020〜0.0070wt
％となる量のＮを含有させることが望ましい。というの
は、フリーＮ量が0.0020wt％に満たないと相対的にＢＨ
量が低下気味となり、一方0.0070wt％を超えるとプレス
成形性が低下し、金型設計に考慮する必要性が生じるか
らである。
て、従来は極力低減されてきたが、この発明では結晶粒
界に固溶Ｎとして存在させることによってＢＨ性の向上
に有効に活用する。そのためには、少なくとも0.0001wt
％の含有を必要とするが、0.01wt％を超えて多量に含有
するとやはりプレス成形性の低下を招くので、0.0001〜
0.01wt％好ましくは0.0020〜0.0070wt％の範囲に限定し
た。なお、より好ましくは、析出物として存在するＮ量
を全Ｎ量から差し引いたフリーＮ量が0.0020〜0.0070wt
％となる量のＮを含有させることが望ましい。というの
は、フリーＮ量が0.0020wt％に満たないと相対的にＢＨ
量が低下気味となり、一方0.0070wt％を超えるとプレス
成形性が低下し、金型設計に考慮する必要性が生じるか
らである。
【００２０】以上、必須成分であるＣとＮについて説明
したが、その他の代表成分については次のとおりであ
る。 Si：0.003 〜0.8 wt％ Siは、鋼を強化するために適量添加されるが、 0.003wt
％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.8wt％を
超えると伸びの低下を招き、自動車用鋼板として十分な
成形性を確保できないので、 0.003〜0.8 wt％程度が好
適である。
したが、その他の代表成分については次のとおりであ
る。 Si：0.003 〜0.8 wt％ Siは、鋼を強化するために適量添加されるが、 0.003wt
％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.8wt％を
超えると伸びの低下を招き、自動車用鋼板として十分な
成形性を確保できないので、 0.003〜0.8 wt％程度が好
適である。
【００２１】Mn：0.01〜1.5 wt％ Mnは、熱間脆化の防止ならびに鋼の強化のために添加さ
れるが、0.01wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方
1.5wt％を超えると成形性の低下を招くので、0.01〜1.
5 wt％程度が好適である。
れるが、0.01wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方
1.5wt％を超えると成形性の低下を招くので、0.01〜1.
5 wt％程度が好適である。
【００２２】Ｐ：0.005 〜0.2 wt％ Ｐは、鋼を強化させるため適量添加されるが、 0.005wt
％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.2wt％を
超えると粒界に偏析して粒界割れを引き起こす原因とな
るので、 0.005％〜0.2 wt％程度が好適である。
％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.2wt％を
超えると粒界に偏析して粒界割れを引き起こす原因とな
るので、 0.005％〜0.2 wt％程度が好適である。
【００２３】Al：0.001 〜0.2 wt％ Alは、鋼板の製造上脱酸元素として有効に寄与するが、
含有量が 0.001wt％に満たないとその添加効果に乏し
く、一方 0.2wt％を超えて多量に添加してもそれ以上の
効果は望めず、むしろ表面性状を劣化させるので、Alの
含有量は 0.001〜0.2 wt％程度が好適である。適当量の
固溶Ｎ量（全Ｎ量−析出Ｎ量）の確保を考慮すると、よ
り好ましい範囲は0.01〜0.05wt％である。
含有量が 0.001wt％に満たないとその添加効果に乏し
く、一方 0.2wt％を超えて多量に添加してもそれ以上の
効果は望めず、むしろ表面性状を劣化させるので、Alの
含有量は 0.001〜0.2 wt％程度が好適である。適当量の
固溶Ｎ量（全Ｎ量−析出Ｎ量）の確保を考慮すると、よ
り好ましい範囲は0.01〜0.05wt％である。
【００２４】 Ti：0.001 〜0.01wt％、Nb：0.001 〜0.01wt％ TiおよびNbはいずれも、Ｃ，Ｎ，Ｓと炭化・窒化・硫化
