JP3358938B2 - 化成処理性と加工性にすぐれる高強度熱延鋼板 - Google Patents
化成処理性と加工性にすぐれる高強度熱延鋼板Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車用の足回り
部材の素材として好適に用いることができる化成処理性
と加工性にすぐれる高強度熱延鋼板に関する。
部材の素材として好適に用いることができる化成処理性
と加工性にすぐれる高強度熱延鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車の安全性向上と燃費向上の
観点から、自動車用鋼板の高強度薄肉化が広く進められ
ている。これらのなかでも、ばね下部材となるホイール
や足回り部材の軽量化は、自動車の燃費向上に極めて有
効な手段であるので、軽量化を目的とした高強度化が検
討されている。これらの鋼板に要求される特性は多岐に
わたり、加工性は勿論、化成処理性や疲労特性も重要で
ある。
観点から、自動車用鋼板の高強度薄肉化が広く進められ
ている。これらのなかでも、ばね下部材となるホイール
や足回り部材の軽量化は、自動車の燃費向上に極めて有
効な手段であるので、軽量化を目的とした高強度化が検
討されている。これらの鋼板に要求される特性は多岐に
わたり、加工性は勿論、化成処理性や疲労特性も重要で
ある。
【０００３】足回り部材用の高強度熱延鋼板の加工性に
関して、特に、伸びフランジ性が重要である。この伸び
フランジ性にすぐれる鋼板については、既に多くの開発
がなされている。例えば、特開昭５７−１０１６４９号
公報には、ＮｂとＴｉを含む鋼について、フェライトと
ベイナイトの面積率を適当に制御することによって、加
工性のよい高強度熱延鋼板を得ることができることが記
載されている。また、特開平６−１７２９２０号公報に
は、引張強度（ＴＳ）と伸び（Ｅｌ）とのバランス、即
ち、強度−延性バランスと伸びフランジ性とにすぐれる
高強度熱延鋼板を得るために、ＮｂとＴｉを添加した鋼
を熱間圧廷した後、冷却制御を行なって、フェライト・
ベイナイト組織とする方法提案載されている。
関して、特に、伸びフランジ性が重要である。この伸び
フランジ性にすぐれる鋼板については、既に多くの開発
がなされている。例えば、特開昭５７−１０１６４９号
公報には、ＮｂとＴｉを含む鋼について、フェライトと
ベイナイトの面積率を適当に制御することによって、加
工性のよい高強度熱延鋼板を得ることができることが記
載されている。また、特開平６−１７２９２０号公報に
は、引張強度（ＴＳ）と伸び（Ｅｌ）とのバランス、即
ち、強度−延性バランスと伸びフランジ性とにすぐれる
高強度熱延鋼板を得るために、ＮｂとＴｉを添加した鋼
を熱間圧廷した後、冷却制御を行なって、フェライト・
ベイナイト組織とする方法提案載されている。
【０００４】他方、自動車足回り部材に耐食性の確保も
重要な課題であり、そこで、ＰやＣｕを添加した母材耐
食性鋼板等が、例えば、特開平２−２２４１６号公報に
提案されている。しかし、塗装後の耐食性には、鋼板と
塗装膜との密着性も大きく影響するので、鋼板の化成処
理性が極めて重要である。この化成処理性は、鋼板の成
分によって左右され、例えば、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｔｉ等の添
加によって劣化することが知られている。しかし、高強
度鋼板においては、これらの元素の添加量を必然的に多
くせざるを得ず、かくして、高強度鋼板の化成処理性の
劣化は、足回り部品への適用に際して、重要な問題とな
っている。
重要な課題であり、そこで、ＰやＣｕを添加した母材耐
食性鋼板等が、例えば、特開平２−２２４１６号公報に
提案されている。しかし、塗装後の耐食性には、鋼板と
塗装膜との密着性も大きく影響するので、鋼板の化成処
理性が極めて重要である。この化成処理性は、鋼板の成
分によって左右され、例えば、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｔｉ等の添
加によって劣化することが知られている。しかし、高強
度鋼板においては、これらの元素の添加量を必然的に多
くせざるを得ず、かくして、高強度鋼板の化成処理性の
劣化は、足回り部品への適用に際して、重要な問題とな
っている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】発明者らは、従来の高
強度熱延鋼板における上述した問題を解決するために鋭
意研究した結果、Ｓｉの添加量を所定値以下に制御した
Ｔｉ添加高強度熱延鋼板において、その鋼板の表面近傍
の硬さ（Ｔｉ系析出物の状態）を適正化することによっ
て、化成処理性と加工性とにすぐれる高強度熱延鋼板を
得ることができることを見出して、本発明に至ったもの
である。従って、本発明は、６９０Ｎ／ｍｍ2 級以上の
高強度を有し、更に、化成処理性と加工性、特に、伸び
フランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板を供することを目
的とする。
強度熱延鋼板における上述した問題を解決するために鋭
意研究した結果、Ｓｉの添加量を所定値以下に制御した
Ｔｉ添加高強度熱延鋼板において、その鋼板の表面近傍
の硬さ（Ｔｉ系析出物の状態）を適正化することによっ
て、化成処理性と加工性とにすぐれる高強度熱延鋼板を
得ることができることを見出して、本発明に至ったもの
である。従って、本発明は、６９０Ｎ／ｍｍ2 級以上の
高強度を有し、更に、化成処理性と加工性、特に、伸び
フランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板を供することを目
的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明による化成処理性
と加工性にすぐれる高強度熱延鋼板は、重量％にて（以
下、同じ）、Ｃ 0.０４〜0.２０％、Ｓｉ 0.８％以
下、Ｍｎ 0.５〜2.５％、Ｐ 0.１％以下、Ｓ 0.
