JPH04235219A - 極めて疲労特性に優れた複合組織熱延高張力鋼板の製造方法 - 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】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は主に自動車の足廻り部品
、特にホィール等に使用される高張力熱延鋼板で、極め
て疲労特性に優れた複合組織熱延高張力鋼板の製造方法
に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、自動車産業界等においては、省エ
ネルギー、省資源といった観点から、部材の板厚を薄く
して軽量化をはかることが検討されており、このための
鋼板の高張力化が要望されている。一方鋼板の高張力化
はプレス等の加工を困難にすることから、プレス成形が
比較的容易な低降伏比型複合組織（Ｄｕａｌ　Ｐｈａｓ
ｅ）高張力鋼板が注目されている。

【０００３】一般にこの複合組織高張力鋼板は特開昭５
６−１６６２４、特開昭５７−３５６２４、特開昭５８
−６９３７、特開昭６０−１２１２２５号公報等に示さ
れるようにＰやＳｉを添加することにより、熱間圧延終
了後に充分なフェライトを生成し、未変態のオーステナ
イトをその後の急冷・低温巻取によってマルテンサイト
にする方法で製造されている。このような複合組織高張
力鋼板は従来の析出硬化型高張力鋼板より優れた加工性
を有する。

【０００４】自動車用ホィール等ではデザイン面から加
工が厳しくなっており、この複合組織高張力鋼板の適用
は有効であるが、加工性以外に疲労耐久性の基準レベル
がますます高くなっている。特に、近年は車体軽量化の
ための板厚の低減が求められており、板厚減少は疲労耐
久性と相反するため、板厚の低減と疲労耐久性確保の両
立は従来の複合組織鋼板では達成困難であり、従来以上
に優れた疲労特性が必要となっている。又、複合組織鋼
板は従来のフェライト＋パーライト鋼以上に中心偏析に
よる加工法の劣化が大きいという欠点があった。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記のよう
な問題点を解消し、極めて優れた疲労特性と加工性を有
した複合組織高張力熱延鋼板の安定製造方法を提供する
ことを目的とするものである。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明者らは上記の課題
を解決するため種々検討を重ねた結果、以下の知見を得
た。

【０００７】〔１〕疲労特性には強度と板厚が影響する
ことが一般に知られているが、素材としてはこれら以外
に組織が重要である。粗大なベイナイトを低減して、フ
ェライトとマルテンサイトの二相組織化を徹底すると共
に、表層部のフェライト粒径を細粒にすることで疲労特
性を飛躍的に向上することができる。

【０００８】〔２〕低温巻取にて製造された複合組織高
張力熱延鋼板のプレス成形性は通常のフェライト＋パー
ライト組織鋼板に比べて中心偏析の影響を強く受ける。 中心偏析部へのマルテンサイトの連続的発生、あるいは
中心偏析部にトラップされた水素脆性がプレス割れの原
因となる。特に水素のトラップについては、通常の５０
０〜６００℃巻取ではコイルの状態で高温に保たれるた
め、この間に鋼中の水素が鋼板外に十分放出され得るの
に対し、極低温巻取では鋼中水素の放出が起こりにくい
ために生じる。従って、プレス成形性の高位安定化のた
めには、偏析の原因になり得るＰ添加を避けた成分系と
し、製鋼段階で水素量を低減すると連続鋳造時も偏析し
にくいように鋳造温度を制限することが必要である。

【０００９】本発明は以上のような知見に基づくもので
あり、その主旨は以下のとうりである。Ｃ：０．０３〜
０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．６〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ：
０．５〜２．０ｗｔ％、Ｐ：０．０２５ｗｔ％以下、Ｓ
：０．０１ｗｔ％以下、Ｈ：０．０００５ｗｔ％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１ｗｔ％、Ｃｒ：０．０５〜０
．５ｗｔ％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００ｗｔ％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的元素からなる鋼を溶
製し、　鋳造温度ＴＤ（℃）を １５４２−｛５５×Ｃ（ｗｔ％）＋８０×Ｃ（ｗｔ％）
２＋１３×Ｓｉ（ｗｔ％）＋４．８×Ｍｎ（ｗｔ％）｝
≦ＴＤ（℃）≦１５９２−｛５５×Ｃ（ｗｔ％）＋８０
×Ｃ（ｗｔ％）２＋１３×Ｓｉ（ｗｔ％）＋４．８×Ｍ
ｎ（ｗｔ％）｝……〔１〕〔１〕式で規定する範囲内で
連続鋳造してスラブとした後、加熱炉に挿入することな
く熱間圧延するか、又は加熱炉にてスラブを１２５０℃
以下に加熱した後に熱間圧延を行い、Ａｒ３−４０〜Ａ
ｒ３＋４０℃で圧延を終了し、圧延終了後１秒以内に３
０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷を開始して５０〜１００
℃温度を低下させ、その後３〜１５秒間空冷した後に再
び３０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷して１５０℃以下で
巻取ることにより、表層部の平均フェライト粒径が粒度
番号で１１．５番以上の細粒であることを特徴とする極
めて疲労特性に優れた同時に複合組織熱延高張力鋼板の
製造方法。

