JP2002322540A - 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 自動車用足廻り部材のようなプレス時の断面
形状が複雑な部材に好適な、伸びおよび伸びフランジ性
に優れた高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加
工方法を提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦０．
３％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００
５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：
０．０７〜０．４５％、Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、
Ｎｂ≦０．０８％を含み、ＴｉもしくはＴｉとＮｂの炭
窒化物およびＭｏの炭化物がそれぞれ単独でおよび／ま
たは複合化して析出したフェライト組織からなる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車用足廻り部
材の素材に適した伸びおよび伸びフランジ性に優れた高
張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法に関
する。

【０００２】

【従来の技術】環境保護につながる燃費向上の観点か
ら、自動車用熱延鋼板の高強度薄肉化が強く求められて
いる。特に、ホイールや足廻り部材の高強度薄肉化は自
動車の燃費向上に極めて有効な手段であるため、これら
の部材に対する高強度薄肉化の要望が特に強い。また、
ホイールや足廻り部材は複雑な形状であるため、高強度
であることに加え伸びおよび伸びフランジ性がともに優
れた材料が必要とされている。

【０００３】従来、このような自動車用部材に適用され
る熱延鋼板が種々提案されている。例えば、特開平４−
３２９８４８号公報には、フェライトと第２相（パーラ
イト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイ
トの１種以上）からなる疲労特性と伸びフランジ性の優
れた複合組織鋼板が開示されている。しかし、その構成
要素に第２相が存在しているため、伸びフランジ性が十
分とはいえない。

【０００４】特開平６−１７２９２４号公報には、転位
密度の高いベイニティック・フェライト組織が生成した
伸びフランジ性に優れた鋼板が提案されている。しか
し、この鋼板は、転位密度の高いベイニティック・フェ
ライト組織を含むためやはり伸びが十分とはいえない。

【０００５】特開平６−２００３５１号公報には、組織
の大部分をポリゴナルフェライトとし、ＴｉＣを中心と
して析出強化および固溶強化により高強度化を図った伸
びフランジ性に優れる鋼板が提案されている。しかし、
この鋼板に用いられている一般的によく知られた析出物
で高張力化するには多量のＴｉ添加を必要とし、寸法の
大きい析出物が生成しやすく、特性が不安定になりやす
いという欠点がある。

【０００６】特開平７−１１３８２号公報には、微細な
ＴｉＣおよび／またはＮｂＣが析出したアシキュラー・
フェライト組織を有する伸びフランジ性に優れる鋼板が
提案されている。しかし、この鋼板も転位密度の高いア
シキュラー・フェライト組織であるため伸びフランジ性
には優れるものの十分な伸びが得られていない。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明はかかる事情に
鑑みてなされたものであって、自動車用足廻り部材のよ
うなプレス時の断面形状が複雑な部材に好適な、伸びお
よび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板ならびにそ
の製造方法および加工方法を提供することを目的とす
る。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記課題
を解決すべく鋭意研究を行った結果、以下の知見を得
た。 （１）Ｍｏ添加により、炭・窒化物が微細に析出する。 （２）延性に富むフェライト組織に、Ｍｏ添加により炭
・窒化物を微細に析出させると、高張力でありながら優
れた伸びおよび伸びフランジ性が得られる。 （３）Ｔｉ，Ｎｂを過度に添加すると、析出物が過多と
なり伸びおよび伸びフランジ性がともに低下する。 （４）（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９
６）｝が０．５〜１．５を満足するようにＣ，Ｔｉ，Ｍ
ｏを添加すると、ＴｉとＭｏとを含む析出物が微細化す
る。 （５）Ｔｉ、Ｍｏと結合しないＣ量が０．０１％以下で
材質安定性は向上する。

【０００９】本発明はこれらの知見に基づいてなされた
ものであり、以下の（１）〜（１１）を提供する。

【００１０】（１）重量％で、Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦
０．３％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．
００５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍ
ｏ：０．０７〜０．４５％、Ｔｉ：０．０３〜０．１０
％、Ｎｂ≦０．０８％を含み、ＴｉもしくはＴｉとＮｂ
の炭・窒化物およびＭｏの炭化物がそれぞれ単独でおよ
び／または複合化して析出したフェライト組織からなる
ことを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた高
張力熱延鋼板。