物を形成して強度および靱性の向上に有効に寄与する
が、それぞれ添加量が 0.001wt％未満では効果が十分で
なく、一方0.01wt％より多くなると焼付硬化に必要な固
溶Ｃ, Ｎ量を確保できなくなる。従って、これらの元素
は、熱延板で固溶ＣおよびＮ量が適度に残留する 0.001
〜0.01wt％（好ましくは 0.001〜0.005 wt％）の範囲で
添加することが望ましい。
物を形成して強度および靱性の向上に有効に寄与する
が、それぞれ添加量が 0.001wt％未満では効果が十分で
なく、一方0.01wt％より多くなると焼付硬化に必要な固
溶Ｃ, Ｎ量を確保できなくなる。従って、これらの元素
は、熱延板で固溶ＣおよびＮ量が適度に残留する 0.001
〜0.01wt％（好ましくは 0.001〜0.005 wt％）の範囲で
添加することが望ましい。
【００２５】次に、この発明に従う製造条件について説
明する。上述した好適成分組成に溶製した鋼は、連続鋳
造法または造塊−分塊法によりスラブとし、ついで加熱
後、熱間圧延に供する。この時、スラブ加熱温度は、 9
50〜1180℃とする必要がある。というのは、加熱温度が
1180℃を超えると、以後の工程を最適化しても最終熱延
鋼板で平均結晶粒径を８μm 以下にすることができない
からである。この原因は、熱延開始時における粒径が大
きいこと、および析出物の形態が異なることが考えられ
る。一方、加熱温度が 950℃に未満では、熱延ライン全
体の負荷が大きくなって工業上極めて不利になる。より
好ましいスラブ加熱温度は、 950〜1100℃である。な
お、スラブ加熱は、冷片からの再加熱、温片からの再加
熱、熱片の保持または直送圧延利用いずれであってもか
まわない。
明する。上述した好適成分組成に溶製した鋼は、連続鋳
造法または造塊−分塊法によりスラブとし、ついで加熱
後、熱間圧延に供する。この時、スラブ加熱温度は、 9
50〜1180℃とする必要がある。というのは、加熱温度が
1180℃を超えると、以後の工程を最適化しても最終熱延
鋼板で平均結晶粒径を８μm 以下にすることができない
からである。この原因は、熱延開始時における粒径が大
きいこと、および析出物の形態が異なることが考えられ
る。一方、加熱温度が 950℃に未満では、熱延ライン全
体の負荷が大きくなって工業上極めて不利になる。より
好ましいスラブ加熱温度は、 950〜1100℃である。な
お、スラブ加熱は、冷片からの再加熱、温片からの再加
熱、熱片の保持または直送圧延利用いずれであってもか
まわない。
【００２６】熱間圧延は、粗圧延によって適当な厚さに
調整した後、最終仕上温度：（Ａr3＋100 ℃）〜（Ａr3
＋10℃）、最終スタンド圧下率：10％以上の条件下で熱
間仕上げ圧延を終了することが肝要である。というの
は、最終仕上温度が（Ａr3＋100 ℃）を超えると熱延後
に急冷を施しても、粒成長を十分に抑制することが難し
く、一方（Ａr3＋10℃）を下回ると板厚方向にわたる歪
の不均一が大きく、結果的に平均結晶粒径：８μm 以下
を達成できないからである。より好ましい最終仕上温度
は、（Ａr3＋70℃）〜（Ａr3＋10℃）である。また、最
終スタンドの圧下率が10％を下回ると、十分な細粒化が
得られず、熱延後に急冷処理を施しても、結晶粒の微細
化が達成されないので、最終スタンドの圧下率は10％以
上（好ましくは15％以上）に限定した。
調整した後、最終仕上温度：（Ａr3＋100 ℃）〜（Ａr3
＋10℃）、最終スタンド圧下率：10％以上の条件下で熱
間仕上げ圧延を終了することが肝要である。というの
は、最終仕上温度が（Ａr3＋100 ℃）を超えると熱延後
に急冷を施しても、粒成長を十分に抑制することが難し
く、一方（Ａr3＋10℃）を下回ると板厚方向にわたる歪
の不均一が大きく、結果的に平均結晶粒径：８μm 以下
を達成できないからである。より好ましい最終仕上温度
は、（Ａr3＋70℃）〜（Ａr3＋10℃）である。また、最
終スタンドの圧下率が10％を下回ると、十分な細粒化が
得られず、熱延後に急冷処理を施しても、結晶粒の微細
化が達成されないので、最終スタンドの圧下率は10％以
上（好ましくは15％以上）に限定した。
【００２７】上記の仕上圧延終了後、この発明では、0.
