JPH04259325A - 加工性に優れた高強度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】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、加工性すなわち延性や
打ち抜き穴拡げ性に優れた、アームやメンバー類等の自
動車足廻り部品の製造に最適な高強度熱延鋼板の製造方
法に関する。

【０００２】

【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、多くの自
動車部品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、従って使用する鋼
材には高強度と加工性、すなわち高延性や打ち抜き穴拡
げ性に優れていることの要請がある。

【０００３】高強度と加工性が両立する鋼板としては例
えば特開昭５５−４４５５１　号公報で開示されている
ようなＤＰ鋼　（Ｄｕａｌ　Ｐｈａｓｅ鋼：　フェライ
ト＋マルテンサイト２相組織鋼）　が開発されている。 ＤＰ鋼の特徴は降伏比が低く延性が高いことであるがＴ
Ｓ：６０ｋｇ／ｍｍ２　の材料でその伸びが約３０％で
あり、今日では自動車部品用としてさらに高延性の材料
が望まれている。

【０００４】高強度鋼板の延性改善を図る手段として残
留オーステナイトのＴＲＩＰ　（変態誘起超塑性）　を
利用した方法が例えば特開昭５５−１４５１２１号公報
に開示されている。この方法によれば、得られた鋼材は
残留オーステナイト１５〜３５％を含み、ＴＳが１００
ｋｇｆ　／ｍｍ２　以上でＴＳ×ＥＬがほぼ４０００の
高強度高延性を示す。しかしながらこの方法で得られた
鋼材はベイナイトと残留オーステナイトとの混合組織か
ら成り、Ｃが０．３５〜０．８５％と高いことから溶接
部に低靱性の高硬度マルテンサイトが生じるため溶接性
が劣り、自動車部品用鋼板としての適用範囲は狭いもの
であった。

【０００５】溶接性を改善するために０．１５〜０．４
０％の低いＣ量で残留オーステナイトを含む鋼板を製造
する方法が例えば特開昭６３−４０１７号公報で開示さ
れている。しかしながらこの方法で得られる鋼材は、残
留オーステナイト量が高々１５％であり、延性はＤＰ鋼
よりは高いものであったが、ＴＳ×ＥＬはほぼ３０００
が限界であった。

【０００６】溶接性は、たとえ高Ｃであっても、室温で
９０％以上の安定なオーステナイトを含むオーステナイ
ト鋼であれば、溶接部がマルテンサイト変態をしないた
め良好となる。このような安定なオーステナイト鋼を得
る方法として、例えばＳＵＳ３０４鋼（１８Ｃｒ−８Ｎ
ｉ）のようなオーステナイト系ステンレス鋼が知られて
いる。このようなオーステナイト鋼は、オーステナイト
が低い積層欠陥エネルギーを持つことに起因する高い加
工硬化特性と、引張り変形中にオーステナイトがマルテ
ンサイト変態するいわゆるＴＲＩＰ効果による高加工硬
化特性によって、高延性が実現されＴＳ×ＥＬ＞３５０
０となる。しかしこのオーステナイトステンレス鋼は、
高価なＮｉを多量に含有しているため製造費用が高く、
自動車部品用には適当でない。

【０００７】また同様なオーステナイト鋼を得る方法と
して、例えば特開昭６２−１８２３号公報、特開昭６２
−２０２０２３号公報に提案されるような非磁性鋼の製
造方法がある。 しかしながらこの方法で製造されるオーステナイト鋼は
、用途が非磁性を必要とされる部位のみを対象としてい
るため、リニアモータ用部材など構造用材料として使用
されており、そのため板厚も例えば１６ｍｍと極厚であ
る。したがって、粗圧延および仕上圧延の総圧下率は９
０％未満と低くなるため熱間圧延中での再結晶に伴う凝
固組織消失が不十分で、加工性、特に打ち抜き穴拡げ性
が悪く、厳しい加工性が要求される自動車部品に適用で
きなかった。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】本発明は前述したよう
な従来技術の問題点を解決し、自動車部品用として必要
な溶接性を満足し、ＴＳ　７０ｋｇｆ／ｍｍ２　以上で
、ＴＳ×ＥＬ＞３５００の著しい高延性を有し、かつ打
ち抜き穴拡げ性も良好な、板厚さ１．１　〜５．０　ｍ
ｍの熱延鋼板の製造方法を提供することを目的としてい
る。

