JP2003138343A - 材質均一性に優れた高成形性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
材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 コイル内材質変動、特に幅方向の材質変動が
最小限であり、工業的に実用可能な材質均一性に優れた
高成形性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≦０．１％、Ｗ：０．０１
〜１．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％を含み、実質的
にフェライト組織に、原子比でＴｉ／Ｗ≧０．１を満た
す範囲でＴｉおよびＷを含む炭化物が分散析出してな
る。
最小限であり、工業的に実用可能な材質均一性に優れた
高成形性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≦０．１％、Ｗ：０．０１
〜１．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％を含み、実質的
にフェライト組織に、原子比でＴｉ／Ｗ≧０．１を満た
す範囲でＴｉおよびＷを含む炭化物が分散析出してな
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車等の輸送機
に使用される部材に適した、材質均一性に優れた高成形
性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。
に使用される部材に適した、材質均一性に優れた高成形
性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】近年、自動車を代表する輸送機分野にお
いて、燃費向上を目的に車体の軽量化が検討されてい
る。この車体軽量化の検討の一つとして、使用鋼板の高
強度化が推進されている。従来より、高強度鋼板とし
て、Ｃ，Ｍｎ，Ｓｉの固溶強化と、Ｔｉ，Ｎｂの析出強
化を複合した製造コストの低い鋼板が用いられてきた
が、Ｃを０．１２〜０．１５％含有するため、鋼中にセ
メンタイトが多く析出し延性が乏しく、自動車用部材の
ような難加工材ではプレス割れを起こしていた。
いて、燃費向上を目的に車体の軽量化が検討されてい
る。この車体軽量化の検討の一つとして、使用鋼板の高
強度化が推進されている。従来より、高強度鋼板とし
て、Ｃ，Ｍｎ，Ｓｉの固溶強化と、Ｔｉ，Ｎｂの析出強
化を複合した製造コストの低い鋼板が用いられてきた
が、Ｃを０．１２〜０．１５％含有するため、鋼中にセ
メンタイトが多く析出し延性が乏しく、自動車用部材の
ような難加工材ではプレス割れを起こしていた。
【０００３】このようなプレス割れを回避する高成形性
高張力熱延鋼板として、特開平６−１７２９２４号公報
にはＳｉで炭化物析出を抑制するとともに、Ｃｒ添加量
制限で低温変態相生成を抑制し、組織をベイナイティッ
クフェライト単相とし、さらにＮｉ，Ｍｏを固溶強化元
素として用いたＴｉ添加高伸びフランジ加工性高張力熱
延鋼板が開示されている。しかしながら、この技術の根
幹をなすラス間に炭化物析出をともなわないラス状組織
であるベイニティックフェライト組織では、Ｔｉ添加量
を炭窒化物形成限界以下に制限していることから、Ｔｉ
と結合しないＣをベイニティックフェライト中に過飽和
に固溶させなければならない。このため、炭化物析出駆
動力が高い状態であることから添加成分の微妙な増減や
熱延条件に対して炭化物析出の感受性が著しく強く、通
常起こりうる幅方向の温度変動に対しても炭化物が容易
に析出するようになり、幅方向で部分的に加工性が急激
に劣化するのが現状である。
高張力熱延鋼板として、特開平６−１７２９２４号公報
にはＳｉで炭化物析出を抑制するとともに、Ｃｒ添加量
制限で低温変態相生成を抑制し、組織をベイナイティッ
クフェライト単相とし、さらにＮｉ，Ｍｏを固溶強化元
素として用いたＴｉ添加高伸びフランジ加工性高張力熱
延鋼板が開示されている。しかしながら、この技術の根
幹をなすラス間に炭化物析出をともなわないラス状組織
であるベイニティックフェライト組織では、Ｔｉ添加量
を炭窒化物形成限界以下に制限していることから、Ｔｉ
と結合しないＣをベイニティックフェライト中に過飽和
に固溶させなければならない。このため、炭化物析出駆
動力が高い状態であることから添加成分の微妙な増減や
熱延条件に対して炭化物析出の感受性が著しく強く、通
常起こりうる幅方向の温度変動に対しても炭化物が容易
に析出するようになり、幅方向で部分的に加工性が急激
に劣化するのが現状である。
【０００４】また、特開平７−１１３８２号公報には、
Ｃと結合するＴｉ，Ｎｂ量をＣに対して原子比で０．５
以上添加し、固溶Ｔｉ，Ｎｂで熱間圧延後のフェライト
核生成を抑制することで組織をアシキュラーフェライト
とし、さらにＣｒ，Ｍｏの固溶強化で強度を調整した高
伸びフランジ性熱延鋼板が開示されている。しかしなが
ら、この技術におけるアシキュラーフェライト組織の熱
延鋼板は８４３ＭＰａの強度で伸びが１５％であり、伸
びが高いことが要求される張り出し成形に対しては延性
が未だ十分ではなく、このような特性の熱延鋼板に対し
実際に張り出し成形を行うと割れが生じてしまう。さら
に、ただ単に極低炭素鋼にＴｉ、Ｎｂを添加し、固溶Ｔ
ｉ、Ｎｂ量を十分確保してもアシキュラーフェライト組
織は得られないように、Ｔｉ、Ｎｂによる組織のアシキ
ュラー化効果は極めて小さく、この技術では多少の製造
条件の変動でアシキュラーフェライトが得られなくなっ
てしまう。
Ｃと結合するＴｉ，Ｎｂ量をＣに対して原子比で０．５
以上添加し、固溶Ｔｉ，Ｎｂで熱間圧延後のフェライト
核生成を抑制することで組織をアシキュラーフェライト
とし、さらにＣｒ，Ｍｏの固溶強化で強度を調整した高
伸びフランジ性熱延鋼板が開示されている。しかしなが
ら、この技術におけるアシキュラーフェライト組織の熱
延鋼板は８４３ＭＰａの強度で伸びが１５％であり、伸
びが高いことが要求される張り出し成形に対しては延性
が未だ十分ではなく、このような特性の熱延鋼板に対し
実際に張り出し成形を行うと割れが生じてしまう。さら
に、ただ単に極低炭素鋼にＴｉ、Ｎｂを添加し、固溶Ｔ
ｉ、Ｎｂ量を十分確保してもアシキュラーフェライト組
織は得られないように、Ｔｉ、Ｎｂによる組織のアシキ
ュラー化効果は極めて小さく、この技術では多少の製造
条件の変動でアシキュラーフェライトが得られなくなっ
てしまう。
【０００５】一方で、高加工性と高強度化をＴｉ，Ｎ
ｂ，Ｖ，Ｍｏの微細化効果で実現する方法が特開平１１
−１５２５４４号公報に開示されている。しかし、この
技術では粒径を２μｍ以下にすることから、伸びの劣化
は避けられずやはり張り出し成形で割れが生じてしま
う。また、粒径があまりにも微細なため、粒成長性が極
めて大きく、通常起こりうる幅方向の熱延条件の変動で
２μｍを超える粒が部分的に生じて混粒組織となり、加
工性が急激に劣化するのが現状である。
ｂ，Ｖ，Ｍｏの微細化効果で実現する方法が特開平１１
−１５２５４４号公報に開示されている。しかし、この
技術では粒径を２μｍ以下にすることから、伸びの劣化
は避けられずやはり張り出し成形で割れが生じてしま
う。また、粒径があまりにも微細なため、粒成長性が極
めて大きく、通常起こりうる幅方向の熱延条件の変動で
２μｍを超える粒が部分的に生じて混粒組織となり、加
工性が急激に劣化するのが現状である。
【０００６】さらに、特開平６−２００３５１号公報に
は、ポリゴナルフェライトに対するパーライトや低温変
態相の面積比が１５％以下でポリゴナルフェライト中に
ＴｉＣが分散した組織を有し、かつ、Ｍｏの固溶強化で
強度調整を行った伸びフランジ性が優れた高強度熱延鋼
板が開示されている。しかしながら、この鋼板では、Ｔ
ｉＣの析出温度が狭範囲なため、幅方向センターでは加
工性が良好でも、エッジでは規定の強度を下回り、延性
が著しく劣化するのが現状である。