０１％以下、Ａｌ 0.０１〜0.０８％、及びＴｉ 0.０
６〜0.２０を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりな
り、熱間圧廷により製造される薄鋼板において、表層の
ビッカース硬さ（ＨＶS ）と内部のビッカース硬さ（Ｈ
Ｖa ）とが ＨＶs ／ＨＶa ≦0.９５ なる関係を満たすことを特徴とする。
と加工性にすぐれる高強度熱延鋼板は、重量％にて（以
下、同じ）、Ｃ 0.０４〜0.２０％、Ｓｉ 0.８％以
下、Ｍｎ 0.５〜2.５％、Ｐ 0.１％以下、Ｓ 0.
０１％以下、Ａｌ 0.０１〜0.０８％、及びＴｉ 0.０
６〜0.２０を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりな
り、熱間圧廷により製造される薄鋼板において、表層の
ビッカース硬さ（ＨＶS ）と内部のビッカース硬さ（Ｈ
Ｖa ）とが ＨＶs ／ＨＶa ≦0.９５ なる関係を満たすことを特徴とする。
【０００７】更に、本発明による高強度熱延鋼板は、上
記に加えて、下記の第１群から第４群のうちの少なくと
も１群中の少なくとも１種を含むことができる。 第１群 Ｎｂ 0.０１〜0.１％、及びＶ 0.０１〜0.５％ 第２群 Ｃｒ 0.０５〜0.８％、Ｍｏ 0.０５〜1.０％、Ｂ
0.０００５〜0.０１％、及びＮｉ 0.０５〜2.０％ 第３群 Ｃａ 0.００５％以下、及び希土類元素 0.００５％以
下 第４群 Ｃｕ 0.０５〜2.０％
記に加えて、下記の第１群から第４群のうちの少なくと
も１群中の少なくとも１種を含むことができる。 第１群 Ｎｂ 0.０１〜0.１％、及びＶ 0.０１〜0.５％ 第２群 Ｃｒ 0.０５〜0.８％、Ｍｏ 0.０５〜1.０％、Ｂ
0.０００５〜0.０１％、及びＮｉ 0.０５〜2.０％ 第３群 Ｃａ 0.００５％以下、及び希土類元素 0.００５％以
下 第４群 Ｃｕ 0.０５〜2.０％
【０００８】
【発明の実施の形態】先ず、本発明による高強度熱延鋼
板における化学成分について説明する。Ｃは、鋼の強化
に効果を有し、特に、ベイナイトを形成するために必要
な元素であり、このためには少なくとも0.０４％を添加
することが必要である。しかし、過多に添加するとき
は、延性の劣化が著しく、溶接性も低下するので、その
上限を0.２０％とする。
板における化学成分について説明する。Ｃは、鋼の強化
に効果を有し、特に、ベイナイトを形成するために必要
な元素であり、このためには少なくとも0.０４％を添加
することが必要である。しかし、過多に添加するとき
は、延性の劣化が著しく、溶接性も低下するので、その
上限を0.２０％とする。
【０００９】Ｓｉは、固溶強化元素として、引張強さの
向上に非常に有効であるが、過度の添加は表面性状や化
成処理性を悪化させるので、添加量は0.８％を上限とす
る。化成処理性が特に要求される場合には、Ｓｉ量は0.
４％以下とすることが望ましい。Ｍｎも、固溶強化元素
であり、引張強さの向上に有効であるほか、粗大なパー
ライトの生成を抑制し、ベイナイトを生成させるために
必要な元素である。この効果を有効に発揮させるには、
少なくとも0.５％添加する必要があるが、過多に添加す
るときは、延性を低下させるだけでなく、溶接性をも阻
害するので、その上限を2.５％とする。
向上に非常に有効であるが、過度の添加は表面性状や化
成処理性を悪化させるので、添加量は0.８％を上限とす
る。化成処理性が特に要求される場合には、Ｓｉ量は0.
