JP2000514499A - 成形性が良好な冷間圧延板もしくは圧延帯の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 本発明は、成形性、特に座屈抵抗が高いプレス品を製作する際の成形性、特に張出成形性が良好な高強度冷間圧延板もしくは圧延帯の製造方法に関し、その製造に使用する鋼は、（質量％で）：０．０１−０．０８％のＣ、０．１０−０．８０％のＭｎ、最高０．６０％のＳｉ、０．０１５−０．０８％のＡｌ、最高０．００５％のＮ、０．０１−０．０４％のＴｉ及び／又はＮｂ−窒素と結合する化学量論を０．００３から０．０１５％Ｔｉもしくは０．００１５から０．００８％Ｎｂ超える量である−最高０．１５％の銅、バナジウム、ニッケルの群からの１種もしくは数種の元素の合計、残部は最高で０．０８％のＰ及び最高で０．０２％のＳを含む不可避的不純物からなる鉄を含み、この鋼の鋳造スラブを１０５０℃を超える温度に予熱し；Ａｒ₃温度を超え９５０℃までの範囲の最終温度で熱間圧延し；熱間圧延帯を５５０から７５０℃の範囲の温度で巻取り；４０から８５％の合計変形度で冷間圧延し；冷間圧延帯を連続炉で少なくとも７２０℃で再結晶焼鈍し；５から７０Ｋ／ｓの高冷却速度で事後冷却し；そして次にスキンパスする段階を含む。

Description

【発明の詳細な説明】 成形性が良好な冷間圧延板もしくは圧延帯の製造方法 本発明は、成形性、特に座屈抵抗が高いプレス品を製作に用いられる引張り成 形性が良好な高強度冷間圧延板もしくは圧延帯の製造方法に関するものである。 プレス品は素材強度が高いことが必要であり、かつエナメル塗装のために通常 適用される追加熱処理後プレス品は追加の材料強化（焼付硬化）を施されて、顕 著な座屈抵抗特性が達成される。例えば、自動車工業のドアー、フード、ルーフ などの車体板は引張り成形率が高いプレス品である。 深絞り用アルミキルド非合金鋼連続焼鈍材であって、成形性に関して特別な要 求が課せられている材料を製造する際には、再結晶温度からの冷却後に、いわゆ る過時効と言われる追加焼鈍を適用して時効安定性を確実なものとしている。非 時効材料の特長は、保管期間が長くとも材料特性に重大な変化がなく、ストレッ チャーストレイン（stretcher strain）がなく、また欠陥がない再処理が可能で ある点である。連続炉ではこのような処理はインライン過時効域を設けることに より行うことができる。通常の高温被覆設備で製造される帯材の場合は、追加の 熱処理は外部で行う必要があり、通常コイルの状態で行われる。深絞り用アルミ キルド非合金鋼は低炭素（ＬＣ）鋼とも称され、その炭素含有量は０．０２から ０．０８％である。 特に自動車車体の製造においては、重量を軽減のために極力薄い板材の使用が 望まれている。板厚を薄くしているにも拘らず座屈抵抗を必要のものにするため には強度をより高めることが必要である。このために焼付硬化性鋼が使用される ことが多くなっている。焼付硬化性鋼の特長は、絞り成形部品の降状強度が付加 的に増加することである。このような付加的降伏強度の増加は、プレス中に起こ る加工硬化とは別に、材料が付加的強度増大いわゆる焼付硬化を示すことである 。この物理的原因は、制御された条件では炭素の時効が起こることである。焼付 硬化鋼及びその用途では、プレス後の不完全表面をなくするために適切な時効安 定性も必要になる。 インライン過時効域を含む連続炉では、鋼の組成、冷却速度及び過時効条件を 正確に相互に整合すると、非合金ＬＣ鋼の製造においても焼付硬化鋼とすること ができる。この方 法はすでに工業的規模で実施されている。製造条件の最適化は例えば林田などに より記述されている（Ｔ．林田、Ｍ．Ｏｄａ，Ｔ．山田、Ｙ．松川、Ｊ．田中： 「Development and applications of continuous annealed low-carbon Al-kill ed BH steel sheets」（連続焼鈍された低炭素ＡｌキルドＢＨ鋼板の発展及び用 途）Proc．