5 秒以内に20℃/s以上の冷却速度で冷却するいわゆる直
近急冷処理を施すことが重要である。というのは、急冷
開始までの時間が 0.5秒を超えたり、冷却速度が20℃/s
に満たないと、平均結晶粒径を８μm 以下にすることが
できないからである。
5 秒以内に20℃/s以上の冷却速度で冷却するいわゆる直
近急冷処理を施すことが重要である。というのは、急冷
開始までの時間が 0.5秒を超えたり、冷却速度が20℃/s
に満たないと、平均結晶粒径を８μm 以下にすることが
できないからである。
【００２８】図２に、仕上圧延終了後、急冷を開始する
までの時間とＢＨ量およびＡＩ量との関係について調べ
た結果を示す。同図より明らかなように、急冷開始まで
の時間を 0.5秒以内にすることによってＡＩの劣化を招
くことなしにＢＨ量の格段の向上を図ることができる。
までの時間とＢＨ量およびＡＩ量との関係について調べ
た結果を示す。同図より明らかなように、急冷開始まで
の時間を 0.5秒以内にすることによってＡＩの劣化を招
くことなしにＢＨ量の格段の向上を図ることができる。
【００２９】また図３には、巻取りまでの平均冷却速度
とＢＨ量およびＡＩ量との関係について調べた結果を示
す。同図から明らかなように、平均冷却速度を20℃/s以
上とすることによってＢＨ量が著しく向上している。
とＢＨ量およびＡＩ量との関係について調べた結果を示
す。同図から明らかなように、平均冷却速度を20℃/s以
上とすることによってＢＨ量が著しく向上している。
【００３０】ついで、 700〜350 ℃の温度範囲で巻取
る。巻取り温度を上記の範囲に限定した理由は、 700℃
を超えると固溶Ｃ，Ｎ量の減少を招き、一方 350℃を下
回ると形状が安定せず、工程生産上コスト高となるから
である。その後、 0.5〜３％程度の調質圧延を施すこと
は、室温時効によるＢＨの低下を抑制する効果が大きい
ので、ＢＨを高める点で有利である。
る。巻取り温度を上記の範囲に限定した理由は、 700℃
を超えると固溶Ｃ，Ｎ量の減少を招き、一方 350℃を下
回ると形状が安定せず、工程生産上コスト高となるから
である。その後、 0.5〜３％程度の調質圧延を施すこと
は、室温時効によるＢＨの低下を抑制する効果が大きい
ので、ＢＨを高める点で有利である。
【００３１】以上述べたとおり、低温スラブ加熱、最終
スタンド高圧下圧延および直近急冷という三位一体の効
果によって、最終熱延鋼板の平均結晶粒径を８μm 以下
に微細化することができ、ひいては 80MPa以上という高
ＢＨ性および 45MPa以下という優れた低ＡＩ性が併せて
得られるのである。
スタンド高圧下圧延および直近急冷という三位一体の効
果によって、最終熱延鋼板の平均結晶粒径を８μm 以下
に微細化することができ、ひいては 80MPa以上という高
ＢＨ性および 45MPa以下という優れた低ＡＩ性が併せて
得られるのである。
【００３２】また、かくして得られた熱延鋼板は、めっ
き原板としても有用で、表面に各種のめっきを施してめ
っき鋼板としても有効に活用することができる。めっき
の種類については特に限定されることはなく、電気亜鉛
めっきをはじめとして、溶融亜鉛めっき、電気すずめっ
き、電気クロムめっきおよび電気ニッケルめっき等いず
れもが適合する。めっき条件は、通常の冷延鋼板および
熱延鋼板に適用されている条件で良い。なお、めっき厚
は、めっき法によって異なるが、通常の範囲で良い。
き原板としても有用で、表面に各種のめっきを施してめ
っき鋼板としても有効に活用することができる。めっき
の種類については特に限定されることはなく、電気亜鉛
めっきをはじめとして、溶融亜鉛めっき、電気すずめっ
き、電気クロムめっきおよび電気ニッケルめっき等いず
れもが適合する。めっき条件は、通常の冷延鋼板および
熱延鋼板に適用されている条件で良い。なお、めっき厚
は、めっき法によって異なるが、通常の範囲で良い。