は、ポリゴナルフェライトに対するパーライトや低温変
態相の面積比が１５％以下でポリゴナルフェライト中に
ＴｉＣが分散した組織を有し、かつ、Ｍｏの固溶強化で
強度調整を行った伸びフランジ性が優れた高強度熱延鋼
板が開示されている。しかしながら、この鋼板では、Ｔ
ｉＣの析出温度が狭範囲なため、幅方向センターでは加
工性が良好でも、エッジでは規定の強度を下回り、延性
が著しく劣化するのが現状である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】このように従来技術で
は、加工性に優れた高張力熱延鋼板が提案されているも
のの、コイル内の引張特性の変動が大きかったり、通常
起こりうる製造条件の変動で加工性が劣化してしまう
等、工業生産に適さないのは明らかである。
は、加工性に優れた高張力熱延鋼板が提案されているも
のの、コイル内の引張特性の変動が大きかったり、通常
起こりうる製造条件の変動で加工性が劣化してしまう
等、工業生産に適さないのは明らかである。
【０００８】本発明はかかる事情に鑑みてなされたもの
であって、コイル内材質変動、特に幅方向の材質変動が
最小限であり、工業的に実用可能な材質均一性に優れた
高成形性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。
であって、コイル内材質変動、特に幅方向の材質変動が
最小限であり、工業的に実用可能な材質均一性に優れた
高成形性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。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、従来技術
では解決されない熱延ランナウトテーブルからコイラに
かけてのセンターとエッジの冷却履歴の違いによる幅方
向の材質変化や圧延速度の変化で生じるランナウトテー
ブル上のストリップの冷却速度変化などが原因となるコ
イル内の長手方向の材質変動を小さくするために鋭意研
究を重ねた結果、上記従来技術に示すラス状組織でもベ
イニティックフェライトでも２μｍ以下の微細粒でもな
く、フェライト単相組織を、Ｔｉ／ＷまたはＴｉ／（Ｗ
＋Ｍｏ）が所定原子比の範囲である微細析出物で強化し
た鋼により材質変動が低減されることを見出した。ま
た、このような組織とすることにより、従来不可欠であ
ったＳｉの添加を極力低減することが可能となり、表面
性状を悪化させるＳｉに起因する赤スケールの生成も抑
制することができることも見出した。
では解決されない熱延ランナウトテーブルからコイラに
かけてのセンターとエッジの冷却履歴の違いによる幅方
向の材質変化や圧延速度の変化で生じるランナウトテー
ブル上のストリップの冷却速度変化などが原因となるコ
イル内の長手方向の材質変動を小さくするために鋭意研
究を重ねた結果、上記従来技術に示すラス状組織でもベ
イニティックフェライトでも２μｍ以下の微細粒でもな
く、フェライト単相組織を、Ｔｉ／ＷまたはＴｉ／（Ｗ
＋Ｍｏ）が所定原子比の範囲である微細析出物で強化し
た鋼により材質変動が低減されることを見出した。ま
た、このような組織とすることにより、従来不可欠であ
ったＳｉの添加を極力低減することが可能となり、表面
性状を悪化させるＳｉに起因する赤スケールの生成も抑
制することができることも見出した。
【００１０】本発明はこのような知見に基づいてなされ
たものであって、以下の（１）〜（１１）を提供する。
たものであって、以下の（１）〜（１１）を提供する。
【００１１】（１）重量％で、Ｃ≦０．１％、Ｗ：０．
０１〜１．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％を含み、実
質的にフェライト組織に、原子比でＴｉ／Ｗ≧０．１を
満たす範囲でＴｉおよびＷを含む炭化物が分散析出して
なることを特徴とする材質均一性に優れた高成形性高張
力熱延鋼板。
０１〜１．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％を含み、実
質的にフェライト組織に、原子比でＴｉ／Ｗ≧０．１を
満たす範囲でＴｉおよびＷを含む炭化物が分散析出して
なることを特徴とする材質均一性に優れた高成形性高張
力熱延鋼板。
【００１２】（２）重量％で、Ｃ≦０．１％、Ｗ：０．
０１〜１．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、Ｍｏ：
０．０５〜０．６％を含み、実質的にフェライト組織
に、原子比でＴｉ／（Ｗ＋Ｍｏ）≧０．１を満たす範囲
でＴｉ、ＷおよびＭｏを含む炭化物が分散析出してなる
ことを特徴とする材質均一性に優れた高成形性高張力熱
延鋼板。
０１〜１．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、Ｍｏ：
０．０５〜０．６％を含み、実質的にフェライト組織
に、原子比でＴｉ／（Ｗ＋Ｍｏ）≧０．１を満たす範囲
でＴｉ、ＷおよびＭｏを含む炭化物が分散析出してなる
ことを特徴とする材質均一性に優れた高成形性高張力熱
延鋼板。
【００１３】（３）重量％で、Ｃ≦０．１％、Ｓｉ≦
０．５％、Ｍｎ≦２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１
％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｃｒ≦０．５
％、Ｗ：０．０１〜１．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２
％、Ｎｂ≦０．０８％を含み、残部が実質的にＦｅから
なり、実質的にフェライト組織に、原子比でＴｉ／Ｗ≧
０．１を満たす範囲でＴｉおよびＷを含む炭化物が分散
析出していることを特徴とする材質均一性に優れた高成
形性高張力熱延鋼板。
０．５％、Ｍｎ≦２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１
％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｃｒ≦０．５
％、Ｗ：０．０１〜１．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２
％、Ｎｂ≦０．０８％を含み、残部が実質的にＦｅから
なり、実質的にフェライト組織に、原子比でＴｉ／Ｗ≧
０．１を満たす範囲でＴｉおよびＷを含む炭化物が分散
析出していることを特徴とする材質均一性に優れた高成
形性高張力熱延鋼板。
【００１４】（４）重量％で、Ｃ≦０．１％、Ｓｉ≦
０．５％、Ｍｎ≦２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１
％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｃｒ≦０．５
％、Ｗ：０．０１〜１．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．６
％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、Ｎｂ≦０．０８％を含
み、残部が実質的にＦｅからなり、実質的にフェライト
組織に、原子比でＴｉ／（Ｗ＋Ｍｏ）≧０．１を満たす
範囲でＴｉ、ＷおよびＭｏを含む炭化物が分散析出して
なることを特徴とする材質均一性に優れた高成形性高張
力熱延鋼板。
０．５％、Ｍｎ≦２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１
％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｃｒ≦０．５
％、Ｗ：０．０１〜１．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．６
％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、Ｎｂ≦０．０８％を含
