JP3540134B2

JP3540134B2 - 高強度熱延鋼板及びその製造方法

Info

Publication number: JP3540134B2
Application number: JP25782097A
Authority: JP
Inventors: 高弘鹿島; 哲夫十代田; 達也浅井
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1997-09-04
Filing date: 1997-09-04
Publication date: 2004-07-07
Anticipated expiration: 2017-09-04
Also published as: JPH1180890A

Description

【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は自動車用のメンバーやバンパー等の補強部材などに適し、９００Ｎ／mm²以上の引張強度を有する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】
【従来の技術】
従来より、熱延鋼板を高強度化する検討が種々なされている。例えば、特開平５−２３０５２９号公報、特開平７−１３８６３８号公報には、焼入性の高いＢなどを添加し、低い温度（実施例では４００℃〜常温）での巻取によって変態生成物を生成させ、さらに強度の不足分を補うためにＴｉやＮｂなどの析出強化元素を添加することにより強化が図られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、９００Ｎ／mm²以上の引張強度を有する熱延鋼板の製造は非常に困難であった。すなわち、前記公報に記載の技術では、ＴｉやＮｂを多量に添加するため熱延前のスラブ加熱温度を高める必要があり、また熱延後の冷却速度のバラツキによって析出物が不均一に生成したり、３５０℃未満の非常に低い巻取温度まで冷却した場合には、鋼帯内部に生じた局部的な残留応力のために形状が不均一になりやすいという問題があった。また、実成形を行うに当たっては、ＮｂやＴｉなどを添加して析出強化によって高強度化を図った場合には、降伏比か非常に高くなり、プレス加工後の形状凍結性が劣るという問題があった。
【０００４】
本発明は以上の状況に鑑みて、析出強化によることなく比較的高い温度にて巻取処理を行っても引張強度が９００Ｎ／mm²以上の高強度、さらには低降伏比を実現することができる熱延鋼板とその製造方法を提供するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明者は上記の問題に鑑み、ベイナイト組織が加工性、特に伸びフランジ性などを向上させることにも着目して、鋭意検討を重ねた結果、特にＣ：０．１０〜０．２０wt％の成分の鋼板でＣｒを０．４〜１．５wt％添加した場合には、比較的高い巻取温度でも強度の高いベイナイト組織を得ることができ、析出強化によることなく引張強度が９００Ｎ／mm²以上の高強度を得ることかできることを見出し、本発明を完成するに至った。
【０００６】
すなわち、請求項１に記載した本発明の高強度熱延鋼板は、重量％で、
Ｃ：０．１０〜０．２０％、
Ｓｉ：１．１８〜２．０％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０２〜０．１０％、
Ｃｒ：０．４〜１．５％、
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、８５面積％以上のベイナイト組織を有し、引張強度が９００Ｎ／mm²以上であることを特徴とするものである。
【０００７】
また、請求項２に記載した発明は、請求項１において、さらに重量％で、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｎｉ：２．０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下
の内１種以上を含有することを特徴とするものである。
【０００８】
また、請求項３に記載した発明は、請求項１又は２において、降伏比が７０％以下であることを特徴とするものである。
【０００９】
また、請求項４に記載した本発明の高強度熱延鋼板の製造方法は、請求項１又は２に記載した成分を有する鋼を加熱後、熱間圧延を行い、仕上温度を（Ａr₃点−５０）℃以上で熱間圧延を終了し、３０℃／ｓ以上の冷却速度にて冷却し、３５０〜５５０℃で巻き取ることを特徴とするものである。