【００１０】

【作用】本発明における成分及び熱延条件の限定により
もたらされる作用を以下に述べる。Ｃは複合組織中のマ
ルテンサイトの体積率を増加させ、強度を高める作用が
あり、このため少なくとも０．０３ｗｔ％を必要とし、
一方０．１５ｗｔ％を超えると加工性及び溶接性の劣化
が大きいので０．０３〜０．１５ｗｔ％の範囲に制限さ
れる。 Ｓｉはその量が多いほどフェライト変態を促進させ、未
変態オーステナイト中のＣ濃度を上げ、複合組織を生成
しやすくする元素である。この効果は０．６％以上で顕
著となることから下限を０．６％とした。一方、Ｓｉの
増加はスケールオフ量を増加させ歩留りの低下を招くと
共にコスト増となるので上限を２．０ｗｔ％とした。Ｍ
ｎは０．５ｗｔ％未満ではマルテンサイトが得られない
ので０．５ｗｔ％以上必要である。しかしＭｎが多すぎ
るとフェライト変態を抑制しベイナイト変態を助長する
とともにコスト高となるので上限を２．０ｗｔ％とした
。Ｐ、Ｓは加工性・溶接性等を劣化させるとともに、偏
析を助長する。従ってこれらの量は低い方が良く、Ｐは
０．０２５ｗｔ％以下、Ｓは０．０１ｗｔ％以下とした
。好ましくはＰは０．０２ｗｔ％以下、Ｓは０．００５
ｗｔ％以下とする。Ｃａは介在物の形状を調整し、冷間
加工性を改善する作用があるが、０．０００５ｗｔ％未
満ではその効果を得ることができず、一方０．０１００
ｗｔ％を超えると介在物の量を増やし、　かえって冷間
加工性を損なうことから０．０００５〜０．０１００ｗ
ｔ％に限定した。Ｃｒはオーステナイトの安定化に寄与
し、複合組織化に有効であり、０．０５ｗｔ％以上でそ
の効果が発揮されるため下限を０．０５ｗｔ％とした。 ０．５ｗｔ％を超える添加は経済的でないため上限を０
．５ｗｔ％とした。Ａｌは脱酸材として有効であるが、
０．００５ｗｔ％以上でその効果が発揮される。しかし
、０．１ｗｔ％を超えて使用することは介在物の増加を
もたらし好ましくないため０．１ｗｔ％以下とした。Ｈ
は中心偏析部にトラップされ、割れの原因となることか
ら上限を０．０００５ｗｔ％とした。

【００１１】連続鋳造時の鋳造温度（ＴＤ）は中心偏析
を軽減するために〔１〕式で規制される範囲にする必要
がある。 １５４２−｛５５×Ｃ（ｗｔ％）＋８０×Ｃ（ｗｔ％）
２＋１３×Ｓｉ（ｗｔ％）＋４．８×Ｍｎ（ｗｔ％）｝
≦ＴＤ（℃）≦１５９２−｛５５×Ｃ（ｗｔ％）＋８０
×Ｃ（ｗｔ％）２＋１３×Ｓｉ（ｗｔ％）＋４．８×Ｍ
ｎ（ｗｔ％）｝……〔１〕鋳造温度（ＴＤ）が〔１〕式
の上限を超えると中心偏析が急増しプレス時の割れが多
発するようになる。一方下限未満では凝固温度にあまり
にも近すぎるため鋳造作業が困難になる。

【００１２】ここで中心偏析について詳述する。表１に
示す化学成分にて製造した鋼板の、鋼中の水素量と鋳造
温度のプレス不良率への影響を図１に示す。尚、化学成
分及び鋳造温度以外は本願発明の特許請求の範囲で製造
した。材料の板厚は３．５ｍｍであり、５Ｊ１３（ホィ
ール直径１３インチ．ハブ穴高さ１５ｍｍ）の乗用車用
ホィールディスクにプレスした。プレス不良率は材料起
因のプレス割れ発生率である。