み、残部が実質的にＦｅからなり、実質的にフェライト
組織に、原子比でＴｉ／（Ｗ＋Ｍｏ）≧０．１を満たす
範囲でＴｉ、ＷおよびＭｏを含む炭化物が分散析出して
なることを特徴とする材質均一性に優れた高成形性高張
力熱延鋼板。
【００１５】（５）上記（１）または（３）において、
Ｃ、Ｔｉ、Ｗ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材質均一性に優れた高成形性高張力
熱延 鋼板。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１９２）｝≦１．５ …（ １） ただし、上記（１）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｗは各成分の重量
％を表す。
Ｃ、Ｔｉ、Ｗ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材質均一性に優れた高成形性高張力
熱延 鋼板。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１９２）｝≦１．５ …（ １） ただし、上記（１）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｗは各成分の重量
％を表す。
【００１６】（６）上記（２）または（４）において、
Ｃ、Ｔｉ、Ｗ、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材質均一性に優れた高成形性
高張力熱延鋼板。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１９２）＋（Ｍｏ／９６） ｝≦１．５ …（２） ただし、上記（２）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏは各成分
の重量％を表す。
Ｃ、Ｔｉ、Ｗ、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材質均一性に優れた高成形性
高張力熱延鋼板。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１９２）＋（Ｍｏ／９６） ｝≦１．５ …（２） ただし、上記（２）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏは各成分
の重量％を表す。
【００１７】（７）上記（１）〜（６）のいずれかにお
いて、表面に溶融亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴
とする材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。
いて、表面に溶融亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴
とする材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。
【００１８】（８）上記（１）〜（７）のいずれかの成
分組成を有する鋼をオーステナイト単相域の温度に加熱
後、熱間圧延を行うにあたり、８８０℃以上で仕上圧延
を完了し、５５０〜７００℃で巻取ることを特徴とする
材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板の製造方
法。
分組成を有する鋼をオーステナイト単相域の温度に加熱
後、熱間圧延を行うにあたり、８８０℃以上で仕上圧延
を完了し、５５０〜７００℃で巻取ることを特徴とする
材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板の製造方
法。
【００１９】（９）上記（１）〜（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成形性高張力熱延鋼板の加工方
法。
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成形性高張力熱延鋼板の加工方
法。
【００２０】（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
成形性高張力熱延鋼板の加工方法。
品は、自動車用部品、特に自動車用足廻り部材である高
成形性高張力熱延鋼板の加工方法。
【００２１】（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。
に記載の鋼板により製造された自動車用部品。
【００２２】このような構成の本発明によれば、（１）
フェライト組織が形成され、セメンタイト等の製造熱履
歴で形態が変化する粗大Ｆｅ炭化物の析出がないかもし
くは最小限に抑制されること、および（２）ＷまたはＷ
＋Ｍｏの作用によりランナウトテーブル上のγ→α変態
が遅延され、広い温度域で安定的に析出するＴｉ、Ｗを
含む微細炭化物またはＴｉ，Ｗ，Ｍｏを含む微細炭化物
が巻取り時に進行するフェライト変態とともに析出する
ようになることにより、ランナウトテーブル上の温度変
化やコイル内変動が生じても組織変動が抑えられ、材質
均一性に優れた鋼板が得られる。また、実質的にフェラ
イト組織にＴｉとＷとを含む微細な炭化物またはＴｉと
ＷとＭｏとを含む微細な炭化物が分散析出するため、高
成形性でかつ高強度が実現される。
フェライト組織が形成され、セメンタイト等の製造熱履
歴で形態が変化する粗大Ｆｅ炭化物の析出がないかもし
くは最小限に抑制されること、および（２）ＷまたはＷ
＋Ｍｏの作用によりランナウトテーブル上のγ→α変態
が遅延され、広い温度域で安定的に析出するＴｉ、Ｗを
含む微細炭化物またはＴｉ，Ｗ，Ｍｏを含む微細炭化物
が巻取り時に進行するフェライト変態とともに析出する
ようになることにより、ランナウトテーブル上の温度変
化やコイル内変動が生じても組織変動が抑えられ、材質
均一性に優れた鋼板が得られる。また、実質的にフェラ
イト組織にＴｉとＷとを含む微細な炭化物またはＴｉと
ＷとＭｏとを含む微細な炭化物が分散析出するため、高
成形性でかつ高強度が実現される。
【００２３】さらに、本発明においては従来技術では所
望の特性を得るために一定量以上必要であったＳｉを極
力低減することが可能となり、表面性状を劣化させるＳ
ｉに起因する赤スケールの生成を抑制することができ
る。
望の特性を得るために一定量以上必要であったＳｉを極
力低減することが可能となり、表面性状を劣化させるＳ
ｉに起因する赤スケールの生成を抑制することができ
る。
【００２４】
【発明の実施の形態】以下、本発明について具体的に説
明する。本発明に係る熱延鋼板は、重量％で、Ｃ≦０．
１％、Ｗ：０．０１〜１．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．
２％を含み、実質的にフェライト組織に、原子比でＴｉ
／Ｗ≧０．１を満たす範囲でＴｉおよびＷを含む炭化物
が分散析出してなるか、またはさらにＭｏ：０．０５〜
０．６％を含み、原子比でＴｉ／（Ｗ＋Ｍｏ）≧０．１
を満たす範囲でＴｉ、ＷおよびＭｏを含む炭化物が分散
析出してなるものである。
明する。本発明に係る熱延鋼板は、重量％で、Ｃ≦０．
１％、Ｗ：０．０１〜１．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．
２％を含み、実質的にフェライト組織に、原子比でＴｉ
／Ｗ≧０．１を満たす範囲でＴｉおよびＷを含む炭化物
が分散析出してなるか、またはさらにＭｏ：０．０５〜
０．６％を含み、原子比でＴｉ／（Ｗ＋Ｍｏ）≧０．１
を満たす範囲でＴｉ、ＷおよびＭｏを含む炭化物が分散
析出してなるものである。
【００２５】マトリックスを実質的にフェライト組織と
したのは、複合組織では２種以上の組織形成を制御しな
ければならず、材質均一性を実現するのが困難であるの
に対し、フェライト単相では複数の組織を同時に制御す
る困難性を解消することができるからである。たとえ