【００１１】（２）重量％で、Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦
０．３％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．
００５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍ
ｏ：０．０７〜０．４５％、Ｔｉ：０．０３〜０．１０
％、Ｎｂ≦０．０８％を含み、Ｔｉの炭化物およびＭｏ
の炭化物がそれぞれ単独でおよび／または複合化して析
出したフェライト組織からなることを特徴とする伸びお
よび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板。

【００１２】（３）重量％で、Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦
０．３％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．
００５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍ
ｏ：０．０７〜０．４５％、Ｔｉ：０．０３〜０．１０
％、Ｎｂ≦０．０８％を含み、ＴｉとＭｏとを含む炭化
物が析出したフェライト組織からなることを特徴とする
伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板。

【００１３】（４）上記（１）〜（３）において、Ｃ、
Ｔｉ、Ｍｏを以下の（１）式を満足するように含有する
ことを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項
に記載の伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延
鋼板。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５ …（ １） ただし、上記（１）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏは各成分の重
量％を表す。

【００１４】（５）上記（１）〜（３）において、Ｃ、
Ｔｉ、Ｎ、Ｍｏを以下の（２）式を満足するように含有
することを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れ
た高張力熱延鋼板。 Ｃ−［｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝×（１２／４８）＋（１２／９６）×Ｍｏ ］≦０．００５ …（２） ただし、上記（２）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｎ、Ｍｏは各成分
の重量％を表す。

【００１５】（６）上記（１）〜（５）において、重量
％で、固溶Ｃが０．００２０％以下であることを特徴と
する伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼
板。

【００１６】（７）上記（１）〜（６）において、表面
に溶融亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする伸び
および伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板。

【００１７】（８）重量％で、Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦
０．３％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．
００５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍ
ｏ：０．０７〜０．４５％、Ｔｉ：０．０３〜０．１０
％、Ｎｂ≦０．０８％を含む鋼を溶製し、連続鋳造によ
り鋼スラブとなし、直ちに、または、一旦冷却してから
１１５０℃以上に加熱した後、熱間圧延し、仕上熱間圧
延出側温度を８５０℃以上とし、５５０℃〜７００℃で
巻取ることを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優
れた高張力熱延鋼板の製造方法。

【００１８】（９）上記（１）から（７）のいずれかの
鋼板からなる部材を準備する第１の工程と、前記部材に
プレス成形を施して所望の形状のプレス成形品に加工す
る第２の工程とを有する高張力熱延鋼板の加工方法。

【００１９】（１０）上記（９）において、プレス成形
品は、自動車用部品、特に自動車用足廻り部材である高
張力熱延鋼板の加工方法。

【００２０】（１１）上記（１）から（７）のいずれか
に記載の鋼板により製造された自動車用部品。

【００２１】なお、本発明において、炭・窒化物とは、
炭化物、窒化物および炭窒化物のいずれか、またはこれ
らが２種類以上複合したものをいう。

【００２２】

【発明の実施の形態】以下、本発明について成分組成、
金属組織および製造条件に分けて具体的に説明する。

【００２３】［成分組成］本発明における鋼板は、重量
％で、Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦０．３％、Ｍｎ：１〜２
％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ≦０．０
６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．０７〜０．４５
％、Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、Ｎｂ≦０．０８％の
成分組成を有する。以下、各成分をこのように規定した
理由を説明する。

【００２４】Ｃ≦０．０６％ Ｃは炭化物を形成し、鋼を強化するのに有効である。し
かし、０．０６％を超えて添加するとパーライトが形成
され、伸びおよび伸びフランジ性を損なうため０．０６
％以下とする。

【００２５】Ｓｉ≦０．３％ Ｓｉは固溶強化元素として有効である。しかし、０．３
％を超えて添加するとフェライトからのＣ排出が促進さ
れて粒界に粗大な鉄炭化物が析出しやすくなり、伸びフ
ランジ性が低下するため、０．３％以下とする。

【００２６】Ｍｎ：１〜２％ Ｍｎは鋼を強化するため１％以上添加する。しかし、２
％を超えて添加すると偏析し、かつ硬質相が形成され、
伸びおよび伸びフランジ性がともに低下する。したがっ
てＭｎ量を１〜２％の範囲とする。

【００２７】Ｐ≦０．０６％ Ｐは固溶強化に有効である。しかし、０．０６％を超え
て添加すると偏析して伸びおよび伸びフランジ性がとも
に低下するため０．０６％以下とする。