【００１３】

【表１−１】

【００１４】

【表１−２】〔表１のつづき１〕

【００１５】

【表１−３】〔表１のつづき２〕

【００１６】引張特性はいずれも強度６１〜６９Ｋｇｆ
／ｍｍ２、伸び２７〜３４％である。図１より水素量及
び鋳造温度を本願発明の特許請求の範囲内にすることで
プレス不良率が大幅に改善されることがわかる。水素量
及び鋳造温度が本願発明の特許請求の範囲外の材料では
プレス時にハブ穴部に割れが生じた。これは鋳造温度が
高いと中心偏析を助長し、この中心偏析部にマルテンサ
イトが連続的に発生しやすいこと、又、鋼中水素が高い
場合は中心偏析部に水素がトラップされ水素脆性割れが
生じやすいことが原因である。このように中心偏析によ
るプレス割れを防止するためには水素量と鋳造温度を本
願発明の特許請求の範囲内に制御する必要がある。

【００１７】次に熱延条件について述べる。スラブは加
熱炉に挿入せずに直接熱間圧延してもよい。加熱炉に挿
入して再加熱する場合は加熱温度を１２５０℃以下とす
る。これはＳｉスケールの発生を低減するためである。 このＳｉスケールは鋼板の粗度を大きくして疲労特性を
劣化させたり、歩留まりロスの増加につながる。又、加
熱温度の上昇は燃料原単位の増加を招き、経済的にも不
利である。加熱温度の下限は、熱延作業の容易さから１
０００℃以上が望ましい。

【００１８】熱間圧延はＡｒ３−４０〜Ａｒ３＋４０℃
で圧延を終了し、圧延終了後１秒以内に３０℃／ｓ以上
の冷却速度で急冷を開始して５０〜１００℃温度を低下
させ、その後３〜１５秒間空冷した後に再び３０℃／ｓ
以上の冷却速度で急冷して１５０℃以下で巻取る必要が
ある。これらはいずれも粗大なベイナイトの発生を防止
し、フェライトとマルテンサイトの二相組織化を徹底す
ると同時に、特に疲労特性を飛躍的に向上させるための
表層部のフェライトの細粒化（粒度番号で１１．５番以
上）に必要である。フェライト粒径は粒度番号で１１．
５〜１４．５あれば十分である。

【００１９】圧延終了温度がＡｒ３＋４０℃を超えると
フェライト粒径が大きくなり、十分な疲労特性が得られ
なくなる。一方、圧延終了温度の低下はフェライト粒の
細粒化には有利となるが、Ａｒ３−４０℃未満では加工
フェライトが残るために加工性が劣化する。

【００２０】圧延終了後１秒以内に３０℃／ｓ以上の冷
却速度で急冷を開始して５０〜１００℃温度を低下させ
るのはオーステナイトの粒成長防止とフェライトの生成
頻度増大により、フェライト粒の細粒化に必要である。 温度低下が５０℃未満では細粒化が十分でなく、逆に１
００℃を超える冷却ではフェライトの生成量が不足して
オーステナイト中のＣ、Ｍｎの濃縮が十分でなくなるた
め、第２相の組織が粗大化しやすくなり、加工性が劣化
する。又、圧延終了後１秒をこえた後に急冷開始した場
合は、細粒化効果にバラツキを生じやすい。

【００２１】次の空冷はフェライトの十分な生成による
二相分離促進のために行うが、３秒未満ではその効果が
十分でなく、１５秒以上ではパーライトを生成し、強度
低下及び疲労特性の劣化が起こる。冷却速度の上限は規
定する必要はないが、通常の実用レベルとして２００℃
／ｓ以下でよい。巻取温度は未変態のオーステナイトを
マルテンサイトに変態させるために１５０℃以下とする
が、下限は材質上は特に規制の必要はないが、コイルが
長時間水漏れ状態にあると錆による外観不良が懸念され
るため、５０℃以上が望ましい。

【００２２】次に疲労特性への影響因子について詳述す
る。表２に示す化学成分・鋳造温度で製造したスラブを
１１４５〜１１９５℃で加熱後、　板厚３．５ｍｍに熱
間圧延し、仕上圧延終了後図２に示す冷却パターンにて
冷却し、１５０℃以下で巻取ることにより製造した鋼板
を図１と同じホィールディスクに成形した。この材料の
ホィールの疲労特性と鋼板表層部のフェライト粒径（粒
度番号）との関係を図３に示す。