ば、Ｆｅ炭化物はストリップやコイルの熱履歴により形
態が変化し、これが多量に含まれていると材質変動の原
因となる。
したのは、複合組織では２種以上の組織形成を制御しな
ければならず、材質均一性を実現するのが困難であるの
に対し、フェライト単相では複数の組織を同時に制御す
る困難性を解消することができるからである。たとえ
ば、Ｆｅ炭化物はストリップやコイルの熱履歴により形
態が変化し、これが多量に含まれていると材質変動の原
因となる。
【００２６】本発明では実質的にフェライト組織になっ
ていればよいのであって、完全に１００％フェライトに
なっている必要はなく、具体的には断面組織観察などに
よる体積％で９５％以上がフェライトとなっていればよ
い。好ましくは９８％以上である。また、微細析出物以
外の粗大なＦｅ炭化物は体積％で１％未満であれば本発
明の効果を損なうことがない。
ていればよいのであって、完全に１００％フェライトに
なっている必要はなく、具体的には断面組織観察などに
よる体積％で９５％以上がフェライトとなっていればよ
い。好ましくは９８％以上である。また、微細析出物以
外の粗大なＦｅ炭化物は体積％で１％未満であれば本発
明の効果を損なうことがない。
【００２７】巻取り時にフェライト変態させるには、通
常ランナウト冷却時に起こるγ→α変態を巻取りまで遅
延させる必要がある。そこで、本発明ではＷを添加する
か、またはＷとＭｏを複合添加し、フェライト変態を遅
延させる。
常ランナウト冷却時に起こるγ→α変態を巻取りまで遅
延させる必要がある。そこで、本発明ではＷを添加する
か、またはＷとＭｏを複合添加し、フェライト変態を遅
延させる。
【００２８】マトリックスが実質的にフェライトからな
る本発明の熱延鋼板では、微細析出物により強度を担保
する。一般にＷはＷ炭化物を形成し、析出強化に寄与す
るが、Ｗ炭化物の析出速度は遅いため、Ｗ単独では５５
０ＭＰａ以上の高強度が実現しにくいうえに、巻取り後
のコイル冷却時に析出するため、冷却速度の速いコイル
外周部と中央部とでは強度が変化してしまう。そこで、
巻取り前後までＷを含む炭化物の析出を促進するため、
Ｔｉを添加するとともに、Ｍｏを含有しない場合には微
細炭化物中に含まれるＴｉとＷとの比、またＭｏを含有
する場合にはＴｉとＷ＋Ｍｏとの比を適切な範囲とする
ことにより、析出物の析出速度を適切な値に制御する。
具体的には、微細炭化物中のＴｉとＷとの比Ｔｉ／Ｍｏ
の値またはＴｉとＷ＋Ｍｏとの比Ｔｉ／（Ｗ＋Ｍｏ）の
値が０．１未満では、ＷまたはＷとＭｏの含有率が高す
ぎ、微細炭化物析出速度が遅くなり、材質変動を有効に
低減することができない。したがって、Ｍｏを含まない
場合にはＴｉとＷとの比Ｔｉ／Ｍｏの値を０．１以上と
し、Ｍｏを含む場合にはＴｉとＷ＋Ｍｏとの比Ｔｉ／
（Ｗ＋Ｍｏ）の値を０．１以上とした。望ましくは０．
７≦Ｔｉ／Ｍｏ≦１．５、または０．７≦Ｔｉ／（Ｗ＋
Ｍｏ）≦１．５である
る本発明の熱延鋼板では、微細析出物により強度を担保
する。一般にＷはＷ炭化物を形成し、析出強化に寄与す
るが、Ｗ炭化物の析出速度は遅いため、Ｗ単独では５５
０ＭＰａ以上の高強度が実現しにくいうえに、巻取り後
のコイル冷却時に析出するため、冷却速度の速いコイル
外周部と中央部とでは強度が変化してしまう。そこで、
巻取り前後までＷを含む炭化物の析出を促進するため、
Ｔｉを添加するとともに、Ｍｏを含有しない場合には微
細炭化物中に含まれるＴｉとＷとの比、またＭｏを含有
する場合にはＴｉとＷ＋Ｍｏとの比を適切な範囲とする
ことにより、析出物の析出速度を適切な値に制御する。
具体的には、微細炭化物中のＴｉとＷとの比Ｔｉ／Ｍｏ
の値またはＴｉとＷ＋Ｍｏとの比Ｔｉ／（Ｗ＋Ｍｏ）の
値が０．１未満では、ＷまたはＷとＭｏの含有率が高す
ぎ、微細炭化物析出速度が遅くなり、材質変動を有効に
低減することができない。したがって、Ｍｏを含まない
場合にはＴｉとＷとの比Ｔｉ／Ｍｏの値を０．１以上と
し、Ｍｏを含む場合にはＴｉとＷ＋Ｍｏとの比Ｔｉ／
（Ｗ＋Ｍｏ）の値を０．１以上とした。望ましくは０．
７≦Ｔｉ／Ｍｏ≦１．５、または０．７≦Ｔｉ／（Ｗ＋
Ｍｏ）≦１．５である
【００２９】次に、上記組成について説明する。
Ｃ≦０．１％
ＣはＴｉとＷとを含む炭化物またはＴｉとＷとＭｏとを
含む炭化物として固定され、鋼の強度を担うのに必要不
可欠な元素である。しかし、含有量が０．１％を超える
と粗大なＦｅ炭化物の生成や、島状マルテンサイトの生
成により延性が劣化する。そのため、Ｃ量の上限を０．
１％とした。Ｆｅ炭化物の生成量を低減する観点からは
０．０８％以下が望ましい。一方、５４０ＭＰａ以上の
強度を維持するためには０．０１％以上含有させること
が望ましい。
含む炭化物として固定され、鋼の強度を担うのに必要不
可欠な元素である。しかし、含有量が０．１％を超える
と粗大なＦｅ炭化物の生成や、島状マルテンサイトの生
成により延性が劣化する。そのため、Ｃ量の上限を０．
１％とした。Ｆｅ炭化物の生成量を低減する観点からは
０．０８％以下が望ましい。一方、５４０ＭＰａ以上の
強度を維持するためには０．０１％以上含有させること
が望ましい。
【００３０】Ｗ：０．０１〜１．５％
Ｗは、上述したように、ランナウトテーブル上でのフェ
ライト変態を抑制し、フェライト組織形成に対するラン
ナウトテーブル上の熱履歴の影響を低減する。また、Ｔ
ｉとともに微細な炭化物を形成し、鋼の高強度化に寄与
する。Ｗが０．０１％未満ではＦｅ炭化物の析出を抑制
することができず、また１．５％を超えるとマトリック
スがフェライトから低温変態相に変化してしまう。した
がって、Ｗ含有量を０．０１〜１．５％とした。望まし
くは０．０５％以上である。
ライト変態を抑制し、フェライト組織形成に対するラン
ナウトテーブル上の熱履歴の影響を低減する。また、Ｔ
ｉとともに微細な炭化物を形成し、鋼の高強度化に寄与
する。Ｗが０．０１％未満ではＦｅ炭化物の析出を抑制
することができず、また１．５％を超えるとマトリック
スがフェライトから低温変態相に変化してしまう。した
がって、Ｗ含有量を０．０１〜１．５％とした。望まし
くは０．０５％以上である。
【００３１】Ｔｉ：０．０２〜０．２％
ＴｉはＷとともに炭化物を形成し、鋼の強度を担う。し
かし、０．０２％未満では微細析出物量が少なくなり、
高強度を実現することができなくなる。一方、０．２％
を超えると変態点の著しい上昇を招くとともに、結晶粒
微細化により伸び値が低下し、粗大なＦｅ炭化物の析出
を促進してしまう。したがって、Ｔｉ含有量を０．０２
〜０．２％とした。
かし、０．０２％未満では微細析出物量が少なくなり、
高強度を実現することができなくなる。一方、０．２％
を超えると変態点の著しい上昇を招くとともに、結晶粒
微細化により伸び値が低下し、粗大なＦｅ炭化物の析出
を促進してしまう。したがって、Ｔｉ含有量を０．０２
〜０．２％とした。
【００３２】Ｍｏ：０．０５〜０．６％
Ｍｏは、ランナウトテーブル上でのフェライト変態を抑
制し、組織形成に対するランナウトテーブル上の熱履歴
の影響を低減し、粗大なＦｅ炭化物の析出を抑制する。
また、Ｔｉ、Ｗとともに微細な炭化物を形成し、鋼の高
強度化に寄与する。Ｍｏが０．０５％未満では冷却中の
粗大なＦｅ炭化物の析出を抑制することができず、また
０．６％を超えると低温変態相が生成しやすくなる。し
たがって、Ｍｏを含有させる場合には、Ｍｏ含有量を
０．０５〜０．６％とした。望ましくは０．５％以下で
ある。
制し、組織形成に対するランナウトテーブル上の熱履歴
の影響を低減し、粗大なＦｅ炭化物の析出を抑制する。
また、Ｔｉ、Ｗとともに微細な炭化物を形成し、鋼の高
強度化に寄与する。Ｍｏが０．０５％未満では冷却中の
粗大なＦｅ炭化物の析出を抑制することができず、また
０．６％を超えると低温変態相が生成しやすくなる。し
たがって、Ｍｏを含有させる場合には、Ｍｏ含有量を
０．０５〜０．６％とした。望ましくは０．５％以下で
ある。
【００３３】本発明では上記組成および組織を満たして
いれば所望の効果を奏することができるが、より好まし
