JPH0215145A - 加工・加熱強化型熱延鋼板 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、自動車用或いは産業機器用の高強度部材に好
適な加工・加熱強化型熱延鋼板、具体的には、成形加工
に供するまでは比較的低強度で加工じやすく、加工後適
当な加熱によって高強度化する熱延鋼板に関する。

（従来の技術） 連続熱間圧延によって製造されるいわゆる熱延鋼板は、
比較的安価な構造材料として、前記の自動車をはじめと
する各種の産業機器に広く使用されている。そして、そ
の用途にはプレス加工で成形される部材が多く、従って
、熱延鋼板には優れた加工性が要求されることが多い。

一方、構造部材としては高強度であることも要求される
が、高強度と優れた加工性とを両立させることは、通常
困難である。

そこで、加工以前の素材の段階では低強度で加工性が良
く、加工の後に適当な熱処理によって高強度化する材料
が種々開発されて来た。冷延鋼板においては、加工する
前は軟質で加工が容易であり、加工後の焼付塗装時に硬
化して引張り強さが上昇する鋼板、いわゆる焼付は硬化
型高強度鋼板がすでに実用化されている。最近では焼付
は硬化型の熱延鋼板についての検討も進められており、
これに関する特許も出願されている。

例えば、特公昭６２−１８００２１号公報には、焼付は
硬化型高強度熱延鋼板を製造する方法として、Ｎを多く
含んだ特定化学成分の鋼を、熱間圧延後急冷する方法が
開示されている。この方法は、固溶Ｎの歪時効を利用し
て焼付は硬化性を得るものであるが、本願の発明者らの
実験結果によれば、この方法で得られる焼付は硬化型高
強度熱延鋼板は、焼付は後の降伏強さは大幅に上昇する
ものの、弓張り強さの上昇は僅かであった。その理由は
、固溶Ｎによる転位の固着を主な強化機構とし、析出物
による強化にまで到っていないためであると考えられる
。

引張り強さの上昇が小さいと、疲労特性の向上が小さい
。疲労特性に関して、その特性は引張り強さとの間に強
い相関があり、引張り強さが大きくなるほど疲労特性は
増大することが報告されている（＋側ら：住人金属Ｖｏ
１．３３（１９８１）　Ｎｏ、４　Ｐ、１２１）。

従って、引張り強さの上昇が小さいと、これらの鋼板の
主用途である自動車用および産業機器用の高強度部材で
要求される疲労特性の向−ヒ効果が小さく、実用的な価
値が乏しくなる。

（発明が解決しようとする課題） 本発明の課題は、加工する前は軟質であり、加工後に比
較的低い温度（例えば、８００°Ｃ以下）で再加熱を施
すことにより疲労特性の改善に有効な引張り強さが大幅
に上昇する加工・加熱強化型熱延鋼板を提供することに
ある。

（課題を解決するだめの手段） 本発明者らは、熱延鋼板に１１を添加し、しかもそのＴ
１の固溶量を一定の値以上とした上で、他の成分を調整
することによって、上記の目的が達成できることを確認
、した。

ここに本発明は「重量％で、Ｃ：　０．００５〜０．０
６０％、Ｓｉ　：　１．２０％以下、Ｍｎ　：　１．５
０％以下、Ｐ　：０．０３５％以下、Ｓ　：　０．００
５％以下、Ｓｏ　１　、Ａ　ｌ　：０．０１〜０．０９
％、Ｎ　：　０．００４０％以下、全Ｔｉ　：　０．０
２〜０．２０％、を含み、上記含有量の全Ｔｉのうち固
溶Ｔｉの量が下記の範囲にある加工・加熱強化型熱延鋼
板」を要旨とする。

固溶Ｔｉ　：　０．０２％以上で、かつなお、上記本発
明の熱延鋼板は、前記範囲の元素を含有する素材鋼を、
９５０°Ｃ以上の仕上げ温度で熱間圧延を施し、次いで
１０°Ｃ／Ｓ以上の冷却速度で急冷して４５０°Ｃ以下
の低温で巻き取り、圧延中および圧延後のＴｉＣの析出
を抑制することによって製造することができる。

