JP3247908B2 - 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、主として自動車用部
材、中でも比較的軽度の加工で高強度材として用いられ
る用途に供して好適な延性と耐遅れ破壊特性に優れた高
強度熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
材、中でも比較的軽度の加工で高強度材として用いられ
る用途に供して好適な延性と耐遅れ破壊特性に優れた高
強度熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】近年、自動車の安全性の向上および車体重
量軽減のため、高強度鋼板の使用に対する要求が強い。
この発明が対象とするドアインパクトビーム、バンパ
ー、その他の部品は、従来、引張強度(TS)で60 kgf/mm2
から100 kgf/mm2 の鋼板が用いられてきたが、最近では
さらに強度を向上させたTS≧120 kgf/mm2 級の高強度鋼
板が必要とされている。
量軽減のため、高強度鋼板の使用に対する要求が強い。
この発明が対象とするドアインパクトビーム、バンパ
ー、その他の部品は、従来、引張強度(TS)で60 kgf/mm2
から100 kgf/mm2 の鋼板が用いられてきたが、最近では
さらに強度を向上させたTS≧120 kgf/mm2 級の高強度鋼
板が必要とされている。
【０００３】
【従来の技術】TSが 120 kfg/mm2を超える鋼板の製造法
としては、次のようなものが知られているが、それぞれ
問題点をかかえている。 (1) 加工強化鋼、回復焼鈍鋼 この種鋼は、強度の上昇を加工硬化に依存しているため
に材質が不安定なだけでなく、部品の組立工程で溶接を
行った場合には軟化が著しいという問題がある。またこ
の種鋼板は切欠き感受性が大きく、安全性の観点からも
問題が残る。
としては、次のようなものが知られているが、それぞれ
問題点をかかえている。 (1) 加工強化鋼、回復焼鈍鋼 この種鋼は、強度の上昇を加工硬化に依存しているため
に材質が不安定なだけでなく、部品の組立工程で溶接を
行った場合には軟化が著しいという問題がある。またこ
の種鋼板は切欠き感受性が大きく、安全性の観点からも
問題が残る。
【０００４】 (2) 焼入れ (焼戻し) 鋼 (マルテンサイト組織鋼) マルテンサイトを主として用いる場合（例えば特開昭58
-61219号公報）には、比較的容易に高強度が得られる
が、加工性を向上させるために焼戻し工程が必須とな
る。その際に温度と時間の調整を厳密に行わないと目標
とする材質が得られないだけでなく、ばらつきも大き
い。また適切な条件を選定しないといわゆる焼戻し脆性
を生じる危険性も大きい。さらに従来鋼の組成では、実
際の使用環境下で腐食の進行に伴い鋼中に進入、蓄積す
る水素に起因した水素脆性・遅れ破壊を防止することが
困難であった。また、フェライトとマルテンサイトの混
合組織からなる鋼板は、延性は良好ではあるが、硬質相
と軟質相が混在するために切り欠き感受性が強く、安全
性の面で問題であった。
-61219号公報）には、比較的容易に高強度が得られる
が、加工性を向上させるために焼戻し工程が必須とな
る。その際に温度と時間の調整を厳密に行わないと目標
とする材質が得られないだけでなく、ばらつきも大き
い。また適切な条件を選定しないといわゆる焼戻し脆性
を生じる危険性も大きい。さらに従来鋼の組成では、実
際の使用環境下で腐食の進行に伴い鋼中に進入、蓄積す
る水素に起因した水素脆性・遅れ破壊を防止することが
困難であった。また、フェライトとマルテンサイトの混
合組織からなる鋼板は、延性は良好ではあるが、硬質相
と軟質相が混在するために切り欠き感受性が強く、安全
性の面で問題であった。
【０００５】(3) 析出強化鋼 鋼中に、Nb, Ti等の炭窒化物生成元素を添加して析出強
化させたものでは、TSを十分に上昇させることは難し
く、100 kgf/mm2 程度が限界であった。
化させたものでは、TSを十分に上昇させることは難し
く、100 kgf/mm2 程度が限界であった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】遅れ破壊は、鋼に残存
する残留応力がその主要因の一つであるため、プレス成
形後に充分な応力除去処理を行えば、ほとんど全ての鋼
種についてこの問題を解消することができる。しかしな
がら、かような処理は工程の冗長化につながるだけでな
く、部品強度の大幅な低下も招くので、実際の使用には
供し得ない。またパイプ形状に成形して焼入れ・焼戻し
を行うという提案もあるが、この方法は、複雑な工程の
経るので生産性の低下を招くだけでなく、その後の使用
に際し形状に柔軟性がない等の問題がある。
する残留応力がその主要因の一つであるため、プレス成
形後に充分な応力除去処理を行えば、ほとんど全ての鋼
種についてこの問題を解消することができる。しかしな
がら、かような処理は工程の冗長化につながるだけでな
く、部品強度の大幅な低下も招くので、実際の使用には
供し得ない。またパイプ形状に成形して焼入れ・焼戻し
を行うという提案もあるが、この方法は、複雑な工程の
経るので生産性の低下を招くだけでなく、その後の使用
に際し形状に柔軟性がない等の問題がある。
【０００７】この発明は、上述した現状に鑑み開発され
たもので、プレス加工に耐え得る充分な成形性を有し、
またその後の使用環境において遅れ破壊を生じることが
なく、さらに切欠き感受性が低く部品としての信頼性が
高い高強度熱延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案
することを目的とする。
たもので、プレス加工に耐え得る充分な成形性を有し、
またその後の使用環境において遅れ破壊を生じることが
なく、さらに切欠き感受性が低く部品としての信頼性が