【００２３】

【表２−１】

【００２４】

【表２−２】〔表２のつづき〕

【００２５】疲労特性は該ホィールディスクに引張強度
６０Ｋｇｆ／ｍｍ２のリムを装着し、モーメント１６６
Ｋｇｍで曲げモーメント耐久試験を行なった際の疲労に
よる割れが板厚を貫通するまでの回転数で評価した。図
２のパターンＩは本願発明の特徴である仕上終了後に急
冷し、その後空冷した後に再び急冷する２段急冷法であ
り、図３の○印は本パターンにて本願発明の特許請求の
範囲内の冷却条件で製造したものである。図２のパター
ンＩＩは仕上終了直後の急冷がない後段冷却型の冷却パ
ターンであり、図３の□印及び×印はこの冷却パターン
である。 熱延・冷却条件と組織・機械的性質を表３に示す。

【００２６】

【表３−１】

【００２７】

【表３−２】〔表３のつづき〕

【００２８】＊１…組織：Ｆはフェライト。Ｍはマルテ
ンサイト。Ｍ′は大部分マルテンサイトであるが、直径
１０μｍ未満のベイナイトを若干（全組織に対し、５％
以下）含む。Ｂは直径１０μｍ以上のベイナイト。＊２
…機械的性質：引張試験片は圧延方向に直角な方向のＪ
ＩＳ５号試験片とした。尚、ＹＰ，ＴＳの単位はＫｇｆ
／ｍｍ２、ＥＩは％。尚、フェライト粒度番号は表層下
１０μｍから８０μｍの部分の平均粒度番号であり、粒
度測定方法はＪＩＳ　ＧＯ５５２に従った。

【００２９】図３より、仕上圧延終了直後に急冷するパ
ターンＩにより表層部のフェライト粒径が粒度番号で１
１．５以上に細粒化し、疲労特性が向上することがわか
る。更に、表３に示すように、仕上圧延終了直後の急冷
は第１相のフェライト粒径を細粒化するだけではなく、
第２相組織のマルテンサイト化を徹底する。尚、冷却パ
ターンＩにおける表層部のマルテンサイトは大略０．５
〜２μｍと非常に微細である。これらの表層フェライト
の細粒化及び第２相組織の粗大化抑制により、応力集中
が緩和されると共に亀裂伝播が抑制されて疲労特性が向
上したものと考えられる。

【００３０】

【実施例】表４に示す化学成分の鋼を溶製後連続鋳造し
てスラブとし、加熱炉に挿入し、熱間圧延を行い３．５
ｍｍ厚に仕上げた。　製造条件と表層部フェライトの粒
度番号・組織・機械的性質・プレス成形性・疲労特性を
表５に示す。引張試験はＪＩＳ５号試験片で圧延方向に
直角な方向で行った。本鋼板は図１と同じホィールディ
スクにプレス成形した。疲労特性は該ホィールディスク
に引張強度６０Ｋｇｆ／ｍｍ２のリムを装着し、モーメ
ント１６６ｋｇｍで曲げモーメント耐久試験を行なった
際の疲労による割れが板厚を貫通するまでの回転数で評
価した。

【００３１】鋼Ａ〜Ｃは本発明成分の鋼である。鋼Ｄは
Ｓｉが、鋼Ｅは水素が本発明の範囲外である。表５のう
ちＮｏ．１〜３は本発明の範囲内で製造したものであり
、表層が細粒（粒度番号１１．５番以上）フェライトと
マルテンサイトよりなる複合組織鋼であり、プレス成形
性・疲労特性いずれも良好である。Ｎｏ．４，８は仕上
後の急冷開始時間が長すぎるため表層部のフェライト粒
径が大きく、疲労特性が十分でない。Ｎｏ．５は仕上終
了温度が低すぎるために表層のフェライトが伸長粒とな
りプレス成形性及び疲労特性が劣化した。

【００３２】Ｎｏ．６は逆に仕上終了温度が高すぎるた
めに表層のフェライト粒が十分細粒化せず疲労特性が劣
る。Ｎｏ．７は鋳造温度が高すぎ、Ｎｏ．１２は水素が
多いため、中心偏析の増加ないし水素脆性を生じ、いず
れもハブ穴部に割れが発生してプレス不良率が高くなっ
た。 Ｎｏ．９は急冷後の空冷時間（ｔ２）が長すぎるために
パーライトを生じ、強度低下を生じ、疲労特性が劣る。 Ｎｏ．１０は捲取温度が高いために粗大ベイナイトが発
生し、プレス成形性及び疲労特性が劣る。Ｎｏ．１１は
Ｓｉが低すぎるためにマルテンサイトが生成しにくく、
ベイナイト組織を生成したためにプレス成形性・疲労特
性が劣る。