４％以下とすることが望ましい。Ｍｎも、固溶強化元素
であり、引張強さの向上に有効であるほか、粗大なパー
ライトの生成を抑制し、ベイナイトを生成させるために
必要な元素である。この効果を有効に発揮させるには、
少なくとも0.５％添加する必要があるが、過多に添加す
るときは、延性を低下させるだけでなく、溶接性をも阻
害するので、その上限を2.５％とする。
【００１０】Ｓは、伸びフランジ性の改善の観点から、
含有量は0.０１％以下に規制する。Ｐは、鋼の強度を向
上させる作用があるが、しかし、過多の添加は、加工性
や靱性を劣化させるので、含有量は0.１％以下の範囲と
する。Ａｌは、脱酸のために用いられる。しかし、0.１
０％を越えて過多に添加するときは、アルミナ系の介在
物が増加して、加工性を劣化させるので、Ａｌの添加量
は0.１０％以下とする。
含有量は0.０１％以下に規制する。Ｐは、鋼の強度を向
上させる作用があるが、しかし、過多の添加は、加工性
や靱性を劣化させるので、含有量は0.１％以下の範囲と
する。Ａｌは、脱酸のために用いられる。しかし、0.１
０％を越えて過多に添加するときは、アルミナ系の介在
物が増加して、加工性を劣化させるので、Ａｌの添加量
は0.１０％以下とする。
【００１１】Ｔｉは、本発明による熱延鋼板において、
引張強さ６４０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度とすぐれた加工
性を両立させるうえで必要不可欠の元素である。本発明
によれば、Ｔｉは、次の３つの効果によって、すぐれた
加工性を確保しつつ、鋼板の強度を高めることができ
る。
引張強さ６４０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度とすぐれた加工
性を両立させるうえで必要不可欠の元素である。本発明
によれば、Ｔｉは、次の３つの効果によって、すぐれた
加工性を確保しつつ、鋼板の強度を高めることができ
る。
【００１２】第１に、Ｔｉは組織を微細化する効果を有
する。この効果は、Ｔｉの添加によって形成されるＴｉ
Ｎが加熱時のオーステナイト粒の粗大化を防止すると共
に、Ｔｉの添加によって、圧延時の再結晶が抑制される
ためである。第２に、ＴｉはＭｎや後述するＣｒと同様
に、ベイナイトを生成させる効果を有する。フェライト
・ベイナイト組織は、すぐれた伸びフランジ性を有して
おり、Ｔｉは、この組織を安定して生成させることがで
きる。第３には、Ｔｉは、巻取後の微細ＴｉＣの析出に
よる強化効果を有し、これによって鋼板の強度を更に高
めることができる。
する。この効果は、Ｔｉの添加によって形成されるＴｉ
Ｎが加熱時のオーステナイト粒の粗大化を防止すると共
に、Ｔｉの添加によって、圧延時の再結晶が抑制される
ためである。第２に、ＴｉはＭｎや後述するＣｒと同様
に、ベイナイトを生成させる効果を有する。フェライト
・ベイナイト組織は、すぐれた伸びフランジ性を有して
おり、Ｔｉは、この組織を安定して生成させることがで
きる。第３には、Ｔｉは、巻取後の微細ＴｉＣの析出に
よる強化効果を有し、これによって鋼板の強度を更に高
めることができる。
【００１３】本発明によれば、Ｔｉ添加によるこれらの
３つの効果を適度にバランスさせることによって、高強
度を有しながら、加工性にすぐれる熱延鋼板を得ること
ができる。即ち、本発明に従って、このような効果によ
って、引張強さ６４０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度を得るた
めには 0.０６％以上の添加が必要である。しかし、過
多に添加するときは、化成処理性が劣化するので、Ｔｉ
の添加量の上限は、0.２０％とする。更に、本発明によ
る高強度熱延鋼板は、上記に加えて、前記第１群から第
４群のうちの少なくとも１群中の少なくとも１種を含む
ことができる。
３つの効果を適度にバランスさせることによって、高強
度を有しながら、加工性にすぐれる熱延鋼板を得ること
ができる。即ち、本発明に従って、このような効果によ
って、引張強さ６４０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度を得るた
めには 0.０６％以上の添加が必要である。しかし、過
多に添加するときは、化成処理性が劣化するので、Ｔｉ
の添加量の上限は、0.２０％とする。更に、本発明によ
る高強度熱延鋼板は、上記に加えて、前記第１群から第
４群のうちの少なくとも１群中の少なくとも１種を含む
ことができる。
【００１４】第１群のＮｂとＶは、析出強化元素であ
り、強度上昇に有効であるのみならず、特に、Ｎｂは、
Ｍｎと共存して、熱延後の鋼板の変態組織に影響を与