高い高強度熱延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案
することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】この発明は、鋼の成分組
成範囲のみならず、微細組織構成を最適化することによ
り、完成されたものである。すなわちこの発明の要旨構
成は次のとおりである。 １．Ｃ：0.05〜0.20wt％（以下単に％で示す）、 Mn：1.50〜3.50％、 Ｐ：0.02〜0.08％、 Al：0.10％以下、 Cu：0.10〜1.00％、 Cr：0.05〜1.00％、 Ｂ：0.0010〜0.0050％、Nb：0.005〜0.040％、 Ｓ：0.0030％以下、 Ni：0.05〜1.00％、 ただし、Niは、表面性状改善のためにCuとの関係において （％Cu）／（％Ni）＜2.00を満足するように 含み、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成になり、かつ鋼組織が面積率で、ベイナイト≧70
％、（ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト）≧90％、残
留オーステナイト：0〜4％になる、引張強度≧120kgf/m
m2、降伏比≦0.70を満足する延性と耐遅れ破壊特性に優
れた高強度熱延鋼板（第１発明）。
成範囲のみならず、微細組織構成を最適化することによ
り、完成されたものである。すなわちこの発明の要旨構
成は次のとおりである。 １．Ｃ：0.05〜0.20wt％（以下単に％で示す）、 Mn：1.50〜3.50％、 Ｐ：0.02〜0.08％、 Al：0.10％以下、 Cu：0.10〜1.00％、 Cr：0.05〜1.00％、 Ｂ：0.0010〜0.0050％、Nb：0.005〜0.040％、 Ｓ：0.0030％以下、 Ni：0.05〜1.00％、 ただし、Niは、表面性状改善のためにCuとの関係において （％Cu）／（％Ni）＜2.00を満足するように 含み、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成になり、かつ鋼組織が面積率で、ベイナイト≧70
％、（ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト）≧90％、残
留オーステナイト：0〜4％になる、引張強度≧120kgf/m
m2、降伏比≦0.70を満足する延性と耐遅れ破壊特性に優
れた高強度熱延鋼板（第１発明）。
【０００９】 ２．Ｃ：0.05〜0.20％、 Mn：1.50〜3.50％、 Ｐ：0.02〜0.08％、 Al：0.10％以下、 Cu：0.10〜1.00％、 Cr：0.05〜1.00％、 Ｂ：0.0010〜0.0050％、Nb：0.005〜0.040％、 Ｓ：0.0030％以下、 Ni：0.05〜1.00％、 ただし、Niは、表面性状改善のためにCuとの関係におい
て （％Cu）／（％Ni）＜2.00を満足するように 含み、かつ Ti：0.005〜0.100％、 Si：0.05〜0.50t％、 Ｖ：0.010〜0.100％ のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部は
Feおよび不可避的不純物の組成になり、かつ鋼組織が面
積率で、ベイナイト≧70％、（ベイナイト＋焼戻しマル
テンサイト）≧90％、残留オーステナイト：0〜4％にな
る、引張強度≧120kgf/mm2、降伏比≦0.70を満足する延
性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度熱延鋼板（第２発
明）。
て （％Cu）／（％Ni）＜2.00を満足するように 含み、かつ Ti：0.005〜0.100％、 Si：0.05〜0.50t％、 Ｖ：0.010〜0.100％ のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部は
Feおよび不可避的不純物の組成になり、かつ鋼組織が面
積率で、ベイナイト≧70％、（ベイナイト＋焼戻しマル
テンサイト）≧90％、残留オーステナイト：0〜4％にな
る、引張強度≧120kgf/mm2、降伏比≦0.70を満足する延
性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度熱延鋼板（第２発
明）。
【００１０】 ３．Ｃ：0.05〜0.20％、 Mn：1.50〜3.50％、 Ｐ：0.02〜0.08％、 Al：0.10％以下、 Cu：0.10〜1.00％、 Cr：0.05〜1.00％、 Ｂ：0.0010〜0.0050％、Nb：0.005〜0.040％、 Ｓ：0.0030％以下、 Ni：0.05〜1.00％、 ただし、Niは、表面性状改善のためにCuとの関係におい
て （％Cu）／（％Ni）＜2.00を満足するように含み、残部はFeおよび不可避的不純物
の 組成になる鋼スラブを、均熱温度：1100℃以上、仕上
げ圧延温度：800〜950℃の条件下で熱間圧延し、ついで
750〜400℃の温度区間を30℃／ｓ以上の速度で冷却した
のち、400〜200℃の温度範囲で巻取ることからなる延性
と耐遅れ破壊特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
（第３発明）。４．Ｃ：0.05〜0.20％、 Mn：1.50〜3.50％、 Ｐ：0.02〜0.08％、 Al：0.10％以下、 Cu：0.10〜1.00％、 Cr：0.05〜1.00％、 Ｂ：0.0010〜0.0050％、Nb：0.005〜0.040％、 Ｓ：0.0030％以下、 Ni：0.05〜1.00％、 ただし、Niは、表面性状改善のためにCuとの関係におい
て （％Cu）／（％Ni）＜2.00 を満足するように含み、かつ Ti：0.005〜0.100％、 Si：0.05〜0.50％、 Ｖ：0.010〜0.100％ のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部は
Feおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、均熱
温度：1100℃以上、仕上げ圧延温度：800〜950℃の条件
下で熱間圧延し、ついで750〜400℃の温度区間を30℃／
ｓ以上の速度で冷却したのち、400〜200℃の温度範囲で
巻取ることからなる延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強
度熱延鋼板の製造方法（第４発明） 。
て （％Cu）／（％Ni）＜2.00を満足するように含み、残部はFeおよび不可避的不純物
の 組成になる鋼スラブを、均熱温度：1100℃以上、仕上
げ圧延温度：800〜950℃の条件下で熱間圧延し、ついで
750〜400℃の温度区間を30℃／ｓ以上の速度で冷却した
のち、400〜200℃の温度範囲で巻取ることからなる延性
と耐遅れ破壊特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
（第３発明）。４．Ｃ：0.05〜0.20％、 Mn：1.50〜3.50％、 Ｐ：0.02〜0.08％、 Al：0.10％以下、 Cu：0.10〜1.00％、 Cr：0.05〜1.00％、 Ｂ：0.0010〜0.0050％、Nb：0.005〜0.040％、 Ｓ：0.0030％以下、 Ni：0.05〜1.00％、 ただし、Niは、表面性状改善のためにCuとの関係におい
て （％Cu）／（％Ni）＜2.00 を満足するように含み、かつ Ti：0.005〜0.100％、 Si：0.05〜0.50％、 Ｖ：0.010〜0.100％ のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部は
Feおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、均熱
温度：1100℃以上、仕上げ圧延温度：800〜950℃の条件
下で熱間圧延し、ついで750〜400℃の温度区間を30℃／
ｓ以上の速度で冷却したのち、400〜200℃の温度範囲で
巻取ることからなる延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強
度熱延鋼板の製造方法（第４発明） 。
【００１１】
【作用】この発明において鋼組成を、上記の範囲に限定
した理由について説明する。 Ｃ：0.05〜0.20％ Ｃは、低温変態相を利用して鋼を強化するためには不可
欠の元素であって、TS≧120 kgf/mm2 を得るには少なく
とも0.05％の添加が必要であるが、0.20％を超えて含有
させると高強度は得られるものの、溶接性が著しく劣化
するので、Ｃ量は0.05〜0.20％の範囲に限定した。
した理由について説明する。 Ｃ：0.05〜0.20％ Ｃは、低温変態相を利用して鋼を強化するためには不可
欠の元素であって、TS≧120 kgf/mm2 を得るには少なく
とも0.05％の添加が必要であるが、0.20％を超えて含有
させると高強度は得られるものの、溶接性が著しく劣化
するので、Ｃ量は0.05〜0.20％の範囲に限定した。
【００１２】Mn：1.50〜3.50％ Mnは、フェライト変態、パーライト変態を抑制し、ベイ
ナイト主体の好ましい組織を得るのに不可欠の元素であ
るが、含有量が1.50％未満では冷却中のパーライト変態
を完全に抑制して安定してベイナイト主体の組織とする
ことができず、一方、3.50％を超える添加は効果が飽和
するだけでなく、合金コストの上昇を招く。また熱延後
の冷延工程における加工性を悪化させる不利もある。そ
れ故、Mn含有量は1.50〜3.50％の範囲とした。
ナイト主体の好ましい組織を得るのに不可欠の元素であ
るが、含有量が1.50％未満では冷却中のパーライト変態
を完全に抑制して安定してベイナイト主体の組織とする
ことができず、一方、3.50％を超える添加は効果が飽和
するだけでなく、合金コストの上昇を招く。また熱延後
の冷延工程における加工性を悪化させる不利もある。そ
れ故、Mn含有量は1.50〜3.50％の範囲とした。
【００１３】Ｐ：0.02〜0.08％ Ｐは、詳細な機構は不明ではあるが、CuやCr等と複合含
有させることにより、耐遅れ破壊特性の改善に有効に寄
与する。しかしながら、Ｐ添加量が0.02％に満たないと
耐遅れ破壊特性の改善効果が十分でなく、一方、0.08％
を超えて添加しても上記効果は飽和に達し、むしろＰ自
身の偏析に起因した組織の層状化が起こり易くなって、
局部延性の劣化を招く。従って、Ｐ含有量は0.02〜0.08
％の範囲に限定した。
有させることにより、耐遅れ破壊特性の改善に有効に寄
与する。しかしながら、Ｐ添加量が0.02％に満たないと
耐遅れ破壊特性の改善効果が十分でなく、一方、0.08％
を超えて添加しても上記効果は飽和に達し、むしろＰ自
身の偏析に起因した組織の層状化が起こり易くなって、
局部延性の劣化を招く。従って、Ｐ含有量は0.02〜0.08
％の範囲に限定した。
【００１４】Al：0.10％以下 鋼中の酸化物等の非金属介在物は局部延性の劣化を招く
ので、充分に低減する必要があり、そのためには製造工
程でのAlの添加が有利である。しかしながら、添加量が
過剰になって0.10％を超えると、表面性状の劣化を招
き、これがさらに曲げ加工性や局部延性の低下につなが
る。従って、Alは0.10％以下で含有させるものとした。
なお、下限は特に規制しないけれども、 0.020％以上と
することが望ましい。
ので、充分に低減する必要があり、そのためには製造工
程でのAlの添加が有利である。しかしながら、添加量が
過剰になって0.10％を超えると、表面性状の劣化を招
き、これがさらに曲げ加工性や局部延性の低下につなが
る。従って、Alは0.10％以下で含有させるものとした。