（作用） 本発明の熱延鋼板の優れた性質、即ち、加工に供する状
態では軟質で、加工後の再加熱によって引張り強さが大
きく上昇するという性質、は主にＴｉの作用による。熱
延鋼板の製造段階で、Ｔｉを可能な限り固溶させた特定
組成の鋼板としておけば、そのままの状態では加工が容
易で、加工後の再加熱処理によりＴｉＣの析出硬化が得
られ引張り強さが大幅に上昇するのである。このような
作用を効果的に発揮させるには、後述するように他の合
金成分の調整も重要である。

また、ミクロ組織としては、加工後の再加熱処理の際に
軟化代の少ないフェライト、セメンタイトおよびパーラ
イトを多く含んだものとするのがよい。望ましいのは、
上記の各組織の総和が体積率で８０％以上、好ましくは
９０％以上、より好ましくはマルテンサイト組織とベイ
ナイト組織を全く含まないフェライト、セメンタイトお
よびパーライトだけの組織からなるものである。このよ
うな組織からなるものであれば、軟質で加工が容易であ
るとともに、これらの組織は加熱による軟化代が少ない
ので、再加熱処理におけるＴｉＣの析出硬化の効果を相
殺されることがなく、引張り強さの上昇がより大きくな
る。

なお、ＴｉＣの二次析出硬化を利用する例は、従来の焼
入れ焼戻し材（主に厚鋼板）にもある。しかし、焼入れ
焼戻し材の場合、焼入れ時に固ｉ′８Ｔｉは多いが、マ
トリックスはマルテンサイト、ヘイナイトなどの転位密
度の高い組織であるから加工時には強度が高い。また、
加工後加熱するとＴｉＣの二次析出硬化を起こすが、マ
トリックスの軟化代が大きく全体としては寧ろ加工前よ
り軟化する。

以下、本発明の熱延鋼板の組成および固溶Ｔｉを前記の
ように限定した理由を作用効果とともに説明する。

Ｃ： Ｃは加工後の再加熱時にＴｉと結合してＴｉＣとして析
出し、引張り強さを向上させる重要な元素である。Ｃの
含を量が０．００５％より少ないと所期の析出硬化が期
待できない。一方、０．０６０％を超えると加工および
再加熱前の組織が硬化して、加工性に劣るとともに再加
熱時には寧ろこの硬化部分が大きく軟化する。このため
に、例えＴｉＣが析出しても全体として引張り強さの上
昇が小さい。かかる理由でＣの含有量を０．００５〜０
．０６０％とする。

好ましくは０．００５〜０．０４０％である。

Ｓｉ　： Ｓｉは固溶硬化を通して強度と延性を向上させる好まし
い元素である。しかし、必要以上に添加すると溶接性が
劣化するので、１．２０％以下の含有量とする。好まし
い含有量は０．００５〜１．００％である。

Ｍｎ ＭｎもＳｉと同様に固溶硬化により強度と延性を向上さ
せる好ましい元素である。しかし、１．５０％を超える
と無拡散変態を主体とする硬質なマルテンサイトやヘイ
ナイト等の低温変態組織の生成を促し、Ｃの含有量が多
すぎる場合と同し問題が生じるので、１．５０％以下の
含有量とする。好ましくは０．０１０〜１．００％であ
る。

置 Ｐは不純物として可及的に少ない方がよい。特に本発明
の鋼板は再加熱時に焼戻し脆性が生じ易いので、０．０
３５％以下の含有量とする。好ましくは０．０１０％以
下である。

Ｓ： ＳもＰと同様に不純物として可及的に少ない方がよい。

特に本発明の鋼板ではＴｉと結合してＴｉＳとなり、再
加熱によってＴｉＣとなる固溶Ｔｉを減少させるので、
０．００５％以下の含有量とする。好ましくは０．００
２％以下である。

５ｏｆｆ、Ａｎ： ｌは脱酸処理のために必要な元素である。５ｏｆｆ。

ｌとしての含有量が０．０１％より少ないと脱酸不足と
なる。一方、５ｏｊ２．Ａｊ２が０．０９％を超えて含
有されても脱酸効果が飽和し、不経済となるので００１
〜０．０９％の含有量とする。