い成分組成は、重量％で、Ｃ≦０．１％、Ｓｉ≦０．５
％、Ｍｎ≦２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａ
ｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｃｒ≦０．５％、
Ｗ：０．０１〜１．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２０
％、Ｎｂ≦０．０８％を含み、残部が実質的にＦｅから
なるものである。または、さらにＭｏ：０．０５〜０．
６％を含むものである。以下に上記Ｃ、Ｗ、Ｔｉ、Ｍｏ
以外の成分について説明する。
いれば所望の効果を奏することができるが、より好まし
い成分組成は、重量％で、Ｃ≦０．１％、Ｓｉ≦０．５
％、Ｍｎ≦２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａ
ｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｃｒ≦０．５％、
Ｗ：０．０１〜１．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２０
％、Ｎｂ≦０．０８％を含み、残部が実質的にＦｅから
なるものである。または、さらにＭｏ：０．０５〜０．
６％を含むものである。以下に上記Ｃ、Ｗ、Ｔｉ、Ｍｏ
以外の成分について説明する。
【００３４】Ｓｉ≦０．５％
Ｓｉは固溶強化元素としてよく用いられてきた。しかし
ながら、Ｓｉは赤スケールを生成し、表面性状を劣化さ
せてしまう。したがって、Ｓｉ量は０．５％以下が好ま
しい。さらには、０．２％以下がより望ましい。
ながら、Ｓｉは赤スケールを生成し、表面性状を劣化さ
せてしまう。したがって、Ｓｉ量は０．５％以下が好ま
しい。さらには、０．２％以下がより望ましい。
【００３５】Ｍｎ≦２％
Ｍｎは固溶強化元素として使用される。しかし、２％を
超えると硬質低延性の低温変態相が生成する。したがっ
て、Ｍｎ含有量は２％以下が好ましい。なお、７５０Ｍ
Ｐａ以上の強度を得る観点からは１％以上が好ましい。
超えると硬質低延性の低温変態相が生成する。したがっ
て、Ｍｎ含有量は２％以下が好ましい。なお、７５０Ｍ
Ｐａ以上の強度を得る観点からは１％以上が好ましい。
【００３６】Ｐ≦０．０６％
Ｐは固溶強化元素であるが、０．０６％を超えて添加さ
れると粒界への著しい偏析を招き延性が劣化するので、
０．０６％以下が好ましい。
れると粒界への著しい偏析を招き延性が劣化するので、
０．０６％以下が好ましい。
【００３７】Ｓ≦０．０１％
ＳはＭｎＳ、ＴｉＳとして固定される。このためＳは材
質特性に有効に作用するＭｎ、Ｔｉ量を低減させ、また
延性も低下させることから、０．０１％以下が好まし
い。さらに好ましくは０．００５％以下である
質特性に有効に作用するＭｎ、Ｔｉ量を低減させ、また
延性も低下させることから、０．０１％以下が好まし
い。さらに好ましくは０．００５％以下である
【００３８】Ａｌ≦０．１％
鋼中Ａｌは脱酸材として使用される。しかし、その含有
量が０．１％を超えると鋼の延性低下を招くことから、
０．１％以下が好ましい。
量が０．１％を超えると鋼の延性低下を招くことから、
０．１％以下が好ましい。
【００３９】Ｎ≦０．００６％
Ｎは鋼中の不純物である。その含有量が０．００６％を
超えると延性を低下させる粗大な窒化物形成の原因とな
ることから、０．００６％以下が好ましい。
超えると延性を低下させる粗大な窒化物形成の原因とな
ることから、０．００６％以下が好ましい。
【００４０】Ｃｒ≦０．５％
ＣｒはＷとともに添加されるとフェライト変態抑制効果
が顕著となる。圧延後フェライト変態がランナウトテー
ブル上で著しく進行した場合、ストリップの幅方向の温
度変動がそのままフェライト変態（ランナウトテーブル
上の位置）タイミングのずれを招き、変態後のフェライ
ト組織に影響を与える。すなわち、幅方向の中央部と端
部とでは機械的性質が大きく異なることになる。Ｃｒは
このような幅方向の機械的性質の変動を抑制する効果を
促進する。しかしながら、Ｃｒが０．５％を超えるとＭ
ｎと同様に低延性の低温変態相が生成しやすくなる。し
たがって、Ｃｒ含有量は０．５％以下が好ましい。な
お、このような効果をより顕著とするには０．０４％以
上が好ましい。
が顕著となる。圧延後フェライト変態がランナウトテー
ブル上で著しく進行した場合、ストリップの幅方向の温
度変動がそのままフェライト変態（ランナウトテーブル
上の位置）タイミングのずれを招き、変態後のフェライ
ト組織に影響を与える。すなわち、幅方向の中央部と端
部とでは機械的性質が大きく異なることになる。Ｃｒは
このような幅方向の機械的性質の変動を抑制する効果を
促進する。しかしながら、Ｃｒが０．５％を超えるとＭ
ｎと同様に低延性の低温変態相が生成しやすくなる。し
たがって、Ｃｒ含有量は０．５％以下が好ましい。な
お、このような効果をより顕著とするには０．０４％以
上が好ましい。
【００４１】Ｎｂ≦０．０８％
Ｎｂは鋼を適度に微細化し、結晶粒形状を整粒化する目
的で添加する。しかし、０．０８％を超えると結晶粒の
極度の微細化をもたらし、均一伸びが低下する傾向があ
ることから０．０８％以下が好ましい。
的で添加する。しかし、０．０８％を超えると結晶粒の
極度の微細化をもたらし、均一伸びが低下する傾向があ
ることから０．０８％以下が好ましい。
【００４２】
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１９２）｝≦１．５ …（
１）
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１９２）＋（Ｍｏ／９６）
｝≦１．５ …（２）
鋼中のＣと（Ｔｉ＋Ｗ）との原子数比、すなわち（Ｃ／
１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１９２）｝の値、さ
らにＭｏを添加する場合には、Ｃと（Ｔｉ＋Ｗ＋Ｍｏ）
との原子数比、すなわち（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４
８）＋（Ｗ／１９２）＋（Ｍｏ／９６）｝の値が０．５
〜１．５となるように、Ｃ、Ｔｉ、Ｗ、あるいはこれら
に加えＭｏの含有量を調整することにより、Ｔｉおよび
Ｗを含む炭化物、あるいはＴｉ、ＷおよびＭｏを含む炭
化物が 微細に分散析出しやすくなる。したがって、上
記の（１）式あるいは（２）式を満たすことが望ましい
（ただし、上記（１）、（２）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｗ、Ｍ
ｏは各成分の重量％を表す）。また、上記原子数比の値
が０．８〜１．３を満たすようにＣ、Ｔｉ、Ｗ、あるい
はこれらに加えＭｏの含有量を調整することがより一層
望ましい。
１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１９２）｝の値、さ
らにＭｏを添加する場合には、Ｃと（Ｔｉ＋Ｗ＋Ｍｏ）
との原子数比、すなわち（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４
８）＋（Ｗ／１９２）＋（Ｍｏ／９６）｝の値が０．５
〜１．５となるように、Ｃ、Ｔｉ、Ｗ、あるいはこれら
に加えＭｏの含有量を調整することにより、Ｔｉおよび
Ｗを含む炭化物、あるいはＴｉ、ＷおよびＭｏを含む炭
化物が 微細に分散析出しやすくなる。したがって、上
記の（１）式あるいは（２）式を満たすことが望ましい
（ただし、上記（１）、（２）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｗ、Ｍ
ｏは各成分の重量％を表す）。また、上記原子数比の値
が０．８〜１．３を満たすようにＣ、Ｔｉ、Ｗ、あるい
はこれらに加えＭｏの含有量を調整することがより一層
望ましい。
【００４３】なお、本発明の効果が維持される範囲で上
