JPH03183726A - 伸びフランジ性の優れた熱延鋼板の製造方法 - 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） 本発明は主としてプレス加工される自動車部品を対象と
し、　１．０〜６．０ｍｎ＋程度の板厚で３８ｋｇｆ／
ｍｍ”以上の引張強度を有し、伸びフランジ性に優れた
熱延鋼板の製造方法に係わる。

（従来の技術） 近年自動車部品の軽量化のための高強度化と薄手化の要
求が強くなり、鋼板の高強度化が進められ、いわゆるＤ
ｕａｌ　Ｐｈａｓｅ鋼等が開発されてきたが、伸びフラ
ンジ加工の厳しい部材ではこれらの高強度熱延鋼板でも
割れが生じるため、適用部材が限定されていたのが実情
である。

（発明が解決しようとする課題） このような状況を打破すべく、伸びフランジ性に優れた
熱延鋼板の製造方法が特開昭６０−１４９７３０号、特
開昭５１−４４５０８号の公報にそれぞれ開示されてい
る。しかし特開昭６０−１４９７３０号公報に開示され
ているような高強度化のためにＳｉを添加する方法では
、Ｓｔスケールの発生による外観不良の問題があった。

又特開昭５１−４４５０８号公報に開示されている方法
は、ＪＩＳ規１８ｓｐＨＥクラスの軟質鋼板に関する製
造方法であり、本特許の目的とするような引張強度３８
　ｋｇｆ／　ｍｍ”以上の高強度鋼板を目指したもので
はなく、またＣｒ添加を必要とするため経済的に不利で
あった。

本発明はかかる問題点に鑑みなされたもので、外観性状
・経済性をそこねることなく、自動車部材用熱延鋼板に
とって重要になった伸びフランジ性と強度を両立させた
熱延鋼板の製造方法を提供する。

（課題を解決するための手段） 本発明の要旨とするところは以下の通りである。

（１）重量％で、 Ｃ：　０．０２％以下、Ｓｉ：０．１％未満１Ｍ０：０
．５〜３％、Ｐ：０．１％以下、　Ｓ　＋　０．００５
％以下、Ａｒ２：０．０１〜０．１０％を含み、かつ下
記（１）式を満足し、 ９０×Ｃ（％）＋１０×Ｓｉ　　（％）＋８ｘＭｎ（％
）＋８８×Ｐ　（％）　ｋ　１０・１）１残部Ｆｅおよ
び不可避的不純物からなる鋼をスラブとした後、熱間圧
延してＡｒ５−３０℃以上の温度で仕上圧延を終了し、
仕上げ圧延終了後５℃／秒以上の冷却を施し、８００℃
以下で巻き取り、引張強度が３８ｋｇｆ／ｍ−以上で、
パーライト又はマルテンサイトが３％以下でフェライト
が９５％以上の組織であることを特徴とする伸びフラン
ジ性の優れた熱延鋼板の製造方法。

（２）重量％で、 Ｃ：　０．０２％以下、Ｓｉ：０．１％未満、Ｍｎ：０
．５〜３％、Ｐ：０．１％以下、　Ｓ　：　０．００５
％以下、１９：０．０１〜０．１０％を含み、かつＣａ
　：　０．０００５〜０．００５０％、　Ｔ　ｉ　：　
０．０１〜０．０６％。

Ｂ　：　０．００５％以下のうち一種又は二種以上を含
むとともに下記（１）式を満足し、 ９０×Ｃ（％）＋１０×Ｓｉ　（％） ＋８×Ｍｎ　（％）＋８８Ｘｐ　（％）≧１０・・・・
・・（１） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブとし
た後、熱間圧延してＡｒ５−３０℃以上の温度で仕上圧
延を終了し、仕上げ圧延終了後５℃／秒以上の冷却を施
し、８００℃以下で巻き取り、引張強度が３８　ｋｇｆ
／　１）１ｍ”以上で、パーライト又はマルテンサイト
が３％以下でフェライトが９５％以上の組織であること
を特徴とする伸びフランジ性の優れた熱延鋼板の製造方
法。