また、請求項５に記載された発明は、請求項４において、仕上温度を（Ａr₃点−５０）℃以上９２０℃未満で熱間圧延を終了することを特徴とするものである。
【００１０】
まず、本発明における鋼の化学成分（wt％）の限定理由について説明する。
Ｃ：０．１０〜０．２０％
Ｃは低温変態生成物を生成させるために必要な元素である。必要なベイナイト組織を得、９００Ｎ／mm²以上の引張強度を得るためには、０．１０％以上が必要である。一方、０．２０％を越えると、たとえ９００Ｎ／mm²を超える強度を得ても、伸びフランジ特性などが急激に低下して加工性が劣化するとともに、スポット溶接性や耐遅れ破壊特性を劣化させるので、上限を０．２０％とする。
【００１１】
Ｓｉ：１．１８〜２．０％
Ｓｉは鋼中に固溶して強度を高める元素であり、１．１８％以上添加される。ただし、２．０％を超えて添加すると、表面欠陥が生じやすくなり、酸洗性や塗装性等を劣化させるので、上限を２．０％とする。
【００１２】
Ｍｎ：０．５〜２．５％
Ｍｎは焼入性を向上させ、低温変態生成物を生じ易くする。９００Ｎ／mm²以上の引張強度を得るためには０．５％以上必要であり、一方２．５％を超えて添加すると耐遅れ破壊性の劣化を招くため、下限を０．５％、上限を２．５％とする。
【００１３】
Ｐ：０．０１５％以下
ＰもＳｉと同様に鋼中に固溶して強度を高める元素である。しかし、過度に添加した場合には粒界に偏析するために加工性を劣化させ、脆化を助長する。このため、本発明では０．０１５％以下に止める。
【００１４】
Ｓ：０．０１％以下
ＳはＭｎＳなどの介在物を生成して加工性を劣化させる。後述するようにＣａの添加により、加工性の阻害要因であるＳ介在物の形態を制御することができ、これにより加工性の劣化を防止することができるが、その場合でもＳ量を０．０１％以下に抑える必要がある。このため、Ｓ量の上限を０．０１％とする。
【００１５】
Ａｌ：０．０２〜０．１０％
Ａｌは脱酸のため０．０２％以上を添加するが、過多の添加は表面性状を劣化させるので、その上限を０．１０％とする。
【００１６】
Ｃｒ：０．４〜１．５％
Ｃｒは本発明において最も重要な元素であり、熱延終了後の冷却中にフェライト組織の生成を抑制し、ベイナイト組織を生じ易くする。この効果を得るためには、少なくともＣｒ量は０．４％以上、好ましくは０．５％以上必要であり、一方１．５％を超えて添加しても、その効果は飽和するため、経済性を考慮して上限を１．５％とする。
【００１７】
本発明における鋼成分は以上の基本的成分のほか、下記Ｍｏ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃａのうちの１種以上を選択的に添加することができ、下記(1) 、(2) 、(3) の鋼組成とすることができる。
(1) 基本成分のほか、さらにＭｏ：１．０％以下、Ｂ：０．００５０％以下の１種以上
(2) 基本成分又は上記(1) の成分のほか、さらにＮｉ：２．０％以下
(3) 基本成分、上記(1) 又は(2) の成分のほか、さらにＣａ：０．００５０％以下
【００１８】
Ｍｏ：１．０％以下、Ｂ：０．００５０％以下
Ｍｏ、ＢはＣｒと同様にフェライト変態を抑制してベイナイト変態を促進し、より緩冷却や高い巻取温度においてもベイナイト組織を生成し易くする。また、Ｍｏは固溶強化により、１０００Ｎ／mm²以上の強度を達成し易くする。かかる効果を得るには、Ｍｏを０．１％以上添加することが好ましいが、１．０％を超えて添加してもこの効果は飽和するため、経済性も考慮して上限を１．０％とする。また、Ｂは数ppm 程度のごく微量でその効果を発揮し、０．００５０％を超えて添加してもその効果が飽和するため、経済性を考慮して上限を０．００５０％とする。
【００１９】
Ｎｉ：２．０％以下
Ｎｉは強度やベイナイト変態には特に影響を与えないが、遅れ破壊を改善する効果がある。しかし、２．０％を超えて添加しても、その効果が飽和することから、２．１％以下に止める。
【００２０】
Ｃａ：０．００５０％以下
ＣａはＳなどによって生成する介在物の形態を制御して、加工性を向上させる元素である。０．００５０％以下であれば、本発明の効果を減ずることなく、加工性を向上することができるため、上限を０．００５０％とする。
【００２１】
なお、本発明においてはＴｉ、Ｎｂなど析出物を生成させる析出強化元素は添加されないため、後述の実施例から明らかなとおり、変態強化によって生成するベイナイト組織の降伏比を低く抑えることができる。