Ｎ： ＮはＴｉと結合してＴｉＮとなり、所期のＴｉＣとなる
固溶Ｔｉを減少させるので少ない方がよい。従って、Ｎ
の含有量は０．００４０％以下とする。好ましくは０．
００２０％以下である。

全Ｔｉ： Ｔｉは加工後の再加熱時にＣと結合し、ＴｉＣとして析
出硬化を生しる重要な元素であるが、０．０２％より少
ないと所期の析出硬化が得られない。一方、０．２０％
より多いと低温変態強化により鋼板を硬化させ、Ｃおよ
びＭｎの場合と同じ問題が発生ずるので、０．０２〜０
．２０％の含有量とする。

固溶Ｔｉ： 固溶Ｔｉは本発明の鋼板において最も重要な構成因子で
ある。固溶Ｔ１量が少ないと後の加工および再加熱時に
、ＴｉＣとして析出する量が少なく析出硬化が起こらな
い。ＴｉＣとして析出できる可能性のあるＴｉ量は、鋼
板中のＮおよびＳと結合したＴｉを除く残留Ｔｉ量であ
る。従って、理想的には残留Ｔｉ量、即ち（全Ｔｉ　　
４８／１４Ｎ　　４８／３２Ｓ）の全てを固溶Ｔｉとし
て凍結するのが望ましいが、実際上全てを凍結すること
は、熱延仕上げ温度の確保や冷却速度の点から困難で、
ある。例えば、ｃ、：ｏ、ｏ４％、Ｔｉ：０．１５％の
鋼では、残留Ｔｉ量を全て固溶Ｔｉとして凍結させるに
は熱間圧延を１０５０’Ｃ以上の温度で仕上げなければ
ならない。

このような理由から本発明では固溶Ｔｉについては、０
．０２％以上で且つ（全Ｔｉ−４８／１４Ｎ　−４８／
３２）量の１７２以上と定めた。より好ましい固溶Ｔｉ
量は０゜０２％以上で且つ（全Ｔｉ−４８／１４Ｎ−４
８／３２Ｓ）量の２７３以上である。

固溶Ｔｉ量が０．０２％より少ないと、ＴｉＣとして析
出硬化に寄与するＴｉＣが不充分であり、一方、固溶Ｔ
ｉが、（全Ｔｉ−４８／１４Ｎ−４８／３２Ｓ）の１７
２よりも少ないということは、ＮおよびＳと結合してい
る無駄なＴｉが多いということであり、Ｔｉの添加効率
が悪い。

なお、本明細書において、固溶Ｔｉ量というのは、通常
行われる室温・電解抽出法（１０％アセチルアセトンと
１％テトラメチルアンモニウムクロライドを含むメタノ
ール溶液）により得た析出Ｔｉ量を鋼中の全Ｔｉ量から
差し引いた値を意味するものである。

本発明の熱延鋼板は、少なくとも上記範囲の元素を含有
していればよく、必要に応じて、それぞれ０．１０％以
下のＮｂ又は■、０．０１００％以下のＣａ、　０゜０
０３０％以下のＢの内から１種又は２種以上を含有させ
ることができる。

Ｎｂおよび■は、補助的に析出硬化を促進さゼる効果が
あり、Ｃａは加工性を改善する効果があり、Ｂは耐たて
割れ性を向上させる効果がある。

上記本発明の熱延鋼板は、加工後の再加熱処理により大
きく強度が向上するという特性をもつ。

再加熱の温度は１５０〜７５０°Ｃの範囲でよい。従っ
て、塗料の焼き付は処理の温度（通常１５０〜２００°
Ｃ程度）でも充分に強度を向上させることができる。勿
論、強度を向上させるためだけの加熱処理を施してもよ
く、その加熱の手段は特に制約されない。

本発明者らの知見によれば、本発明の熱延鋼板は、望ま
しくは５％以上の加圧を加えた後、加熱処理するのがよ
い。加工により析出サイトが導入され、より効果的に短
時間に引張り強さが上昇する。