（作　用） 次に本発明の各構成要件の限定理由について詳述する。

先ず伸びフランジ性への影響因子について詳述する。一
般に伸びフランジ性は打ち抜き穴拡げ試験で評価される
が、このときの破壊機構はボイドの発生・成長・合体に
大別され、これらが段階的に生じて割れの板厚貫通に至
る。このような機構について詳細な研究を行った結果、
以下の事実を明らかにした。

■　介在物は打ち抜き時に大きなボイドの発生源になり
やすい、特に圧延方向に伸びた硫化物等から成るＡ系介
在物はボイドの発生源になりやすく、伸びフランジ性を
劣化させる。従って伸びフランジ性の改善には介在物の
低減が必須である。

■　パーライトないしマルテンサイトは打ち抜き時に大
きなボイドの発生源になると同時に、ボイドの成長・合
体を促進するため伸びフランジ性を劣化させる。従って
組織としては、パーライト又はマルテンサイトが３％以
下でフェライトが９５％以上の組織とする必要がある。

尚ここでいうフェライトは、形態がポリゴナルなちの及
びアシキエラーなものいずれでも良い、ちなみに従来の
Ｄｕａｌ　Ｐｈａｓｅ鋼はマルテンサイト相の存在のた
めに、その他の従来の高強度鋼板ではパーライト組織の
存在のために、それぞれ伸びフランジ性が劣っていたの
である。

次に化学成分の限定理由について詳述する。

Ｃは本発明において最ち重要な元素の一つである。即ち
本発明の目的のためには、パーライト又はマルテンサイ
トを３％以下とする必要があるが、Ｃはこれらの組織の
存在に最も大きな影響をもつ、Ｃが０．０２％以下であ
ればパーライト又はマルテンサイトを３％以下でフェラ
イトが９５％以上の組織とすることができる。このため
Ｃの上限を０．０２％とした。好ましくは０．０１％以
下とする。

ＳｉはＳｉスケールの原因になると共に化成処理性を劣
化させるため０．１％未満とした。

Ｍｎは引張強度確保のために必要な元素であり、　０．
５％以上の含有が必要である。上限は製鋼上の作業性・
経済性等を総合的に判断し３％とした。

Ｐは強化元素として添加してち良いが、溶接性を低下さ
せる作用があるため上限を０．１％とした。

尚本発明では、引張強度を確保するために固溶強化を利
用しており、実質的に３８ｋｇｆ／ｍ−以上の引張強度
を得るために ９０×Ｃ（％）＋１ＯｘＳｉ　　（％）＋８×Ｍｎ　（
％）＋５８ｘＰ　（％）≧１０の式を満足する必要があ
る。

ＳはＡ系介在物を増加させ、伸びフランジ性を劣化させ
るため低減する必要があり、　　０．００５％を上限と
する。好ましくは０．００３％以下とする。

Ａｆｆは脱酸剤として必要である。　ｏ、ｏｉ％未満で
はその効果がな（，０，１０％を超えるとアルミナ系介
在物が増加し、鋼の延性と伸びフランジ性を劣化させる
。

Ｃａは介在物の形態制御によるＡ系介在物低減のために
添加してもよい、　ｏ、ｏｏｏｓ％未滴の添加では形態
制御の効果はなく、０．００５％を超える添加は形態制
御の効果を飽和するだけでなく、逆にＣａ系の介在物が
増加するために悪影響がでるために上限をここに定めた
。

Ｔｉは固溶Ｃ及び固溶Ｎを低減し、時効性を改善する作
用や介在物の形態制御効果がある。これらの作用を利用
するためＴｉを添加しても良いが、これらの効果を発揮
するには０．０１％以上必要であるため、下限を０．旧
％とした。上限は経済性を考慮して０．０６％とした。

Ｂは結晶粒界を強化する効果があり、添加しても良い、
この効果を発揮するにはｏ、ｏｏｏｔ％以上必要である
が、　　ｏ、ｏｏｓ％を超えると効果が飽和するばかり
でなく伸びの劣化を招く場合がある。Ｂの添加は特に極
低Ｃの場合に有効である。

