JP2690791B2

JP2690791B2 - 加工性の優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP2690791B2
Application number: JP28009989A
Authority: JP
Inventors: 征行宮原; 秀則白沢; 隆房岩井
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1989-10-28
Filing date: 1989-10-28
Publication date: 1997-12-17
Anticipated expiration: 2012-12-17
Also published as: JPH03146640A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は、強度が50kgf/mm²以上、特に60〜90kgf/mm²
の高強度にて、伸びフランジ性等の加工性と溶接性が優
れる熱延鋼板及びその製造方法に関し、主に板厚4mm以
下の自動車の補強部材及び足回り部材の用途に好適であ
る。

（従来の技術及び解決しようとする課題）近年、自動車等の構造材として用いられている熱延鋼
板は、安全性や燃費向上のために、板厚のゲージダウン
と高強度化の傾向を益々高めている。これに伴い加工
性、溶接性等の実用特性への要望も厳しくなりつつあ
る。

従来より、熱延鋼板において高強度を確保するための
方法として、鋼中にTi、Nb等の特殊元素を添加する方
法（例、特開昭60−56024号）、Ｃ量を増加する方法
（例、特開昭52−123920号）、硬質相（マルテンサイ
ト）を導入する方法（例、特開昭55−44551号）などの
技術が提案されている。

しかし、の方法は、Ti、Nb等の強力な炭窒化物形成
元素を利用するので、コスト高を招くばかりでなく、強
度確保に限界があり、しかも熱間圧延時の変形抵抗を高
めるため、圧延性を損なうという問題がある。

の方法のように、Ｃ量の増加は高強度を得るために
最も容易な方法ではあるが、加工性や溶接性の劣化を招
くという問題がある。

一方、の方法のように、マルテンサイトの導入は降
伏比を下げ、全伸びを改善させる有効な方法ではある
が、伸びフランジ性に好ましくない。また、溶接部の硬
度が母材部より低下する問題のほか、マルテンサイトの
安定導入のため熱間圧延後の巻取温度を400℃以下、好
ましくは300℃以下の極低温にする必要がある。このよ
うな低温域ではコイルの全長にわたって温度を安定化さ
せることが困難となり、このことが材質の不均一性を招
く原因となり、しかもコイルの形状性を損っていた。

以上のように、これらの方法は、いずれも高強度と加
工性、溶接性を同時に満足するには至っていない。

本発明は、上記従来技術の問題点を解決し、加工性、
溶接等の劣化をもたらすことなく、高強度化が可能であ
り、しかも製造が容易で高品質の熱延鋼板を安価に提供
し、またその製造方法を提供することを目的とするもの
である。

（課題を解決するための手段）前記課題を解決するため、本発明者等は、従来技術で
は、（１）Ti、Nb等のコスト高を招く特殊元素を必要としな
いこと、（２）加工性や溶接性の劣化を招かないこと、（３）製造が容易であり、かつ、鋼板の形状性が良好のいずれかが未解決と考え、このために、鋼中の元素、
結晶組織、熱間圧延、冷却条件面での制御方法について
鋭意研究を重ねた。

その結果、Ｃ−Mn系鋼にて加工性、溶接性を改善する
見地から、低減したＣ量による強度低下をMn増とＮ量の
低減により補填せんとするもので、特にＮの低減が変態
組織の生成に大きな影響を及ぼすという、これまで全く
知られていない新規な知見を得るに至り、ここに本発明
をなしたものである。

すなわち、本発明は、C:0.01〜0.08％、Si≦0.10％、
Mn:1.0〜3.0％、Ｐ≦0.08％、Ｓ≦0.008％、Al≦0.06％
及びＮ≦0.0035％を含有し、必要に応じて更に、Cr:0.1
〜1.0％、Ni:0.1〜1.0％、Cu:0.1〜0.6％、Ca:0.003〜
0.010％、REM:0.003〜0.010％のうちの１種又は２種以
上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる熱延
鋼板の組織がフェライトと面積率40％以上のベイナイト
との混合組織、乃至ベイナイト単相組織であることを特
徴とする加工性の優れた高強度熱延鋼板を要旨とするも
のである。

また、その製造方法に係る本発明は、上記化学成分を
有する鋼の熱間圧延において、常法にて加熱し、仕上温
度Ar₃点以上として圧延を行い、その後、冷却停止温度6
00℃まで平均冷却速度１〜100℃/secにて冷却し、次い
で300〜600℃にて巻取り、最終組織として、フェライト
と面積率40％以上のベイナイトとの混合組織、乃至ベイ
ナイト単相組織を得ることを特徴とするものである。