なお、下限は特に規制しないけれども、 0.020％以上と
することが望ましい。
【００１５】Cu：0.10〜1.00％ Cuは、ＰやCrと共に耐遅れ破壊特性の改善に寄与する有
用元素である。しかしCu量が0.10％未満では上記の効果
が充分に発揮されず、一方、1.00％を超えて添加しても
その効果は飽和に達し、むしろ合金元素のコスト上昇を
招くので、Cuは0.10〜1.00％の範囲で含有させるものと
した。
用元素である。しかしCu量が0.10％未満では上記の効果
が充分に発揮されず、一方、1.00％を超えて添加しても
その効果は飽和に達し、むしろ合金元素のコスト上昇を
招くので、Cuは0.10〜1.00％の範囲で含有させるものと
した。
【００１６】Cr：0.05〜1.00％ Crは、上述したとおり、ＰやCuとの複合作用によって耐
遅れ破壊特性の改善に有効に寄与する。しかしながら、
Cr量が0.05％未満では上記の効果が充分には発揮され
ず、一方、1.00％を超えるとその効果は飽和に達し、む
しろ鋼が硬化して冷間加工性の低下を招く。従って、Cr
含有量は0.05〜1.00％の範囲とした。
遅れ破壊特性の改善に有効に寄与する。しかしながら、
Cr量が0.05％未満では上記の効果が充分には発揮され
ず、一方、1.00％を超えるとその効果は飽和に達し、む
しろ鋼が硬化して冷間加工性の低下を招く。従って、Cr
含有量は0.05〜1.00％の範囲とした。
【００１７】Ｂ：0.0010〜0.0050％ Ｂは、強度の向上に有効で、とくに連続焼鈍時の急冷に
際して、フェライトの生成を抑制することでベイナイト
主体の組織を得易くする効果がある。さらに、Ｐ添加に
よる局部延性の劣化傾向を抑制する効果もある。しか
し、かような効果が発揮するためには少なくとも0.0010
％以上の添加を必要とし、一方、0.0050％を超えるとこ
れらの効果は飽和に達し、むしろ熱延母板が硬質化して
冷延工程で支障をきたす。従って、Ｂ含有量は0.0010〜
0.0050％とした。
際して、フェライトの生成を抑制することでベイナイト
主体の組織を得易くする効果がある。さらに、Ｐ添加に
よる局部延性の劣化傾向を抑制する効果もある。しか
し、かような効果が発揮するためには少なくとも0.0010
％以上の添加を必要とし、一方、0.0050％を超えるとこ
れらの効果は飽和に達し、むしろ熱延母板が硬質化して
冷延工程で支障をきたす。従って、Ｂ含有量は0.0010〜
0.0050％とした。
【００１８】Nb：0.005 〜0.040 ％ Nbは、組織の細粒化だけでなく、連続焼鈍時におけるベ
イナイト主体の組織の形成にも有効に寄与する有用元素
である。これらの効果は 0.005％以上の添加で顕著とな
るが、 0.040％を超えると、熱延母板が硬質化し冷延工
程に支障をきたし、また耐遅れ破壊特性はやや劣化する
傾向を示す。従ってNbは 0.005〜0.040％の範囲で含有
させるものとした。
イナイト主体の組織の形成にも有効に寄与する有用元素
である。これらの効果は 0.005％以上の添加で顕著とな
るが、 0.040％を超えると、熱延母板が硬質化し冷延工
程に支障をきたし、また耐遅れ破壊特性はやや劣化する
傾向を示す。従ってNbは 0.005〜0.040％の範囲で含有
させるものとした。
【００１９】Ｓ：0.0030％以下 Ｓ量の制限は、局部延性向上の観点からも、また耐遅れ
破壊特性向上の観点からも重要である。すなわち、Ｓは
鋼中で非金属介在物として存在し、応力集中源となるの
で、その低減は種々の機械的特性に対して有利である。
この許容される上限値は鋼板の微細組織、強度レベルに
依存するが、この発明の組織、目標強度であれば、Ｓを
0.0030％以下に抑制すれば良好な特性が得られる。
破壊特性向上の観点からも重要である。すなわち、Ｓは
鋼中で非金属介在物として存在し、応力集中源となるの
で、その低減は種々の機械的特性に対して有利である。
この許容される上限値は鋼板の微細組織、強度レベルに
依存するが、この発明の組織、目標強度であれば、Ｓを
0.0030％以下に抑制すれば良好な特性が得られる。
【００２０】Ni：0.05〜1.00％ Niは、詳細な機構は不明ではあるが、鋼の耐遅れ破壊特
性の改善に有効に寄与する。この効果が発揮されるのは
含有量が0.05％以上の場合であるが、1.00％を超えると
その添加効果は飽和に達し、むしろ合金コストの上昇を
招く。従って、Ni含有量は0.05〜1.00％とした。なおNi
は、上記したCu量との兼ね合いで一定量以上含有させな
いと、鋼板の表面性状が劣化して、曲げ加工性および耐
遅れ破壊特性の低下を招くので、この発明ではNiおよび
Cuの両者を次式 （％Cu）／（％Ni）＜ 2.00 の関係を満足する範囲で含有させるものとした。
性の改善に有効に寄与する。この効果が発揮されるのは
含有量が0.05％以上の場合であるが、1.00％を超えると
その添加効果は飽和に達し、むしろ合金コストの上昇を
招く。従って、Ni含有量は0.05〜1.00％とした。なおNi
は、上記したCu量との兼ね合いで一定量以上含有させな
いと、鋼板の表面性状が劣化して、曲げ加工性および耐
遅れ破壊特性の低下を招くので、この発明ではNiおよび
Cuの両者を次式 （％Cu）／（％Ni）＜ 2.00 の関係を満足する範囲で含有させるものとした。
【００２１】以上、基本成分について説明したが、この
発明ではさらに、機械的性質を改善するため以下の元素
を含有させることもできる。 Ti：0.005 〜0.100 ％ Tiは、スラブ鋳造時の割れ発生を防止するのに有効なだ
けでなく、材質的にも詳細な機構は不明であるが、局部
延性の改善に有効である。かような効果を得るためには
少なくとも 0.005％の添加を必要とするが、 0.100％を
超えて添加すると、表面性状の劣化するだけでなく、炭
化物が極端に多くなって耐遅れ破壊特性の低下を招く。