【０００９】

【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
、本発明者らは、鋭意研究を重ねた結果、Ｍｎ含有量を
１０〜３０％とすることにより室温でも安定なオーステ
ナイト組織を確保するとともに、再結晶化を促進する熱
間圧延条件で熱間圧延を行い、不純物としてのＰ　およ
びＳ　の含有量をそれぞれ０．０５％以下に制限するこ
とで、例えば自動車部品用として好適な、熱間圧延のま
まで９０％以上がオーステナイトであり、ＴＳ×ＥＬ＞
３５００を有し、かつ打ち抜き穴拡げ性の良好な熱延高
強度鋼板が製造されることを知り、本発明を完成した。

【００１０】なお、従来高Ｃによる高強度化の阻害要因
であった溶接性は、室温でオーステナイトが安定である
ため溶接部がマルテンサイトにはならず、非常に良好で
あることも判明した。

【００１１】ここに、本発明の要旨とするところは、重
量％で、Ｃ：１．０％以下、Ｓｉ：　０．０１〜２．５
０％、Ｍｎ：　１０〜３０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００
１〜０．１０％、Ｐ：０．０５　％以下、Ｓ：０．０５
　％以下を含有し、残部が鉄および不可避不純物から成
る鋼組成を有する鋼片を１１００℃以上に加熱後、粗圧
延および仕上げ圧延の総圧下率９０％以上で、かつ仕上
温度８００　℃以上、最終板厚が１．１　〜５．０　ｍ
ｍとなるように連続熱間仕上圧延を終了し、次いで１０
〜１００　℃／ｓの冷却速度にて６５０　℃以下まで冷
却後、巻取ることを特徴とする、加工性に優れた自動車
部品用高強度熱延鋼板の製造方法。

【００１２】本発明の実施態様としては、上記鋼組成は
、重量％で、さらにＮ：１．０％以下、Ｃｒ：　３０％
以下およびＮｉ：８％以下の１種ないし２種以上、およ
び／　またはＣａ：０．０００２　〜０．０１％、Ｚｒ
：０．０１　〜０．１０％および希土類元素：０．００
２〜０．１０％の１種または２種以上を含むものであっ
てもよい。

【００１３】

【作用】本発明の構成と作用について詳細に説明する。 本発明で使用する鋼片の鋼組成ならびに熱間圧延条件を
上述のように限定した理由は次のとおりである。

【００１４】（Ａ）　鋼の化学組成 Ｃ：　Ｃはオーステナイトの安定化と降伏強度や引張り
強度の上昇に有効な元素である。しかしながら１．０　
％を越えて含有させると、オーステナイト粒界に粗大な
炭化物が析出してきて打ち抜き穴拡げ性や切削性が劣化
する。 したがって、本発明においてはＣの含有量を１．０　％
以下と定めた。

【００１５】Ｍｎ：　Ｍｎは本発明では重要な元素であ
って、熱間圧延後の室温までの冷却過程でオーステナイ
トがフェライトあるいはマルテンサイト変態するのを抑
制し、熱間圧延のままで９０％以上のオーステナイトを
有する金属組織となる。この効果はＭｎが１０％未満で
は得られない。しかしながら３０％を越えて含有させる
と、熱間加工性が著しく劣化する。したがって、Ｍｎの
含有量を１０〜３０％と定めた。

【００１６】Ｓｉ、Ａｌ：　Ｓｉ、Ａｌは脱酸剤として
、また固溶強化による鋼の高強度化に利用される。その
効果はＳｉでは０．０１％未満、Ａｌでは０．００１　
％未満では得られない。しかしながらＳｉ：２．５％、
Ａｌ：０．１０　％を越えて含有させると延性が著しく
劣化してくるのでその含有量をＳｉ：０．０１　〜２．
５　％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％と定めた。

【００１７】Ｐ：　不純物元素であるＰはオーステナイ
ト粒界に偏析し、熱延鋼板の延性および打ち抜き穴拡げ
性の劣化の原因となるため低い方が好ましく、Ｐの含有
量を０．０５％以下と定めた。なおＰ：０．０３　％以
下とするのが好ましく、Ｐ：０．０１　％以下とするの
がさらに好ましい。

【００１８】Ｓ：　不純物元素であるＳもＰと同様にオ
ーステナイト粒界に偏析し、熱延鋼板の延性および打ち
抜き穴拡げ性の劣化の原因となるため低い方が好ましく
、Ｓの含有量を０．０５％以下と定めた。なお、Ｓ：０
．０１　％以下とするのが好ましく、Ｓ：０．００３％
以下とするのがさらに好ましい。

【００１９】本発明が加工対象とする鋼片の鋼組成とし
ては、さらに必要に応じ、１．０　％以下のＮ、３０％
以下のＣｒおよび８％以下のＮｉの一種または二種以上
、および／　または０．０００２〜０．０１％のＣａ、
０．０１〜０．１０％のＺｒおよび０．００２　〜０．
１０％の希土類元素のＮｉの一種または二種以上を含ん
でも良い。