【００３３】
実施例１ Ｃ：0.04wt％、Si：0.07wt％、Mn：0.9 wt％、Ｐ：0.04
wt％、Al：0.040wt ％およびＮ：0.0040wt％を含有し、
残部は実質的にFeの組成になる鋼スラブ（Ａr3＝872
℃）を、1050℃または1230℃に加熱したのち、40mmまで
粗圧延し、ついで表１に示すように、最終仕上温度、最
終スタンド圧下率、急冷開始までの時間、平均冷却速度
および巻取り温度を種々に変化させて熱間仕上圧延を施
して板厚：2.0 mmの熱延鋼板とした。その後１％のスキ
ンパスを施して製品とした。得られた製品板の平均結晶
粒径、機械的性質ならびにＢＨ量およびＡＩ量を測定し
た結果を表２に示す。なお、ＢＨ量は、２％の歪付与
後、 170℃で20分間加熱したのち、再引張りを行い、時
効前の最高荷重と時効後の上降伏点の荷重との差より求
めた。また、ＡＩ量は、7.5 ％の歪付与後、100 ℃で30
分間加熱したのち、再引張りを行い、時効前の最高荷重
と時効後の下降伏点の荷重との差より求めた。
wt％、Al：0.040wt ％およびＮ：0.0040wt％を含有し、
残部は実質的にFeの組成になる鋼スラブ（Ａr3＝872
℃）を、1050℃または1230℃に加熱したのち、40mmまで
粗圧延し、ついで表１に示すように、最終仕上温度、最
終スタンド圧下率、急冷開始までの時間、平均冷却速度
および巻取り温度を種々に変化させて熱間仕上圧延を施
して板厚：2.0 mmの熱延鋼板とした。その後１％のスキ
ンパスを施して製品とした。得られた製品板の平均結晶
粒径、機械的性質ならびにＢＨ量およびＡＩ量を測定し
た結果を表２に示す。なお、ＢＨ量は、２％の歪付与
後、 170℃で20分間加熱したのち、再引張りを行い、時
効前の最高荷重と時効後の上降伏点の荷重との差より求
めた。また、ＡＩ量は、7.5 ％の歪付与後、100 ℃で30
分間加熱したのち、再引張りを行い、時効前の最高荷重
と時効後の下降伏点の荷重との差より求めた。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】表２から明らかなように、この発明に従い
得られた熱延鋼板はいずれも、平均結晶粒径が８μm 以
下であって、ＢＨ≧84 MPa、ＡＩ≦36 MPaという優れた
焼付硬化性および耐室温時効性が得られている。
得られた熱延鋼板はいずれも、平均結晶粒径が８μm 以
下であって、ＢＨ≧84 MPa、ＡＩ≦36 MPaという優れた
焼付硬化性および耐室温時効性が得られている。
【００３７】実施例２ 表３に示す成分組成になる鋼スラブを、1050℃に加熱し
たのち、40mmまで粗圧延し、ついで最終仕上温度：900
℃、最終スタンド圧下率：10％、急冷開始までの時間：
0.31秒、平均冷却速度：33℃/sおよび巻取り温度：590
℃の条件下で熱間仕上圧延を施して板厚：2.0 mmの熱延
鋼板とした。その後１％のスキンパスを施して製品とし
た。得られた製品板の平均結晶粒径、機械的性質ならび
にＢＨ量およびＡＩ量を測定した結果を表４に示す。な
お、鋼記号ｂについては、その後に次の条件で電気亜鉛
めっき（めっき目付量：20 g/m2 ）を施しためっき鋼板
についても同様の調査を行い、得られた結果を表４に併
記した。めっき条件は、 ZnCl2：1.5 mol, KCl：4.5 mo
l の液を50℃で用い、電流条件は 75 A/dm2 とした。
たのち、40mmまで粗圧延し、ついで最終仕上温度：900
℃、最終スタンド圧下率：10％、急冷開始までの時間：
0.31秒、平均冷却速度：33℃/sおよび巻取り温度：590
℃の条件下で熱間仕上圧延を施して板厚：2.0 mmの熱延
鋼板とした。その後１％のスキンパスを施して製品とし
た。得られた製品板の平均結晶粒径、機械的性質ならび
にＢＨ量およびＡＩ量を測定した結果を表４に示す。な