従ってTiは 0.005〜0.100 ％の範囲で含有させるものと
した。
発明ではさらに、機械的性質を改善するため以下の元素
を含有させることもできる。 Ti：0.005 〜0.100 ％ Tiは、スラブ鋳造時の割れ発生を防止するのに有効なだ
けでなく、材質的にも詳細な機構は不明であるが、局部
延性の改善に有効である。かような効果を得るためには
少なくとも 0.005％の添加を必要とするが、 0.100％を
超えて添加すると、表面性状の劣化するだけでなく、炭
化物が極端に多くなって耐遅れ破壊特性の低下を招く。
従ってTiは 0.005〜0.100 ％の範囲で含有させるものと
した。
【００２２】Si：0.05〜0.50％ Siは、鋼中の介在物を効果的に低減することにより、局
部延性の向上をもたらす有用元素である。また降伏応力
の引張強度に対する比すなわち降伏比（YR) の低減にも
有効に寄与し、耐遅れ破壊特性、局部延性の改善に対し
ても有用である。しかし、含有量が0.05％に満たないと
その添加効果に乏しく、一方0.50％を超えると化成処理
性の劣化を招く。従ってSiは、0.05〜0.50％の範囲で含
有させるものとした。
部延性の向上をもたらす有用元素である。また降伏応力
の引張強度に対する比すなわち降伏比（YR) の低減にも
有効に寄与し、耐遅れ破壊特性、局部延性の改善に対し
ても有用である。しかし、含有量が0.05％に満たないと
その添加効果に乏しく、一方0.50％を超えると化成処理
性の劣化を招く。従ってSiは、0.05〜0.50％の範囲で含
有させるものとした。
【００２３】Ｖ：0.010 〜0.100 ％ Ｖも、TiやSiと同様、局部延性の改善に有用であり、ま
た降伏比の低減にも有効に寄与する。しかしながら、含
有量が 0.010％に満たないとその添加効果に乏しく、一
方 0.100％を超えて添加すると、逆に降伏比が上昇し、
材質改善効果が低下する。従ってＶは、 0.010〜0.100
％の範囲で含有させるものとした。なお上記の３元素、
Ti、Si、およびＶは、単独之添加でも有効であるが、こ
れらを複合添加しても、その効果が相殺することはな
い。
た降伏比の低減にも有効に寄与する。しかしながら、含
有量が 0.010％に満たないとその添加効果に乏しく、一
方 0.100％を超えて添加すると、逆に降伏比が上昇し、
材質改善効果が低下する。従ってＶは、 0.010〜0.100
％の範囲で含有させるものとした。なお上記の３元素、
Ti、Si、およびＶは、単独之添加でも有効であるが、こ
れらを複合添加しても、その効果が相殺することはな
い。
【００２４】以上、適正成分組成範囲について説明した
が、この発明で所期した効果を得るためには、成分組成
範囲を特定するだけでは不十分で、鋼組織を面積率で以
下のとおりに規制することが肝要である。 ベイナイト分率≧70％ ベイナイトの分率は70％以上とする必要がある。という
のは、70％未満では局部延性の向上が望めないからであ
る。なおベイナイト単独は勿論、以下に述べるマルテン
サイトとの合計の分率も重要である。
が、この発明で所期した効果を得るためには、成分組成
範囲を特定するだけでは不十分で、鋼組織を面積率で以
下のとおりに規制することが肝要である。 ベイナイト分率≧70％ ベイナイトの分率は70％以上とする必要がある。という
のは、70％未満では局部延性の向上が望めないからであ
る。なおベイナイト単独は勿論、以下に述べるマルテン
サイトとの合計の分率も重要である。
【００２５】 ベイナイト＋焼戻しマルテンサイトの分率≧90％ これら硬質な低温変態相の分率が90％に満たないと、残
部の軟質相が空間的に部分的に連結する結果、ボイドの
連結が容易となり、曲げ加工性、局部延性および耐遅れ
破壊特性すべてが劣化する。なお、低温変態相の分率
は、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの和が90％以上
であればよく、焼戻しマルテンサイトの量は0％でも構
わない。
部の軟質相が空間的に部分的に連結する結果、ボイドの
連結が容易となり、曲げ加工性、局部延性および耐遅れ
破壊特性すべてが劣化する。なお、低温変態相の分率
は、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの和が90％以上
であればよく、焼戻しマルテンサイトの量は0％でも構
わない。
【００２６】残留オーステナイト分率：0〜4％ 残留オーステナイト分率が4％を超えると、延性は改善
されるものの、耐遅れ破壊特性は大幅に劣化し、実用に
耐えないレベルとなる。従って、残留オーステナイト分
率は0〜4％とする。
されるものの、耐遅れ破壊特性は大幅に劣化し、実用に
耐えないレベルとなる。従って、残留オーステナイト分
率は0〜4％とする。
【００２７】以上述べた成分組成範囲および鋼組成とす
ることにより、引張強度≧120 kgf/mm2 、降伏比≦0.70
を満足する局部延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度熱
延鋼板を得ることができる。なお機械的特性ではとくに
降伏比が重要であり、降伏比を0.70以下とすることによ
って、プレス成形時の歪みの伝播が容易になる結果、有
害な引張り残留応力を低減することができる。またプレ
ス成形時のスプリングバック量を低減することもできる
ので、プレス成形の精度向上にも有効である。
ることにより、引張強度≧120 kgf/mm2 、降伏比≦0.70
を満足する局部延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度熱
延鋼板を得ることができる。なお機械的特性ではとくに
降伏比が重要であり、降伏比を0.70以下とすることによ
って、プレス成形時の歪みの伝播が容易になる結果、有
害な引張り残留応力を低減することができる。またプレ
ス成形時のスプリングバック量を低減することもできる