記以外の元素を微量に添加してもよく、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。
記以外の元素を微量に添加してもよく、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。
【００４４】次に、以上のような本発明の熱延鋼板の好
ましい製造条件について述べる。ここでは、上記成分組
成を有する鋼をオーステナイト単相域の温度に加熱後、
熱間圧延するにあたり、８８０℃以上で仕上圧延を完了
し、５５０〜７００℃で巻取る。
ましい製造条件について述べる。ここでは、上記成分組
成を有する鋼をオーステナイト単相域の温度に加熱後、
熱間圧延するにあたり、８８０℃以上で仕上圧延を完了
し、５５０〜７００℃で巻取る。
【００４５】仕上圧延温度：８８０℃以上
仕上圧延温度は材質均一化のために重要である。８８０
℃未満では幅方向の温度変化で加工γの再結晶率が変化
してしまい、変態組織に変動が認められるようになるこ
とから、仕上圧延温度を８８０℃以上とした。
℃未満では幅方向の温度変化で加工γの再結晶率が変化
してしまい、変態組織に変動が認められるようになるこ
とから、仕上圧延温度を８８０℃以上とした。
【００４６】巻取り温度：５５０〜７００℃
本発明鋼ではＴｉとＷを含む炭化物の析出で粒界セメン
タイトの析出を抑制することから、巻取り温度をＴｉと
Ｗを含む炭化物の析出しやすい５５０〜７００℃とし
た。また、本発明鋼では、Ｗによりフェライト変態が抑
制されていることから、コイル内の巻取温度変動に関わ
らず幅方向で組織は均一となり、フェライト変態直後に
ＴｉとＷを含む炭化物が析出する。このため、強度、延
性ともに安定する。
タイトの析出を抑制することから、巻取り温度をＴｉと
Ｗを含む炭化物の析出しやすい５５０〜７００℃とし
た。また、本発明鋼では、Ｗによりフェライト変態が抑
制されていることから、コイル内の巻取温度変動に関わ
らず幅方向で組織は均一となり、フェライト変態直後に
ＴｉとＷを含む炭化物が析出する。このため、強度、延
性ともに安定する。
【００４７】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加工性
を有することから、溶融亜鉛系めっき皮膜を形成しても
良好な加工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。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。
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加工性
を有することから、溶融亜鉛系めっき皮膜を形成しても
良好な加工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。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。
【００４８】なお、本発明の熱延鋼板は、黒皮ままでも
酸洗材でもその特性に差違はない。調質圧延についても
通常行われているものであれば特に規定はない。また、
上記溶融亜鉛めっきは酸洗後でも黒皮ままでも問題はな
い。亜鉛めっきについては電気めっきも可能である。化
成処理についても特に問題はない。鋳造後直ちにもしく
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ても本発明の効果に影響はない。
さらに、粗圧延後に仕上圧延前で、圧延材を加熱して
も、粗圧延後、圧延材を接合して行う連続圧延を行って
も、さらには圧延材の加熱と連続圧延を同時に行っても
本発明の効果は損なわれない。
酸洗材でもその特性に差違はない。調質圧延についても
通常行われているものであれば特に規定はない。また、
上記溶融亜鉛めっきは酸洗後でも黒皮ままでも問題はな
い。亜鉛めっきについては電気めっきも可能である。化
成処理についても特に問題はない。鋳造後直ちにもしく
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ても本発明の効果に影響はない。
さらに、粗圧延後に仕上圧延前で、圧延材を加熱して
も、粗圧延後、圧延材を接合して行う連続圧延を行って
も、さらには圧延材の加熱と連続圧延を同時に行っても
本発明の効果は損なわれない。
【００４９】本発明の熱延鋼板は、表面性状と延性に優
れ、コイル内材質変動も少ない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。
れ、コイル内材質変動も少ない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。
【００５０】図１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。
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。
【００５１】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。
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。
【００５２】なお、図１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。
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。
【００５３】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、
プレス成形品にさらに機械加工を施し、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。
に応じて次工程に送られる。次工程としては、例えば、
プレス成形品にさらに機械加工を施し、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。
【００５４】図２は、図１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。
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。
【００５５】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２の（ａ））もあれば、設
置しない場合（図２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２における「裁断」の意味は、図
１における裁断と同じである。
処理機械を設置する場合（図２の（ａ））もあれば、設
置しない場合（図２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２における「裁断」の意味は、図
１における裁断と同じである。
【００５６】こうして製造されるプレス成形品は、その
原材料として表面性状と延性に優れ、コイル内材質変動
も少ない本発明に係る鋼板を使用しているので、良好で
均一な品質を有するに至り、かかるプレス成型品の製造
歩留も高い。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。
原材料として表面性状と延性に優れ、コイル内材質変動
も少ない本発明に係る鋼板を使用しているので、良好で
均一な品質を有するに至り、かかるプレス成型品の製造
歩留も高い。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。
【００５７】
【実施例】［実施例１］表１に示す化学成分を有する鋼
を溶製し、加熱温度１２５０℃、仕上圧延温度約８９０
℃、巻取温度約６２０℃で熱間圧延を行い、板厚が３．
２ｍｍの鋼板を作製した。得られた鋼板から作製した薄