【００２８】Ｓ≦０．００５％ Ｓは少ないほど好ましい。０．００５％を超えると伸び
フランジ性を低下させるため０．００５％以下とする。

【００２９】Ａｌ≦０．０６％ Ａｌは脱酸剤として添加される。しかし、０．０６％を
超えると伸びおよび伸びフランジ性がともに低下するた
め０．０６％以下とする。

【００３０】Ｎ≦０．００６％ Ｎは少ないほど好ましい。０．００６％を超えると粗大
な窒化物が増え、伸びおよび伸びフランジ性がともに低
下するため０．００６％以下とする。

【００３１】Ｍｏ：０．０７〜０．４５％ Ｍｏは本発明において重要な元素である。０．０７％以
上添加することでパーライト変態を抑制し、Ｔｉまたは
ＴｉとＮｂとを含む炭・窒化物を微細化させ、かつＭｏ
自体も炭化物を形成して析出するため、高強度を得つつ
伸びフランジ性が向上する。しかし、０．４５％を超え
て添加すると硬質相が形成され、伸びフランジ性が低下
する。したがってＭｏ量を０．０７〜０．４５％以下と
する。

【００３２】Ｔｉ：０．０３〜０．１０％ Ｔｉは本発明において重要な元素である。０．０３％以
上添加することで炭・窒化物析出による効果が得られ、
高強度でありながら伸びおよび伸びフランジ性が向上す
る。しかし、０．１０％を超えてＴｉを多量に添加する
とＭｏを複合添加しても粗大なＴｉＣが生成しやすくな
り、伸びフランジ性が低下する。したがって、Ｔｉ量は
０．０３〜０．１０％とする。

【００３３】Ｎｂ≦０．０８％ Ｎｂは炭・窒化物の析出により高強度でありながら伸び
および伸びフランジ性を向上させる。しかし、０．０８
％を超えて添加すると析出物が過多となり、伸びおよび
伸びフランジ性が低下するため０．０８％以下とする。

【００３４】０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）
＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５ 鋼中のＣと（Ｔｉ＋Ｍｏ）との原子数比が０．５〜１．
５となるように、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏの含有量を制御する
と、ＴｉとＭｏとを含む炭化物が微細に析出しやすくな
る。その結果、高張力でありながら、優れた伸びおよび
伸びフランジ性が容易に得られる。したがって、（Ｃ／
１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝の値が以
下の（１）式を満たすことが望ましい。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５ …（ １） ただし、上記（１）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏは各成分の重
量％を表す。上記（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋
（Ｍｏ／９６）｝の値は、０．８〜１．３を満たすこと
がより望ましい。

【００３５】Ｃ−［｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝×（１
２／４８）＋（１２／９６）×Ｍｏ］≦０．００５ ＴｉとＭｏとを含む炭化物を形成しないＣ量が０．００
５％を超える場合、材質のばらつきが大きくなる傾向が
ある。また、Ｔｉは、Ｎと結合した後の残余がＣと結合
する。したがって、以下の（２）式を満たすことが好ま
しい。 Ｃ−［｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝×（１２／４８）＋（１２／９６）×Ｍｏ］ ≦０．００５ …（２） ただし、上記（２）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｎ、Ｍｏは各成分
の重量％を表す。

【００３６】このことを実験結果で説明する。Ｃ＝０．
０５０％、Ｓｉ＝０．２１％、Ｍｎ＝１．６１％、Ｔｉ
＝０．０８３％、Ｎ＝０．００３６％、Ｍｏ＝０．２０
％を含む鋼Ａ（上記（２）式のＣ−［｛Ｔｉ−（４８／
１４）Ｎ｝×（１２／４８）＋（１２／９６）×Ｍｏ］
の値（以下、Ｂ値という）が０．００７３）と、Ｃ＝
０．０４０％、Ｓｉ＝０．０３％、Ｍｎ＝１．３４％、
Ｔｉ＝０．０９５％、Ｎ＝０．００４０％、Ｍｏ＝０．
２４％を含む鋼Ｂ（Ｂ値が０以下）を用いて熱延鋼板を
作成した。仕上温度は９１０℃と、巻取温度を５５０〜
７００℃まで変化させ、巻取温度と強度との関係を調査
した。強度（ＴＳ）は、ＪＩＳ５号試験片で測定した。
これにより、コイル内で巻取温度が変化したときに強度
が変化するかどうかがわかる。すなわち、巻取温度の依
存性が強い場合、小さい巻取温度の変動で強度が著しく
変化することとなる。