え、低温変態生成物の生成を容易にするＴｉと同様の作
用を有する。更に、ＮｂとＶは、組織を微細化して、伸
びフランジ性を向上させると共に、溶接後の熱影響部の
硬度低下を防止するので、疲労強度の改善に役立つ。こ
れらの効果を有効に発揮させるためには、ＮｂとＶは、
それぞれ、少なくとも0.０１％の添加を必要とする。し
かし、これらの元素も、過多に添加するときは、降伏比
の上昇と延性の低下を招くので、添加量の上限は、Ｎｂ
は0.３％、好ましくは、0.２％であり、特に好ましくは
0.１％であり、Ｖは0.５％である。
り、強度上昇に有効であるのみならず、特に、Ｎｂは、
Ｍｎと共存して、熱延後の鋼板の変態組織に影響を与
え、低温変態生成物の生成を容易にするＴｉと同様の作
用を有する。更に、ＮｂとＶは、組織を微細化して、伸
びフランジ性を向上させると共に、溶接後の熱影響部の
硬度低下を防止するので、疲労強度の改善に役立つ。こ
れらの効果を有効に発揮させるためには、ＮｂとＶは、
それぞれ、少なくとも0.０１％の添加を必要とする。し
かし、これらの元素も、過多に添加するときは、降伏比
の上昇と延性の低下を招くので、添加量の上限は、Ｎｂ
は0.３％、好ましくは、0.２％であり、特に好ましくは
0.１％であり、Ｖは0.５％である。
【００１５】第２群の元素中、Ｃｒは、ベイナイトを安
定的に生成させる効果があり、この効果を有効に得るに
は、0.０５％以上の添加が必要であるが、しかし、過多
に添加するときは、化成処理性を劣化させるので、添加
量は0.８％を上限とする。化成処理性が特に要求される
場合には、添加量は0.４％以下とすることが望ましい。
定的に生成させる効果があり、この効果を有効に得るに
は、0.０５％以上の添加が必要であるが、しかし、過多
に添加するときは、化成処理性を劣化させるので、添加
量は0.８％を上限とする。化成処理性が特に要求される
場合には、添加量は0.４％以下とすることが望ましい。
【００１６】第２群の元素中、Ｍｏ、Ｂ及びＮｉは、焼
き入れ性を向上させて、所望の組織を有利に与える元素
である。また、Ｎｉは、Ｃｕを添加した際のスラブの割
れを防止するのにも有効である。これらの効果を有効に
得るためには、添加量は、Ｍｏは0.０５％以上、Ｂは0.
０００５％以上、Ｎｉは0.０５％以上の添加を必要とす
る。しかし、いずれの元素も、過多に添加しても、その
効果が飽和し、経済的にも不利であるので、添加量の上
限は、Ｍｏは1.０％、Ｂは0.０１％、Ｎｉは2.０％とす
る。
き入れ性を向上させて、所望の組織を有利に与える元素
である。また、Ｎｉは、Ｃｕを添加した際のスラブの割
れを防止するのにも有効である。これらの効果を有効に
得るためには、添加量は、Ｍｏは0.０５％以上、Ｂは0.
０００５％以上、Ｎｉは0.０５％以上の添加を必要とす
る。しかし、いずれの元素も、過多に添加しても、その
効果が飽和し、経済的にも不利であるので、添加量の上
限は、Ｍｏは1.０％、Ｂは0.０１％、Ｎｉは2.０％とす
る。
【００１７】第３群の元素であるＣａと希土類元素は、
硫化物の形態制御を通じて、延性、特に、伸びフランジ
性を改善する効果を有する。反面、過多に添加しても、
その効果が飽和し、経済的にも不利であるので、添加量
の上限は、それぞれの元素について、0.００５％とす
る。
硫化物の形態制御を通じて、延性、特に、伸びフランジ
性を改善する効果を有する。反面、過多に添加しても、
その効果が飽和し、経済的にも不利であるので、添加量
の上限は、それぞれの元素について、0.００５％とす
る。
【００１８】第４群のＣｕは、鋼板の巻取後に析出させ
ることによって、強度を著しく上昇させるうえに、鋼板
に耐食性を与える効果を有する。これらの効果を有効に
得るためには、少なくとも0.０５％の添加が必要である
が、しかし、過多に添加しても、上記効果が飽和するの
で、上限は2.０％とする。
ることによって、強度を著しく上昇させるうえに、鋼板
に耐食性を与える効果を有する。これらの効果を有効に
得るためには、少なくとも0.０５％の添加が必要である
が、しかし、過多に添加しても、上記効果が飽和するの
で、上限は2.０％とする。
【００１９】次に、本発明による熱延鋼板は、表層のビ
ッカース硬さ（ＨＶS ）と内部のビッカース硬さ（ＨＶ
a ）とが ＨＶs ／ＨＶa ≦0.９５ なる関係を満たすことが必要である。ここに、表層と
は、表面から0.１ｍｍまでの層をいい、内部とは、表面
から厚さの１／４の深さの部分をいう。本発明の熱延鋼
板によれば、このように、表層のビッカース硬さと内部
のビッカース硬さとに上記関係を満足させることによっ
て、加工性にすぐれたＴｉ添加高強度熱延鋼板におい