お、鋼記号ｂについては、その後に次の条件で電気亜鉛
めっき（めっき目付量：20 g/m2 ）を施しためっき鋼板
についても同様の調査を行い、得られた結果を表４に併
記した。めっき条件は、 ZnCl2：1.5 mol, KCl：4.5 mo
l の液を50℃で用い、電流条件は 75 A/dm2 とした。
【００３８】
【表３】
【００３９】
【表４】
【００４０】表４に示したとおり、この発明に従い得ら
れた熱延鋼板およびめっき鋼板はいずれも、平均結晶粒
径が８μm 以下であって、ＢＨ≧81 MPa、ＡＩ≦35 MPa
という優れた焼付硬化性および耐室温時効性を得ること
ができた。
れた熱延鋼板およびめっき鋼板はいずれも、平均結晶粒
径が８μm 以下であって、ＢＨ≧81 MPa、ＡＩ≦35 MPa
という優れた焼付硬化性および耐室温時効性を得ること
ができた。
【００４１】
【発明の効果】かくして、この発明によれば、浸炭処理
のような特別の処理等を施さずとも、80 MPa以上という
高い焼付硬化性と 45MPa以下（好適には 40MPa以下）と
いう低い室温時効性を兼ね備えた熱延鋼板およびめっき
鋼板を得ることができる。
のような特別の処理等を施さずとも、80 MPa以上という
高い焼付硬化性と 45MPa以下（好適には 40MPa以下）と
いう低い室温時効性を兼ね備えた熱延鋼板およびめっき
鋼板を得ることができる。
【図１】熱延鋼板の平均結晶粒径とＢＨ量およびＡＩ量
との関係を示したグラフである。
との関係を示したグラフである。
【図２】仕上圧延終了後、急冷を開始するまでの時間と
ＢＨ量およびＡＩ量との関係を示したグラフである。
ＢＨ量およびＡＩ量との関係を示したグラフである。
【図３】巻取りまでの平均冷却速度とＢＨ量およびＡＩ
量との関係を示したグラフである。
量との関係を示したグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 清水 哲雄 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 瀬戸 一洋 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 安原 英子 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内
Claims (5)
- 【請求項１】 成形加工用の熱延鋼板であって、少なく
ともＣ：0.01〜0.12wt％およびＮ：0.0001〜0.01wt％を
含有し、しかも平均結晶粒径が８μm 以下であることを
特徴とする焼付硬化性および耐室温時効性に優れた熱延
鋼板。 - 【請求項２】 請求項１において、鋼板の成分組成が、 Ｃ：0.01〜0.12wt％、 Si：0.003 〜0.8 wt％、 Mn：0.01〜1.5 wt％、 Ｐ：0.005 〜0.2 wt％、 Al：0.001 〜0.2 wt％および Ｎ：0.0001〜0.01wt％ を含有し、残部は実質的にFeの組成になるものである、
焼付硬化性および耐室温時効性に優れた熱延鋼板。 - 【請求項３】 請求項１において、鋼板の成分組成が、 Ｃ：0.01〜0.12wt％、 Si：0.003 〜0.8 wt％、 Mn：0.01〜1.5 wt％、 Ｐ：0.005 〜0.2 wt％、 Al：0.001 〜0.2 wt％および Ｎ：0.0001〜0.01wt％ を含有し、かつTi：0.001 〜0.01wt％およびNb：0.001
〜0.01wt％のうちから選んだ少なくとも１種を含有し、
残部は実質的にFeの組成になるものである、焼付硬化性
および耐室温時効性に優れた熱延鋼板。 - 【請求項４】 請求項１，２または３において、熱延鋼
板の表面にめっき層をそなえることを特徴とする、焼付
硬化性および耐室温時効性に優れためっき鋼板。 - 【請求項５】Ｃ：0.01〜0.12wt％およびＮ：0.0001〜0.