【００３７】調査結果を図１に示す。図１に示すよう
に、Ｔｉ、Ｍｏと結合しないＣ（Ａ値）が０．００５％
を超える鋼Ａでは、ＴＳの巻き取り温度依存性が著しい
ことがわかる。

【００３８】次に、Ｃ＝０．０４０〜０．０５５％、Ｓ
ｉ＝０．２％、Ｍｎ＝１．６％、Ｔｉ＝０．０８０〜
０．０９０％、Ｍｏ＝０．１０〜０．２０％、Ｎ＝０．
００２０％の鋼を用いて、巻取温度を６５０℃で一定と
して熱間圧延を行い、上記Ｂ値とＴＳとの関係を求め
た。その結果を図２に示す。図２に示すように、Ｂ値が
０．００５％以上になるとＴＳが低下する傾向が大きく
なることがわかる。

【００３９】なお、Ｃｒはパーライト変態を抑制し、伸
びフランジ性を高める作用を有するので０．１％以下の
範囲で添加してもよい。０．１％以下とするのは、０．
１％を超えて添加すると硬質相が形成され、伸びフラン
ジ性が低下するためである。

【００４０】また、本発明の効果が維持される範囲で上
記以外の元素を添加してもよく、また他の不可避的な不
純物元素が含有されていてもよい。

【００４１】［金属組織］本発明では、優れた伸びおよ
び伸びフランジ性を確保するため、ＴｉもしくはＴｉと
Ｎｂの炭・窒化物およびＭｏの炭化物がそれぞれ単独で
および／または複合化して析出したフェライト組織とし
ている。すなわち、延性に富むフェライト組織に適正量
の炭・窒化物を析出させることで優れた伸びおよび伸び
フランジ性の両立が可能となる。

【００４２】なお、ＴｉもしくはＴｉとＮｂの炭・窒化
物およびＭｏの炭化物がそれぞれ単独でおよび／または
複合化して析出する形態としては、Ｔｉの炭化物および
Ｍｏの炭化物がそれぞれ単独でおよび／または複合化し
て析出するものが好ましい。特に、これらが複合化した
ＴｉとＭｏとを含む炭化物が析出することが望ましい。
ＴｉとＭｏとを含む炭化物は微細かつ均一に分散析出す
ることから、高張力と優れた伸びおよび伸びフランジ性
との両立が容易となる。

【００４３】また、本発明鋼板は鋼組成、特にＣ，Ｔ
ｉ，Ｍｏ量を適正化し、鋼中Ｃのほとんどを微細な炭・
窒化物として析出させているため、固溶Ｃは非常に少な
い。良好な伸びを得るためには固溶Ｃ量が少ないほど好
ましく、固溶Ｃ量が０．００２０％を超えると伸びが低
下する傾向にあるため０．００２０％以下とすることが
望ましい。より好ましくは０．００１０％以下である。

【００４４】本発明の高張力熱延鋼板には、表面に溶融
亜鉛系めっき皮膜を形成し、溶融亜鉛系めっき鋼板とし
たものも含む。本発明の高張力熱延鋼板は良好な伸びお
よび伸びフランジ性を有することから、溶融亜鉛系めっ
き皮膜を形成しても良好な伸びおよび伸びフランジ性を
維持することができる。ここで、溶融亜鉛系めっきと
は、亜鉛および亜鉛を主体とした溶融めっきであり、亜
鉛の他にＡｌ、Ｃｒ等の合金元素を含んだものを含む。
このような溶融亜鉛系めっきを施した本発明の高張力熱
延鋼板は、めっきままでもめっき後合金化処理を行って
もかまわない。

【００４５】［製造条件］本発明の熱延鋼板は、上記成
分組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造により鋼スラブと
なし、直ちに、または、一旦冷却してから１１５０℃以
上に加熱した後、熱間圧延し、仕上熱間圧延出側温度を
８５０℃以上とし、５５０℃〜７００℃で巻取ることに
よって製造される。

【００４６】・鋼スラブを直ちに、または一旦冷却して
から１１５０℃以上に加熱後、熱間圧延 熱間圧延後に、ＴｉもしくはＴｉとＮｂの炭・窒化物お
よびＭｏの炭化物をそれぞれ単独でおよび／または複合
化して析出させるために、熱間圧延前のスラブ段階では
Ｔｉ，ＮｂおよびＭｏを固溶させる必要があるため、鋼
スラブを直ちに熱間圧延するか、または一旦冷却してか
ら１１５０℃以上に加熱後熱間圧延する。つまり、スラ
ブ製造後はＴｉ，ＮｂおよびＭｏは固溶しているため直
ちに熱間圧延する場合は固溶状態が保たれているが、一
旦冷却した場合には粗大な析出物が形成されるので１１
５０℃以上に加熱してＴｉ，ＮｂおよびＭｏを再度固溶
させる必要がある。