ので、プレス成形の精度向上にも有効である。
【００２８】次に、この発明に従う製造好適について具
体的に説明する。スラブ製造法 連続鋳造法の方が成分の偏析が少なく均一な材質が得ら
れるので連続鋳造スラブが望ましいが、偏析の少ない造
塊法であれば当然適用可能である。
体的に説明する。スラブ製造法 連続鋳造法の方が成分の偏析が少なく均一な材質が得ら
れるので連続鋳造スラブが望ましいが、偏析の少ない造
塊法であれば当然適用可能である。
【００２９】スラブ均熱温度 スラブ均熱温度が1100℃に満たないと、添加Nbの溶け込
みが充分でなく、強度が低下することに加え、詳細な理
由は不明ではあるが耐遅れ破壊特性も劣化する。
みが充分でなく、強度が低下することに加え、詳細な理
由は不明ではあるが耐遅れ破壊特性も劣化する。
【００３０】仕上げ圧延温度 仕上げ圧延温度が 800℃未満になると、冷延焼鈍後の組
織が粗大化することに加え、熱延も板形状の乱れ発生な
どのため困難化する。また 950℃を超えた場合は鋼板の
板厚方向の不均一性が増加し、局部延性の点で好ましく
ない。従って、仕上げ圧延温度は 800〜950 ℃とした。
織が粗大化することに加え、熱延も板形状の乱れ発生な
どのため困難化する。また 950℃を超えた場合は鋼板の
板厚方向の不均一性が増加し、局部延性の点で好ましく
ない。従って、仕上げ圧延温度は 800〜950 ℃とした。
【００３１】熱延後の冷却速度：30℃／ｓ以上 熱延後の冷却速度は、組織の制御に関し、極めて重要な
要件である。すなわち冷却速度が 30 ℃／ｓに満たない
と冷却の途中でフェライト・パーライト相の析出を十分
に抑制できず、ベイナイト主体の組織とすることができ
ないので、良好な曲げ特性および耐遅れ破壊特性を得る
ことができない。そこでこの発明では、熱延後の冷却は
30 ℃／ｓ以上（好ましくは 300℃以下）の速度で行う
こととした。なお、かような制御冷却を行うべき温度区
間を 750〜400 ℃としたのは、上記の本発明鋼の変態挙
動と密接に関係しており、ベイナイト変態をより促進す
るに重要な温度範囲であることによる。
要件である。すなわち冷却速度が 30 ℃／ｓに満たない
と冷却の途中でフェライト・パーライト相の析出を十分
に抑制できず、ベイナイト主体の組織とすることができ
ないので、良好な曲げ特性および耐遅れ破壊特性を得る
ことができない。そこでこの発明では、熱延後の冷却は
30 ℃／ｓ以上（好ましくは 300℃以下）の速度で行う
こととした。なお、かような制御冷却を行うべき温度区
間を 750〜400 ℃としたのは、上記の本発明鋼の変態挙
動と密接に関係しており、ベイナイト変態をより促進す
るに重要な温度範囲であることによる。
【００３２】熱延巻取り温度：400 〜200 ℃ 巻取り温度が 200℃未満の場合には、ベイナイトの分率
が大幅に低下し、マルテンサイトの分率が過剰となって
耐遅れ破壊特性の低下を招く。また、鋼板の形状も著し
く劣化する。一方、 400℃を超える温度で巻き取ると、
過度に低温変態相が焼戻しを受ける結果、目標とする 1
20 kgf/mm2以上の高強度が得られなくなる。
が大幅に低下し、マルテンサイトの分率が過剰となって
耐遅れ破壊特性の低下を招く。また、鋼板の形状も著し
く劣化する。一方、 400℃を超える温度で巻き取ると、
過度に低温変態相が焼戻しを受ける結果、目標とする 1
20 kgf/mm2以上の高強度が得られなくなる。
【００３３】
実施例１ 表１に示す種々の成分組成になる鋼を転炉にて溶製し、
連続鋳造でスラブとしたのち、表２に示す条件で厚み：
1.8 mmの熱延鋼板とした。得られた各熱延鋼板の機械的
特性および耐遅れ破壊特性について調べた結果を表３に
示す。なお機械的特性のうち、引張特性は通常の JIS５
号試験片を用いて通常の測定法で評価した。また曲げ試
験については、幅：40mm、長さ：100 mmの試験片を用い
てポンチ・ダイによる 180°Ｕベンド試験を行い、クラ
ックの発生なく曲げられる臨界曲げ半径で評価した。さ
らに局部延性については、通常の JIS５号試験片の平行
部中央に２mmＶノッチを加工した試験片を作成し、通常
の JIS５号引張り特性とくにTSの変化を比較した。切り
欠き感受性が高い場合はノッチの存在により、いわゆる
低応力破壊を起こす。遅れ破壊試験は、鋼板を50mmφの
ポンチで絞り比1.80の円筒に深絞り加工し、それを純水
中に浸漬して約１週間経過後の割れ発生の有無で評価し
た。
連続鋳造でスラブとしたのち、表２に示す条件で厚み：
1.8 mmの熱延鋼板とした。得られた各熱延鋼板の機械的
特性および耐遅れ破壊特性について調べた結果を表３に
示す。なお機械的特性のうち、引張特性は通常の JIS５
号試験片を用いて通常の測定法で評価した。また曲げ試
験については、幅：40mm、長さ：100 mmの試験片を用い
てポンチ・ダイによる 180°Ｕベンド試験を行い、クラ
ックの発生なく曲げられる臨界曲げ半径で評価した。さ
らに局部延性については、通常の JIS５号試験片の平行
部中央に２mmＶノッチを加工した試験片を作成し、通常
の JIS５号引張り特性とくにTSの変化を比較した。切り
欠き感受性が高い場合はノッチの存在により、いわゆる
低応力破壊を起こす。遅れ破壊試験は、鋼板を50mmφの
ポンチで絞り比1.80の円筒に深絞り加工し、それを純水
中に浸漬して約１週間経過後の割れ発生の有無で評価し
た。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】表３から明らかなように、この発明に従っ
て得られた鋼板はＴＳが120kgf/mm2以上の高強度であ
り、しかも低降伏比で、臨界曲げ半径も小さく良好な曲
げ成形性を有している。また遅れ破壊を起こすこともな
く、良好な耐遅れ破壊特性を有していることが判る。ま
た諸特性の良好な発明鋼においては、その微細組織がベ
イナイト≧70％、（ベイナイト＋焼戻しマルテンサイ
