JPS61272347A - 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 - 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） 本発明は焼付は硬化性に優れた熱延鋼板に係り。

さらに詳しくは、熱延ままで普通鋼盤の低い強度であっ
て加工性に富み、プレス加工後の塗装焼付処理を行なっ
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って強度の高い鋼材が要請
されるようになってきた。

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、フェ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な利用するものであ
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／ｍｙｔ？
以上の大巾な上昇が必要となる。

従来のリムド鋼やキャップド鋼のような、フェライト中
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、は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Ａ７を多量に添加して、脱酸を図ったＡ７ギルド
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ＡＡｉＡｌキルド鋼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ＡＩＮとして固定する傾向があるため、十分
なりＨ性が得られず、また微細に析出したＡＩＮ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号公報にみもれるが如く、Ａｌキル
ド鋼をベースにして、ＴＬ　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ＯＮ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、焼付は硬化に必要な固溶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、鋼種によっ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った。

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、高い焼付は硬
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％、５ｉｆｔ、０５％、Ｍｎ　；
　０．１０〜０．７０％、Ｓ　、＜　０．０２０％、ｓ
ｏｂ　ｋｌ　ｌ　Ｏ，００８％、Ｎ　；　０，００１５
〜０．００３０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物を含
有したプレス成形性および焼付は硬化性の優れた熱延鋼
板にある。

本発明は、特殊な合金を必要とせず１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ッチャーストレイ
ンの発生を懸念し、その利用を回避するのが常であった
。しかじ熱延鋼板は、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、その用途はストレッチャーストレインの
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った取組み
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（、Ｃ，Ｎ
、５ｏｌＡｌｌ　ｉ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
有効な鋼であることを見出し、本発明を完成させた。

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。従って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
りＨ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、十分なりＨ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、ｓｏｌ　Ａｌｌ　＋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℃で巻取った後、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１７
０℃×２０分の時効を行なっ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（ａｌはｓ　ａｌｌ　ＡＡ’　１０．００８　％
　Ｏ末完”Ａ　ｆＲテ、自由酸素量を９０　ｐｐｍ以下
に調整した場合であり、（ｂ）は５ｏＡＡＡ’が０．０
１〜０．１０％の通常のＡＡキルド鋼の場合である。第
１図から本発明鋼は、ＢＨ″＼７　ｋｇ　／　ｍｍ２と
リムド鋼と同等の極めて高いＢ　Ｈ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Ａ７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
・す、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Ｏ ＡＡ’はＡ７Ｎ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５ｏｌＡ１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ＡＩＮ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。従って、ＢＨ性
と穴拡げ性の両面から、ｓｏ／ＡＪ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りＨ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Ｓ＋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−、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ス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、溶鋼内に適度の環流を生成させ、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２５０　ｐｐｍ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５
５０〜６５０℃の範囲が好適である。

即ち、５５０℃以下では材質が硬質化するためであり、
また６　５０　℃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。

またコイルに巻取った後、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Ｃ１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、そのために若干の調質圧延を施し、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，Ｈ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） １００を転炉で第１表の如き成分をもった鋼を溶製し、
所定の連続鋳造を経て、２５０ＴｎＴ！Ｌ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．Ｏ
ｔｎｔｘ厚まで連続熱延し、Ａｒ３変態点以上の９００
℃で仕上げ、６００℃で巻取った。゛次いで酸洗し、１
．０％の調質圧延を施した後、材質試験を行なった。

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攪拌による溶鋼の流
動を行なったものである。

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
による溶鋼の攪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った。

更に、従来鋼ＪのＡｊキルド鋼は、打抜き穴拡げ性、Ｂ
Ｈ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は鋼塊法で造ったリムド鋼であるが、Ｂ
Ｈ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。

（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Ｍ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
の成キルド鋼と比較して示した図表である。 第１図 第２図 Ｃ含有！（％）

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. Ｃ；０．００６〜０．０２５％、Ｓｉ≦０．０５％、Ｍ
   ｎ；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。