【００４７】・仕上熱間圧延出側温度：８５０℃以上 伸びおよび伸びフランジ性を確保するため、仕上熱間圧
延出側温度を８５０℃以上とする。８５０℃未満とした
場合、表層が粗大粒となり伸びおよび伸びフランジ性が
損なわれる。

【００４８】・巻取温度：５５０℃〜７００℃ フェライト組織を得るため、巻取温度を５５０℃〜７０
０℃とする。５５０℃未満では転位密度の高い組織とな
るため伸びが低下し、７００℃を超えるとＴｉ，Ｎｂお
よびＭｏによる析出強化の効果が小さくなる。さらに望
ましくは６００〜６６０℃である。巻取温度を６００〜
６６０℃とすると、強度と伸びおよび伸びフランジ性と
のバランスがさらに良好となる。

【００４９】熱延鋼板製造後に溶融亜鉛系めっき処理を
施す場合には、常法にしたがって行えばよいが、めっき
前焼鈍温度については、４５０℃未満ではめっきがつか
ず、７５０℃超えでは強度低下が生じやすい。そのた
め、焼鈍温度は４５０℃以上、７５０℃以下が好まし
い。

【００５０】なお、本発明の熱延鋼板は、スケールのつ
いた状態でも酸洗材でもその特性に差異はない。調質圧
延についても通常行われる条件であれば問題はない。ま
た、上記溶融亜鉛めっきは、酸洗後であってもスケール
のついたままであってもよい。電気めっきを施したもの
でもかまわず、化成処理を施したものであっても特に問
題はない。鋳造後直ちにまたは補熱を目的とした加熱を
施した後にそのまま熱間圧延を行う直送圧延を行ったも
のであっても本発明の効果に影響はない。また、粗圧延
後に仕上圧延前もしくは仕上圧延中に圧延材を加熱また
は保熱しても、粗圧延後に圧延材を接合して行う連続圧
延を行っても、また、圧延材の加熱と連続圧延とを同時
に行っても本発明の効果は損なわれない。

【００５１】本発明の熱延鋼板は、伸びおよび伸びフラ
ンジ性に優れているのでこれをプレス成形した場合、そ
の特質が活かされ、自動車用部材、特にサスペンション
アーム等の足廻り部材のようなプレス時の断面形状が複
雑な部材を良好な品質で製造することができ、特に、プ
レス成形品の軽量化に資することができる。以下に具体
的に、本発明に係る熱延鋼板の加工方法、換言すればプ
レス成形品の製造方法について説明する。

【００５２】図３は、本発明に係る熱延鋼板の加工方法
の作業フローの一例を示すフローチャートである。この
作業フローは、通常、本発明に係る鋼板を製造すること
またはその製造された鋼板を例えばコイルにして目的場
所に搬送することを前工程としており、まず、本発明に
係る熱延鋼板を準備することから始まる（Ｓ０、Ｓ
１）。この鋼板に対してプレス加工を施す前に、鋼板に
対して前処理的な加工を施すこともあれば（Ｓ２）、裁
断機により所定の寸法や形状に加工することもある（Ｓ
３）。前者のＳ２の工程では、例えば鋼板の幅方向の所
定箇所に切り込みや穿孔を行い、引き続くプレス加工を
終えた段階またはそのプレス加工の過程で、所定の寸法
および形状のプレス成形品または被プレス加工部材とし
て切り離すことができるようにしておく。後者のＳ３の
工程では、最終的なプレス成形品の寸法、形状等を予め
考慮して、所定の寸法および形状の鋼板部材に加工（し
たがって裁断）するようにしておく。その後、Ｓ２およ
びＳ３の工程を経由した部材には、プレス加工が施さ
れ、最終的に目的とする寸法・形状の所望のプレス成形
品が製造される（Ｓ４）。このプレス加工は、通常は多
段階で行われ、３段階以上７段階以下であることが多
い。