of the Symp．on High-strength sheet steels for the automotive in dustry（自動車産業用高強度鋼板会議講演集）Ba1timore，October 16-19，1 994，p135）。 焼付硬化性−非時効性冷間圧延鋼を製造する他の方法では、いわゆる極低炭素 （ＵＬＣ）という低炭素鋼が使用されている。特にチタンで部分的に安定化した ＵＬＣ鋼を基礎に高温被覆設備で製造する方法は、Ｎ．水井、Ａ．岡本、Ｔ．Ta nioku：「Recentdevelopment in bake-hardenable sheet steel for automotive body panels」（自動車車体板用時効硬化性板鋼の最近の進歩）、国際会議「St eel in auto-motive body construction」ビュルツブルク１９９０．９．２４− ２６）に記述されている。炭素含有量は１５と２５ｐｐｍの間にする必要がある 。チタン含有量は窒素及び硫黄含有量と４８／１４Ｎ＜Ｔｉ＜４８（Ｎ／１４＋ Ｓ／３２）のように整合される。この狙いは窒素を窒化チタンとして完全に結合 しようとすることにあるが、少量の炭素は可溶性に保って焼付き硬化効果が起こ るようにしなければならない。真空脱ガス設備での製造が必要になる。この方法 の利点は過時効焼鈍が省略できるために、高温被覆設備を適切にできることであ る。このようにして製造された鋼では、初期伸び２％後の引張試験片で決定され る焼付硬化因子（ＢＨ₂値）は約４０Ｎ／ｍｍ²である。降状強度は約２００Ｎ／ ｍｍ²であり；平均垂直異方性（ｒ値）は約１．８である。 W.Bleck，R.Bode，O．Maid，L.Meyer:「Metallurgical design of high-stren gth ULC steels」（高強度ＵＬＣ鋼の冶金的設計）Proc．ofthesymp．onhighstr engthsheet steels for the automotive industry，（自動車産業用高強度板鋼 のシンポジウム議事録）Baltimore，0ctober 16-19,1994)によると、かかるチタ ン部分安定化ＵＬＣ鋼の代表としてはチタン含有量は窒素含有量の０．６から３ ．４倍のものである。炭素及び窒素含有量の合計は５０ｐｐｍを超えてはならな い。 ＥＰ ０ ６２０ ２８８Ａ１は連続ストリップ設備で冷間圧延もしくは高温 被覆するのみで、時効安定性を有する他に、焼付硬化性が大きく、かつｒ値が高 いために深絞り性が良好な鋼帯を製造する方法を開示している。ＵＬＣ鋼自体あ るいはチタンもしくはニオ ブを合金したＵＬＣ鋼をＡｃ₃変態温度より高温、すなわちオーステナイト域で 焼鈍している。この方法で達成される焼付硬化値は１００Ｎ／ｍｍ²である。過 時効焼鈍は必要ではない。これはＵＬＣ鋼であるために真空脱ガス設備で製鋼し なければならない。この方法で必要になる高温焼鈍は帯びの平坦性に問題を招く 。この方法を工業的適用は知られていない。 Bleck等（前掲）は非合金ＬＣ鋼に基いて成形特性が良い非時効鋼を製造する ことは、連続ストリップ設備では、過時効をしなければ不可能であると述べてい る。現用の熱間被覆設備では溶融浸せきめっき装置のために冷却工程は制限され ているので、上記のインライン過時効を行うことはできない。 よって、技術の水準では、焼付硬化性−非時効鋼を高温被覆設備で製造できる 鋼種は専らＵＬＣ鋼に限定されている。したがって、連続帯設備で成形性が良好 でかつ焼付硬化性をもつ冷間圧延板を製造するには、文献に記載されている限り では、上述のように（非合金のＡｌキルド深絞り鋼が使用されている場合は）付 加的熱処理が必要になるか、あるいはそうでなければ炭素量が非常に低いＵＬＣ 鋼を使用することが必要になる。