以下に本発明を更に詳細に説明する。

（作用）まず、本発明者等が前述の知見を得るに至った基礎実
験の結果について説明する。

第１表に示す化学成分を有する鋼を溶製し、熱間粗圧
延により30mm厚のスラブにした後、加熱温度1200℃、仕
上げ温度900℃にて3.2mm厚に仕上げ、冷却停止温度600
℃までを平均冷却速度50℃/secにて冷却した後、第１図
に示す各種巻取温度に30分間保持後炉却し、実ラインで
の巻取り〜冷却過程をシュミレートした。更に、得られ
た熱延鋼板について、1.6mm厚に両面研削を行い、１％
の調質圧延を行った後、JIS5号引張試験と穴拡げ試験
（10mmφ打抜穴）を行い、強度と伸びフランジ性を調査
した。

機械的性質と巻取処理温度との関係を第１図に示す。

これより明らかなように、低Ｎ鋼（鋼Ａ、○印）は巻
取処理温度350〜550℃にてTS≧60kgf/mm²の高強度で、
かつ120％以上の優れた穴拡げ性が得られるのに対し、
高Ｎ鋼（鋼Ｂ、●印）は穴拡げ性は低Ｎ鋼と同等であっ
てもTSが低く、強度と加工性のバランスが悪い。またNb
添加鋼（鋼Ｃ、△印）は巻取処理温度350〜450℃にて60
kgf/mm²までの強度は確保されるものの、穴拡げ性に劣
る。また、各鋼とも巻取処理温度が200℃では急激な強
度増加と共に穴拡げ性も急激に劣化することがわかる。

このように低Ｎ鋼の高強度と高加工性が得られる理由
を明らかにするために、本発明者等は更に、加工フォー
マスターによる熱間加工後の組織の変態特性を調べた。

その結果を第２図に示すとおり、高強度が比較的高温
の巻取処理により得られた低Ｎ鋼は、高Ｎ鋼に比べ、ベ
イナイト変態が速く起り易いことが明らかとなった。し
たがって、低Ｎ鋼はベイナイトの生成し易さと面積率の
増加が高加工性と高強度化に寄与したものと考えられ
る。なお、この理由については更に今後の詳細な調査を
必要とするが、加熱状態及び熱延直後のオーステナイト
粒度では説明できず、熱延段階でのAlN等析出物の析出
分散状態が異なったためと考えられる。

以上のように、Ｎ量の低下と変態組織の生成の関係を
究明し、これを利用することにより、Ｃ量の低減による
強度低下をMn量増加とＮ量低減で強度を確保し、高強度
と高加工性を同時に満足できる技術を開発したものであ
る。

次に本発明における化学成分の限定理由について説明
する。

C: Ｃは高加工性の確保のために限定される元素であり、
0.08％よりも多いと加工性、溶接性の劣化を招く。しか
し、0.01％未満では変態組織が得られにくい。したがっ
て、Ｃ量は0.01〜0.08％の範囲とする。

Si: Siは全伸びを損なわずに強度増加に有効であるが、表
面性状を損なうため、上限値を0.10％とする。

Mn: Mnは、Ｎと同様、本発明の重要な成分である。すなわ
ち、強度を確保することの他に、低温変態組織（ベイナ
イト組織）を得るために不可欠であるが、1.0％未満で
は強度や低温変態組織が得にくくなる。一方、3.0％を
超えると溶接性やマルテンサイト量の増加による加工性
劣化を招くので好ましくない。したがって、Mn量は1.0
〜3.0％の範囲とする。

P: Ｐは固溶強化元素であり、微量で強化に寄与するが、
余り多いと加工性、靱性を損なうので、その上限値を0.
08％とする。

S: Ｓは非金属介在物として析出し、鋼板の加工性を劣化
させるため、0.008％以下にする必要があり、好ましく
は0.003％以下である。

Al: Alは主に脱酸作用により鋼の健全性を確保するために
添加されるが、多すぎると析出物が増し、加工性を損な
うため、上限値を0.06％とする。なお、脱酸が充分に行
なわれば0.008〜0.030％が望ましい。

N: Ｎは、本発明ではＣ、Mnと同様、重要な成分であり、
前述のようにフェライト変態の抑制とベイナイト変態促
進のために規制される。すなわち、0.0035％より多いと
フェライト変態が促進され、目的とする強度が得られに
くくなるばかりでなく、目的とする材質を得るための冷
却条件の制御が厳しくなるので、上限値を0.0035％とす
る。なお、その下限値は低いほど好ましいので特に制限
されないが、現状の製鋼技術、コストを考慮すると、0.
0008％以上が望ましい。

