JPH0730408B2 - 常温遅時効で焼付け硬化性を有する熱延薄鋼板の製造方法 - Google Patents
常温遅時効で焼付け硬化性を有する熱延薄鋼板の製造方法Info
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- JPH0730408B2 JPH0730408B2 JP62079570A JP7957087A JPH0730408B2 JP H0730408 B2 JPH0730408 B2 JP H0730408B2 JP 62079570 A JP62079570 A JP 62079570A JP 7957087 A JP7957087 A JP 7957087A JP H0730408 B2 JPH0730408 B2 JP H0730408B2
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、成形加工後に高い強度が要求される自動車
の車体などの用途に供して好適な高強度熱延薄鋼板の製
造方法に関し、特に成形加工後の塗装焼付け工程におい
て焼付け処理を受けた際に降伏点が大きく増加するいわ
ゆる焼付け硬化性ならびに室温における遅時効性の改善
を図ったものである。
の車体などの用途に供して好適な高強度熱延薄鋼板の製
造方法に関し、特に成形加工後の塗装焼付け工程におい
て焼付け処理を受けた際に降伏点が大きく増加するいわ
ゆる焼付け硬化性ならびに室温における遅時効性の改善
を図ったものである。
（従来の技術） 自動車の車体外装板等には従来から車体軽量化のために
高張力薄鋼板が広く使用されている。このような自動車
用の高張力薄鋼板としては、プレス加工で代表される成
形加工が施されることから、比較的軟質で成形加工性が
良いことが必要なだけでなく、十分な強度を有すること
が必要であり、そのため最近では、成形時には比較的軟
質ではあるけれども成形後の塗装焼付け工程で時効硬化
により強度が上昇する特性を有する鋼板、すなわち焼付
け硬化性が大きい鋼板が使用されるようになっている。
高張力薄鋼板が広く使用されている。このような自動車
用の高張力薄鋼板としては、プレス加工で代表される成
形加工が施されることから、比較的軟質で成形加工性が
良いことが必要なだけでなく、十分な強度を有すること
が必要であり、そのため最近では、成形時には比較的軟
質ではあるけれども成形後の塗装焼付け工程で時効硬化
により強度が上昇する特性を有する鋼板、すなわち焼付
け硬化性が大きい鋼板が使用されるようになっている。
焼付け硬化性の指標となる焼付け硬化量は、一般に次の
ようにして測定される。すなわち、まずプレス成形に相
当する２％程度の予ひずみを与えておき、その後焼付け
処理に相当する170℃,20分間の熱処理を行なう。そして
２％予ひずみ時の変形応力と熱処理後の降伏応力との差
を算出し、その値を焼付け硬化量とする。
ようにして測定される。すなわち、まずプレス成形に相
当する２％程度の予ひずみを与えておき、その後焼付け
処理に相当する170℃,20分間の熱処理を行なう。そして
２％予ひずみ時の変形応力と熱処理後の降伏応力との差
を算出し、その値を焼付け硬化量とする。
ところで従来の焼付け硬化性を有する鋼板としては種々
のものがあるが、最近では特に高い焼付け硬化性を有す
る高強度高延性鋼板として、例えば特公昭55−48575号
公報に記載されているように窒素（Ｎ）量を高めた高Ｎ
量鋼に焼入れ焼きもどし鋼板や、「日本金属学会報」19
（1980）P439あるいは「日本金属学会報」19（1980）P1
0,「鉄と鋼」Vol 68（1982）No.9,P1348に記載されてい
るような２相組織鋼板（Dual hase鋼板）などが知られ
ている。
のものがあるが、最近では特に高い焼付け硬化性を有す
る高強度高延性鋼板として、例えば特公昭55−48575号