なお、付加的熱処理は高温被覆設備では不可能 であり、またＵＬＣ鋼は製造コストがより高くなる。ＵＬＣ鋼に基づいて上述の 方法を実施する方法は降状強度が２４０Ｎ／ｍｍ²以下と低い範囲の鋼種を含む 。これらの鋼種は平均ｒ値が高い（＞１．５）ために、深絞度が高いプレス品に 使用されている。 したがって、本発明の目的は、連続ストリップ設備で過時効焼鈍の後処理を行 わずに、強度が優れるとともに、成形性が良好でありかつ座屈抵抗が高い非時効 性冷間圧延鋼板もしくは鋼帯であって良好な焼付硬化性を含むものを製造するこ とである。高い素材強度と焼付硬化潜在能を組み合わせることによって座屈抵抗 が高いプレス品を作ることができる。 この目的は、成形性、特に座屈抵抗が高いプレス品を製作する際の成形性、特 に引張成形性が良好な高強度冷間圧延板もしくは圧延帯の製造方法であって、（ 質量％で）： ０．０１−０．０８％のＣ、 ０．１０−０．８０％のＭｎ、 最高０．６０％のＳｉ、 ０．０１５−０．０８％のＡｌ、 最高０．００５％のＮ、 ０．０１−０．０４％のＴｉ及び／又はＮｂ−その含有量は窒素と結合する 化学量論を０．００３から０．０１５％Ｔｉもしくは０．００１５から０．００ ８％Ｎｂ超える量である− 合計で最高０．１５％の銅、バナジウム、ニッケルの群からの１種もしくは 数種の元素、残部は、最高で０．０８％のＰ及び最高で０．０２％のＳを含む不 可避的不純物を含む鉄を含む鋼を下記： 鋳造スラブを１０５０℃を超える温度に予熱し；Ａｒ₃温度を超え９５０℃ま で、好ましくは８７０から９５０℃までの範囲の最終温度で熱間圧延し；熱間圧 延帯を５５０から７５０℃の範囲の温度で巻取り；４０から８５％の合計変形度 で冷間圧延し；冷間圧延帯を連続炉で少なくとも７２０℃で再結晶焼鈍し；５か ら７０Ｋ／ｓの高冷却速度で事後冷却し；そして次にスキンパスする段階を含む 方法により製造することにより達成される。 鋼の非時効性は窒素含有量に整合したチタンの添加により達成される。この結 果、時効安定性に重大な影響を及ぼす元素として知られている窒素を早期に完全 に結合こととなる。時効試験（下記参照）では、窒素と結合するチタンを超える 量のチタンが存在していると、時効安定性は適切になることが分かり、最小量の 炭化チタンの生成が確実になる。高度変形に必要な強化特性と適切な延性及び靭 性を鋼に付与するためには、炭化チタンの体積と個数は多すぎてはならない。し たがって、窒素と結合しない窒化物形成元素の量は、０．００３から０．０１５ ％Ｔｉもしくは０．００１５から０．００８％Ｎｂである必要がある。このよう に窒化物形成元素量を限定することによって、熱延帯温度制御においてプロセス に拘束されて起こる変動（析出分布に影響する）に対して機械的性質を大幅に不 変にすることも確実になる。この分析値概念を適用することによって、再結晶温 度からの冷却後に、焼付硬化性を良好にするのに十分な溶解炭素を存在させるこ とが確実になる。 チタンとともにあるいはチタンの代わりに、マイクロアロイ元素としてニオブ を用いて窒化物及び炭化物を形成することもできる。 溶融めっき板についてはシリコン含有量を最高０．１５％に制限することが好 ましい。 本発明法の経済的利点は、鋼の組成は軟質非合金Ａｌキルド（ＬＣ）鋼分析値 に基いているにも拘らず、時効安定性を良好にするための過時効焼鈍の追加工程 段階を省略できる ところにある。このような分析値概念によって、高価な冶金的製造工程を経なく とも鋼の製造が可能になる。加えて、必要なチタンもしくはニオブは少量で済む ので、合金添加の観点からも鋼の経済的製造が可能である。 本発明法は次の： −鋳造スラブを１０５０℃を超える温度に予熱し； −＞Ａｒ₃から９５０℃までの範囲の最終温度で熱間圧延し； −熱間圧延帯を５５０から７５０℃の範囲の温度で巻取り； −合計変形度で４０から８５％で冷間圧延し； −冷間圧延帯を連続炉で少なくとも７２０℃で再結晶焼鈍し； −５から７０Ｋ／ｓの高冷却速度で事後冷却し；そして −次にスキンパスする段階を含む。 