JPS6396248A - 焼付け硬化性熱延鋼板 - 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） 本発明は焼き付は硬化性のすぐれた熱延鋼板に係り、さ
らに詳しくは、熱延ままでプレス加工性に富み、プレス
加工後の塗装焼付処理をおこなった後では、降伏点が上
昇して疲労強度が著しく向上するプレス加工用熱延鋼板
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１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７　Ｋｇ／ｍ１１
′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ＡＩを多量に添加して、脱酸を図ったＡｌ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Ａｌギルド鋼は、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Ａｌｌ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号公報にみちれるが如く、Ａｌギル
ド鋼をベースにして、Ｔｉ、Ｃｒなとの元素を添加する
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） 本出願人は既に特願昭６０−１１３１５４により、Ｃ：
　０．００８〜０．０２５％、　Ｓ　ｉ　＜０．００！
Ｊ、　Ｍｎ　：　０．１０〜０．７０％　、　　Ｓ　＜
０．０２０１　ｓｏｌ、ＡＩ＜０．００８％、　　Ｎ　
：０．００１５〜０．００３０％　、残部Ｆｅおよび不
可避的不純を含有した鋼板を提案した。これは、固溶Ｃ
と固溶Ｎを有意に適量残すべく、　Ｃ、Ｎ　、　ｓｏｌ
、ＡＩ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性を有するプレス加工用熱延鋼板で
ある。

しかし、この発明による鋼板は強度元素であるＭｎ＄の
上限はプレス加工性を劣化させるのでおさえであるので
、引張強さ２８Ｋｇ／＋ｕ＋’級のもので、より強度の
高い鋼板の要求にはこたえられない。

本発明は引張強さ２８Ｋｇ／ｍｗ″超級のＢＨ性の高い
プレス加工用熱延鋼板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） 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、高強度で疲労性能の優れた。良
好なプレス成形性と同時に高い焼付は硬化性を有するプ
レス加工用熱延鋼板を経済的に提供するものである。

ソノ要旨は、Ｃ：　０．０１０〜０．０２５Ｘ、　Ｓ　
ｌ　＜０．０５％　、　Ｍｎ　：　０．１０〜０．７０
＄　、　Ｓ≦０．０２０％、　ｓｏｌ．Ａｌ≦０．００
８％、　　Ｎ　　：　　０．００１５〜０．００：１０
４ｋ　　、　　Ｎｂ　　：Ｏ，Ｏｌ　　〜０．０５％　
、残部Ｆｅおよび不可避的不純物を含有した、通常の熱
延条件で圧延し、３００〜７００℃の巻き取り温度範囲
で製造するものである。これは、Ｎｂを添加することに
よって熱延後冷却中の変態時にＮ　ｂ　（ＣＮ）を析出
せしめることによって強度を高め、更に巻取冷却後の固
溶Ｃと固溶Ｎを存意に適量残すべく、Ｃ，Ｎ、　ｓｏｌ
、Ａｌ量を添加し、熱延後の巻き取り温度を制御するこ
とによりプレス加工性と強度を調整したものである。

以下本発明について詳細に説明する。鋼の強度を延性を
劣化させることなく高める方法として良く知られている
ように、１）マルテンサイト、ベイナイト変態組織によ
って強化する方法、２）Ｎｂ。

Ｖ、Ｔｉ炭窒化物による析出強化がある。ここでは、母
材の強度が高い上に更にＢＨ性を確保する方法が必要で
ある。上記１）のマルテンサイト、ベイナイト変態組織
によって強化する方法は、特公昭５７−４２１２５号が
これにあたるが、航速のようにいくつかの難点がある。

またＴｉ添加による方法は、前述のように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
性は著しく小さい、■添加による方法は強度をたかめる
ために大量の■を加えなくてはならず経済的でないので
ホットストリップミルではあまり利用されていない。

そこでＮｂに注目して種々の実験をおこない検討を加え
た結果、Ｎｂは析出強化によって強度を高めると同時に
固溶Ｃ２固溶Ｎを確保しＢＨ性を高めることができる事
がわかった。即ち、Ｎｂは熱間圧延後の変態に際して、
γ／α変態界面に沿って点列状あるいは変態後のαマト
リックス中にＮ　ｂ（Ｃ：Ｎ）として析出し、著しい強
化をもたらす。

この強度上昇に有効にさくＮｂ添加量はγ中への固溶の
点から０．０５＄が上限である。Ｎｂの添加量が少なす
ぎると、溶鋼中の酸素と結びついて強度に有効なＮｂが
なくなるので下限を０．０１％とした。そこでこの強度
上昇に有効にさくＮｂ添加量の上限０．０５＄を添加す
ると、化学量論的にＣと結びつく量は Ｎｂ添加量０．０５＄　Ｘ　Ｃ（７）原子量１２．０／
　Ｎ　ｂ　（７）原子４ｉ９２．９＝　０．００８％で
ある。このＮｂによるＣの固定量以上であれば固溶Ｃを
確保できる。しかしＣ＜０．０１０％の範囲ではＣの絶
対量が少なく良好なりＨ性を示さないので、Ｃは０．０
１０％以上必要である。またＣが０．０２５Ｘ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性ノ両面カラ考エテ、
Ｃ量ヲ０．０１０〜０．０２５％（７）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、ｓｏｌ、ＡＩ　、
　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、６００℃で巻き取った後、１
．Ｏｚ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、２ｚ引っ張り歪時の応
力と、それを１７０℃−２０分の時効を行った後の降伏
応力の差をいう。