公報に記載されているように窒素（Ｎ）量を高めた高Ｎ
量鋼に焼入れ焼きもどし鋼板や、「日本金属学会報」19
（1980）P439あるいは「日本金属学会報」19（1980）P1
0,「鉄と鋼」Vol 68（1982）No.9,P1348に記載されてい
るような２相組織鋼板（Dual hase鋼板）などが知られ
ている。
（発明が解決しようとする問題点） しかしながら上述の特公昭55−48575号公報に記載の鋼
板には、Ｎ量の調整が難しいことから、材質のばらつき
が大きいという問題があった。
板には、Ｎ量の調整が難しいことから、材質のばらつき
が大きいという問題があった。
一方上掲した２相組織鋼板は、焼付け硬化量が平均5kgf
/mm2程度にすぎず、しかも焼付け硬化性をさらに高めよ
うとすれば、室温時効による材質劣化の問題も避け得な
かった。また２相組織鋼板では強度レベルが高くなり過
ぎ、T.S.で40〜60kgf/mm2程度の良好な加工性をもつ鋼
板の製造は困難であった。
/mm2程度にすぎず、しかも焼付け硬化性をさらに高めよ
うとすれば、室温時効による材質劣化の問題も避け得な
かった。また２相組織鋼板では強度レベルが高くなり過
ぎ、T.S.で40〜60kgf/mm2程度の良好な加工性をもつ鋼
板の製造は困難であった。
この発明は、上記の事情に鑑みて開発されたもので、高
い焼付け硬化性、具体的には5kgf/mm2以上の高い焼付け
硬化量を示し、かつ室温での時効劣化がほとんどなく、
しかもT.S.:40〜60kgf/mm2程度の良好な加工性を有する
高張力熱延薄鋼板を提供することを目的とするものであ
る。
い焼付け硬化性、具体的には5kgf/mm2以上の高い焼付け
硬化量を示し、かつ室温での時効劣化がほとんどなく、
しかもT.S.:40〜60kgf/mm2程度の良好な加工性を有する
高張力熱延薄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） さて発明者らは、上記の目的を達成すべく種々検討した
結果、化学組成をはじめとして、圧延条件、冷却条件を
適切に制御することにより、所期した目的が有利に実現
されることを見出し、この発明を完成させるに至ったの
である。
結果、化学組成をはじめとして、圧延条件、冷却条件を
適切に制御することにより、所期した目的が有利に実現
されることを見出し、この発明を完成させるに至ったの
である。
すなわちこの発明は、 C:0.02〜0.10wt％（以下単に％で記す）、 Mn:0.5〜1.2％、 P:0.045〜0.10％、 Al:0.02〜0.05％および N:0.005〜0.020％ を含有する組成になる鋼を、Ar3−20℃以上の温度で熱
間圧延し、ついで平均冷却速度:30℃/s以上の速度で冷
却したのち、150〜450℃の温度範囲で巻取ることから成
る、常時遅時効で焼付け硬化性を有する熱延薄鋼板の製
造方法である。
間圧延し、ついで平均冷却速度:30℃/s以上の速度で冷
却したのち、150〜450℃の温度範囲で巻取ることから成
る、常時遅時効で焼付け硬化性を有する熱延薄鋼板の製
造方法である。
以下この発明を具体的に説明する。
まずこの発明において出発材料の成分組成を上記の範囲
に限定した理由について説明する。
に限定した理由について説明する。
C:0.02〜0.10％ Ｃが0.02％未満では、変態温度が高すぎて仕上げ圧延温
度の下限が高くなるため操業上不利であり、一方Ｃが0.
10％を超えると薄板の用途で成形・組立時に施されるス
ポット溶接の工程で、溶接が困難であり、しかも焼付け
硬化性も低下する傾向があるので、Ｃ含有量は0.02〜0.
10％の範囲に限定した。
度の下限が高くなるため操業上不利であり、一方Ｃが0.
10％を超えると薄板の用途で成形・組立時に施されるス
ポット溶接の工程で、溶接が困難であり、しかも焼付け
硬化性も低下する傾向があるので、Ｃ含有量は0.02〜0.