て、化成処理性をも兼ね備えさせることができるのであ
る。
ッカース硬さ（ＨＶS ）と内部のビッカース硬さ（ＨＶ
a ）とが ＨＶs ／ＨＶa ≦0.９５ なる関係を満たすことが必要である。ここに、表層と
は、表面から0.１ｍｍまでの層をいい、内部とは、表面
から厚さの１／４の深さの部分をいう。本発明の熱延鋼
板によれば、このように、表層のビッカース硬さと内部
のビッカース硬さとに上記関係を満足させることによっ
て、加工性にすぐれたＴｉ添加高強度熱延鋼板におい
て、化成処理性をも兼ね備えさせることができるのであ
る。
【００２０】表面近傍の硬さと化成処理性との間に相関
があるのは次のような理由による。本発明によれば、熱
延鋼板に６４０Ｎ／ｍｍ2 級以上の高強度とすぐれた加
工性とを共に有せしめるために、0.０６％以上のＴｉの
添加が必要である。ここに、Ｔｉ添加量を増やせば、化
成処理性を劣化させるが、化成処理性は、鋼板の表面の
みが関係する。即ち、鋼板の化成処理性は、最表面のＴ
ｉの存在状態によって影響を受ける。
があるのは次のような理由による。本発明によれば、熱
延鋼板に６４０Ｎ／ｍｍ2 級以上の高強度とすぐれた加
工性とを共に有せしめるために、0.０６％以上のＴｉの
添加が必要である。ここに、Ｔｉ添加量を増やせば、化
成処理性を劣化させるが、化成処理性は、鋼板の表面の
みが関係する。即ち、鋼板の化成処理性は、最表面のＴ
ｉの存在状態によって影響を受ける。
【００２１】Ｔｉが鋼板の化成処理性を劣化させるの
は、最表面に存在するＴｉがＴｉＯ2を形成する場合で
あるとみられ、熱延鋼板については、表面のＴｉが固溶
しているか、又は再固溶しやすい整合な微細析出物を形
成している（即ち、硬さは高くなる。）場合ほど、酸洗
後の鋼板表面において、ＴｉＯ2 が形成されやすいとみ
られる。しかし、最表面のＴｉが非整合なＴｉＣを形成
している場合は（即ち、硬さは低くなる。）、固溶Ｔｉ
や微細析出物を形成しているＴｉ量は減少し、ＴｉＯ2
が形成されにくいので、化成処理性は向上するとみられ
る。
は、最表面に存在するＴｉがＴｉＯ2を形成する場合で
あるとみられ、熱延鋼板については、表面のＴｉが固溶
しているか、又は再固溶しやすい整合な微細析出物を形
成している（即ち、硬さは高くなる。）場合ほど、酸洗
後の鋼板表面において、ＴｉＯ2 が形成されやすいとみ
られる。しかし、最表面のＴｉが非整合なＴｉＣを形成
している場合は（即ち、硬さは低くなる。）、固溶Ｔｉ
や微細析出物を形成しているＴｉ量は減少し、ＴｉＯ2
が形成されにくいので、化成処理性は向上するとみられ
る。
【００２２】以上のように、鋼板の表面層の硬さを低く
することによる化成処理性向上効果に加えて、表面に軟
化層（粗大析出層）を形成させることによって、ミクロ
組織が同じフェライト・ベイナイト組織であっても、軟
化層がない鋼板よりも、曲げ加工やバーリング加工等、
表面近くで歪みが大きくなる加工様式において、加工性
を更に向上させる効果もある。
することによる化成処理性向上効果に加えて、表面に軟
化層（粗大析出層）を形成させることによって、ミクロ
組織が同じフェライト・ベイナイト組織であっても、軟
化層がない鋼板よりも、曲げ加工やバーリング加工等、
表面近くで歪みが大きくなる加工様式において、加工性
を更に向上させる効果もある。
【００２３】このように、本発明によれば、鋼板の表面
近傍において適度に非整合析出物を形成させて、前記表
層のビッカース硬さ／内部のビッカース硬さの比、ＨＶ
s ／ＨＶa に上記関係を満足させることによって、Ｔｉ
を添加した高強度熱延鋼板において、化成処理性にすぐ
れ、更に、加工性にもすぐれる高強度熱延鋼板を得るこ
とができるのである。更に、本発明によれば、前記ＨＶ
s ／ＨＶa 比を0.９０以下とすることによって、特に厳
しい塗装耐蝕性が要求される用途に好適な熱延鋼板を得
ることができる。
近傍において適度に非整合析出物を形成させて、前記表
層のビッカース硬さ／内部のビッカース硬さの比、ＨＶ
s ／ＨＶa に上記関係を満足させることによって、Ｔｉ
を添加した高強度熱延鋼板において、化成処理性にすぐ
れ、更に、加工性にもすぐれる高強度熱延鋼板を得るこ
とができるのである。更に、本発明によれば、前記ＨＶ
s ／ＨＶa 比を0.９０以下とすることによって、特に厳
しい塗装耐蝕性が要求される用途に好適な熱延鋼板を得
ることができる。
【００２４】次に、本発明による高強度熱延鋼板の製造
方法について説明する。本発明によれば、鋼板の表面近
傍のみにおいて、粗大な析出物を得ることによって化成
処理性を改善する。従って、本発明によれば、板厚が厚
く、内部に比較して表面温度の低下が大きくなる仕上圧