好ましくは、冷間帯は再結晶焼鈍温度に５から１０Ｋ／ｓの速度で加熱する。 好ましくは、再結晶焼鈍は溶融亜鉛めっき設備でインラインで実施する。 本発明法により製造された鋼帯もしくは鋼板の特徴は、初期耐力が高く（２４ ０Ｎ／ｍｍ²を超える）また塑性伸びが少ない領域での硬化能力が高いことであ る。垂直異方性が少ないために厚さからの流れが良好であることと相まって、プ レスでの引張り成形度が高くできるために、自動車車体部分などの自動車用に適 用すると理想的である。本材料の強化は、僅かな塑性変形でも起こり、またそれ 自体高い加工硬化値を発現するが、本材料の製造物の特性において重要な因子で ある。著しく強化されているために、荷重を材料の適切な面に伝達する面で有利 であり、この結果収縮などの局部的材料破損が避けられる。したがって、本材料 はプレス品の表面全体についてより均一に流動する。加えて、圧延方向に対する 角度に依存するｒ値の変動が小さいので、変形挙動が有利になる。等方的挙動は 面内異方性の値が小さいことにより支持される。実施例 表１に化学組成を示し、本発明法により製造された鋼Ａ及びＢを連続鋳造する ことにより製造されたスラブをプッシャー型加熱炉で約１２００℃の温度に再加 熱し、Ａｒ₃を超える温度で最終厚さ２．８−３．３ｍｍに熱間圧延した。最終 圧延温度及び巻取り温度を表２に示す。鋼帯Ａ及びＢについては２種の巻取り温 度を採用した：７３０℃（鋼Ａ１及 びＢ１）及び６００℃（鋼Ａ２及びＢ２）である。これら帯材を６５％と７５％ の間の変形度で０．８ｍｍと１．０ｍｍの間の厚さに冷間圧延し、続いて高温被 覆設備で先ず再結晶焼鈍し次に溶融めっき設備で亜鉛の被覆を行った。再結晶炉 内の帯材の温度は８００℃であった。再結晶焼鈍後の冷却速度は１０Ｋ／ｓと５ ０Ｋ／ｓの間であった。亜鉛被覆帯材を１．８％でスキンパスしたところ、その 後は降伏点伸びはなくなった。 表２及び３には、帯材Ａ及びＢを圧延方向に対して９０°の角度で測定する引 張り試験して求めた機械的性質及び結晶粒径を示す。ｒ値及び面内異方性の値だ けは次のように計算した。ここで、それぞれの場合、圧延方向に対して０°、４ ５°、９０°の角度位置で３個の引張り試験片を採取した。 ｒ_m＝（ｒ₀°＋２ｒ₄₅°＋ｒ₉₀°）／４， Δｒ＝（ｒ₀°−２ｒ₄₅°＋ｒ₉₀°）／２． ＢＨ₀値は、１７０℃で２０分の熱処理後の下降伏強度の増加に相当する。Ｗ Ｈ値は引張り試験片を２％ストレッチした際の加工硬化の程度を示す。この量は 降伏強度Ｒｐ_0.2を２％変形で測定したの応力から差し引いて計算した。ＢＨ値₂ は、２％予備ストレッチした引張り試験片を１７０℃で２０分の熱処理した後測 定した下降伏強度の増加に相当する。 鋼Ａ及びＢを冷間圧延し、溶融亜鉛めっきした帯材を１００℃で６０分間人工 時効したところ、その後下又は上降伏強度はほとんど変化しなかった（表３）。 降伏点伸びの形態も０．５％未満に留まり、長期に保存してもストレッチャスト レインがなく時効安定性が適切になる。全伸びに対する微分（瞬間的）硬化指数 （ｎ値）を鋼Ａ１（巻取り温度７３０℃）については図１に示し、また鋼Ａ２（ 巻取り温度６００℃）については図２に示す。微分ｎ値の最大値を表２に示す。 鋼Ａ１及びＡ２共に２種の巻取り温度において少なくとも０．１７０を達成し、 巻取り温度が高い場合は最小値でさえ０．１８０である。鋼Ａ及びＢのｎ値は全 伸びが２％と５％の間の低い範囲で最大になる。巻取り温度を高くした変形例Ａ １及びＢ１では降伏強度は巻取り温度を低くした変形例Ａ２及びＢ２よりも約５ ０Ｎ／ｍｍ²高いので、降伏強度の初期状態は巻取り温度により選定される。本 発明による鋼Ａ１，Ａ２，Ｂ１及びＢ２の平均垂直異方性は１．０−１．１と低 い。巻取り温度に拘らずこれらの鋼はΔｒ値が０と０．３の間の等方的特性を有 する。高い巻取り温度を採用すると、塑性変形による強化指標を表す加工硬化値 は約５０Ｎ／ｍｍ²と非常に高 くなる。