10％の範囲に限定した。
Mn:0.5〜1.2％ Mnは、強化元素として重要であるが、この発明において
は、強化元素としてだけではなくC,Nとの相互作用によ
り室温での時効劣化を抑える作用を利用している。この
効果は、0.5％未満では小さいので下限を0.50％とし
た。
は、強化元素としてだけではなくC,Nとの相互作用によ
り室温での時効劣化を抑える作用を利用している。この
効果は、0.5％未満では小さいので下限を0.50％とし
た。
一方、1.2％を超えて多量に添加しても、強度の増加は
望めるが、延性が劣化し、さらにコスト増加、溶接性の
劣化等などの問題も生じる、そこで上限を1.2％とし
た。
望めるが、延性が劣化し、さらにコスト増加、溶接性の
劣化等などの問題も生じる、そこで上限を1.2％とし
た。
P:0.045〜0.10％ Ｐは，上に述べたMnと同様にC,Nとの相互作用により室
温での時効劣化を抑制しつつ、鋼を強化する有用元素で
ある。しかしながら含有量が0.045％に満たないとその
添加効果に乏しく、一方0.10％を超えると添加効果がほ
ぼ飽和に達するだけでなく、むしろ２次加工脆性等の問
題を生じ好ましくないので、Ｐは0.045〜0.10％の範囲
で添加するものとした。
温での時効劣化を抑制しつつ、鋼を強化する有用元素で
ある。しかしながら含有量が0.045％に満たないとその
添加効果に乏しく、一方0.10％を超えると添加効果がほ
ぼ飽和に達するだけでなく、むしろ２次加工脆性等の問
題を生じ好ましくないので、Ｐは0.045〜0.10％の範囲
で添加するものとした。
ここに２次加工脆性とは、一度、冷間で強加工された材
料が顕著に脆化する現象のことである。
料が顕著に脆化する現象のことである。
Al:0.02〜0.05％ Alは脱酸元素として、また固溶Ｎの固定による室温時効
抑制元素として有用であるが、含有量が0.02％に満たな
いとその添加効果に乏しく、一方、0.05％を超えて添加
されると、低温のスラブ再加熱時にはAlNとして溶け残
ることになって熱延板状態で固溶Ｎが減少し、大きな焼
付け硬化性が期待できないだけでなく、Al2O3クラスタ
ー等による表面性状の劣化も著しくなる。従ってAlは0.
02〜0.050％の範囲で添加することとした。
抑制元素として有用であるが、含有量が0.02％に満たな
いとその添加効果に乏しく、一方、0.05％を超えて添加
されると、低温のスラブ再加熱時にはAlNとして溶け残
ることになって熱延板状態で固溶Ｎが減少し、大きな焼
付け硬化性が期待できないだけでなく、Al2O3クラスタ
ー等による表面性状の劣化も著しくなる。従ってAlは0.
02〜0.050％の範囲で添加することとした。
N:0.005〜0.020％ Ｎは0.0050％未満では、固溶Ｎによる大きな焼付け硬化
が期待できないので下限を0.005％とした。一方Ｎ量が
0.0200％を超えても焼付け硬化量は、ほとんど増加しな
いばかりか、むしろ溶製が困難となったり、熱間圧延性
などが劣化する不利を招くので、上限を0.0200％とし
た。
が期待できないので下限を0.005％とした。一方Ｎ量が
0.0200％を超えても焼付け硬化量は、ほとんど増加しな
いばかりか、むしろ溶製が困難となったり、熱間圧延性
などが劣化する不利を招くので、上限を0.0200％とし
た。
以上、基本成分について説明したが、この発明では強度
改善元素として、さらにSiを添加することができる。
改善元素として、さらにSiを添加することができる。
Si:1％以下 Siは、延性の大きな低下を伴わずに強度を向上させるの
に有利な元素であるが、１％を超えると鋼が硬化し圧延
性が劣化するのでSiは１％以下で含有させることが好ま
しい。
に有利な元素であるが、１％を超えると鋼が硬化し圧延
性が劣化するのでSiは１％以下で含有させることが好ま
しい。
次に、熱延条件の限定理由について述べる。
まず仕上げ圧延温度については、焼付け硬化性を大きく
するには比較的高温である方が望ましい。この温度はい
わゆるAr3変態点と対応するが、この点を考慮するとAr3
−20℃が下限温度であり、これより低い温度での仕上げ
では焼付け硬化性が低下する。
するには比較的高温である方が望ましい。この温度はい
わゆるAr3変態点と対応するが、この点を考慮するとAr3
−20℃が下限温度であり、これより低い温度での仕上げ
では焼付け硬化性が低下する。
しかしながら、単純に高温仕上げを施せば全ての材質が
向上するというわけでなく、加工性にとっては結晶粒の
粗大化を招き好ましくない。0.08C−0.10Si−1.00Mn−
0.0070N−0.07P−0.040Al鋼を素材とし、1200℃に加熱
した後、仕上げ圧延温度を種々に変化させて焼付け硬化
（BH）量の変化を調査した。
向上するというわけでなく、加工性にとっては結晶粒の
粗大化を招き好ましくない。0.08C−0.10Si−1.00Mn−
0.0070N−0.07P−0.040Al鋼を素材とし、1200℃に加熱
した後、仕上げ圧延温度を種々に変化させて焼付け硬化