次に熱延条件について詳述する。

まず溶製されたスラブは、仕上圧延終了温度が確保され
ることを条件として、加熱炉に挿入して加熱した後に熱
間圧延しても良いし、加熱炉に挿入することなく直接熱
間圧延して６良い、尚スラブを加熱炉に挿入して熱間圧
延する場合、加熱方法としては溶製されたスラブを熱片
のまま加熱してもよいし、−旦冷却された後に冷片から
加熱しても良い。

仕上げ圧延終了温度は、Ａｒ５−３０℃以上に規定する
０本発明鋼はＣが低いため、仕上げ圧延終了温度がＡｒ
ｍ点より若干低くても加工性の劣化は少ないが、Ａ　ｒ
　ｓ　−３０℃未満ではフェライトの加工組織が強く残
り、加工性の劣化が大きくなるため下限をＡｒｍ　　３
０℃とした。尚仕上げ圧延終了温度の上限は、圧延の作
業性を考慮して１０００℃以下が好ましい。

仕上げ圧延終了後の冷却は通常の方法で良く、フェライ
ト粒の極端な粗大化の防止と熱延から巻取までの作業性
を考慮して冷却速度は５℃／秒以上であれば良い、尚本
発明鋼はＣが低いため、冷却速度が少々速くてもマルテ
ンサイト発生の懸念はなく、従って冷却速度の上限の設
定は特に必要ないが、　３００℃／秒以下であれば問題
ない。

巻取温度は８００℃以下とする。８００℃を超えるとス
ケールが極端に厚くなり、その後酸洗する場合には作業
性が低下し、まま黒皮にて用いる場合は多量のスケール
剥離のため作業環境を悪化させる０巻取部度の好ましい
範囲は７５０℃以下、５０℃以上である。

尚本発明による鋼帯は、せん断ラインにて切板としても
良い、その際レベラーまたは調質圧延により形状を整え
たり、巻ぐせを矯正しても良い。

（実施例） 第１表に示す成分を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳
造にてスラブにした。

第１表のなかで、Ａ−Ｆの符号で示す鋼は本発明範囲内
であり、Ｇ−Ｊの符号で示す鋼は本発明範囲外である。

ＧｍはＭｎ及び（１）式の値が下限以下、Ｈ鋼はＳが上
限以上、Ｉ鋼及びＪ鋼はＣ９Ｓｉが上限以上である。

第２表は熱延条件と組織・緒特性を示す、第２表におい
て仕上板厚は２．９ｍ＋ｎとし、圧延終了後２０〜ｂ 行った。その後スキンパスを０．８％施して製品とし、
材質試験に供した。尚Ｎｏ、　４はスラブを加熱炉に挿
入せず、溶製後直ちに熱間圧延した例である。Ｎｏ、４
以外はいずれもスラブを加熱炉にてそれぞれの温度に一
旦加熱した後熱間圧延した。又組織とその面積率は光学
顕微鏡により判断した。

引張試験は、ＪＩＳ　２２２０１に準じた５号試験片を
用いた。

伸びフランジ性は、打ち抜き穴拡げ試験における穴拡げ
比で評価した。

試験片は、−片が２５０ｍｎ＋の正方形の鋼板に、直径
２０ｍｍのパンチと板厚の１０％のクリアランス（片側
）を持たせたダイス（［２０，０＋　２　Ｘ板厚×０．
１］ｍｍ直径のダイス）により、直径ｄ０　（＝ダイス
径）の穴を打ち抜いたものを用いた。

穴拡げ試験は、プレス試験機にて上記の試験片の打ち抜
き穴を打ち抜き穴のパリのない（パリとは反対の）面側
から３０°円錐パンチで押し拡げ（この際押し拡げ部へ
の材料流入がないようにフランジには６０トンのしわ押
さえをかける）、クラックが板厚を貫通する時点で止め
ることとし、このときの穴径（ｄｌ　と元の穴径（ｄｏ
）の比（ｄ／ｄｏｔを穴拡げ比とした。