ト）≧90％、残留オーステナイト：0〜4％という条件を
満足していることが判る。なお切り欠きが存在する場合
には、平滑材に比して引張り強度が少し増加することが
望ましいとされているが、この発明鋼では5〜7kgf/mm2
程度増加しており、この条件も満足している。
て得られた鋼板はＴＳが120kgf/mm2以上の高強度であ
り、しかも低降伏比で、臨界曲げ半径も小さく良好な曲
げ成形性を有している。また遅れ破壊を起こすこともな
く、良好な耐遅れ破壊特性を有していることが判る。ま
た諸特性の良好な発明鋼においては、その微細組織がベ
イナイト≧70％、（ベイナイト＋焼戻しマルテンサイ
ト）≧90％、残留オーステナイト：0〜4％という条件を
満足していることが判る。なお切り欠きが存在する場合
には、平滑材に比して引張り強度が少し増加することが
望ましいとされているが、この発明鋼では5〜7kgf/mm2
程度増加しており、この条件も満足している。
【００３８】これに対し、この発明の要件を満足しない
比較例は、大きく強度が低下し、また切り欠き感受性も
大きく、部品として何らかの欠陥が存在した場合に低応
力破壊を起こす危険が大きいことを示している。
比較例は、大きく強度が低下し、また切り欠き感受性も
大きく、部品として何らかの欠陥が存在した場合に低応
力破壊を起こす危険が大きいことを示している。
【００３９】実施例２ 表４に示す成分組成になる鋼を用い、表５に示す製造条
件で熱延鋼板とした。得られた各熱延鋼板の最終的な微
細組織と、引張り特性、曲げ特性および耐遅れ破壊特性
についての調査結果を表６に示す。なお各試験方法は実
施例１の場合と同様である。
件で熱延鋼板とした。得られた各熱延鋼板の最終的な微
細組織と、引張り特性、曲げ特性および耐遅れ破壊特性
についての調査結果を表６に示す。なお各試験方法は実
施例１の場合と同様である。
【００４０】
【表４】
【００４１】
【表５】
【００４２】
【表６】
【００４３】表６から明らかなように、この発明に従い
得られた鋼板はいずれも、TSが 120kgf/mm2 以上の高強
度でありながら、良好な曲げ加工性および耐遅れ破壊特
性を有している。
得られた鋼板はいずれも、TSが 120kgf/mm2 以上の高強
度でありながら、良好な曲げ加工性および耐遅れ破壊特
性を有している。
【００４４】実施例３ 表４とほぼ同様な成分の鋼の３鋼種を用いて、連続焼鈍
条件を中心に製造条件を種々に変化させて熱延鋼板を製
造し、鋼板の組織分率と耐遅れ破壊特性との関係につい
て調べた結果を表７に示す。なお、引張り強度は 138〜
151kgf/mm2の範囲であることを確認している。
条件を中心に製造条件を種々に変化させて熱延鋼板を製
造し、鋼板の組織分率と耐遅れ破壊特性との関係につい
て調べた結果を表７に示す。なお、引張り強度は 138〜
151kgf/mm2の範囲であることを確認している。
【００４５】
【表７】
【００４６】表７から明らかなように、ベイナイト≧70
％、（ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト）≧90％と
し、さらに残留オーステナイト：0〜4％とした場合に、
とりわけ良好な耐遅れ破壊特性が得られている。
％、（ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト）≧90％と
し、さらに残留オーステナイト：0〜4％とした場合に、
とりわけ良好な耐遅れ破壊特性が得られている。
【００４７】
【発明の効果】かくしてこの発明によれば、延性と耐遅
れ破壊特性に優れた高強度熱延鋼板を安定して得ること
ができ、その工業的貢献は極めて大きい。この発明鋼
は、自動車の主として強度部材用に適しており、強度が
極めて高くしかも充分な成形性を有すると同時に、局部
延性が高く、従って部品としての信頼性が向上する。さ
らに耐遅れ破壊特性にも優れているので、この鋼板を用
いることで鋼板の薄肉化、ひいては自動車車体の軽量化
が達成できる。
れ破壊特性に優れた高強度熱延鋼板を安定して得ること
ができ、その工業的貢献は極めて大きい。この発明鋼
は、自動車の主として強度部材用に適しており、強度が
極めて高くしかも充分な成形性を有すると同時に、局部
延性が高く、従って部品としての信頼性が向上する。さ
らに耐遅れ破壊特性にも優れているので、この鋼板を用
いることで鋼板の薄肉化、ひいては自動車車体の軽量化
が達成できる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭63−93822（ＪＰ，Ａ) 特開 昭49−9423（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−145891（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−145893（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/02 - 8/04 C21D 9/46 - 9/48
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ：0.05〜0.20wt％、 Mn：1.50〜3.50wt％、 Ｐ：0.02〜0.08wt％、 Al：0.10wt％以下、 Cu：0.10〜1.00wt％、 Cr：0.05〜1.00wt％、 Ｂ：0.0010〜0.0050wt％、Nb：0.005〜0.040wt％、 Ｓ：0.0030wt％以下、 Ni：0.05〜1.00wt％、 ただし（％Cu）／（％Ni）＜2.00 を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、
かつ鋼組織が面積率で、ベイナイト≧70％、（ベイナイ
ト＋焼戻しマルテンサイト）≧90％、残留オーステナイ
ト：0〜4％になる、引張強度≧120kgf/mm2、降伏比≦0.
