JP3275783B2

JP3275783B2 - 成形性にすぐれたＴｉ添加熱延高張力鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP3275783B2
Application number: JP16823497A
Authority: JP
Inventors: 直広佐藤; 修二中居; 茂樹野村
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1997-06-25
Filing date: 1997-06-25
Publication date: 2002-04-22
Anticipated expiration: 2017-06-25
Also published as: JPH1112657A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車の足周り部
品や、ガスボンベのような小型圧力容器などに使用する
加工性および溶接性にすぐれた熱延鋼板の製造方法に関
する。

【０００２】

【従来の技術】自動車などに適用される熱延鋼板は、プ
レス加工により所要形状に加工され、溶接して部品に組
み立てられ使用される。この場合要求されるのは、必要
な強度レベルにおいて、十分な加工性と溶接性とを有
し、そして製造コストとのバランスがとれていることで
ある。必要な強度を確保するための鋼の強化手段には、
細粒化強化、固溶強化、析出強化および変態強
化などがあり、その強化の手段や効果の範囲により、上
記の加工性、溶接性、あるいは経済性は様々に変化す
る。これらを配慮して熱延鋼板では、合金元素の添加と
熱間圧延条件の選定により強化手段を適宜組み合わせ
て、必要性能を有する鋼板が製造されている。

【０００３】熱間圧延においては、細粒化強化は仕上げ
温度と巻取り温度の選定、さらには添加元素を利用し
て、ほぼ限界まで活用される。固溶強化は一般に加工性
を悪くし、経済性もよくないので通常はその効果の適用
は限定され、変態強化は設備上の制約と、特定元素の使
用を要し、さらには得られた鋼板の加工性に多少の難点
があるので、とくに高強度を要する場合以外は用いられ
ない。このような観点から、Ｃ量を抑制でき、添加元素
も微量でよく、溶接性もすぐれているという点で析出効
果がよく利用されている。析出強化のための添加元素
は、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ等の炭窒化物形成元素である。Ｎｂ
はいわゆる制御圧延において多用され、結晶粒の微細化
と、強度が高くしかも靱性のすぐれた鋼板の製造に活用
されている。しかしながら、Ｎｂは本発明の対象とする
強度レベルのプレス加工用の鋼板に対しては、スラブの
表面欠陥が発生しやすいこと、鋼板の面方向の変形にお
いて加工方向による異方性が強いことなどの難点があ
り、その上高価である。また、Ｖは他の元素に比較して
強化能が低く、同じ強度を得るにはより多くの添加を必
要とする。これらに対し、Ｔｉはコストが安く、しかも
強化能も最も大きいという特徴があるが、Ｔｉ含有鋼は
靱性がやや劣るという難点がある。現実には、これらの
元素を複合して用いるのが一般的である。

【０００４】このように、析出強化に用いられる元素
は、それぞれ固有の特徴を持つが、低コストという点で
はＴｉ添加が有利である。そこで、このＴｉ添加による
高張力鋼の難点を克服すべく、とくに靱性を向上させつ
つ加工性や溶接性を改善する検討がなされている。例え
ば、特公昭62-4450号公報、または特公昭63-66367号公
報の発明は、Ｃが0.05〜0.20％で、Ｔｉを0.04〜0.20％
の範囲で添加した鋼を用い、熱間圧延の仕上げ温度の低
温域にて大圧下の圧延を施し、圧延後の冷却を急冷とし
て200〜500℃の低温で巻き取ることにより、靱性および
加工性の向上をはかっている。また、特開昭63-128117
号公報には、Ｃが0.02〜0.15％、Ｔｉが0.04〜0.1％の
前記の発明の鋼とほぼ同等の組成の鋼にて、熱間圧延の
オーステナイトの再結晶域と、より後段の低温の変態温
度近傍で大圧下を加え、圧延後直ちに急冷して400〜650
℃で巻き取る発明が提示されている。しかしながら、こ
れらの発明は、主としてパイプラインや大型の圧力容器
に用いられる高張力鋼板を対象にしており、板厚も厚い
ので、低温靱性にはきわめて鋭敏であり、冷間加工とい
っても簡単な曲げ程度の軽度の加工である。