【００５３】Ｓ４の工程は、Ｓ２およびＳ３の工程を経
由した部材に対してさらに所定の寸法や形状に裁断する
工程を含む場合もある。この場合の「裁断」という作業
は、例えば、少なくともプレス加工の過程で、Ｓ２およ
びＳ３の工程を経由した部材の端部のような最終的なプ
レス成形品には不要部分を切り離す作業であっても構わ
ないし、また、Ｓ２の工程で設けられた鋼板の幅方向の
切り込みや穿孔に沿って被プレス加工部材を切り離す作
業であっても構わない。

【００５４】なお、図３中、Ｎ１ないしＮ３は、鋼板、
部材、プレス成形品を、機械的にあるいは作業員による
搬送作業である場合がある。

【００５５】こうして製造されるプレス成形品は、必要
に応じて次工程に送られる。次工程としては、例えば、
プレス成形品に更に機械加工を施し、寸法や形状を調整
する工程、プレス成形品を所定場所に搬送し、格納する
工程、プレス成形品に表面処理を施す工程、プレス成形
品を用いて自動車のような目的物を組み立てる組立工程
がある。

【００５６】図４は、図３に示した作業を実際に行う装
置と鋼板、部材、プレス成形品の流れとの関係を示すブ
ロック図である。この図においては、本発明に係る熱延
鋼板はコイル状で準備されており、プレス加工機により
プレス成形品が製造される。プレス加工機は多段プレス
を行う機種のものであるが、本件発明はこれに限定され
ない。

【００５７】プレス加工機の前段に、裁断機その他の前
処理機械を設置する場合（図４の（ａ））もあれば、設
置しない場合（図４の（ｂ））もある。裁断機が設置さ
れる場合には、コイルから供給される長尺の本発明に係
る鋼板から、必要な寸法又は形状の部材を裁断し、この
部材がプレス加工機においてプレス加工され、所定のプ
レス成形品となる。鋼板の幅方向に切り欠きや穿孔を施
す前処理機械が設置される場合には、プレス加工機にお
いてその切り欠きや穿孔に沿って裁断が行われても構わ
ない。前処理機械を設置しない場合には、プレス加工機
において鋼板がプレス加工される過程で、裁断が行わ
れ、最終的に所定の寸法、形状を有するプレス成形品が
製造される。なお、図４における「裁断」の意味は、図
３における裁断と同じである。

【００５８】こうして製造されるプレス成形品は、その
原材料として伸び及び伸びフランジ性に優れている本発
明に係る鋼板を使用しているので、プレス時の断面形状
が複雑であっても、良好な品質で製造することができ、
軽量なものとなる。このような特長は、プレス成形品が
自動車用部材、特にサスペンションアーム等の足廻り部
材である場合に特に有用である。

【００５９】

【実施例】［実施例１］表１に示す化学成分を有する鋼
を、表２に示す製造条件を用いて板厚３．２ｍｍの熱延
鋼板とした。表１において、Ａ値は上記（１）式の（Ｃ
／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝の値、
Ｂ値は上記（２）式のＣ−［｛Ｔｉ−（４８／１４）
Ｎ｝×（１２／４８）＋（１２／９６）×Ｍｏ］の値を
示す。また、表２においてＳＲＴはスラブ加熱温度であ
り、ＦＴは仕上熱間圧延出側温度、およびＣＴは巻取温
度である。

【００６０】得られた熱延鋼板を酸洗後、ＪＩＳ５号引
張試験片および穴広げ試験片を採取し、引張試験および
穴広げ試験を実施するとともに、光学顕微鏡および走査
型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で金属組織を確認した。穴広げ
試験は１３０ｍｍ角の鋼板の中央に１０ｍｍφのポンチ
によりクリアランス１２．５％で打ち抜いた穴を有する
試験片を準備し、６０°円錐ポンチにより打ち抜き穴の
バリ側の反対方向から押し上げる方法で行った。また、
鋼板から作製した薄膜を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）に
よって観察し析出物を確認した。また、析出物の成分を
ＴＥＭに装備されたエネルギー分散型Ｘ線分光装置（Ｅ
ＤＸ）により分析した。

【００６１】金属組織および試験結果を表２に併記す
る。試験結果の評価については、引張強さ（ＴＳ）が７
８０ＭＰａ以上、伸び（Ｅｌ）が２０％以上かつ穴広げ
率（λ）が７０％以上を良好とした。