70を満足する延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度熱延
鋼板。 - 【請求項２】 Ｃ：0.05〜0.20wt％、 Mn：1.50〜3.50wt％、 Ｐ：0.02〜0.08wt％、 Al：0.10wt％以下、 Cu：0.10〜1.00wt％、 Cr：0.05〜1.00wt％、 Ｂ：0.0010〜0.0050wt％、Nb：0.005〜0.040wt％、 Ｓ：0.0030wt％以下、 Ni：0.05〜1.00wt％、 ただし（％Cu）／（％Ni）＜2.00 を含み、かつ Ti：0.005〜0.100wt％、 Si：0.05〜0.50wt％、 Ｖ：0.010〜0.100wt％ のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部は
Feおよび不可避的不純物の組成になり、かつ鋼組織が面
積率で、ベイナイト≧70％、（ベイナイト＋焼戻しマル
テンサイト）≧90％、残留オーステナイト：0〜4％にな
る、引張強度≧120kgf/mm2、降伏比≦0.70を満足する延
性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度熱延鋼板。 - 【請求項３】Ｃ：0.05〜0.20wt％、 Mn：1.50〜3.50
wt％、 Ｐ：0.02〜0.08wt％、 Al：0.10wt％以下、 Cu：0.10〜1.00wt％、 Cr：0.05〜1.00wt％、 Ｂ：0.0010〜0.0050wt％、Nb：0.005〜0.040wt％、 Ｓ：0.0030wt％以下、 Ni：0.05〜1.00wt％、 ただし（％Cu）／（％Ni）＜2.00 を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼
スラブを、均熱温度：1100℃以上、仕上げ圧延温度：80
0〜950℃の条件下で熱間圧延し、ついで750〜400℃の温
度区間を30℃／ｓ以上の速度で冷却したのち、400〜200
℃の温度範囲で巻取ることを特徴とする延性と耐遅れ破
壊特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 Ｃ：0.05〜0.20wt％、 Mn：1.50〜3.50wt％、 Ｐ：0.02〜0.08wt％、 Al：0.10wt％以下、 Cu：0.10〜1.00wt％、 Cr：0.05〜1.00wt％、 Ｂ：0.0010〜0.0050wt％、Nb：0.005〜0.040wt％、 Ｓ：0.0030wt％以下、 Ni：0.05〜1.00wt％、 ただし（％Cu）／（％Ni）＜2.00 を含み、かつ Ti：0.005〜0.100wt％、 Si：0.05〜0.50wt％、 Ｖ：0.010〜0.100wt％ のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部は
Feおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、均熱
温度：1100℃以上、仕上げ圧延温度：800〜950℃の条件
下で熱間圧延し、ついで750〜400℃の温度区間を30℃／
ｓ以上の速度で冷却したのち、400〜200℃の温度範囲で
巻取ることを特徴とする延性と耐遅れ破壊特性に優れた
高強度熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29588692A JP3247908B2 (ja) | 1992-11-05 | 1992-11-05 | 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29588692A JP3247908B2 (ja) | 1992-11-05 | 1992-11-05 | 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06145894A JPH06145894A (ja) | 1994-05-27 |
| JP3247908B2 true JP3247908B2 (ja) | 2002-01-21 |
Family
ID=17826449
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29588692A Expired - Fee Related JP3247908B2 (ja) | 1992-11-05 | 1992-11-05 | 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3247908B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1990430A1 (en) | 2007-04-17 | 2008-11-12 | Nakayama Steel Works, Ltd. | High-strength hot rolled steel plate and manufacturing method thereof |
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|---|---|---|---|---|
| JP3352938B2 (ja) * | 1998-03-19 | 2002-12-03 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP3440894B2 (ja) * | 1998-08-05 | 2003-08-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 伸びフランジ性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP4188582B2 (ja) * | 2001-02-09 | 2008-11-26 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP3915460B2 (ja) * | 2001-09-26 | 2007-05-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP4379085B2 (ja) * | 2003-11-07 | 2009-12-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度高靭性厚鋼板の製造方法 |
| JP4109609B2 (ja) * | 2003-11-18 | 2008-07-02 | 新日本製鐵株式会社 | 伸びと穴拡げ性と２次加工割れ性に優れた高強度熱延鋼板 |
| CN103215525B (zh) * | 2013-05-10 | 2015-05-20 | 江苏永昊高强度螺栓有限公司 | 螺栓用合金钢 |
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| KR102164078B1 (ko) | 2018-12-18 | 2020-10-13 | 주식회사 포스코 | 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 |
| KR102635009B1 (ko) * | 2019-06-14 | 2024-02-08 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법 |
| JP7389322B2 (ja) * | 2019-08-20 | 2023-11-30 | 日本製鉄株式会社 | 薄鋼板及びその製造方法 |
-
1992
- 1992-11-05 JP JP29588692A patent/JP3247908B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
| EP1990430A1 (en) | 2007-04-17 | 2008-11-12 | Nakayama Steel Works, Ltd. | High-strength hot rolled steel plate and manufacturing method thereof |
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| JPH06145894A (ja) | 1994-05-27 |
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