JPH0488125A - 伸びフランジ性と延性の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】 （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、１．６〜８．０ｍｍ程度の板厚で、５０ｋｇｆ／
−以上の引張強さを有し、伸びフランジ性と延性に優れ
た高強度熱延鋼板の製造方法に係わる。

（従来の技術） 従来、引張強さ５０ｋｇ　ｆ　／−以上の高強度熱延綱
板は、高Ｃ−Ｃ−５ｔ−系、または５１−ＭｎにＮｂ、
Ｖ、Ｔｉを添加しこれらの炭窒化物の析出強化により強
度をもたせる析出強化系によって製造されていた。しか
し、前者は高Ｃのための点溶接性の悪さ、後者は延性の
低さによりその使用用途は限られていた。

このような状況を打破するものとして発明されたのが、
フェライトとマルテンサイトの組織からなる、いわゆる
ＤｕＢＩ　Ｐｈａｓｅ鋼である。この鋼は延性に優れ、
張出し加工用途においては軟鋼レベルの加工性を示す特
徴を有するものの、多量の合金成分を必要とすることか
らの高コスト、あるいは組織の特殊性から伸びフランジ
性が十分でなかったこと等からあらゆる部材に適用でき
る鋼材とはなり得なかった。

以上の背景から、本発明者等は既に特開昭５８−１１７
８４号公報に開示しているように経済性、加工性に優れ
た高強度熱延鋼板の製造方法を特許出願している。すな
わち、この製造方法は、点溶接性を考慮に入れた成分系
を出発素材とし、熱延条件の適正化により高強度であり
ながら、経済性、加工性、点溶接性に優れた熱延鋼板の
製造技術を示したものである。

しかしながら、自動車ユーザーにおけるプレス成形は、
最近の高意匠化とともに、エンジンの高出力化に伴う補
強足回り部材の部品数か多くなったことによるスペース
の確保等からこれまで以上に複雑化しており、その形状
も難成形の極みに達している。その結果、上記技術では
まかない切れない成形部品も散発するようになり、更な
る加工性向上か必要になってきた。ここで言う加工性は
、伸びフランジ性と延性のことてあり、この２つの特性
は、どちらか一方の特性の飛躍的な向上を意図した場合
他方の劣化はやむを得ない、両立の困難な性質であると
考えられていた。

一方、例えば特開昭５７−２３０２５　（特公昭８ｌ−
４００１５）号公報に開示された発明の詳細な説明と同
程度の強度クラスを狙った技術があるが、この技術は組
織をフェライトと微細パーライトの混合組織を意図した
ものであり、伸びフランジ性の向上についてはある一定
のレベルでしかなく、最近のユーザー使用用途には耐え
られなくなっている。

さらに、本発明より少し低い強度を得、伸びフランジ性
の向上を意図した特公昭６４−１０５８３号公報には、
Ｎ添加と熱延条件との組合せによる技術が提案されてい
るが、ここで得られている加工性は、引張り強さ（Ｔ　
Ｓ　）　＋ｏｋｇ／−で穴拡げ比１．７５゜ＴＳ、　３
８ｋｇ／−で穴拡げ比１．８７がせいぜいであり、現状
の要望を充分満足するには至っていない（伸びの開示は
ない）。

（発明が解決しようとする課題） 以上のことから開発、実用化に必要な要件は、経済性、
点溶接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延性の向上に両立
させた技術を確率することである。本発明は、この要求
を満足する鋼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） 前記目的を達成するために、本発明は、以下の通りの構
成を要旨としている。

すなわち、重量％で、 Ｃ：０．０７〜０，１８％ Ｓｉ：０．５〜１．０％ Ｍｎ　：　０．７〜１．５％ Ｐ　　：０．０２％以下 Ｓ　　：　０．００５％以下 Ｃａ　　：　０．０００５〜０．００５０％Ａｉ１：０
．０１〜０．１０％ を含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラ
ブとした後、１０００〜１２００℃に加熱し、熱間圧延
°して（Ａ　ｒ　ａ変態点＋６０）℃以上９５０℃以下
の温度で仕上圧延を終了し、仕上げ圧延終了から３秒以
内に５０℃／秒以上の冷却を施し、Ｔ−８１３０−４５
０Ｘ　（％Ｃ）　＋４０Ｘ　（％５ｉ）−ＢＯＸ（％Ｍ
ｎ）　＋４７０　Ｘ　（％Ｐ〕で計算される温度（Ｔ’
Ｃ）以下（Ｔ−７０）”Ｃ以上で急冷を終了し、その後
空冷を経て３５０超〜５００℃で巻き取ることにより得
られる円相当半径が０．１ｕｎ以上のセメンタイトの組
織率が０．１％以下で及び／またはマルテンサイトの組
織率が５％以下であることを特徴とする引張強さが５０
ｋｇ　ｆ　／■１以上で打ち抜き穴拡げ比≧１．８の伸
びフランジ性を有しかつ延性の優れた熱延鋼板の製造方
法である。