【００６２】表２に示すように、Ｎｏ．１〜３および５
〜１５の鋼板は、成分組成が本発明の範囲で、金属組織
も本発明の範囲内である適正な量のＴｉとＭｏとを含む
炭化物が析出したフェライト組織であった。このため伸
びおよび伸びフランジ性がともに優れた結果が得られて
いる。なお、図５に、Ｎｏ．２の鋼板の透過型電子顕微
鏡写真を示す。この写真から、微細なＴｉとＭｏとを含
む炭化物がフェライト単相組織中に均一に分散している
ことがわかる。

【００６３】これに対して、Ｎｏ．４の鋼板は、ＣＴが
低いため転位密度の高いベイナイト組織となりＥｌが低
く、Ｎｏ．１６〜１８，２０の熱延鋼板は、第２相であ
るパーライトまたはマルテンサイトが形成され、伸びお
よび伸びフランジ性がともに低く、Ｎｏ．１９の鋼板は
Ｍｏの添加量が少ないためＴｉ，Ｎｂの炭・窒化物が微
細とならず、かつ、Ｍｏ炭化物の析出もほとんどないた
めλが低く、Ｎｏ．２１の鋼板はＴｉ添加量が少なくＴ
ｉの炭・窒化物が少ないためＴＳ、λが低く、Ｎｏ．２
２〜２６の鋼板はＴｉまたはＮｂまたはこれらの両方の
添加量が多すぎるため、析出物量が過多となり、Ｅｌ、
λともに低くなっている。

【００６４】

【表１】

【００６５】

【表２】

【００６６】［実施例２］表１の鋼種Ａ，Ｆ，Ｍおよび
Ｖのスラブを準備し、そのスラブを１２５０℃に加熱
後、仕上熱間圧延出側温度８９０℃で熱間圧延した後、
巻取温度６３０℃として板厚３．０ｍｍの鋼板を作製し
た。得られた鋼板からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、
引張試験を行った。また、固溶Ｃ量を内部摩擦測定によ
り決定した。固溶Ｃ量と、引張試験により測定されたＥ
ｌとの関係を図６に示す。

【００６７】図６から、固溶Ｃ量を０．００２０％以下
とすることで伸びが良好となることが確認される。

【００６８】［実施例３］表３に示す鋼を溶解し、仕上
げ温度９２０℃、巻き取り温度６１０℃で熱間圧延を行
い、板圧１．８ｍｍの熱延鋼板を製造した。得られた熱
延鋼板を酸洗後、合金化溶融亜鉛めっきを行った。亜鉛
めっき板よりＪＩＳ５号引張試験片および穴広げ試験片
を採取し、引張試験および穴広げ試験を実施するととも
に、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で金
属組織を確認し、析出物の成分を透過型顕微鏡（ＴＥ
Ｍ）に装備されたエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤ
Ｘ）により分析した。その際のＴＳ、Ｅｌ、λの値を表
３に併記する。なお、表３中のＡ値、Ｂ値は表１と同様
である。

【００６９】表３に示すように、本発明例であるＮｏ．
２７は、合金化溶融亜鉛めっきを行っても優れた伸びお
よび伸びフランジ性を示したが、比較例であるＮｏ．２
８はＭｏを含有していないため、析出物がＭｏを含まな
いものとなり、伸びフランジ性が著しく低い値となっ
た。

【００７０】

【表３】

【００７１】［実施例４］表４に示す成分組成の鋼を仕
上げ温度９１０℃、巻取温度６００℃と６５０℃で熱間
圧延を行った。得られた板厚３．２ｍｍの鋼板の組織を
確認し、析出物の分析を行った後、鋼板よりＪＩＳ５号
引張試験片を作成して引張試験を行った。６００℃巻取
材と６５０℃巻取材とでＴＳの差をとり、巻き取り温度
依存性を調査した。結果を表４に併記する。なお、表４
に示すＮｏ．２９〜３２は、いずれもフェライト組織に
本発明の炭化物が析出した組織を有していた。

【００７２】表４に示すように、Ｂ値が０．００５％以
下で上記（２）式を満たすＮｏ．２９〜３１はＴＳの差
は小さく、巻取温度依存性が小さいが、上記（２）式を
満たさないＮｏ．３２は巻取温度依存性が大きいことが
確認された。

【００７３】

【表４】

【００７４】

【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
成分組成を適切に調整することにより、微細な炭・窒化
物が析出したフェライト組織を形成するので、伸びおよ
び伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板を提供するこ
とができる。したがって、本発明は、自動車用足廻り部
材の軽量化に大いに寄与するものである。