【０００５】これに対し、自動車用や小型圧力容器の場
合、板厚が薄いので靱性への要求はその厳しさが緩和さ
れ、代わりにプレス成形の強加工に耐える加工性を有す
ることが要求される。また、プレス加工後、炭酸ガスア
ーク法やＴＩＧ法などによって溶接されることも多く、
そのような溶接にも十分適用できなければならない。し
たがって、このような観点から、Ｔｉ添加の効果は見直
される必要がある。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、引張
強度が539N／mm²以上で、主として自動車の強度部品や
小型圧力容器などに用いられる熱延鋼板に関し、プレス
加工性および溶接性にすぐれた鋼板が得られ、しかもコ
スト的に有利な製造方法を提供するものである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、引張強度
539N／mm²以上を目標とするプレス加工性のすぐれた高
強度熱延鋼板をより合理的に製造する方法を検討した。
この目的にはコストも安く強化能も大きいＴｉ添加の活
用がより望ましいと考えられたので、できるだけ単純な
合金として、ＣおよびＭｎを含む鋼をベースにＴｉ添加
の効果を調査した。その結果、まず所要強度を得るに
は、これらの成分範囲を限定し、熱間圧延のスラブ加熱
温度を高くして、Ｔｉを固溶状態にしておけば、通常の
ホットストリップミルの処理工程にて、目標強度が得ら
れることがわかった。

【０００８】次に、加工性に関しては、二つの要素があ
る。一つは、加工変形を受けて破断に至るまでの変形限
界の大きさであり、もう一つは、同じ強度であっても、
より低い応力で必要形状に加工できる性質である。前者
の変形限界に関しては、熱延鋼板の場合、延性の大きい
ほど、あるいは引張り試験の伸びが大きいほどよいとさ
れ、そのためには、非金属介在物となり延性を阻害する
Ｓ、Ｏ、およびＮなどの不純物元素をできるだけ低減し
た鋼とし、さらに結晶粒を微細にすることが好ましい。
この変形限界に関しては、例えば自動車の足回り部品な
どは、安全上の配慮もあって限度一杯にまで鋼板を変形
させて使用することは希であり、また、最近では鋼の製
錬技術も大幅に進歩して、不純物は十分低減されている
ので、それほど問題ではなくなっている。

【０００９】しかし、後者の必要形状に容易に加工でき
る性質は、用いる鋼板の強度が高くなるほど重要になっ
てくる。この性質は引張り試験の降伏比で評価され、同
じ強度であれば降伏比が低いほどよい。ところが、少量
の合金元素添加で鋼の強度を大きく向上させることがで
きる析出強化は、降伏比を高くする傾向があり、Ｔｉ添
加の場合も同様である。そこで、Ｔｉを添加した鋼によ
り熱延鋼板を製造する過程において、降伏比を低下させ
る方法を種々調査した。析出強化により強度を高くする
と、降伏比は0.8を超えるのが普通なので、降伏比の目
標値としては、0.78以下であることとした。その結果、
熱間圧延直後の冷却方法を管理することにより、目的を
達成できることが見出された。すなわち、熱間圧延の直
後から冷却を制御し、まず緩冷却としてある温度まで低
下させた後、さらに冷却速度を遅くして冷却し、比較的
高温で巻き取るのである。

【００１０】このようにＴｉを添加した鋼にて２段階の
冷却おこなうことにより、降伏比が低下し、加工性が向
上する結果が得られた理由は、次のように考えられる。
ここで、圧延機から出た直後の冷却を一次冷却、この一
次冷却の終点のある温度を中間温度、引き続く冷却を二
次冷却とする。