01wt％を含有する鋼スラブを、 950〜1180℃に加熱し、
熱間粗圧延後、最終仕上温度：（Ａr3＋100 ℃）〜（Ａ
r3＋10℃）、最終スタンド圧下率：10％以上の条件下で
熱間仕上げ圧延を終了し、その後 0.5秒以内に20℃/s以
上の速度で冷却し、700〜350 ℃の温度範囲で巻取るこ
とを特徴とする焼付硬化性および耐室温時効性に優れた
熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27869797A JP3900619B2 (ja) | 1996-10-31 | 1997-10-13 | 焼付硬化性および耐室温時効性に優れた熱延鋼板およびめっき鋼板ならびに熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8-290102 | 1996-10-31 | ||
| JP29010296 | 1996-10-31 | ||
| JP27869797A JP3900619B2 (ja) | 1996-10-31 | 1997-10-13 | 焼付硬化性および耐室温時効性に優れた熱延鋼板およびめっき鋼板ならびに熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10183301A true JPH10183301A (ja) | 1998-07-14 |
| JP3900619B2 JP3900619B2 (ja) | 2007-04-04 |
Family
ID=26552995
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27869797A Expired - Fee Related JP3900619B2 (ja) | 1996-10-31 | 1997-10-13 | 焼付硬化性および耐室温時効性に優れた熱延鋼板およびめっき鋼板ならびに熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3900619B2 (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1028167A2 (en) * | 1999-02-09 | 2000-08-16 | Kawasaki Steel Corporation | High tensile strength hot-rolled steel sheet and method of producing the same |
| WO2001023632A1 (fr) * | 1999-09-28 | 2001-04-05 | Nkk Corporation | Tole d'acier laminee a chaud et possedant une resistance elevee a la traction, et procede de production associe |
| WO2001062997A1 (fr) * | 2000-02-23 | 2001-08-30 | Kawasaki Steel Corporation | Feuille d'acier resistant a une traction elevee, laminee a chaud et dotee d'excellentes proprietes de resistance au durcissement, au vieillissement et a la deformation et procede de fabrication associe |
| WO2001083839A1 (fr) * | 2000-04-27 | 2001-11-08 | Kawasaki Steel Corporation | Tole d'acier laminee a froid a haute resistance presentant d'excellentes proprietes en matiere de ductilite et de vieillissement naturel sous contrainte |
| WO2006026982A1 (de) * | 2004-09-09 | 2006-03-16 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Beruhigter, unlegierter oder mikrolegierter walzstahl mit bake-hardening effekt und verfahren zu seiner herstellung |
| US7381478B2 (en) | 2003-09-24 | 2008-06-03 | Nippon Steel Corporation | Hot rolled steel sheet for processing and method for manufacturing the same |
| US7662243B2 (en) | 2003-09-05 | 2010-02-16 | Nippon Steel Corporation | Hot rolled steel sheet |
| JP2011202240A (ja) * | 2010-03-26 | 2011-10-13 | Kobe Steel Ltd | Ｐｐキャップ用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
| US8128763B2 (en) | 2005-09-23 | 2012-03-06 | Posco | Bake-hardenable cold rolled steel sheet with superior strength, galvannealed steel sheet using the cold rolled steel sheet and method for manufacturing the cold rolled steel sheet |
| EP2821516A2 (en) | 2005-01-18 | 2015-01-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Bake-hardening hot-rolled steel sheet with excellent workability and method for manufacturing the same |
-
1997
- 1997-10-13 JP JP27869797A patent/JP3900619B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| EP1028167A3 (en) * | 1999-02-09 | 2002-04-17 | Kawasaki Steel Corporation | High tensile strength hot-rolled steel sheet and method of producing the same |
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| US7252724B2 (en) | 2000-02-23 | 2007-08-07 | Jfe Steel Corporation | High tensile hot-rolled steel sheet having excellent strain aging hardening properties and method for producing the same |
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|---|---|
| JP3900619B2 (ja) | 2007-04-04 |
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