【００２２】
本発明鋼板は、ＴｉやＮｂなどの析出強化を利用することなく、フェライト組織に比べて強度の高いベイナイト組織を、従来技術より高い巻取温度で巻き取っても生成させることができ、これにより９００Ｎ／mm²以上好ましくは１０００Ｎ／mm²以上の引張強度の熱延鋼板を得ることができたものである。かかる高強度を得るためには、０．１０％以上のＣ含有量を有する鋼において、ベイナイト組織を面積率で８５％以上、好ましくは９０％以上を含むことが必要である。ベイナイト組織以外の組織については特に限定するものではなく、フェライト組織又は／及びマルテンサイト組織であってもよく、さらには残留オーステナイトなどを含んでもよい。
【００２３】
次に本発明の熱延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の製造方法は、前記成分の鋼片を加熱後に熱間圧延を行い、仕上温度（Ａr₃点−５０）℃以上で圧延を終了し、平均冷却速度３０℃／ｓ以上にて巻取温度まで冷却し、３５０〜５５０℃にて巻取処理を行うものである。
【００２４】
鋼片加熱温度については各元素が固溶するに必要な温度、通常１０００℃以上であればよく、ＴｉやＮｂなどのオーステナイト域での固溶温度が高い元素が添加されている場合のように、高加熱温度（約１２００〜１３００℃）にする必要はない。
【００２５】
熱間圧延の仕上温度については、通常の熱間圧延ではオーステナイト域にて圧延を終了するが、本発明では最終の組織に若干のフェライト等が残存してもよい。このため、仕上温度は（Ａr₃点−５０）℃以上、すなわち概ね８００℃以上で圧延を終了する。
【００２６】
熱延鋼板に９００Ｎ／mm²以上の高強度のみならず、７０％以下の低降伏比（降伏比ＹＲ＝降伏強度ＹＳ／引張強度ＴＳ）を発現させる場合は、請求項５に記載したように、仕上温度を９２０℃未満、好ましくは９００℃以下にする。この低降伏比が発現する主な原因は、高い降伏比を発現させる析出物を生成するＴｉやＮｂなどの析出強化元素が添加されていないために、ベイナイト組織であっても低降伏比が得られるものと考えれる。そのほか、仕上温度が９２０℃未満、好ましくは９００℃以下の場合には旧オーステナイト粒界が少なくなり、ベイナイト粒内の炭化物の形態が微細で、場合によっては微量な微細フェライト粒やベイナイト組織以外の第２相などが認められることから、このようなベイナイト組織の形態の違いやベイナイト以外の第２相の存在なども低降伏比になる原因と推察される。一方、９２０℃以上の仕上温度の場合は同じベイナイト組織であるが、焼き入れ状の組織を呈するようになり、ＹＲは８０％近くまで高くなる。
【００２７】
熱間圧延終了後の冷却速度については、平均速度が３０℃／ｓ未満では、冷却中にフェライト組織が多量に生成するようになり、必要なベイナイト組織量を得ることができない。すなわちベイナイト組織は次に述べる巻取処理によって生成されるが、熱間圧延終了後の冷却中に生成するフェライト変態を抑制することによって、最終のベイナイト組織量を制御することができ、熱間圧延終了後の平均冷却を３０℃／ｓ以上にすることで、冷却中にフェライト組織の生成量を抑制して、面積率で８５％以上のベイナイト組織量を得ることができる。
【００２８】
熱間圧延終了後の冷却後に残ったオーステナイトはベイナイト変態するが、本発明の鋼成分では冷却後の巻取温度を３５０〜５５０℃とすることでオーステナイトをベイナイト変態させることができる。３５０℃未満ではオーステナイトが全てマルテンサイトに変態するようになるため、ベイナイト組織が得られない。また５５０℃を超える巻取温度ではパーライト変態が主体となるため、この場合でもベイナイト組織が得られないようになる。
【００２９】
【実施例】
表１に示す化学成分を有する鋼を真空溶解により溶製した後、スラブとし、表２および表３に示す様々の熱間圧延条件により熱間圧延を行い、熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板の引張強度ＴＳ，降伏強度ＹＳ，伸びＥｌ，降伏比ＹＲ（ＹＳ／ＴＳ），穴拡げ率λを調べた結果を同表に併せて示す。ここで、穴拡げ率とは、鋼板に初期穴径ｄ１として１０φの打ち抜き穴を開け、頂角６０°の円錐ポンチにて打ち抜き穴を拡げ、クラックが板厚を貫通した穴拡げ後の穴径をｄ２としたとき、下記式で求めた値（％）を意味し、加工性の一つである伸びフランジ性を評価する指標の一つである。
λ（％）＝（ｄ２−ｄ１）×１００／ｄ１
【００３０】
【表１】