ココテ＊　ｔｆ　ｓａｌ、ＡＩ＜　０．００８＄１７）
低ＡＩ鋼であり、０はｓａｌ、ＡＩが０．０１〜０．１
０％　（７）Ｍ常ノＡｌキルド鋼ノ場合である。第１図
から本発明鋼は、ＢＨ＞　７　Ｋｇ／■がと極めて高い
ＢＨ性を示すことが分かる。

このように本発明鋼が、高いＢＨ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。

ＡＩはＡＩＭ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ギルド鋼のようにｓｏｌ、ＡＩが高
い成分では固溶Ｎが有効に利用できない、従って、ＢＨ
性の点からＡ１はｏ、ｏｏｓｘ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Ｓｉは多すぎると、酸化物系介在物が増加し、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離去で
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０．１θ〜０．７０＄とじた。

Ｎｂは強度元素として添加するもので、熱間圧延後の変
態に際して、γ／α変態界面に沿って点列状あるいは変
態後のαマトリックス中にＮ　ｂ（ＣＮ）として微細に
析出し著しい強化をもたらす、前記の如＜Ｎｂを０．０
５％添加して化学量論的にＣと結びつく量は、０．０５
＄　Ｘ１２．０／９２．９　＝０．００８＄でそれ以上
添加してあれば、固溶Ｃは確保されＢＨ性が高くなる。

Ｎｂの添加量が少なすぎると溶鋼中の酸素と結びついて
強度に有効なＮｂがなくなるので下限を０．０１％とし
た。また多すぎると強度上昇に有効でなくなるため０．
０５％以下とした。

以上の如き調整された本発明の鋼は、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。

巻取温度は目的とする強度によって３００〜７００℃の
工業的な温度範囲の任意の値をとることができる。

またコイルに巻取った後、形状矯正を目的とする調質圧
延は２．０ｚ以下の範囲にすることが重要である。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、本発明の
鋼板は固溶Ｃ１固溶Ｎを十分確保しである。そのために
調質圧延率が２．Ｏｚ以上になると過剰の転位が導入さ
れ、プレス成形まで長期間放置されるような場合には、
固溶Ｃ１固溶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） １００を転炉で第１表の如き成分をもった鋼を溶製し、
連続鋳造を経て、２５０ｓ＋ｓ厚のスラブとした。この
ようにして得られた健全なスラブを、１２５０℃に加熱
後、２．０■まで熱間圧延し、Ａｒ３変態点以上の９０
０℃で仕上げ、４００〜６００℃で巻取った０次いで酸
洗し、１．Ｏｚの調質圧延を施した後、材質試験を行っ
た。第２表にその結果をしめす。

第１表のＡ、Ｂ、Ｃは本発明鋼であり、材質試験結果を
第２表のＡｔ、Ａ２．Ａ３．Ｂｌ、１０１に示す、これ
によると引張強度は３５Ｋｇ／■Ｖ以上あり、ＢＨ性は
降伏点は７　Ｋｇ’ｓ♂以上で、疲労限は２　Ｋｇ／ｍ
♂で、しかも自然時効はなく伸びも大きい非常に優れた
鋼であることがわかる。

それに対し比較鋼では、ｓｏｌ、Ａｌ２が高めに外れた
Ｄ鋼はＢＨ性小さいこと、Ｃ％範囲が上、下限外れたＥ
鋼、Ｅ鋼およびＮ％範囲が低めに外れたＧ鋼もＢＨ性小
さい、またＮ％範囲が高めに外れたＨ鋼は、自然時効に
よる伸びの劣化が著しく、Ｎｂ添加のないＩ鋼は強度が
低い、更に、従来鋼Ｊ鋼、Ｋ鋼はＢＨ性が十分な値では
ない。

（発明の効果） 本発明によると、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ＢＨ性と強度の優れた熱延鋼板を製
造できる。

【図面の簡単な説明】

第１図はＮを０．００１５〜０．００３０％含有したｍ
を８間圧延し、８００℃で巻き取った後、１．Ｈの調質
圧延を施した熱延鋼板のＢＨ性を示すものである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．０１０〜０．０２５％ Ｓｉ≦０．０５％ Ｍｎ：０．１０〜０．７０％ Ｓ≦０．０２０％ ｓｏｌ．Ａｌ≦０．００８％ Ｎ：０．００１５〜０．００３０％ Ｎｂ：０．０１〜０．０５％ 残部Ｆｅおよび不可避的不純物を含有したことを特徴と
   する焼付け硬化性熱延鋼板。