（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。

Ｃは強度確保のために必要であり、最小限０．０７％必
要である。しかし、０．１８％を超えると点溶接性が劣
化する。そのためＣは０．０７〜０．１８％とした。

Ｓｔは本発明において最も重要な元素である。

本発明においては、延性と伸びフランジ性の向上を意図
している・。本発明において克服したのは、後で述べる
熱延条件との組合せにより組織を最適化すると共にこの
Ｓｉの含有により延性と伸びフランジ性の両者を向上さ
せたことである。この現象を発揮するためには最小限Ｓ
ｌは０．５％以上必要である。上限は、本来規定しなく
ても良いが、経済性、点溶接性を考慮し、１．０％まで
とした。

この８１の効果は、Ｓｉがフェライトフォーマ−である
ことによる寄与だけでは説明がしにくく、今後の研究に
よらなければならないが、本発明者が発明に至らせた経
緯を述べると以下のとおりである。

すなわち、伸びフランジ性を向上させるのは、例えば引
張強度が５０ｋｇ　ｆ　／−以上の高強度鋼板であれば
、例えば特開昭５８−１１７３４公報のようにベイナイ
トを混入させることによって達成されたものの、単なる
ベイナイト化だけであれば延性が劣化するし、均一ペイ
ナイト化を意図する場合には、フェライトフォーマ−で
あるＳｉを添加するとは考えない。一方、本発明者等が
敢えて試行した、Ｓｌを０．５％以上含有させ、後で詳
述するような限定した熱延条件との組合せにより得られ
るベイナイトは、仕上圧延後の連続冷却および巻取処理
の間に生成されるベイナイト中のフェライト部分にある
Ｓｌが、延性を高め、かつ伸びフランジ性向上に有害な
セメンタイトの生成を抑制したものと考えられる。すな
わち、伸びフランジ性向上にを害な組織因子の１つにセ
メンタイト（ベイナイト中や粒界３重点など）が挙げら
れ、大きさが円相当半径に換算して０．ｌｔｍ以上のセ
メンタイトが組織率にして０．１％より多く存在すると
伸びフランジ性が劣化し、セメンタイト微細分散のため
に本発明が意図する強度クラスの場合には、Ｓｌの添加
（と後で述べる熱延方法との組合せ）が有効である。さ
らに、このフェライト部分のＳｔが剪断時のミクロクラ
ック発生を押さえていることにより、単なるベイナイト
より伸びフランジ性を向上させたと考えられる。この特
別なベイナイトは、単にＳｌを含有させることにより得
られるものではなく、後で述べる限定された熱延条件と
の組み合わせにより始めて得られるものである。

Ｍｎは、強度確保のために必要な元素であり０．７％以
上の含有が必要である。上限は、強度安定性、経済性、
点溶接性などを総合的に判断し１．５％とした。

Ｐは、点溶接性を低下させると共にＡ　ｒ　ａ変態点を
上昇させる元素であるために徹底的にその含有量を下げ
る必要があり、０．０２％以下とした。好ましくは０．
０１％以下に下げた方が良い。

また、Ｓは点溶接性、伸びフランジ性の観点よりこれま
た徹底的に下げる必要があり０．００５％以下にする必
要がある。好ましくは０００２％以下に下げた方が良い
。

さらに硫化物系介在物の形態制御のためにＣａを添加す
る。０．０００５％未満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が飽
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。

Ａｆｌは、脱酸剤として必要である。０．０１％未満で
はその効果がなく　０．１０％を超えるとアルミナ系介
在物が増加し、鋼の延性を劣化させる。

次に本発明において成分との組み合わせにおいて非常に
重要である熱延条件について詳述する。

まず、スラブ系の鋳片の加熱温度は１２００℃以下にす
る必要がある。本発明にあっては、Ｓｌを添加しており
加熱炉内において８１の酸化物と鉄の酸化物の化合物で
あるファイアライトが生成し、巻取後赤スケールになっ
たり酸洗後置形模様が鋼板表面に残り見栄えが悪くなる
。これを避けるために上限を規制する。好ましくは１１
５０℃以下が良い。加熱温度の下限は１０００℃とする
。これより低い加熱条件を採用すると仕上げ圧延に負荷
かかかりすぎ、温度の確保も困難である。

