JPH03146640A

JPH03146640A - 加工性の優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法

Info

Publication number: JPH03146640A
Application number: JP28009989A
Authority: JP
Inventors: Motoyuki Miyahara; 宮原　征行; Hidenori Shirasawa; 白沢　秀則; Takafusa Iwai; 岩井　隆房
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1989-10-28
Filing date: 1989-10-28
Publication date: 1991-06-21
Anticipated expiration: 2012-12-17
Also published as: JP2690791B2

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、強度が５０　ｋｇｆ　／　ｍｎ＋２以上、特
に６０〜９０ｋｇｆ／ａ＋ｍ”の高強度にて、伸びフラ
ンジ性等の加工性と溶接性が優れる熱延鋼板及びその製
造方法に関し、主に板厚４ｍｍ以下の自動車の補強部材
及び足回り部材の用途に好適である。（従来の技術及び解決しようとする課題）近年、自動車
等の構造材として用いられている熱延鋼板は、安全性や
燃費向上のために、板厚のゲージダウンと高強度化の傾
向を益々高めている。これに伴い加工性、溶接性等の実用特性への要望も厳し
くなりつつある。従来より、熱延鋼板において高強度を確保するための方
法として、■鋼中にＴｉ、Ｎｂ等の特殊元素を添加する
方法（例、特開昭６０−５６０２４号）、■Ｃ量を増加
する方法（例、特開昭５２−１２３９２０号）、■硬質
相（マルテンサイト）を導入する方法（例、特開昭５５
−４４５５１号）などの技術が提案されている。しかし、■の方法は、Ｔｉ、Ｎｂ等の強力な炭窒化物形
成元素を利用するので、コスト高を招くばかりでなく、
強度確保に限界があり、しかも熱間圧延時の変形抵抗を
高めるため、圧延性を損なうという問題がある。 ■の方法のように、Ｃ量の増加は高強度を得るために最
も容易な方法ではあるが、加工性や溶接性の劣化を招く
という問題がある。一方、■の方法のように、マルテンサイトの導入は降伏
比を下げ、全伸びを改善させる有効な方法ではあるが、
伸びフランジ性に好ましくない。また、溶接部の硬度が母材部より低下する問題のほか、
マルテンサイトの安定導入のため熱間圧延後の巻取温度
を４００”Ｃ以下、好ましくは３００℃以下の極低温に
する必要がある。このような低温域ではコイルの全長に
わたって温度を安定化させることが困難となり、このこ
とが材質の不均一性を招く原因となり、しかもコイルの
形状性を損っていた。以上のように、これらの方法は、いずれも高強度と加工
性、溶接性を同時に満足するには至っていない。本発明は、上記従来技術の問題点を解決し、加工性、溶
接等の劣化をもたらすことなく、高強度化が可能であり
、しかも製造が容易で高品質の熱延鋼板を安価に提供し
、またその製造方法を提供することを目的とするもので
ある。（課題を解決するための手段）前記課題を解決するため、本発明者等は、゛従来技術で
は、（１）Ｔｉ、Ｎｂ等のコスト高を招く特殊元素を必要と
しないこと、（２）加工性や溶接性の劣化を招かないこと、（３）製
造が容易であり、かつ、鋼板の形状性が良好のいずれかが未解決と考え、このために、鋼中の元素、
結晶組織、熱間圧延、冷却条件面での制御方法について
鋭意研究を重ねた。その結果、Ｃ−Ｍｎ系鋼にて加工性、溶接性を改善する
見知から、低減したＣ量による強度低下をＭｎ増とＮ量
の低減により補填せんとするもので、特にＮの低減が変
態組織の生成に大きな影響を及ぼすという、これまで全
く知られていない新規な知見を得るに至り、ここに本発
明をなしたものである。すなわち１本発明は、Ｃ：０．０１〜０．０８％、Ｓｉ
≦０．１０％、Ｍｎ：１．Ｏ〜３．０％、Ｐ≦０．０８
％、Ｎ量０．００８　％、ＡＱ≦０．０６％及びＮ量０
．００３５％を含有し、必要に応じて更に、Ｃ：ｒ：０
．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、ｃｕ：０．
１〜０．６％、Ｃａ：Ｏ，ＯＯ３〜０．０１０％、ＲＥ
Ｍ：０．００３〜０．０１０％のうちの１種又は２種以
上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる熱延
鋼板の組織がフェライトと面積率４０％以上のベイナイ
トとの混合組織、乃至ベイナイト単相組織であることを
特徴とする加工性の優れた高強度熱延鋼板を要旨とする
ものである。また、その製造方法に係る本発明は、上記化学成分を有
する鋼の熱間圧延において、常法にて加熱し、仕上温度
Ａｒ、点以上として圧延を行い、その後、冷却停止温度
６０，０℃まで平均冷却速度１〜１００℃／ｓｅｅにて
冷却し、次いで３００〜６００”Ｃにて巻取り、最終組
織として、フェライトと面積率４０％以上のベイナイト
との混合組織、乃至ベイナイト単相組織を得ることを特
徴とするものである。以下に本発明を更に詳細に説明する。（作用）まず、本発明者等が前述の知見を得るに至った基礎実験
の結果について説明する。第１表に示す化学成分を有する鋼を溶製し、熱間粗圧延
により３０ＩＩＩｍ厚のスラブにした後、加熱温度１２
００℃、仕上温度９００℃にて３．２ｍｍ厚に仕上げ、
冷却停止温度６００℃までを平均冷却速度５０　’Ｃ／
　ｓｅｅにて冷却した後、第１図に示す各種巻取温度に
３０分間保持後炉却し、実ラインでの巻取り〜冷却過程
をシュミレートした。更に、得られた熱延鋼板について
、１　、６１ｍｍ厚に両面研削を行い、１％の調質圧延
を行った後、ＪＩＳＳ号引張試験と穴拡げ試験（１０ｍ
ｍφ打抜穴）を行い、強度と伸びフランジ性を調査した
。