本発明においては、上記成分の他に、必要に応じて以
下の元素の１種又は２種以上を適量で含有させることが
できる。

Cr、Ni: Cr、Niは焼入性向上元素であり、低温変態組織の生成
を促進して、強化に寄与するが、いずれも0.1％未満で
はその効果が小さく、また余りに多いとマルテンサイト
等の高硬質相を生成し、加工性を損なうばかりか、コス
ト増になる。したがって、Cr量とNi量はそれぞれ0.1〜
1.0％の範囲とする。

Cu: Cuは強化や耐食性に寄与する元素であり、その効果を
発揮するためには0.1％以上の添加が必要であるが、余
り多いと効果が飽和するばかりでなく、コスト増となる
ため、Cu量は0.1〜0.6％の範囲とする。

Ca、REM: Ca、REM（希土類元素）は硫化物形態制御を通して加
工性、特に伸びフランジ性の改善に寄与する成分であ
る。しかし、それぞれ0.003％未満ではその効果を発揮
できず、一方、0.010％を超えてもその効果が飽和に達
し、却ってコスト増を招き、また清浄性を劣化する。し
たがって、Ca量とREM量はそれぞれ0.003〜0.010％の範
囲とする。なお、REMは希土類元素の１種又は２種以上
を用いることができることは云うまでもない。

次に、本発明法の製造条件について説明する。

上記化学成分を有する鋼スラブは、常法による造塊又
は連続鋳造により得た後、ホットコイルにするが、以下
のとおり、熱間圧延と冷却条件を規定するものである。

スラブ加熱温度：スラブ加熱温度は特に限定するものではないが、常法
の1100℃以上であれば良い。また省エネルギーを図るに
は1000℃以上でも良い。

仕上温度：熱間圧延の仕上温度は、冷却速度、冷却停止温度の影
響を小さくするため、ベイナイト組織が生成し易いAr₃
点以上とする。好ましくは850〜950℃である。

冷却速度：仕上圧延後の冷却速度については、前述のように本発
明の特徴であるＮ量の低減によるベイナイト変態の促進
のため、それほど速い冷却を必要とせず、平均冷却速度
で１〜100℃/secで良い。しかし、１℃/sec未満ではフ
ェライト、パーライト量が増え、ベイナイト量が少ない
ために目的とする強度が得られず、また100℃/secを超
えるとマルテンサイト量が増え、伸びフランジ性を劣化
させるので好ましくない。なお、冷却パターンは等速冷
却、及び途中でステップを行うステップ冷却のいずれを
用いても良い。

冷却停止温度：上記冷却速度での冷却停止温度は、パーライト変態が
なく、ベイナイト変態が生じ易くなる600℃以下とす
る。

巻取温度：第１図からも明らかなように350〜600℃の範囲とす
る。すなわち、350℃未満ではマルテンサイト量が増
し、加工性が劣化し、更に鋼板の形状性が悪くなって商
品価値を失うほか、コイル長手方向での材質変化が大き
くなるので好ましくない。一方、600℃を超えると上述
の冷却停止温度と同様の理由により目的とする強度が得
られないので好ましくない。

調質圧延：必要により、伸び率0.5〜1.2％の圧延を実施すること
ができる。

得られたコイルは、必要により、酸洗が施される。

また、上記以外の圧延方法として、直接圧延法（HD
R）、熱片装入圧延法（HCR）を用いても良い。更に、冷
却停止温度から巻取温度までの冷却速度は特に規定する
ものではないが、１〜65℃/secが望ましい。

かくして、得られる熱延鋼板の組織の形態は、フェラ
イト以外の低温変態組織がベイナイトである。その面積
率は、強度確保のため、40％以上が必要であり、100％
（ベイナイト単相組織）も可能である。なお、この場合
のベイナイトは、いわゆるアシキュラーフェライト、ベ
イナイティックフェライト、下部ベイナイト、上部ベイ
ナイトを云い、上部ベイナイト中に生成する微細な島状
マルテンサイトも含包される。

（実施例）次に本発明の実施例を示す。なお、本発明はこの実施
例のみに限定されないことは云うまでもなく、また前述
の基礎実験も実施例足り得るものである。

実施例１第２表に示す化学成分を有する鋼を溶製し、30mm厚の
スラブとした。次いで、本発明範囲内の条件にて、3.2m
m厚の熱延鋼板を得た。すなわち、加熱温度1200℃、仕
上温度約900℃、冷却速度約50℃/sec、冷却停止温度450
℃とし、30分保持後、炉冷を行い、巻取処理を行った。

得られた熱延鋼板について、1.6mm厚まで機械研削し
た後、１％の調質圧延を行い、引張試験（JIS5号試
験）、穴拡げ試験（穴拡げ性）、重ね合わせアーク溶接
試験（溶接性）、ミクロ組織の同定等を行った。それら
の結果を第２表に併記する。