【００３１】
【表２】

【００３２】
【表３】

【００３３】
表２および表３において、試料No. １〜４は鋼種No.１〜４を用いてＣ含有量の影響を見たものであり、No. １はＣ量が本発明範囲未満であるため引張強度が低く、一方No. ４は本発明範囲超であるため加工性（λ）が低下している。また、試料No. ２、３、５〜７、４４は鋼種No. ２、３、５〜７、１３を用いてＣｒ含有量の影響を見たものであり、試料No. ２、３、５、４４に比して試料No. ６および７はＣｒ含有量が本発明範囲外であり、ベイナイト量がいずれも不足しているため所期の強度（９００Ｎ／mm²以上）が得られていないことが分かる（図２参照）。一方、試料No. ８〜１２、３０〜３５は鋼種No. ８〜１２を用いて選択的添加元素の影響を見たものであり、本発明の製造条件を満足するものではいずれも所期の強度と組織、さらには加工性が確保されている。
【００３４】
一方、試料No. ２、１３〜１８は巻取温度の影響を見たものであり、本発明温度範囲（３５０〜５５０℃）で巻き取った試料No. １４〜１７は所期の強度が確保され、加工性も良好であることが分かる。No. １８は巻取温度が本発明範囲を超えて過度に低いため、ベイナイト組織量が８５％未満で、かつマルテンサイト組織量が多過ぎるために、非常に高強度ではあるが、加工性の劣化が著しい（図３参照）。
【００３５】
また、試料No. ２、１９〜２２は熱間圧延終了後の冷却速度の影響を見たものであり、本発明条件（３０℃／ｓ以上）を満足することで、所期の強度が確保されることが分かる（図４参照）。
【００３６】
また、試料No. ２、２４〜２５はスラブの加熱温度の影響を見たものであり、１０００℃以上の加熱温度であれば、本発明の企図する高強度、加工性の良好な鋼板が得られることが分かる。
【００３７】
また、試料No. ２、２６〜２９、３６〜４３は熱延仕上温度の影響を見たものであり、本発明条件を満足することで所期の高強度、加工性の良好な鋼板が得られることが分かる。特に、仕上温度を９００℃以下にした試料No. ２７、３７〜３９、４１、４３では６０％以下の降伏比が達成されている（図５参照）。
【００３８】
なお、鋼種No. ２を用いた試料において、引張強度および伸びフランジ性に及ぼすベイナイト量の影響をグラフで示したものを図１に示す。また、図１〜５において、グラフ中のプロットに付記した数値は試料No. を示す。
【００３９】
【発明の効果】
本発明の熱延鋼板によれば、特に、Ｓｉ：１．１８〜２．０％、Ｃｒ：０．４〜１．５％を含有し、面積率で８５％以上のベイナイト組織を有するので、析出強化を行うことなく９００Ｎ／mm²以上の高強度を有し、加工性も良好である。さらに降伏比を７０％以下とすることで、高強度でありながら、成形時の形状凍結性にも優れる。また、本発明の製造方法によれば、本発明の熱延鋼板を工業的に容易に製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例における引張強度と伸びフランジ性に及ぼすベイナイト量の影響を示すグラフである。
【図２】実施例における引張強度と伸びフランジ性に及ぼすＣｒ含有量の影響を示すグラフである。
【図３】実施例における引張強度と伸びフランジ性に及ぼす巻取温度（ＣＴ）の影響を示すグラフである。
【図４】実施例における引張強度と伸びフランジ性に及ぼす熱間圧延直後の冷却速度（ＣＲ）の影響を示すグラフである。
【図５】実施例における引張強度、伸びフランジ性および降伏比に及ぼす熱延仕上温度（ＦＤＴ）の影響を示すグラフである。

Claims

重量％で、
Ｃ：０．１０〜０．２０％、
Ｓｉ：１．１８〜２．０％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０２〜０．１０％、
Ｃｒ：０．４〜１．５％、
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、８５面積％以上のベイナイト組織を有し、引張強度が９００Ｎ／mm²以上であることを特徴とする高強度熱延鋼板。
請求項１に記載した成分に加え、さらに重量％で、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｎｉ：２．０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下
の内１種以上を含有する請求項１に記載した高強度熱延鋼板。
降伏比が７０％以下である請求項１又は２に記載した高強度熱延鋼板。
請求項１又は２に記載した成分を有する鋼を加熱後、熱間圧延を行い、仕上温度を（Ａr₃点−５０）℃以上で熱間圧延を終了し、３０℃／ｓ以上の冷却速度にて冷却し、３５０〜５５０℃で巻き取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
仕上温度を（Ａr₃点−５０）℃以上９２０℃未満で熱間圧延を終了する請求項４に記載した高強度熱延鋼板の製造方法。