【以下余白】

機械的性質と巻取処理温度との関係を第１図に示す。これより明らかなように、低Ｎ鋼（ｍＡ、Ｏ印）は巻取
処理温度３５０〜５５０℃にてＴＳ≧６０ｋｇｆ／ｍｍ
”の高強度で、かつ１２０％以上の優れた穴拡げ性が得
られるのに対し、高Ｎ鋼（鋼Ｂ、・印）は穴拡げ性は低
Ｎ鋼と同等であってもＴＳが低く、強度と加工性のバラ
ンスが悪い。またＮｂ添加鋼（鋼Ｃ１Δ印）は巻取処理
温度３５０〜４５０℃にて６０　ｋｇｆ　／　ｍ＋ａ”
までの強度は確保されるものの、穴拡げ性に劣る５また
。各鋼とも巻取処理温度が２００℃では急激な強度増加
と共に穴拡げ性も急激に劣化することがわかる。このように低Ｎ鋼の高強度と高加工性が得られる理由を
明らかにするために、本発明者等は更に、加工フォーマ
スターによる熱間加工後の組織の変態特性を調べた。その結果を第２図に示すとおり、高強度が比較的高温の
巻取処理により得られた低Ｎ鋼は、高Ｎ鋼に比べ、ベイ
ナイト変態が速く起り易いことが明らかとなった。した
がって、低Ｎ鋼はベイナイトの生成し易さと面積率の増
加が高加工性と高強度化に寄与したものと考えられる。なお、この理由については更に今後の詳細な調査を必要
とするが、加熱状態及び熱延直後のオーステナイト粒度
では説明できず、熱延段階でのＡ２Ｎ等析出物の析出分
散状態が異なったためと考えられる。以上のように、Ｎ量の低下と変態組織の生成の関係を究
明し、これを利用することにより、Ｃ量の低減による強
度低下をＭｎ量増加とＮ量低減で強度を確保し、高強度
と高加工性を同時に満足できる技術を開発したものであ
る。次に本発明における化学成分の限定理由について説明す
る。Ｃ：Ｃは高加工性の確保のために限定される元素であり、０
．０８％よりも多いと加工性、溶接性の劣化を招く、シ
かし、０．０１％未満では変態組織が得られにくい、し
たがって、Ｃ量は０．０１〜０．０８％の範囲とする。Ｓｉ：Ｓｉは全伸びを損なわずに強度増加に有効であるが、表
面性状を損なうため、上限値を。、１０％とする。Ｍ　ｎ’：Ｍｎは、Ｎと同様１本発明の重要な成分である。すなわち１強度を確保することの他に、低温変態組織（
ベイナイト組織）を得るために不可欠であるが、１．０
％未満では強度−や低温変態組織が得にくくなる。一方
、３．０％を超えると溶接性やマルテンサイト量の増加
による加工性劣化を招くので好ましくない。したがって
、Ｍｎ量は１．０〜３゜０％の＊囲とする。Ｐ：Ｐは固溶強化元素であり、微量で強化に寄与するが、余
り多いと加工性、靭性を損なうので、その上限値をＯ，
ＯＳ％とする。Ｓ：Ｓは非金属介在物として析出し、鋼板の加工性を劣化さ
せるため、０．００８％以下にする必要があり、好まし
くは０．００３％以下であ・る。ＡＱ：Ａｆｌは主に脱酸作用により鋼の健全性を確保するため
に添加されるが、多すぎると析出物が増し、加工性を損
なうため、上限値を０．０６％とする。なお、脱酸が充分に行なわれば０．００８〜０．０３０
％が望ましい。Ｎ：Ｎは、本発明ではＣ，Ｍｎと同様１重要な成分であり、
前述のようにフェライト変態の抑制とベイナイト変態促