【図面の簡単な説明】

【図１】巻取温度とＴＳとの関係を示すグラフ。

【図２】Ｃ−［｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝×（１２／
４８）＋（１２／９６）×Ｍｏ］の値とＴＳとの関係を
示すグラフ。

【図３】本発明に係る熱延鋼板の加工方法の作業フロー
の一例を示すフローチャート。

【図４】図３に示した作業を実際に行う装置と鋼板、部
材、プレス成形品の流れとの関係を示すブロック図。

【図５】本発明に係る高張力熱延鋼板の金属組織を示す
透過型電子顕微鏡写真。

【図６】固溶Ｃ量と、引張試験により測定されたＥｌと
の関係を示すグラフ。

フロントページの続き (72)発明者 山本 徹夫 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 前田 英司 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 中田 博士 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 冨田 邦和 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 斉藤 孝信 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 山下 敬士 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 益本 博司 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA04 EA05 EA15 EA17 EA18 EA19 EA23 EA25 EA27 EA31 EB05 EB08 EC01 FA02 FA03 FA05 FB00 FC04 FC05 FE02 FE03 GA05

Claims (11)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦０．
   ３％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００
   ５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：
   ０．０７〜０．４５％、Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、
   Ｎｂ≦０．０８％を含み、ＴｉもしくはＴｉとＮｂの炭
   ・窒化物およびＭｏの炭化物がそれぞれ単独でおよび／
   または複合化して析出したフェライト組織からなること
   を特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力
   熱延鋼板。
2. 【請求項２】 重量％で、Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦０．
   ３％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００
   ５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：
   ０．０７〜０．４５％、Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、
   Ｎｂ≦０．０８％を含み、Ｔｉの炭化物およびＭｏの炭
   化物がそれぞれ単独でおよび／または複合化して析出し
   たフェライト組織からなることを特徴とする伸びおよび
   伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板。
3. 【請求項３】 重量％で、Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦０．
   ３％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００
   ５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：
   ０．０７〜０．４５％、Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、
   Ｎｂ≦０．０８％を含み、ＴｉとＭｏとを含む炭化物が
   析出したフェライト組織からなることを特徴とする伸び
   および伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板。
4. 【請求項４】 Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏを以下の（１）式を満足
   するように含有することを特徴とする請求項１から請求
   項３のいずれか１項に記載の伸びおよび伸びフランジ性
   に優れた高張力熱延鋼板。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５ …（ １） ただし、上記（１）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏは各成分の重
   量％を表す。
5. 【請求項５】 Ｃ、Ｔｉ、Ｎ、Ｍｏを以下の（２）式を
   満足するように含有することを特徴とする請求項１から
   請求項３のいずれか１項に記載の伸びおよび伸びフラン
   ジ性に優れた高張力熱延鋼板。 Ｃ−［｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝×（１２／４８）＋（１２／９６）×Ｍｏ ］≦０．００５ …（２） ただし、上記（２）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｎ、Ｍｏは各成分
   の重量％を表す。
6. 【請求項６】 重量％で、固溶Ｃが０．００２０％以下
   であることを特徴とする請求項１から請求項５のいずれ
   か１項に記載の伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張
   力熱延鋼板。
7. 【請求項７】 表面に溶融亜鉛系めっき皮膜を有するこ
   とを特徴とする請求項１から請求項６のいずれか１項に
   記載の伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼
   板。
8. 【請求項８】 重量％で、Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦０．
   ３％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００
   ５％、Ａｌ≦０．０６％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：
   ０．０７〜０．４５％、Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、
   Ｎｂ≦０．０８％を含む鋼を溶製し、連続鋳造により鋼
   スラブとなし、直ちに、または、一旦冷却してから１１
   ５０℃以上に加熱した後、熱間圧延し、仕上熱間圧延出
   側温度を８５０℃以上とし、５５０℃〜７００℃で巻取
   ることを特徴とする伸びおよび伸びフランジ性に優れた
   高張力熱延鋼板の製造方法。
9. 【請求項９】 請求項１から請求項７のいずれかに記載
   の鋼板からなる部材を準備する第１の工程と、前記部材
   にプレス成形を施して所望の形状のプレス成形品に加工
   する第２の工程とを有する高張力熱延鋼板の加工方法。
10. 【請求項１０】 前記プレス成形品は、自動車用部品で
    ある請求項９に記載の高張力熱延鋼板の加工方法。
11. 【請求項１１】 請求項１から請求項７のいずれかに記
    載の鋼板により製造された自動車用部品。