（BH）量の変化を調査した。
得られた結果を第１図に示す。なおこの時の圧延終了後
の冷却速度および巻取温度はそれぞれ40℃/s,200℃一定
とした。またAr3点は約815℃である。
の冷却速度および巻取温度はそれぞれ40℃/s,200℃一定
とした。またAr3点は約815℃である。
同図より明らかなように、Ar3−20℃以上の温度で熱間
圧延を終了することによって、5kgf/mm2以上の優れたBH
性が得られている。
圧延を終了することによって、5kgf/mm2以上の優れたBH
性が得られている。
次いで冷却した後、巻取るわけであるが、冷却中におけ
るAlNの析出を抑制すると共に細粒なフェライト組織と
することで良好な焼付け硬化性を得るためには、冷却速
度を制御することが肝要であり、具体的には仕上げ圧延
後、巻取るまでの冷却速度を平均30℃/s以上の速度とす
る必要がある。
るAlNの析出を抑制すると共に細粒なフェライト組織と
することで良好な焼付け硬化性を得るためには、冷却速
度を制御することが肝要であり、具体的には仕上げ圧延
後、巻取るまでの冷却速度を平均30℃/s以上の速度とす
る必要がある。
また巻取り温度については、AlNの析出を抑えると共
に、Ｃの適度の析出を促し、さらに適正な細粒のフェラ
イト組織とするためには、適正な温度範囲が存在する。
ここに巻取り温度が150℃未満では固溶Ｃ量が多くなり
すぎて常温での時効劣化が顕著となり、一方450℃を超
えると固溶C,Nが大きく減少する結果、焼付け硬化性の
劣化を招き好ましくないので巻取り温度は150〜450℃の
範囲に限定した。
に、Ｃの適度の析出を促し、さらに適正な細粒のフェラ
イト組織とするためには、適正な温度範囲が存在する。
ここに巻取り温度が150℃未満では固溶Ｃ量が多くなり
すぎて常温での時効劣化が顕著となり、一方450℃を超
えると固溶C,Nが大きく減少する結果、焼付け硬化性の
劣化を招き好ましくないので巻取り温度は150〜450℃の
範囲に限定した。
（作 用） この発明では、特に、Ｎ添加とＰ添加に成分的な特徴を
有し、これに制御圧延および制御冷却を組合せることに
よってＮとＣを固溶状態で残存させて焼付け硬化性を持
たせ、しかもＰとこれら固溶元素との相互作用により室
温での時効を抑制している。
有し、これに制御圧延および制御冷却を組合せることに
よってＮとＣを固溶状態で残存させて焼付け硬化性を持
たせ、しかもＰとこれら固溶元素との相互作用により室
温での時効を抑制している。
（実施例） 表１に示す成分組成の鋼スラブを、表２に示す条件で熱
間圧延し、得られた熱延鋼板の引張り特性、BH性および
溶接性について調べた結果を、表２に併記する。
間圧延し、得られた熱延鋼板の引張り特性、BH性および
溶接性について調べた結果を、表２に併記する。
ここに、ΔY.Elは１％スキンパス後、40℃で６ケ月時効
した場合のY.Elの増加量を％で示したものであり、また
BHは２％の予ひずみの後に170℃,20分の焼付け時効を行
ったものの降伏応力と時効前の２％変形応力（flow str
ss）との差であり、それを応力で示したものである。
した場合のY.Elの増加量を％で示したものであり、また
BHは２％の予ひずみの後に170℃,20分の焼付け時効を行
ったものの降伏応力と時効前の２％変形応力（flow str
ss）との差であり、それを応力で示したものである。
この発明ではΔY.Elはおおむね0.5％以下であること
が、またBHは5kgf/mm2以上であることが要求される。
が、またBHは5kgf/mm2以上であることが要求される。
同表より明らかなように、この発明に従い得られた熱延
板はいずれも、T.S.とElの関係が良好であり、さらにΔ
Y.Elは０で、しかもBHは5kgf/mm2以上の良好な焼付け硬
化性を呈していた。
板はいずれも、T.S.とElの関係が良好であり、さらにΔ
Y.Elは０で、しかもBHは5kgf/mm2以上の良好な焼付け硬
化性を呈していた。
（発明の効果） かくしてこの発明によれば、室温遅時効性および焼付け
硬化性に優れた熱延薄鋼板を容易に得ることができ、従
来高張力冷延鋼板が主として適用されていた自動車の車
体外装板などの用途にも用いることができ、有利であ
る。
硬化性に優れた熱延薄鋼板を容易に得ることができ、従
来高張力冷延鋼板が主として適用されていた自動車の車
体外装板などの用途にも用いることができ、有利であ
る。
第１図は、仕上げ圧延温度とBH量との関係を示したグラ
フである。
フである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 岡野 忍 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株式 会社技術研究本部内 (56)参考文献 特開 昭62−180021（ＪＰ，Ａ)
Claims (1)
- 【請求項１】C:0.02〜0.10wt％、 Mn:0.5〜0.2wt％、 P:0.045〜0.10wt％、 Al:0.02〜0.05wt％および N:0.005〜0.020wt％ を含有する組成になる鋼を、Ar3−20℃以上の温度で熱