進のために規制される。すなわち、０．００３５％より
多いとフェライト変態が促進され、目的とする強度が得
られにくくなるばかりでなく、目的とする材質を得るた
めの冷却条件の制御が厳しくなるので、上限値を０．０
０３５％とする。なお、その下限値は低いほど好ましい
ので特に制限されないが、現状の１Ｍ技術、コストを考
慮すると、ｏ、ｏ　ｏ　ｏ　ｓ％以上が望ましい。本発明においては、上記成分の他に、必要に応じて以下
の元素の１種又は２種以上を適量で含有させることがで
きる。Ｃｒ、　Ｎｉ：Ｃｒ、Ｎｉは焼入性向上元素であり、低温変態組織の生
成を促進して、強化に寄与するが、いずれも０．１％未
満ではその効果が小さく、また余りに多いとマルテンサ
イト等の高硬質相を生成し、加工性を損なうばかりか、
コスト環になる。したがって、Ｃｒ量とＮｉ量はそれぞ
れ０．１〜１．０％の範囲とする。Ｃｕ：Ｃｕは強化や耐食性↓こ寄与する元素であり、その効果
を発揮するためには０．１％以上の添加が必要であるが
、余り多いと効果が飽和するばかりでなく、コスト環と
なるため、Ｃｕ量は０．１〜０．６％の範囲とする。Ｃａ、ＲＥＭ：Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素）は硫化物形態制御を通して
加工性、特に伸びフランジ性の改善に寄与する成分であ
る。しかし、それぞれ０．００３％未満ではその効果を
発揮できず、一方、０．０１０％を超えてもその効果が
飽和に達し、却ってコスト環を招き、また清浄性を劣化
する。したがって、Ｃａ量とＲＥＭ量はそれぞれ０．０
０３〜０．０１０％の範囲とする。なお、ＲＥＭは希土
類元素の１種又は２種以上を用いることができることは
云うまでもない。次に、本発明法の製造条件について説明する。上記化学成分を有する鋼スラブは、常法による造塊又は
連続鋳造により得た後、ホットコイルにするが、以下の
とおり、熱間圧延と冷却条件を規定するものである。スラブ加熱温度ニスラブ加熱温度は特に限定するものではないが、常法の
１１００℃以上であれば良い、また省エネルギーを図る
には１０００℃以上でも良い。仕上温度：熱間圧延の仕上温度は、冷却速度、冷却停止温度の影響
を小さくするため、ベイナイト組織が生成し易いＡｒ、
意思上とする。好ましくは８５０〜９５０℃である。冷却速度：仕上圧延後の冷却速度については、前述のように本発明
の特徴であるＮ量の低減によるベイナイト変態の促進の
ため、それほど速い冷却を必要とせず、平均冷却速度で
１〜ｂしかし、１℃／ｓｅｃ未満ではフェライト、パーライト
量が増え、ベイナイト量が少ないために目的とする強度
が得られず、また１００℃／ｓｅｃを超えるとマルテン
サイト量が増え、伸びフランジ性を劣化させるので好ま
しくない。なお、冷却パターンは等速冷却、及び途中で
ステップを行うステップ冷却のいずれを用いても良い。冷却停止温度：上記冷却速度での冷却停止温度は、パーライト変態がな
く、ベイナイト変態が生じ易くなる６００℃以下とする
。巻取温度：第１図からも明らかなように３５０〜６００’Ｃの範囲
とする。すなわち、３５０℃未満ではマルテンサイト量