【００２０】Ｎ、Ｃｒ、Ｎｉ：　ＮはＣと同様に極めて
有効なオーステナイト形成元素であり、かつ、鋼の引張
強度や降伏強度を上昇させるのに有効な元素である。通
常、不純物としても１０〜１００ｐｐｍ鋼中に存在する
が、加圧下で溶解させることにより、多量のＮを含有さ
せることができる。しかしながら１．０　％を越えて含
有させると加圧してＮを溶解させても減圧すれば鋼中に
気泡が生じ易くなるとともに、靱性が劣化してくる。し
たがってその含有量は１．０　％以下と定めた。

【００２１】一方、３０％以下のＣｒおよびＮｉもＣ、
Ｎと同様にオーステナイトを安定するとともに、固溶強
化により鋼の引張強度や降伏強度の上昇を助け、さらに
靱性の改善にも有効である。しかし、Ｃｒは３０％を越
えて含有させると逆にオーステナイト相の安定性が阻害
されるようになるとともに靱性や応力腐食割れに悪影響
を及ぼし、Ｎｉは８％を越えて含有させるとコスト的に
不利となる。 したがって、Ｃｒの含有量を３０％以下、Ｎｉの含有量
を８％以下と定めた。

【００２２】Ｃａ、Ｚｒ、および希土類元素：　これら
の成分は何れも介在物の形状を調整して冷間加工性を改
善する作用を有する。しかしその含有量がそれぞれＣａ
：０．０００２　％未満、Ｚｒ：０．０１ｒ％未満およ
び希土類元素：０．００２％未満では前記作用による所
望の効果が得られず、一方、それぞれＣａ：０．０１　
％、Ｚｒ：０．１０　％および希土類元素：０．１０％
を越えて含有させると、逆に鋼中に介在物が多くなりす
ぎて冷間加工性が劣化するようになることから、それぞ
れの含有量を、Ｃａ：０．０００２　〜０．０１％、Ｚ
ｒ：０．０１〜０．１０％、希土類元素：０．００２〜
０．１０％とするのが好ましい。

【００２３】（Ｂ）　熱間圧延条件 本発明において、熱間仕上げ圧延を８００　℃以上で終
了することが重要である。８００　℃未満での圧延は、
鋼材中に加工が加えられた再結晶しないオーステナイト
粒が多くなりすぎて、延性の低下を引き起こすからであ
る。再結晶を促進させるために好ましくは８５０　℃以
上、さらに好ましくは９００　℃以上で仕上圧延を終了
する。

【００２４】また熱間圧延に先立つ鋼材の加熱温度は、
上記範囲内の仕上げ温度を確保するために１１００℃以
上とする必要がある。なお、鋳造スラブを加熱炉に装入
する前の温度はスラブの冷却過程での任意の温度でよい
。

【００２５】本発明にかかる方法にあってはγ→α変態
が見られないため、加工性劣化の原因となる凝固組織を
熱間圧延中の再結晶過程で消失させる必要がある。その
ためには粗圧延、仕上げ圧延の総圧下率は９０％以上、
好ましくは９５％以上、さらに好ましくは９８％以上必
要である。ここに、総圧下率は、（　出発板厚−仕上げ
板厚）／（出発板厚）　×１００（％）　で定義される
。

【００２６】本発明においては圧延後の冷却条件も重要
である。つまり、圧延終了後１０℃／ｓ以上の冷却速度
にて６５０　℃以下まで冷却することにより延性劣化の
原因となる粒界に沿う炭化物の析出や粒界へのＰ、Ｓの
偏析が抑制される。なお、加速冷却の停止温度は好まし
くは５５０　℃以下、さらに好ましくは５００　℃以下
である。

【００２７】また高い冷却速度によって、過剰に存在し
ている格子欠陥を消滅させる意味で冷却終了温度は３５
０　℃以上として巻取るのが好ましい。冷却速度は早い
方が好ましいが、現状では１００　℃／ｓが限界である
ためその上限値を１００　℃／ｓと定めた。

【００２８】なお、本発明により得られる鋼板は自動車
部品用であって、高強度、高延性を有するため薄肉化が
実現でき、自動車部品の軽量化に大きく寄与するもので
ある。しかし、５ｍｍを越える板厚にすると、熱間圧延
中での凝固組織消失のための総圧下率の確保が困難であ
るばかりでなく、薄肉化のメリットが少なく、またプレ
スに供される自動車部品用として適当でない。また板厚
が１．１　ｍｍ未満となると仕上げ温度の確保が困難と
なったり板の形状不良を生じたりする。したがって、そ
の板厚を１．１　〜５．０　ｍｍ、好ましくは１．１　
〜３．０　ｍｍと定めた。