【００１１】ホットストリップミル工程の仕上げ圧延機
を出た直後からの冷却過程、すなわち一次冷却では、オ
ーステナイト相域で加工を終えた後のオーステナイト相
での加工組織の再結晶、フェライト相への変態、変態後
の粒成長が生じる。Ｔｉのような微細な炭化物を形成す
る元素を添加した場合、それと同時に、固溶していたＴ
ｉがＴｉＣやＴｉＳなどになって微細に析出し、成長
し、さらには凝集などが進行する。この結晶粒成長と微
細析出とは、温度により進行速度に差異があるので、冷
却を制御することにより、結晶粒の大きさと微細析出物
の大きさや分布との相互の関係を変えることができる。

【００１２】フェライト結晶粒を大きくすることは降伏
比を顕著に低下させる効果があり、熱間圧延直後の一次
冷却を緩冷却とすることによって、まずフェライト変態
後の粒成長が促進される。ＴｉＣのような微細析出物は
結晶粒成長を著しく阻害するので、この微細析出物が多
く形成される前の比較的高温域において先にフェライト
粒を成長させてしまうのである。温度が低下するにつれ
て結晶粒成長は遅くなりそれとともに、微細粒子の析出
は進行する。そして、中間温度からの冷却すなわち二次
冷却において速度を遅くすることによりこの微細粒子は
さらに成長し、高温で巻き取ることによって粗大化が進
む。強化という観点では、微細析出粒子はより細かく均
一に分散している必要があるのに対し、析出物の粗大化
は鋼素地が清浄になってくるので延性の面からはその方
が好ましい。また、高温巻取りは、熱間圧延で導入さ
れ、再結晶や変態後にも残存した歪みを解放する焼鈍の
効果もあり、加工性の向上に有意である。このように熱
間圧延の直後の緩冷却の一次冷却により中間温度まで低
下させた後、二次冷却でさらに冷却速度を遅くして比較
的高温で巻き取ることにより、フェライトの結晶粒を大
きくし、微細析出粒子の大きさを適度に制御して、強度
と加工性をバランスさせることができたのである。

【００１３】炭窒化物の微細析出と、変態や再結晶によ
る粒成長との関係を制御することによる上記のような金
属組織は、ＮｂやＶの添加によっても実現は可能であ
る。しかしながら得られた鋼板の加工性は、Ｔｉ添加に
よる方がすぐれていた。これは一つには、ＴｉはＮｂや
Ｖと異なってＳとの結合力が強く、ＭｎＳなどのＡ系介
在物の形態を変え、さらにはＳによる析出物を加工性に
無害な形に変えてしまうためと考えられた。このような
熱延鋼板の加工品はスポット溶接やガスシールドアーク
溶接にて部品に組み立てられるが、ことに入熱量の多い
アーク溶接においては、ＨＡＺ部の軟化が問題となる。
この点に関しても調査の結果、上記の条件範囲内で製造
された鋼板は、ＨＡＺ部の軟化がきわめて小さいことが
明らかになった。これは、微細析出物の大きさや分布が
適度に制御され、ＨＡＺ軟化の抑止に好ましい状態にな
っているためと推測される。

【００１４】以上のような結果に基づき、さらに限界条
件を明確にし、本発明を完成させた。本発明の要旨は次
のとおりである。

【００１５】重量％にて、Ｃ：0.13〜0.20％Ｓｉ：0.20％以下Ｍｎ：0.8〜2.0％Ｐ：0.025％以下Ｓ：0.015％以下 sol.Ａｌ：0.005〜0.15％Ｎ：0.004％以下Ｔｉ：0.03〜0.10％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組
成の鋼スラブを、加熱温度1150〜1300℃、仕上げ温度80
0〜930℃として熱間圧延し、圧延直後冷却速度を10〜22
℃／ｓとして、750℃以下でかつ巻取り温度よりも50℃
以上高い範囲の温度にまで冷却し、その温度からさらに
5〜10℃／ｓの冷却速度にて冷却して600〜700℃で巻取
ることを特徴とする、成形性と溶接性に優れたＴｉ添加
熱延高張力鋼板の製造方法。