が増し、加工性が劣化し、更に鋼板の形状性が悪くなっ
て商品価値を失うほか、コイル長手方向での材質変化が
大きくなるので好ましくない、一方、６００℃を超える
と上述の冷却停止温度と同様の理由により目的とする強
度が得られないので好ましくない。調質圧延：必要により、伸び率０．５〜１．２％の圧延を実施する
ことができる。得られたコイルは、必要により、酸洗が施される。また、上記以外の圧延方法として、直接圧延法（ＨＤＲ
）、熱片装入圧延法（ＨＣＲ）を用いても良い、更に、
冷却停止温度から巻取温度までの冷却速度は特に規定す
るものではないが、１〜ｂ／ｓｅｃが望ましい。かくして、得られる熱延鋼板の組織の形態は、フェライ
ト以外の低温変態組織がベイナイトである。その面積率
は、強度確保のため、４０％以上が必要であり、１００
％（ベイナイト単相組織）も可能である。なお、この場
合のベイナイトは、いわゆるアシキュラーフェライト、
ペイナイティックフェライト、下部ベイナイト、上部ベ
イナイトを云い、上部ベイナイト中に生成する微細な島
状マルテンサイトも金色される。（実施例）次に本発明の実施例を示す。なお、本発明はこの実施例
のみに限定されないことは云うまでもなく、また前述の
基礎実験も実施例足り得るものである。去１１１［第２表に示す化学成分を有する鋼を溶製し、３０■厚の
スラブとした０次いで、本発明範囲内の条件にて３．２
ｗ＋ｎ厚の熱延鋼板を得た。すなわち、加熱温度１２０
０℃、仕上温度的９００℃、冷却速度約５０℃／ｓｅｃ
、冷却停止温度４５０℃とし、３０分保持後、炉冷を行
い、巻取処理を行った。得られた熱延鋼板について、１．６ｍｍ厚まで機械研削
した後、１％の調質圧延を行い、引張試験（ＪＩＳＳ号
試験）、穴拡げ試験（穴拡げ性）、重ね合わせアーク溶
接試験（溶接性）、ミクロ組織の同定等を行った。それ
らの結果を第２表に併記する。なお、穴拡げ率は、初期穴径１０ｍ＋ｓφとし、（（初
期穴径）−（試験後穴径）”）　／　（初期穴径）×１
００の式により求め、穴拡げ性を評価した。また、溶接性は、溶接後のＨＡＺの硬度が母材と同等或
いは高いものを０．母材よりも低いものをＸにて評価し
た。第２表より、本発明鋼のＮＱＩ〜Ｈａ　１５は、フェラ
イトと５０％以上、のベイナイト組織からなり。強度、穴拡げ性に優れ、しかも溶接性も問題がないこと
が明らかである。一方、比較鋼Ｎα１６〜Ｎα２８はいずれも本発明範囲
外の化学成分を有する鋼である。具体的には、＆１６と
Ｎａ１７はＣ量が本発明範囲外であり、Ｎａ１８はＳｉ
量が多く、Ｎα１９はＭｎ量が少なく、Ｎα２ｏはＰ量
が多く、Ｎａ２１はＮ量が多く、４２２はＡＱ量が多く
、Ｎα２３はＮ量が多い例である。またＮａ２４〜Ｎ＋１２８はＣｒ、　Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃａ
、　Ｃｅ（ＲＥＭ）がそれぞれ本発明範囲外の例である
。これらの比較鋼はいずれも、強度、穴拡げ性、溶接性の
いずれかが目標に達せず、特にマルテンサイトが増すと
高強度は得られるものの、穴拡げ性、溶接性共に劣化す
ることが明らかである。