【００３３】

【表４−１】

【００３４】

【表４−２】〔表４のつづき〕

【００３５】

【表５−１】

【００３６】

【表５−２】

【００３７】

【表５−３】

【００３８】＊１…粒度番号：表層下１０μｍから８０
μｍの部分平均粒度番号 ＊２…組織：Ｆはフェライト、Ｍはマルテンサイト、Ｍ
′は大部分マルテンサイトであるが、直径１０μｍ未満
のベイナイトを若干（全組織に対し、５％以下）含む。 Ｂは直径１０μｍ以上の粗大なベイナイト。Ｐはパーラ
イト。 ＊３…プレス成形性：○は不良率１％未満、△は不良率
１％以上５％未満、×は不良率５％以上を示す。 ＊４…疲労特性：曲げモーメント耐久にて○は４０万回
で割れ貫通なし、△は２０万回以上４０万回未満で割れ
貫通，×は２０万回未満で割れ貫通。（冷却パターン、
ｔ１，ｖ１，△Ｔ，ｔ２，ｖ２は図２に準ずる）

【００
３９】

【発明の効果】本発明の製造法方法によれば、加工性と
疲労特性に優れた複合組織熱延鋼板を得ることができる
。このことにより歩留まりの向上・作業の効率化が可能
となるとともに加工品の疲労特性が高位安定化し、自動
車の安全性が高まる。更に、板厚低減による車体重量の
軽減も可能となり、工業的価値は極めて高い。

【図面の簡単な説明】

【図１】　　鋳造温度及び鋼中水素量とプレス不良率と
の関係を示す。鋳造温度が〔１〕式の上限を超えた場合
、ないし鋼中水素量が０．０００５ｗｔ％をこえると中
心偏析の増加及び水素脆性によりプレス時にハブ穴部に
割れが生じ、プレス不良率が増加する。

【図２】仕上圧延終了後の冷却パターンと各記号の意味
を示す。

【図３】図２に示す各パターンにて冷却した場合の熱延
板の表層部のフェライト粒径（粒度番号）と疲労特性（
回転曲げモーメント耐久試験にて割れが板厚を貫通する
までの回転数）との関係を示す。仕上圧延終了直後に急
冷し、その後所定時間空冷し、更に１５０℃以下まで急
冷するパターンＩでは表層部のフェライトが細粒化して
非常に高い疲労特性が得られる。仕上圧延終了直後に急
冷のないパターンＩＩでは十分にフェライトが細粒化せ
ず、高い疲労特性は得られない。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】　　Ｃ：０．０３〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ
   ：０．６〜２．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔ％
   、Ｐ：０．０２５ｗｔ％以下、　Ｓ：０．０１ｗｔ％以
   下、Ｈ：０．０００５ｗｔ％以下、Ａｌ：０．００５〜
   ０．１ｗｔ％、Ｃｒ：０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｃａ：
   ０．０００５〜０．０１００ｗｔ％を含有し、残部がＦ
   ｅ及び不可避的元素からなる鋼を溶製し、　鋳造温度Ｔ
   Ｄ（℃）を１５４２−｛５５×Ｃ（ｗｔ％）＋８０×Ｃ
   （ｗｔ％）２＋１３×Ｓｉ（ｗｔ％）＋４．８×Ｍｎ（
   ｗｔ％）｝≦ＴＤ（℃）≦１５９２−｛５５×Ｃ（ｗｔ
   ％）＋８０×Ｃ（ｗｔ％）２＋１３×Ｓｉ（ｗｔ％）＋
   ４．８×Ｍｎ（ｗｔ％）｝……〔１〕〔１〕式で規定す
   る範囲内で連続鋳造してスラブとした後、加熱炉に挿入
   することなく熱間圧延するか、又は加熱炉にてスラブを
   １２５０℃以下に加熱した後に熱間圧延を行いＡｒ３−
   ４０〜Ａｒ３＋４０℃で圧延を終了し、圧延終了後１秒
   以内に３０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷を開始して５０
   〜１００℃温度を低下させ、その後３〜１５秒間空冷し
   た後に再び３０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷して１５０
   ℃以下で巻取ることにより、表層部の平均フェライト粒
   径が粒度番号で１１．５番以上の細粒であることを特徴
   とする極めて疲労特性に優れた複合組織熱延高張力鋼板
   の製造方法。