【００１６】なお、本発明の対象とする、熱延鋼板は引
張強度が539N／mm²以上の高強度鋼板である。

【００１７】

【発明の実施の形態】本発明の製造方法において、鋼の
化学組成および処理条件を限定した理由は次のとおりで
ある。Ｃは鋼を強化させる場合の基準になる元素であ
り、安価に強度を上げることができる元素である。この
場合、含有範囲を0.13〜0.20％とする。これは0.13％を
下回ると、一つには強度を確保するのに、他の元素を多
量に添加せざるを得なくなってコスト上昇の要因となる
ためであり、もう一つには連続鋳造時のスラブ割れを生
じやすくなるＣ量領域に入り、表面欠陥が多発するため
である。また、0.20％を超えると、加工性および溶接性
が悪くなる。

【００１８】Ｓｉの含有は特には必要とせず、鋼の製造
過程で混入してくる場合でも、0.20％までとする。Ｓｉ
は鋼の脱酸および強度向上に効果があるが、本発明の場
合、脱酸は主にＡｌを用いるので、鋼中に多く残存させ
るほどには必要はなく、強度も他の元素添加により達成
できるので、その目的では多く含有させなくともよい。
しかし、多くなってくるとスケールによる表面欠陥が発
生し外観を損なうので、これらに影響を及ぼさない範囲
として0.20％以下に限定する。

【００１９】Ｍｎは、鋼の強化に有効で、所要の強度を
得るために0.8％以上含有させる。しかし、多くなりす
ぎるとＡ系介在物が増加する傾向にあり、さらに延性を
阻害してプレス加工性を悪くし、鋼板の表面性状を劣化
させるので、多くても2.0％までとする。すなわち、Ｍ
ｎの適正含有量は0.8〜2.0％である。

【００２０】Ｐは不可避的に混入してくる不純物元素の
一つであるが、少量で鋼を強化させる効果がある。熱延
鋼板では巻取り後の徐冷中に結晶粒界に偏析し鋼を脆化
させる傾向があるので、本発明の場合は少なければ少な
いほどよい。しかし、Ｐの含有量低減はコスト上昇を伴
うので、顕著な影響が無い範囲として含有量を0.025％
以下とする。好ましいのは0.010％以下である。

【００２１】ＳはＰと同じく不可避的不純物元素であ
り、加工性の阻害や靱性の劣化など鋼の性能を悪くする
ので、少なければ少ないほどよい。顕著な悪影響が現れ
ない範囲として、その含有量を0.015％以下に限定する
が、望ましいのは0.005％以下である。

【００２２】Ａｌは健全な鋳片を得るための脱酸、およ
び添加するＴｉの歩留まり確保のために添加する。その
含有量は、鋼中に酸可溶Ａｌ（sol.Ａｌ）として0.005
％以上なければ効果は不十分であり、多く含有させても
効果は飽和し非金属介在物が増してくるので、多くても
0.15％までに止めるべきである。したがってその含有範
囲は0.005〜0.15％とする。

【００２３】Ｎは不可避的不純物の一つであるが、Ｔｉ
を添加する場合、溶鋼の凝固後まもなくＴｉと結合して
加工性に有害なＴｉＮ析出物となり、析出強化の役割を
担うＴｉを消耗させるので、少なければ少ないほどよ
い。しかし、Ｎの低減の方法は溶鋼の大気との接触の遮
断を強化することなどコスト増加の要因となるので、そ
の影響が顕著でない許容できる限界として、含有量は0.
004％以下とする。

【００２４】Ｔｉは本発明の製造方法において重要な構
成元素であり、その含有範囲を0.03〜0.10％とする。本
発明の場合、ＴｉＣの微細析出粒子は、十分な加工性を
実現するために、最も強度が発揮される析出状態より
も、やや大きめとなっている。したがって、0.03％未満
の含有では強度が不足しがちである。一方、含有量が0.
10％を超えるようになると、強度が上がりすぎ、必要と
する降伏比の低減効果が得られなくなってしまう。ま
た、この場合、例えば巻取り温度をより高めに選定する
など、析出強化の効果を低減し強度を目標値に制御する
ことも可能であるが、伸びの劣化は救済できない。した
がってＴｉの含有範囲は0.03〜0.10％に限定しなければ
ならない。