また、本発明の熱延鋼板は、従来の焼入れ強化型の熱延
鋼板の焼入れ温度（約９００〜１０００°Ｃ）と比較し
て低い温度（８００°Ｃ以下）での加熱で強化でき、し
かも、加熱後の冷却速度を大きくしなくても大きな引張
り強さの上昇量が得られるので、加工部材の熱歪みの問
題も殆どない。

次に、実施例により本発明を更に説明する。

（実施例） 第１表に示す化学組成のＴｉ鋼を実験用５０ｋｇ真空溶
解炉で熔製し、熱間鍛造するか又は鋳型で６０ｍｍ厚の
スラブを製造し、第２表に示す条件で熱間圧延、冷却お
よび巻き取りを行って板厚２ｍｍの熱延鋼板を製造した
。

なお、熱間鍛造で製造したスラブは、鍛造後、第２表に
示した温度に再加熱を施し、一方、鋳型から鋳抜いたス
ラブは熱片のまま直接圧延に供した。

得られた各熱延鋼板から試験片を採取して、金属組織と
析出Ｔｉ量および機械的性質を調べた。その結果を金属
組織と析出Ｔｉ量については第２表に、機械的性質につ
いては第３表に示す。

析出Ｔｉ量は前述の電解抽出法により測定した。

なお、本実施例では抽出残渣を得るため０．２μｍの細
孔を有するフィルタを用いた。

機械的性質は、熱延のままの引張り強さ（ＴＳ）と延び
（［＋１）、および試験片に８％の予歪を与えた後に６
００°ＣＸ２０ｍ１ｎ間再加熱処理したものについての
引張り強さの上昇量（△ＴＳ）と靭性（ｖＴｓ）とを測
定した。

第 表 は強度低下を示す 第３表より明らかなように、本発明例Ｎｏ、　Ｉ〜Ｎ。

１０の鋼板は、熱間圧延のままでは引張り強さが比較的
低（て伸びが大きい。即ち、軟質で加工性がよいにもか
かわらず、予歪を与えた後加熱することによって８〜１
５ｋｇｆ／ｍｍ２の引張り強さの上昇（ＡＴＳ）が得ら
れている。また、靭性も高い。

本発明例Ｎｏ、　１〜Ｎｏ、　４の性質をみれば、同じ
ＡＭでもフェライト、セメンタイトおよびパーライト組
織の体積率が多くなる（ベイナイトおよびマルテンサイ
ト組織が少ない）程、ＡＴＳの上昇量が大きい。

これに対して、鋼の組成および固ｆ＠　Ｔ　ｉが本発明
で規定する範囲を外れる比較例Ｎｏ、　１１〜１９の鋼
板は、ＡＴＳの上昇量が小さいか靭性に劣る。

なお、比較例Ｎｏ、　１４およびＮｏ、　１６はＡＴＳ
の上昇量は大きいが、Ｎｏ、　１４はＳｉが多すぎるこ
とから炭酸ガスアーク溶接試験の結果、アーク溶接不良
が発生した。また、Ｎｏ、　１６はＰが高いために靭性
に劣る。

（発明の効果） 以上説明した如く、本発明の加工・加熱強化型熱延鋼板
は、加工前は軟質で加工性に優れ、加工後の加熱で引張
り強さが大きく上昇するので、加工性とともに高強度を
要求される自動車用や各種の産業機器用の高強度部材に
最適である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量％で、 Ｃ：０．００５〜０．０６０％、Ｓｉ：１．２０％以下
   、Ｍｎ：１．５０％以下、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：
   ０．００５％以下、 Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０９％、 Ｎ：０．００４０％以下、全Ｔｉ：０．０２〜０．２０
   ％、を含み、上記含有量の全Ｔｉのうち固溶Ｔｉの量が
   下記の範囲にある加工・加熱強化型熱延鋼板。 固溶Ｔｉ：０．０２％以上で、かつ 固溶Ｔｉ％≧１／２（全Ｔｉ％−４８／１４Ｎ％−４８
   ／３２Ｓ％）