第２表において、Ｎｏ、　１〜９は本発明例の鋼であり
、本発明の目的とする強度と良好な穴拡げ比を有すると
ともに、Ｓｉスケールの発生はなく、表面性状も良好で
あった。尚Ｎｏ、　１はフェライト粒界にセメンタイト
が存在するが、パーライトやマルテンサイトは実質的に
なく、９５％以上がフェライトであり、良好な穴拡げ比
を有する。

Ｎｏ、　１０〜ｌ　４は比較例鋼である。　Ｎｏ、　ｌ
　ＯはＮｏ、　１と同様に大部分のフェライトとわずか
なセメンタイトを含む組織であり、良好な穴拡げ比を有
するが、Ｍｎが低く（１）式の値も低いため強度不足を
生じた。　Ｎｏ、　１）はＳが高く、Ａ系介在物が多く
なったために穴拡げ比が低くなった。　Ｎｏ、　１２は
Ｃが高すぎるために、パーライトが３％を超えたため穴
拡げ比が低くなった。　Ｎｏ、　１３はＤｕａｌ　Ｐｌ
＋ａｓｅ鋼であり、マルテンサイトが３％を超えたため
、Ｃａ添加による介在物の形態制御の実施にもかかわら
ず充分な穴拡げ比が得られなかった。尚Ｎ。

１２．１３では、Ｓｉスケールによる雲形模様も観察さ
れた。　Ｎｏ、　ｌ　４は仕上圧延終了温度がＡｒ５−
３０℃以下と低すぎたため、フェライトが加工されて伸
長粒となったために伸びが劣化すると共に、穴拡げ比が
低かった例である。

（発明の効果） 以上説明したように、本発明の製造方法によれば、伸び
フランジ性に優れた３　８　ｋｇｆ／　ｍ＋ａ”以上の
引弓罠強度を有する熱延鋼板を、外観性状・経済性をそ
こねることなく提供できる。このことによって伸びフラ
ンジ加工の厳しい部材についても高強度化が可能となり
、自動車部品などの軽量化がいっそう容易となり、燃費
の向上や省資源などの経済的効果を発揮しつる。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、 Ｃ：０．０２％以下，Ｓｉ：０．１％未満，Ｍｎ：０．
   ５〜３％，Ｐ：０．１％以下，Ｓ：０．００５％以下，
   Ａｌ：０．０１〜０．１０％を含み、かつ下記（１）式
   を満足し、 ９０×Ｃ（％）＋１０×Ｓｉ（％） ＋８×Ｍｎ（％）＋８８×Ｐ（％）≧１０ ・・・・・・（１） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブとし
   た後、熱間圧延してＡｒ＿３−３０℃以上の温度で仕上
   圧延を終了し、仕上げ圧延終了後５℃／秒以上の冷却を
   施し、８００℃以下で巻き取り、引張強度が３８ｋｇｆ
   ／ｍｍ＾２以上で、パーライト又はマルテンサイトが３
   ％以下でフェライトが９５％以上の組織であることを特
   徴とする伸びフランジ性の優れた熱延鋼板の製造方法。
2. （２）重量％で、 Ｃ：０．０２％以下，Ｓｉ：０．１％未満，Ｍｎ：０．
   ５〜３％，Ｐ：０．１％以下，Ｓ：０．００５％以下，
   Ａｌ：０．０１〜０．１０％を含み、かつＣａ：０．０
   ００５〜０．００５０％，Ｔｉ：０．０１〜０．０６％
   ，Ｂ：０．００５％以下のうち一種又は二種以上を含む
   とともに下記（１）式を満足し、 ９０×Ｃ（％）＋１０×Ｓｉ（％） ＋８×Ｍｎ（％）＋８８×Ｐ（％）≧１０ ・・・・・・（１） 残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブとし
   た後、熱間圧延してＡｒ＿３−３０℃以上の温度で仕上
   圧延を終了し、仕上げ圧延終了後５℃／秒以上の冷却を
   施し、８００℃以下で巻き取り、引張強度が３８ｋｇｆ
   ／ｍｍ＾２以上で、パーライト又はマルテンサイトが３
   ％以下でフェライトが９５％以上の組織であることを特
   徴とする伸びフランジ性の優れた熱延鋼板の製造方法。