【００２５】熱間圧延時のスラブ加熱温度は、1150〜13
00℃とする。1150℃以上とするのは、スラブ加熱の段階
にて、Ｔｉを十分固溶した状態にしておき、熱間圧延の
仕上げ圧延が終わるまで、できるだけ固溶状態を維持さ
せるためである。それによって、析出してくるＴｉＣが
微細かつ均一に鋼中に分散し、効果を十分発揮させるこ
とができる。しかし、1300℃を超える加熱は、Ｔｉの固
溶状態維持にはそれ以上の効果はなく、スラブ表面のス
ケール発生が多くなるばかりでなく加熱のコストが増大
するので無意味である。

【００２６】熱間圧延の仕上げ温度は、高すぎると得ら
れた鋼板のフェライト結晶粒径が大きくなりすぎて加工
性、とくに延性が悪くなり、さらには溶接時のＨＡＺ部
の軟化が著しくなり、低くなり過ぎるとフェライト変態
が始まる温度域にまで到達して、鋼板の加工時の面内異
方性の増大、ことに圧延方向に引張ったときの伸びが大
きく低下してくる。したがって、仕上げ温度は800〜930
℃とする。

【００２７】仕上げ圧延終了直後からの冷却すなわち一
次冷却は、750℃以下の温度すなわち中間温度までの冷
却速度を10〜22℃／ｓに管理する。この中間温度までの
冷却速度が22℃／ｓを超えて速い場合、フェライトの結
晶粒が十分成長せず、降伏比を低くすることができな
い。一方、10℃未満の遅い速度で冷却すると、ＴｉＣの
微細析出物が粗大化し、十分な強度が得られなくなる。
中間温度の下限は、巻取り温度よりも50℃以上高い温度
とする。これは中間温度が低すぎるとフェライトの粒成
長が不十分となるおそれがあるからである。

【００２８】中間温度を過ぎてから巻取りまでの冷却、
すなわち二次冷却の速度は、5〜10℃／ｓとし、巻取り
温度は600〜700℃とする。中間温度まで達すると結晶粒
成長はほとんど進行しなくなるが、ＴｉＣの析出および
成長は進行する。二次冷却の冷却速度が10℃／ｓを超え
て速すぎると、得られた鋼板の強度が高く降伏比が低下
せず、5℃／ｓを下回る速度では強度不足となる。巻取
り温度も700℃を超えるとやはり強度が不足し、600℃を
下回ると、加工性が悪くなる。これらの冷却条件には、
析出物の状態が関係していると考えられ、巻取り温度に
関しては、その後の徐冷による焼鈍効果も加わり、加工
性に大きく関係していると推定される。

【００２９】

【実施例】

〔実施例１〕表１に示した化学組成の鋼の中の、Ａおよ
びＫの２種の鋼を用い、スラブ加熱温度を1250℃、仕上
げ温度を840〜870℃として2.6mm厚まで圧延し、一次冷
却速度を15〜20℃／ｓの範囲、二次冷却速度を5〜8℃／
ｓの範囲として、強度を変えるために中間温度および巻
取り温度を変えた鋼板を作製した。得られた熱延鋼板に
ついて引張試験をおこない、引張強度と降伏比の関係を
調べた。

【００３０】結果は図１に示すとおりである。引張強度
が増すほど降伏比が上昇する傾向を示すが、鋼組成、と
くにＴｉ量を本発明範囲に選定した鋼Ａにより、強度53
9N／mm²以上、かつ降伏比0.78以下の鋼板が得られるこ
とがわかる。

【００３１】次に、鋼Ａを用い、スラブ加熱温度1250
℃、仕上げ温度870℃にて2.6mm厚さに圧延し、一次冷却
速度および二次冷却速度を上記と同じ範囲にして、中間
温度と、巻取り温度を種々変え、得られた鋼板について
引張試験および溶接のHAZ部軟化試験をおこなった。溶
接試験は消耗電極式ガスシールドアーク溶接法で、ワイ
ヤーにSCH-60を、シールドガスにAr80％+CO₂20％を用
い、190A-23V-100cm/minの条件にて鋼板上にビードを走
らせ、溶接部断面にてHAZ軟化を測定した。