【００２９】本発明方法によって製造された薄熱延鋼板
は、そのまま熱延鋼板として使用してもよく、あるいは
必要により引き続き冷間圧延、焼鈍工程を経て製造され
た冷延鋼板として使用してもよく、いずれも自動車部品
用の加工用鋼板として最適である。次に、本発明をその
実施例によってさらに具体的に説明する。

【００３０】

【実施例】表１に示す化学組成の鋼を５０ｋｇ真空溶解
炉で溶製後、鋳型に溶湯の一部あるいは全部を鋳込み、
１２〜１００　ｍｍ厚のスラブを作製し、表２および表
３に示す熱間圧延および冷却条件で冷却後、炉冷により
巻取りをシミュレートして熱延鋼板を製造した。鋳造ス
ラブ厚も表２および表３に併せて示す。なお、冷却終了
から巻取り開始までは空冷であった。

【００３１】このようにして製造した熱延鋼板より、原
厚ＪＩＳ５号引張り試験、および直径５０ｍｍの円柱ポ
ンチで直径１４ｍｍの打ち抜き穴の穴拡げ試験を実施し
た。その結果は表４および表５に示す。本発明例である
Ｒｕｎ　Ｎｏ．　１〜１１、Ｒｕｎ　Ｎｏ．　１６〜３
６ではＴＳ×ＥＬ＞３５００の高強度高延性とＴＳ×穴
拡げ率＞２５００の高い穴拡げ性を有する。しかしなが
ら、仕上げ温度の低いＲｕｎ　Ｎｏ．　１２では再結晶
が不十分で加工組織が残るため、また総圧下率が小さい
Ｒｕｎ　Ｎｏ．　１３では凝固組織の消失が不十分とな
るため加工性が低い。熱間圧延後の冷却速度の遅いＲｕ
ｎ　Ｎｏ．　１４、冷却停止温度が高く巻取り温度の高
いＲｕｎ　Ｎｏ．１５は、Ｐ、Ｓがオーステナイト粒界
に偏析するため加工性とくに打ち抜き穴拡げ性が低い。 Ｐ、Ｓの含有量が本発明範囲を越えたＲｕｎ　Ｎｏ．　
３７、３８はＰ、Ｓが粒界を脆くするため加工性、特に
打ち抜き穴拡げ性が低く、Ｍｎの含有量が本発明範囲を
はずれたＲｕｎ　Ｎｏ．　３９は、熱間圧延後の冷却過
程でオーステナイトが残留せず、マルテンサイトに変態
し、強度が高く、加工性も著しく低い。

【００３２】

【表１】

【００３３】

【表２】

【００３４】

【表３】

【００３５】

【表４】

【００３６】

【表５】

【００３７】

【発明の効果】本発明は以上説明したように構成されて
いるから、得られた熱延鋼板は高強度、高延性を有し、
高い穴拡げ性を示すので、アームやメンバー類等、加工
度の高い自動車足廻り部品の製造に適しており、産業上
きわめて有用である。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】　　重量％で、Ｃ：１．０％以下、Ｓｉ：
   　０．０１〜２．５０％、Ｍｎ：　１０〜３０％、ｓｏ
   ｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｐ：０．０５　％
   以下、Ｓ：０．０５　％以下を含有し、残部が鉄および
   不可避不純物から成る鋼組成を有する鋼片を１１００℃
   以上に加熱後、粗圧延および仕上げ圧延の総圧下率９０
   ％以上で、かつ仕上温度８００　℃以上、最終板厚が１
   ．１　〜５．０　ｍｍとなるように連続熱間仕上圧延を
   終了し、次いで１０〜１００　℃／ｓの冷却速度にて６
   ５０　℃以下まで冷却後、巻取ることを特徴とする、加
   工性に優れた自動車部品用高強度熱延鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】　　前記鋼組成が、重量％で、さらにＮ：
   １．０％以下、Ｃｒ：　３０％以下およびＮｉ：８％以
   下の１種ないし２種以上を含む請求項１記載の加工性に
   優れた自動車部品用高強度熱延鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】　　前記鋼組成が、重量％で、さらにＣａ
   ：０．０００２　〜０．０１％、Ｚｒ：０．０１　〜０
   ．１０％および希土類元素：０．００２〜０．１０％の
   １種または２種以上を含む請求項１または２記載の加工
   性に優れた自動車部品用高強度熱延鋼板の製造方法。