延前の状態でＮｂ−Ｔｉ系炭化物を析出、粗大化させる
必要がある。そこで、本発明によれば、粗圧延を９５０
〜１１６０℃の範囲の温度で終了させ、仕上圧延開始ま
での間の空冷時間を１０秒以上とする。
方法について説明する。本発明によれば、鋼板の表面近
傍のみにおいて、粗大な析出物を得ることによって化成
処理性を改善する。従って、本発明によれば、板厚が厚
く、内部に比較して表面温度の低下が大きくなる仕上圧
延前の状態でＮｂ−Ｔｉ系炭化物を析出、粗大化させる
必要がある。そこで、本発明によれば、粗圧延を９５０
〜１１６０℃の範囲の温度で終了させ、仕上圧延開始ま
での間の空冷時間を１０秒以上とする。
【００２５】粗圧延終了温度が１１６０℃よりも高いと
きは、粗圧延時の表面近傍におけるＮｂ−Ｔｉ系炭化物
の析出量が不十分であり、表面に粗大な析出物を得るこ
とができない。特に、本発明によれば、粗圧延終了温度
は１０５０℃以下とすることが好ましい。他方、粗圧延
終了温度が９５０℃よりも低いときは、圧延における変
形抵抗が大きく、粗圧延機の負荷が大きくなるほか、表
面のみならず、内部においても、前記炭化物が析出する
ので、強度が低下する。
きは、粗圧延時の表面近傍におけるＮｂ−Ｔｉ系炭化物
の析出量が不十分であり、表面に粗大な析出物を得るこ
とができない。特に、本発明によれば、粗圧延終了温度
は１０５０℃以下とすることが好ましい。他方、粗圧延
終了温度が９５０℃よりも低いときは、圧延における変
形抵抗が大きく、粗圧延機の負荷が大きくなるほか、表
面のみならず、内部においても、前記炭化物が析出する
ので、強度が低下する。
【００２６】粗圧延終了後、仕上圧延開始までの間の空
冷時間が１０秒よりも短いときは、表面温度の低下が十
分でなく、また、表面の析出物が成長する時間も不足す
るので、表面において粗大な析出物を得ることができな
い。また、上記空冷時間は、次の仕上圧延温度を確保す
ることができれば、特に、制約されない。仕上圧延温度
は、Ａr3点以上である。仕上圧延温度がＡr3点よりも低
いときは、加工組織が残存し、加工性が劣化する。
冷時間が１０秒よりも短いときは、表面温度の低下が十
分でなく、また、表面の析出物が成長する時間も不足す
るので、表面において粗大な析出物を得ることができな
い。また、上記空冷時間は、次の仕上圧延温度を確保す
ることができれば、特に、制約されない。仕上圧延温度
は、Ａr3点以上である。仕上圧延温度がＡr3点よりも低
いときは、加工組織が残存し、加工性が劣化する。
【００２７】仕上圧延後、２０℃／秒以上の冷却速度で
冷却する。仕上圧延後の冷却速度が２０℃／秒よりも遅
いときは、パーライトが生成し、他方、十分な量のベイ
ナイトを得ることができないので、所要の強度及び加工
性を得ることができない。仕上圧延後の冷却速度の上限
は、特に限定されるものではないが、温度制御の観点か
ら、１００℃／秒以下とすることが好ましい。
冷却する。仕上圧延後の冷却速度が２０℃／秒よりも遅
いときは、パーライトが生成し、他方、十分な量のベイ
ナイトを得ることができないので、所要の強度及び加工
性を得ることができない。仕上圧延後の冷却速度の上限
は、特に限定されるものではないが、温度制御の観点か
ら、１００℃／秒以下とすることが好ましい。
【００２８】巻取は、３５０〜６００℃の範囲の温度で
行なう。巻取温度が３５０℃よりも低いときは、マルテ
ンサイトが生成するので、伸びフランジ性が低下する。
しかし、６００℃を越えるときは、パーライトが生成
し、更に、析出強化に寄与する微細なＴｉ−Ｎｂ系の析
出物も粗大化するので、強度と伸びフランジ性（λ値）
が低下する。特に、伸びフランジ性が要求される場合に
は、巻取は、４００〜５００℃の範囲の温度で行なうの
が好ましい。
行なう。巻取温度が３５０℃よりも低いときは、マルテ
ンサイトが生成するので、伸びフランジ性が低下する。
しかし、６００℃を越えるときは、パーライトが生成
し、更に、析出強化に寄与する微細なＴｉ−Ｎｂ系の析
出物も粗大化するので、強度と伸びフランジ性（λ値）
が低下する。特に、伸びフランジ性が要求される場合に
は、巻取は、４００〜５００℃の範囲の温度で行なうの
が好ましい。
【００２９】
【発明の効果】以上のように、本発明によれば、Ｓｉの
添加量を所定値以下に制御したＴｉ添加高強度熱延鋼板
において、その鋼板の表面近傍の硬さ（Ｔｉ系析出物の
状態）を適正化することによって、化成処理性と加工性
とにすぐれる高強度熱延鋼板を得ることができる。
添加量を所定値以下に制御したＴｉ添加高強度熱延鋼板
において、その鋼板の表面近傍の硬さ（Ｔｉ系析出物の
状態）を適正化することによって、化成処理性と加工性