巻取り温度に拘らず、初期成形をしたもしくは初期成形をしない焼付硬 化因子はすべての場合少なくとも４５Ｎ／ｍｍ²である。プレス部品を塗装した 後の耐力の増加はＷＨ＋ＢＨ₂の合計で見積もることができる。巻取り温度が高 い鋼（Ａ１及びＢ１）の場合は、これらの値は少なくとも１００Ｎ／ｍｍ²であ る。巻取り温度が低い鋼（Ａ２及びＢ２）の場合はＷＨ＋ＢＨ₂の合計は少なく とも６０Ｎ／ｍｍ²と依然として良好である。 さらに、表１、２及び３は比較のための鋼ＣからＥを示す。これらの鋼は鋼Ａ 及びＢに比べると、チタンを含まない（鋼Ｅ）か、チタン含有量が窒素含有量に 対して化学量論量に足りない（鋼Ｃ及びＤ，Ｔｉ／Ｎ＜３．４）。時効をしてい ない初期状態の値はスキンパス圧延状態を指す。これらの比較鋼の場合は、人工 時効後の下降伏強度（Ｒ_el）及び降伏強度伸びの上昇は本発明法により製造され た鋼よりも著しく高い。特に上降伏強度（Ｒ_eh）は７０Ｎ／ｍｍ²に増大する。 鋼ＣからＥの場合は長期保管後に無欠陥処理は不可能である。 鋼Ｆはチタンは含まないがニオブは含む。巻取り温度が６００℃であり、また ニオブを合金しているので、その降伏強度は３５０Ｎ／ｍｍ²と非常に高い。１ ．０の平均ｒ値及び−０．２０のΔｒ値は一様な成形挙動にも好ましい。チタン を合金した鋼Ａ及びＢの場合のように、Ｎｂ合金鋼Ｆは下降伏強度はやはり安定 しており、また降伏点伸びは１％未満であるので、長期間保管後にストレッチャ ーストレインがない成形ができる。 本発明法により製造された鋼Ａ及びＢの成形性を、実際条件にほぼ近い条件で大 規模試作して、乗用車ボンネットにプレス成形して成形性を検査した。プレス品 の形状及び表面については優れた成果が達成され、５か月の保管後の処理でも再 現性があった。 引張試験は長さが８０ｍｍの試験片について行った。 「時効後のΔＲ_el」は引張試験片を人工時効（１００℃、６０分した）後の下 降伏強度の増加を示す。 「時効後のΔＲ_eh」は引張試験片を人工時効（１００℃、６０分）した後の上 降伏強度の増加を示す。 「時効後のΔＲ_e」は引張試験片を人工時効（１００℃、６０分）した後の降 伏強度伸びを示す。 「ＷＨ」は２％ストレッチ後の加工硬化を示す。 「η_max」はｎ値の最大差を示す。 「ε_nmax」は最大ｎ値での全伸び度を示す。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．（質量％で）： ０．０１−０．０８％のＣ、 ０．１０−０．８０％のＭｎ、 最高０．６０％のＳｉ、 ０．０１５−０．０８％のＡｌ、 最高００．００５％のＮ、 ０．０１−０．０４％のＴｉ及び／又はＮｂ−窒素と結合する化学量論を０． ００３から０．０１５％Ｔｉもしくは０．００１５から０．００８％Ｎｂ超え る量である− 合計で、最高０．１５％の銅、バナジウム、ニッケルの群からの１種もしくは 数種の元素、残部は最高で０．０８％のＰ及び最高で０．０２％のＳを含む不 可避的不純物を含む鉄を含む鋼を下記： 鋳造スラブを１０５０℃を超える温度に予熱し；Ａｒ₃温度を超え９５０℃ まで範囲の最終温度で熱間圧延し；熱間圧延帯を５５０から７５０℃の範囲の 温度で巻取り；４０から８５％の合計変形度で冷間圧延し；冷間圧延帯を連続 炉で少なくとも７２０℃で再結晶焼鈍し；５から７０Ｋ／ｓの高冷却速度で事 後冷却し；そして次にスキンパスする段階を含む、成形性、特に座屈抵抗が高 いプレス品の製作に用いられる成形性、特に引張り成形性が良好な高強度冷間 圧延板もしくは圧延帯の製造方法。 ２．冷間帯材を再結晶焼鈍温度に５から１０Ｋ／sの範囲の速度で加熱すること を 特徴とする請求項１記載の方法。 ３．冷間圧延帯材の再結晶焼鈍を溶融亜鉛めっき設備でインラインで行うことを 特徴とする請求項１又は２記載の方法。 ４．最終圧延を８７０から９５０℃の範囲の温度で行うことを特徴とする請求項 １記載の方法。