膜を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって析出物を観察
するとともに析出物中のＴｉ、Ｗ、Ｍｏの組成をＴＥＭ
に装備されたエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）
による分析から把握し、析出物のＴｉ／（Ｗ＋Ｍｏ）
（原子比）の値を求めた。また、マトリックスの組織観
察を行った。これらの結果を表１に併記する。なお、表
１中、Ａ値は、上記（１）式の（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ
／４８）＋（Ｗ／１９２）｝の値、または上記（２）式
の（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１９２）＋
（Ｍｏ／９６）｝の値を示す。
を溶製し、加熱温度１２５０℃、仕上圧延温度約８９０
℃、巻取温度約６２０℃で熱間圧延を行い、板厚が３．
２ｍｍの鋼板を作製した。得られた鋼板から作製した薄
膜を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって析出物を観察
するとともに析出物中のＴｉ、Ｗ、Ｍｏの組成をＴＥＭ
に装備されたエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）
による分析から把握し、析出物のＴｉ／（Ｗ＋Ｍｏ）
（原子比）の値を求めた。また、マトリックスの組織観
察を行った。これらの結果を表１に併記する。なお、表
１中、Ａ値は、上記（１）式の（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ
／４８）＋（Ｗ／１９２）｝の値、または上記（２）式
の（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１９２）＋
（Ｍｏ／９６）｝の値を示す。
【００５８】さらに、得られた鋼板の長手方向中央部よ
りＪＩＳ５号試験片を採取し、幅方向中央部と端部から
６５ｍｍの位置の引張特性およびその変化を調査した。
引張特性として幅方向中央部の引張強度（ＴＳ）および
伸び（Ｅｌ）を求め、引張特性の変化については、幅方
向中央部と端部の材質差の絶対値で評価した。また、鋼
板の伸びフランジ性（λ）を日本鉄鋼連盟規格にしたが
って測定した。これら特性結果を表２に示す。
りＪＩＳ５号試験片を採取し、幅方向中央部と端部から
６５ｍｍの位置の引張特性およびその変化を調査した。
引張特性として幅方向中央部の引張強度（ＴＳ）および
伸び（Ｅｌ）を求め、引張特性の変化については、幅方
向中央部と端部の材質差の絶対値で評価した。また、鋼
板の伸びフランジ性（λ）を日本鉄鋼連盟規格にしたが
って測定した。これら特性結果を表２に示す。
【００５９】表１に示すように、Ｎｏ．１〜４は、組成
が本発明の範囲内であり、マトリックス組織がフェライ
トであり、析出物のＴｉ／（Ｗ＋Ｍｏ）の値が０．１以
上であって、本発明の範囲内の本発明例であり、表２に
示すように、良好な材質特性および材質安定性を得るこ
とができた。なお、図３に、Ｎｏ．４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Ｗ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。
が本発明の範囲内であり、マトリックス組織がフェライ
トであり、析出物のＴｉ／（Ｗ＋Ｍｏ）の値が０．１以
上であって、本発明の範囲内の本発明例であり、表２に
示すように、良好な材質特性および材質安定性を得るこ
とができた。なお、図３に、Ｎｏ．４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Ｗ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。
【００６０】一方、Ｗを含まないＮｏ．５では、析出物
の金属元素としてＴｉしか含まない比較例であり、強度
が低いのにも関わらず延性もＮｏ．１〜４と比較して低
く、λも８０％を下回る低い値となった。また、引張特
性のばらつきも大きかった。
の金属元素としてＴｉしか含まない比較例であり、強度
が低いのにも関わらず延性もＮｏ．１〜４と比較して低
く、λも８０％を下回る低い値となった。また、引張特
性のばらつきも大きかった。
【００６１】
【表１】
【００６２】
【表２】
【００６３】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
鋼の成分組成を適切に制御し、実質的にフェライト組織
に特定組成のＴｉおよびＷを含む炭化物またはＴｉ、Ｗ
およびＭｏを含む炭化物を分散析出した構成としたの
で、セメンタイト等の製造熱履歴で形態が変化する粗大
Ｆｅ炭化物の析出を最小限に抑えることができ、またＷ
の作用によりランナウトテーブル上のγ→α変態が遅延
され、幅広い温度域で安定的に析出するＴｉおよびＷを
含む微細炭化物が巻取り時に進行するフェライト変態と
ともに析出するようになるので、ランナウトテーブル上
の温度変化やコイル内変動が生じても組織変動が抑えら
れ、材質均一性に優れた熱延鋼板を得ることができる。
また、実質的にフェライト組織にＴｉとＷとを含む微細
な炭化物が分散析出するため、高成形性でかつ高強度の
熱延鋼板を得ることができる。
鋼の成分組成を適切に制御し、実質的にフェライト組織
に特定組成のＴｉおよびＷを含む炭化物またはＴｉ、Ｗ
およびＭｏを含む炭化物を分散析出した構成としたの
で、セメンタイト等の製造熱履歴で形態が変化する粗大
Ｆｅ炭化物の析出を最小限に抑えることができ、またＷ
の作用によりランナウトテーブル上のγ→α変態が遅延
され、幅広い温度域で安定的に析出するＴｉおよびＷを
含む微細炭化物が巻取り時に進行するフェライト変態と
ともに析出するようになるので、ランナウトテーブル上
の温度変化やコイル内変動が生じても組織変動が抑えら
れ、材質均一性に優れた熱延鋼板を得ることができる。
また、実質的にフェライト組織にＴｉとＷとを含む微細
な炭化物が分散析出するため、高成形性でかつ高強度の
熱延鋼板を得ることができる。
【図１】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。
の一例を示すフローチャート。
【図２】図１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。
材、プレス成形品の流れとの関係を示すブロック図。
【図３】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。
透過型電子顕微鏡写真。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考）
// Ｂ２１Ｄ 53/88 Ｂ２１Ｄ 53/88 Ｚ
(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 諏訪 稔
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 佐藤 馨
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 EA11 EA15
EA17 EA18 EA19 EA23 EA25
EA27 EA31 EA33 EB02 EB08
FA03 FC04 FC05 FE02 FE03
FF01 FF02 GA05 HA03 JA06
Claims (11)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ≦０．１％、Ｗ：０．０１
〜１．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％を含み、実質的
にフェライト組織に、原子比でＴｉ／Ｗ≧０．１を満た
す範囲でＴｉおよびＷを含む炭化物が分散析出してなる
ことを特徴とする材質均一性に優れた高成形性高張力熱
延鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ≦０．１％、Ｗ：０．０１
〜１．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、Ｍｏ：０．０
５〜０．６％を含み、実質的にフェライト組織に、原子
比でＴｉ／（Ｗ＋Ｍｏ）≧０．１を満たす範囲でＴｉ、
ＷおよびＭｏを含む炭化物が分散析出してなることを特
徴とする材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。 - 【請求項３】 重量％で、Ｃ≦０．１％、Ｓｉ≦０．５
％、Ｍｎ≦２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａ
ｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｃｒ≦０．５％、
Ｗ：０．０１〜１．５％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、
Ｎｂ≦０．０８％を含み、残部が実質的にＦｅからな
り、実質的にフェライト組織に、原子比でＴｉ／Ｗ≧
０．１を満たす範囲でＴｉおよびＷを含む炭化物が分散
析出していることを特徴とする材質均一性に優れた高成
形性高張力熱延鋼板。 - 【請求項４】 重量％で、Ｃ≦０．１％、Ｓｉ≦０．５
％、Ｍｎ≦２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａ
ｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｃｒ≦０．５％、
Ｗ：０．０１〜１．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％、
Ｔｉ：０．０２〜０．２％、Ｎｂ≦０．０８％を含み、
残部が実質的にＦｅからなり、実質的にフェライト組織
に、原子比でＴｉ／（Ｗ＋Ｍｏ）≧０．１を満たす範囲
でＴｉ、ＷおよびＭｏを含む炭化物が分散析出してなる
ことを特徴とする材質均一性に優れた高成形性高張力熱
延鋼板。 - 【請求項５】 Ｃ、Ｔｉ、Ｗ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または請求
項３に記載の材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼
板。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１９２）｝≦１．５ …（ １） ただし、上記（１）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｗは各成分の重量
％を表す。 - 【請求項６】 Ｃ、Ｔｉ、Ｗ、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２また
は請求項４に記載の材質均一性に優れた高成形性高張力
熱延鋼板。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１９２）＋（Ｍｏ／９６） ｝≦１．５ …（２） ただし、上記（２）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏは各成分
の重量％を表す。 - 【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
記載の材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。 - 【請求項８】 請求項１から請求項７のいずれかの成分
組成を有する鋼をオーステナイト単相域の温度に加熱
後、熱間圧延を行うにあたり、８８０℃以上で仕上圧延
を完了し、５５０〜７００℃で巻取ることを特徴とする
材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板の製造方
法。 - 【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成形性高張力熱延鋼板の加
工方法。 - 【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に記載の高成形性高張力熱延鋼板の加工方
法。 - 【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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001334465A JP4006974B2 (ja) | 2001-10-31 | 2001-10-31 | 材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001334465A JP4006974B2 (ja) | 2001-10-31 | 2001-10-31 | 材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003138343A true JP2003138343A (ja) | 2003-05-14 |
| JP4006974B2 JP4006974B2 (ja) | 2007-11-14 |
Family
ID=19149587
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001334465A Expired - Fee Related JP4006974B2 (ja) | 2001-10-31 | 2001-10-31 | 材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4006974B2 (ja) |
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| WO2006030971A1 (ja) * | 2004-09-15 | 2006-03-23 | Nippon Steel Corporation | 高強度部品およびその製造方法 |
| JP2006082099A (ja) * | 2004-09-15 | 2006-03-30 | Nippon Steel Corp | 高強度部品の製造方法および高強度部品 |
| JP2006110713A (ja) * | 2004-09-15 | 2006-04-27 | Nippon Steel Corp | 高強度部品の製造方法および高強度部品 |
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| JP2009084704A (ja) * | 2009-01-16 | 2009-04-23 | Jfe Steel Kk | 析出強化型高強度鋼板の製造方法、および析出強化型高強度鋼板 |
| JP2009138276A (ja) * | 2009-01-16 | 2009-06-25 | Jfe Steel Corp | 析出強化型高強度鋼板の設計方法、その製造方法、および析出強化型高強度鋼板 |
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| US10301698B2 (en) | 2012-01-31 | 2019-05-28 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet for generator rim and method for manufacturing the same |
-
2001
- 2001-10-31 JP JP2001334465A patent/JP4006974B2/ja not_active Expired - Fee Related
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