【以下余白】

去】１１λ 実施例１で用いた本発明範囲内の化学成分を有するＮα
１の鋼を用いて、第３表に示す種々の条件で熱間圧延、
冷却を行った。なお、他の条件は実施例１と同様とした
。得られた熱延鋼板について、実施例１と同様、組織構成
を調べると共に１機械的特性、穴拡げ性、溶接性を調べ
た。それらの結果を第３表に併記する。第３表において、＆１は実施例１における本発明鋼＆１
と同じであり、＆１−１〜Ｎａ　１−３は本発明範囲内
の条件による例であり、いずれも、目標組織が得られ１
機械的性質、穴拡げ性、溶接性共に優れていることがわ
かる。これに対して、熱延仕上温度が低いＮα１−４、冷却速
度が本発明範囲外であるＮａ　１−５とＮＱ　１−６、
冷却停止温度が高いＮａ　１−７、巻取温度が本発明範
囲外である＆１−８とＮα１−９は、いずれも、強度、
穴拡げ性、溶接性、ミクロ組織のいずれかが満足できず
、本発明の目標外にあることは明白である。

【以下余白】

（発明の効果）以上詳述したように、本発明によれば、引張強さ５０　
ｋｇｆ／ａｍ”以上、特に６０〜８０　ｋｇｆ／　ａｍ
”の高強度熱延鋼板において、加工性、特に伸びフラン
ジ性の著しい向上と溶接性の向上を図ることができる。しかも、本発明の方法によれば、Ｔｉ、Ｎｂ等の特殊元
素を必要としないため安価であり、かつ、圧延中の変形
抵抗が小さいため圧延が容易である。更に、急速冷却や
極低温巻取り等の厳しい条件を必要としないため、鋼板
の形状性が良く。コイル内での材質変動も小さくなることから、生産性、
製品の歩留り等も格段に向上させることが可能である。

【図面の簡単な説明】

第１図は各種化学成分を有する熱延鋼板における機械的
性質と巻取温度との関係を示す図、第２図は上記鋼の加
工フォーマスターによるフェライト以外の相の変態率と
冷却速度との関係を示す図である。第図貞＜＋　　−ａ　＋　　ｔａ＋　＼

Claims

【特許請求の範囲】

（１）重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．０１〜０．０
８％、Ｓｉ≦０．１０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ
≦０．０８％、Ｓ≦０．００８％、Ａｌ≦０．０６％及
びＮ≦０．００３５％を含有し、残部が鉄及び不可避的
不純物からなる熱延鋼板の組織がフェライトと面積率４
０％以上のベイナイトとの混合組織、乃至ベイナイト単
相組織であることを特徴とする加工性の優れた高強度熱
延鋼板。
（２）前記鋼が、更に、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｎｉ
：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜０．６％、Ｃａ：
０．００３〜０．０１０％、ＲＥＭ：０．００３〜０．
０１０％のうちの１種又は２種以上を含有するものであ
る請求項１に記載の加工性の優れた熱延鋼板。
（３）請求項１又は２に記載の化学成分を有する鋼の熱
間圧延において、常法にて加熱し、仕上温度Ａｒ＿３点
以上として圧延を行い、その後、冷却停止温度６００℃
まで平均冷却速度１〜１００℃／ｓｅｃにて冷却し、次
いで３００〜６００℃にて巻取り、最終組織として、フ
ェライトと面積率４０％以上のベイナイトとの混合組織
、乃至ベイナイト単相組織を得ることを特徴とする加工
性の優れた高強度熱延鋼板の製造方法。