間圧延し、ついで平均冷却速度:30℃/s以上の速度で冷
却したのち、150〜450℃の温度範囲で巻取ることを特徴
とする、常時遅時効で焼付け硬化性を有する熱延薄鋼板
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62079570A JPH0730408B2 (ja) | 1987-04-02 | 1987-04-02 | 常温遅時効で焼付け硬化性を有する熱延薄鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62079570A JPH0730408B2 (ja) | 1987-04-02 | 1987-04-02 | 常温遅時効で焼付け硬化性を有する熱延薄鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63247314A JPS63247314A (ja) | 1988-10-14 |
| JPH0730408B2 true JPH0730408B2 (ja) | 1995-04-05 |
Family
ID=13693658
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62079570A Expired - Lifetime JPH0730408B2 (ja) | 1987-04-02 | 1987-04-02 | 常温遅時効で焼付け硬化性を有する熱延薄鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0730408B2 (ja) |
Cited By (1)
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| WO2001062997A1 (en) * | 2000-02-23 | 2001-08-30 | Kawasaki Steel Corporation | High tensile hot-rolled steel sheet having excellent strain aging hardening properties and method for producing the same |
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| JPH0823048B2 (ja) * | 1990-07-18 | 1996-03-06 | 住友金属工業株式会社 | 焼付硬化性と加工性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
| CA2297291C (en) * | 1999-02-09 | 2008-08-05 | Kawasaki Steel Corporation | High tensile strength hot-rolled steel sheet and method of producing the same |
| JP3958921B2 (ja) * | 2000-08-04 | 2007-08-15 | 新日本製鐵株式会社 | 塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板及びその製造方法 |
| KR20030048491A (ko) * | 2001-12-11 | 2003-06-25 | 현대자동차주식회사 | 하이드로포밍용 고강도 고성형성 강관 |
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|---|---|---|---|---|
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-
1987
- 1987-04-02 JP JP62079570A patent/JPH0730408B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001062997A1 (en) * | 2000-02-23 | 2001-08-30 | Kawasaki Steel Corporation | High tensile hot-rolled steel sheet having excellent strain aging hardening properties and method for producing the same |
| 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 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63247314A (ja) | 1988-10-14 |
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