とにすぐれる高強度熱延鋼板を得ることができる。
【００３０】
【実施例】以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、
本発明はこれら実施例により何ら限定されるものではな
い。表１に示す化学成分を有する鋼から４５ｍｍ厚のス
ラブを製造し、これを１５ｍｍ厚まで、終了温度８５０
〜１２００℃の範囲で粗圧延した。粗圧延終了後、仕上
圧延を開始するまでの空冷時間を３〜３０秒の範囲で変
化させた。
本発明はこれら実施例により何ら限定されるものではな
い。表１に示す化学成分を有する鋼から４５ｍｍ厚のス
ラブを製造し、これを１５ｍｍ厚まで、終了温度８５０
〜１２００℃の範囲で粗圧延した。粗圧延終了後、仕上
圧延を開始するまでの空冷時間を３〜３０秒の範囲で変
化させた。
【００３１】
【表１】
【００３２】仕上圧延は、終了温度７８０〜９２０℃の
範囲で3.０ｍｍ厚まで圧延し、次いで、巻取温度相当の
温度（３００〜７００℃）まで冷却し、その温度で３０
分保持した後、炉冷した。表１において、鋼種Ａ〜Ｅ及
びＪ〜Ｌは、本発明にて規定する化学成分を有する鋼で
あり、鋼種Ｆ〜Ｉは、本発明にて規定する化学成分をも
たない鋼である。
範囲で3.０ｍｍ厚まで圧延し、次いで、巻取温度相当の
温度（３００〜７００℃）まで冷却し、その温度で３０
分保持した後、炉冷した。表１において、鋼種Ａ〜Ｅ及
びＪ〜Ｌは、本発明にて規定する化学成分を有する鋼で
あり、鋼種Ｆ〜Ｉは、本発明にて規定する化学成分をも
たない鋼である。
【００３３】この後、ＪＩＳ５号引張試験、穴拡げ試験
及び打ち抜き穴材の平面曲げ試験に供した。穴拡げ率λ
は試験片に直径１０ｍｍの打ち抜き穴をあけ、６０°円
錐パンチを用いて、クラックが板厚を貫通するまで押し
拡げたときの穴径ｄb と初期穴径ｄi を用いて、次式に
より求めた。 λ＝((ｄb −ｄi ）／ｄi ) ×１００（％）
及び打ち抜き穴材の平面曲げ試験に供した。穴拡げ率λ
は試験片に直径１０ｍｍの打ち抜き穴をあけ、６０°円
錐パンチを用いて、クラックが板厚を貫通するまで押し
拡げたときの穴径ｄb と初期穴径ｄi を用いて、次式に
より求めた。 λ＝((ｄb −ｄi ）／ｄi ) ×１００（％）
【００３４】また、化成処理性は、化成処理した後、電
着塗装、中塗り及び上塗りを行ない、これについて塩水
噴霧試験を１２００時間行なった後、クロスカット部の
ふくれ幅で評価した。ビッカース硬さは、表面から深さ
0.０７ｍｍの位置と表面から厚さの１／4 の深さの位置
でそれぞれ５点測定し、その平均値を採用した。測定荷
重は１００ｇｆとした。
着塗装、中塗り及び上塗りを行ない、これについて塩水
噴霧試験を１２００時間行なった後、クロスカット部の
ふくれ幅で評価した。ビッカース硬さは、表面から深さ
0.０７ｍｍの位置と表面から厚さの１／4 の深さの位置
でそれぞれ５点測定し、その平均値を採用した。測定荷
重は１００ｇｆとした。
【００３５】得られた結果を表２に示す。また、表２の
結果のうち、機械的性質が外れている例を除いて、ＨＶ
s ／ＨＶa とふくれ幅との関係を図１に示す。
結果のうち、機械的性質が外れている例を除いて、ＨＶ
s ／ＨＶa とふくれ幅との関係を図１に示す。
【００３６】
【表２】
【００３７】表２に示す結果から、本発明による熱延鋼
板は、６４０Ｎ／ｍｍ2 級以上の高強度を有し、しか
も、伸びフランジ性、化成処理性共にすぐれていること
が示される。これに対して、比較例による鋼板は、一つ
以上の特性において劣っている。
板は、６４０Ｎ／ｍｍ2 級以上の高強度を有し、しか
も、伸びフランジ性、化成処理性共にすぐれていること
が示される。これに対して、比較例による鋼板は、一つ
以上の特性において劣っている。
【図１】は、表２に示す結果のうち、機械的性質が外れ
ている例を除いて、ＨＶs ／ＨＶa とふくれ幅との関係
を示すグラフである。
ている例を除いて、ＨＶs ／ＨＶa とふくれ幅との関係
を示すグラフである。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 平７−18383（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−118792（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−11382（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−26756（ＪＰ，Ａ) 特開 昭49−72119（ＪＰ，Ａ) 特開 昭54−88827（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−70696（ＪＰ，Ａ) 特公 昭54−36124（ＪＰ，Ｂ１) 特公 昭45−21180（ＪＰ，Ｂ１) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】重量％にて（以下、同じ）、 Ｃ 0.０４〜0.２０％、 Ｓｉ 0.８％以下、 Ｍｎ 0.５〜2.５％、 Ｐ 0.１％以下、 Ｓ 0.０１％以下、 Ａｌ 0.０１〜0.０８％、及び Ｔｉ 0.０６〜0.２０％ を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、熱間圧廷