なお、穴拡げ率は、初期穴径10mmφとし、｛（初期穴
径）−（試験後穴径）｝／（初期穴径）×100の式によ
り求め、穴拡げ性を評価した。

また、溶接性は、溶接後のHAZの硬度が母材と同等或
いは高いものを○、母材よりも低いものを×にて評価し
た。

第２表より、本発明鋼のNo.1〜No.15は、フェライト
と50％以上のベイナイト組織からなり、強度、穴拡げ性
に優れ、しかも溶接性も問題がないことが明らかであ
る。

一方、比較鋼No.16〜No.28はいずれも本発明範囲外の
化学成分を有する鋼である。具体的には、No.16とNo.17
はＣ量が本発明範囲外であり、No.18はSi量が多く、No.
19はMn量が少なく、No.20はＰ量が多く、No.21はＳ量が
多く、No.22はAl量が多く、No.23はＮ量が多い例であ
る。またNo.24〜No.28はCr、Ni、Cu、Ca、Ce（REM）が
それぞれ本発明範囲外の例である。

これらの比較鋼はいずれも、強度、穴拡げ性、溶接性
のいずれかが目標に達せず、特にマルテンサイトが増す
と高強度は得られるものの、穴拡げ性、溶接性共に劣化
することが明らかである。

実施例２実施例１で用いた本発明範囲内の化学成分を有するN
o.1の鋼を用いて、第３表に示す種々の条件で熱間圧
延、冷却を行った。なお、他の条件は実施例１と同様と
した。

得られた熱延鋼板について、実施例１と同様、組織構
成を調べると共に、機械的特性、穴拡げ性、溶接性を調
べた。それらの結果を第３表に併記する。

第３表において、No.1は実施例１における本発明鋼N
o.1と同じであり、No.1−１〜No.1−３は本発明範囲内
の条件による例であり、いずれも、目標組織が得られ、
機械的性質、穴拡げ性、溶接性共に優れていることがわ
かる。

これに対して、熱延仕上温度が低いNo.1−４、冷却速
度が本発明範囲外であるNo.1−５とNo.1−６、冷却停止
温度が高いNo.1−７、巻取温度が本発明範囲外であるN
o.1−８とNo.1−９は、いずれも、強度、穴拡げ性、溶
接性、ミクロ組織のいずれかが満足できず、本発明の目
標外にあることは明白である。

（発明の効果）以上詳述したように、本発明によれば、引張強さ50kg
f/mm²以上、特に60〜80kgf/mm²の高強度熱延鋼板におい
て、加工性、特に伸びフランジ性の著しい向上と溶接性
の向上を図ることができる。しかも、本発明の方法によ
れば、Ti、Nb等の特殊元素を必要としないため安価であ
り、かつ、圧延中の変形抵抗が小さいため圧延が容易で
ある。更に、急速冷却や極低温巻取り等の厳しい条件を
必要としないため、鋼板の形状性が良く、コイル内での
材質変動も小さくなることから、生産性、製品の歩留り
等も格段に向上させることが可能である。

【図面の簡単な説明】

第１図は各種化学成分を有する熱延鋼板における機械的
性質と巻取温度との関係を示す図、第２図は上記鋼の加工フォーマスターによるフェライト
以外の相の変態率と冷却速度との関係を示す図である。

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で（以下、同じ）、C:0.01〜0.08
％、Si≦0.10％、Mn:1.0〜3.0％、Ｐ≦0.08％、Ｓ≦0.0
08％、Al≦0.06％及びＮ≦0.0035％を含有し、残部が鉄
及び不可避的不純物からなる熱延鋼板の組織がフェライ
トと面積率40％以上のベイナイトとの混合組織、乃至ベ
イナイト単相組織であることを特徴とする加工性の優れ
た高強度熱延鋼板。
【請求項２】前記鋼が、更に、Cr:0.1〜1.0％、Ni:0.1
〜1.0％、Cu:0.1〜0.6％、Ca:0.003〜0.010％、REM:0.0
03〜0.010％のうちの１種又は２種以上を含有するもの
である請求項１に記載の加工性の優れた熱延鋼板。
【請求項３】請求項１又は２に記載の化学成分を有する
鋼の熱間圧延において、常法にて加熱し、仕上温度Ar₃
点以上として圧延を行い、その後、冷却停止温度600℃
まで平均冷却速度１〜100℃/secにて冷却し、次いで300
〜600℃にて巻取り、最終組織として、フェライトと面
積率40％以上のベイナイトとの混合組織、乃至ベイナイ
ト単相組織を得ることを特徴とする加工性の優れた高強
度熱延鋼板の製造方法。