【００３２】試験結果を図２に示すが、巻取り温度が60
0℃より低くなると降伏比が目標値YR≦78％を満足しな
い。また、巻取り温度が本発明範囲であっても、中間温
度が750℃を超えた場合、溶接のHAZ部の軟化が大きくな
る。

【００３３】この鋼ＡおよびＫの鋼板により、HAZ部の
軟化を調べた。表２に製造条件、図３に調査結果を示す
が、鋼Ａの本発明で定める条件にて製造された鋼板では
HAZ部の軟化はわずかであるが、鋼Ｋによる鋼板（比較
例Ｘ）では、熱間圧延条件が本発明範囲にあるにもかか
わらず大きなHAZ軟化を示す。また、鋼Ａは本発明の化
学組成範囲であるが、熱間圧延条件が本発明範囲外の場
合（比較例Ｙ）、HAZ軟化が大きくなっている。

【００３４】

【表１】

【００３５】

【表２】

【００３６】〔実施例２〕表１に示した化学組成の鋼
の、鋼記号Ｋを除く各鋼の厚さ250mmのスラブを用い、
熱延条件すなわち熱間圧延およびその後の冷却の条件を
表３に示すものとし、2.6mmの熱延鋼板を製造した。得
られた鋼板の引張り試験結果、および溶接後のHAZ部の
軟化の調査結果を表３に合わせて示す。溶接条件は実施
例１の場合と同じである。

【００３７】

【表３】

【００３８】表３の結果から明らかなように、試験番号
4〜13は鋼組成および熱延鋼板製造条件のいずれも本発
明にて定める範囲を満足するものであるが、いずれも引
張り強度は目標値を超え、伸びは大きく、降伏比は低
く、HAZ部の軟化も小さい。これに対し、試験番号14〜2
2は、鋼板製造条件は本発明範囲内ではあるが鋼組成が
本発明の定める範囲を逸脱しているもので、伸びは劣
り、降伏比が低くかつ溶接のHAZ部の軟化が十分小さい
という結果は得られていない。また試験番号23〜27は、
鋼組成が本発明の範囲内であるが、鋼板製造条件が本発
明の範囲から外れており、これも十分満足できる結果が
得られていない。

【００３９】

【発明の効果】本発明の方法によれば、自動車の強度部
品や小型圧力容器などに用いられる引張強度が539N／mm
²以上の熱延鋼板に関し、プレス加工性および溶接性が
すぐれたものを、コスト的により有利に製造することが
できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】鋼板の引張強度と降伏比の関係が、製造条件に
よって変化することを説明する図である。

【図２】熱間圧延の冷却過程における、冷却途中の中間
温度と巻取り温度との関係において、降伏比（ＹＲ）が
低くかつ溶接部のHAZ部軟化の少ない領域があることを
示す図である。と

【図３】鋼板の製造条件により、溶接部のHAZ部の軟化
に相違が現れることを示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献特開昭63−286517（ＪＰ，Ａ) 特開昭63−114921（ＪＰ，Ａ) 特開平９−125194（ＪＰ，Ａ) 特開平４−32512（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 9/46 C21D 8/02 C22C 38/00 C22C 38/14

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％にてＣ：0.13〜0.20％Ｓｉ：0.20％以下Ｍｎ：0.8〜2.0％Ｐ：0.025％以下Ｓ：0.015％以下 sol.Ａｌ：0.005〜0.15％Ｎ：0.004％以下Ｔｉ：0.03〜0.10％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組
成の鋼スラブを、加熱温度1150〜1300℃、仕上げ温度80
0〜930℃として熱間圧延し、圧延直後冷却速度を10〜22
℃／ｓとして750℃以下で、かつ巻取り温度よりも50℃
以上高い範囲の中間温度にまで冷却し、その温度からさ
らに5〜10℃／ｓの冷却速度にて冷却して600〜700℃に
て巻き取ることを特徴とする、成形性と溶接性にすぐれ
たＴｉ添加熱延高張力鋼板の製造方法。