により製造される薄鋼板において、表層のビッカース硬
さ（ＨＶS ）と内部のビッカース硬さ（ＨＶa ）とが ＨＶs ／ＨＶa ≦0.９５ なる関係を満たすことを特徴とする化成処理性と加工性
にすぐれる高強度熱延鋼板。 - 【請求項２】請求項１の高強度熱延鋼板において、更
に、下記の第１群から第４群のうちの少なくとも１群中
の少なくとも１種を含む請求項１に記載の高強度熱延鋼
板。 第１群 Ｎｂ 0.０１〜0.１％、及び Ｖ 0.０１〜0.５％ 第２群 Ｃｒ 0.０５〜0.８％、Ｍｏ 0.０５〜1.０％、 Ｂ 0.０００５〜0.０１％、及び Ｎｉ 0.０５〜2.０％ 第３群 Ｃａ 0.００５％以下、及び 希土類元素 0.００５％以下第４群 Ｃｕ 0.０５〜2.０％
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14707796A JP3358938B2 (ja) | 1996-06-10 | 1996-06-10 | 化成処理性と加工性にすぐれる高強度熱延鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14707796A JP3358938B2 (ja) | 1996-06-10 | 1996-06-10 | 化成処理性と加工性にすぐれる高強度熱延鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH101748A JPH101748A (ja) | 1998-01-06 |
| JP3358938B2 true JP3358938B2 (ja) | 2002-12-24 |
Family
ID=15421958
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14707796A Expired - Lifetime JP3358938B2 (ja) | 1996-06-10 | 1996-06-10 | 化成処理性と加工性にすぐれる高強度熱延鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3358938B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100371960B1 (ko) * | 2000-09-29 | 2003-02-14 | 주식회사 포스코 | 60킬로그램급 인장강도를 갖는 고내후성 및 고가공성열연강판 및 그 제조방법 |
| JP4206029B2 (ja) | 2003-11-05 | 2009-01-07 | 新日本製鐵株式会社 | 化成処理性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP4436419B2 (ja) * | 2008-05-02 | 2010-03-24 | 新日本製鐵株式会社 | 疲労特性と曲げ成形性に優れた機械構造鋼管用熱延鋼板とその製造方法 |
| CN104694824B (zh) * | 2015-03-26 | 2017-05-31 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 低成本汽车大梁用热轧钢板及生产方法 |
| JP6699307B2 (ja) * | 2016-04-08 | 2020-05-27 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板とその製造方法 |
-
1996
- 1996-06-10 JP JP14707796A patent/JP3358938B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH101748A (ja) | 1998-01-06 |
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