仕上げ温度は、（Ａ　ｒ　ａ変態点＋６０）℃以上に規
定する。これは、その後の冷却条件との組み合わせによ
り、Ｓｉを発明範囲含有させた鋼に対して伸びフランジ
性、延性を向上させる特別のベイナイトを得るための処
置である。Ａ　ｒ　３変態点〜（Ａ「３変態点＋６０）
℃未満の温度域ではボリゴナルフェライトの多量混入の
ために伸びフランジ性を劣化させる。上限は、９５０℃
とした。これは、伸びフランジ性向上の効果が飽和する
だけではなく、単なる粗大なベイナイトが生成されるこ
とにより延性が劣化するためである。

仕上げ圧延終了後直ちに冷却を施す必要がある。

これは、本発明が意図する組織を得るために必須であり
、遅くても仕上げ圧延終了後３秒以内に冷却する必要が
ある。３秒を超える空冷は伸びフランジ性向上には不利
である。

さらに冷却速度は５０℃／秒以上必要である。これは、
連続冷却中のフェライトの多量生成を回避するための処
置である。操業技術開発により冷却終点温度が正確に制
御できるようになれば上限は特に規定する必要がないか
、現状では１５０℃／秒以下が好ましい。

急冷終点温度は Ｔ−８００−４５０Ｘ　Ｃ％Ｃ：］　＋４０Ｘ　Ｃ％５
ｉ）−６０Ｘ［％Ｍｎ〕＋４７０　Ｘ　Ｃ％Ｐ〕で計算
される温度（Ｔ”Ｃ）以下（Ｔ−７０）”Ｃ以下の範囲
にする必要がある。これは、狙いとする組織を得ること
による伸びフランジ性と延性の向上を達成させると共に
強度を安定化させるために必要である。（Ｔ−７０）”
Ｃ未満の温度で急冷を終了すると、強度が高まり過ぎる
だけではなく強度特性が安定しない。一方、Ｔ”Ｃ以上
の急冷終了は、伸びフランジ性に有利な組織が得られず
、さらにパーライト生成等による強度低下も起こるため
に本発明にとっては不利である。

急冷終点から空冷を施し３５０超〜５００℃の巻取温度
範囲にする必要がある。これは、この空冷から巻取を経
てコイル状態での冷却により本発明が意図する特別なベ
イナイトの変態を十分に起こさせ、他の組織の生成を避
ける必要があるためである。３５０℃以下の巻取温度で
はマルテンサイトが組織率にして５％以上混入すること
により伸びフランジ性の劣化につながる。さらに、形状
がくずれる等の操業上の問題があり、不適当である。ま
た、５００℃を超える巻取温度は、本発明が意図する特
別なベイナイトが得られないばかりか、パーライトの生
成などによる強度の劣化、伸びフランジ性の劣化等が表
れるために不適当である。

本発明が意図する組織は、Ｓｌを含有することにより延
性が向上するベイナイトが全面的であり、大きさが円相
当半径で０．１Ｅ１以上のセメンタイトを０゜１％以下
でかつ／またはマルテンサイトの組織率を５％以下に限
定した。もちろんこの限定は成分と熱延条件の上記の限
定により達成されるものであり、セメンタイトもマルテ
ンサイトも上記範囲以上であると伸びフランジ性か劣化
するために好ましくない。

（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。この表には各階のＡｒ３変態点も
併記した。

第１表のなかで、Ａ鋼はＳｉ、Ｅ鋼はＣＳＧ鋼はＳ　ｉ
ＳＨ鋼はＭｎ　ｓ　Ｉ鋼はＰ、　　Ｓ、　　Ｃａが本発
明範囲外である。

第２表は、熱延条件である。第２表においては、仕上圧
延後２．５秒で７０℃／秒の冷却を施した。巻取後スキ
ンパスを０．８％施し板厚３．０ｍｍの製品とし材質試
験に供した。

引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１，５号試験片を用い
た。

組織率は、透過電顕写真から判断し、セメンタイトの円
相当半径は、透過電顕写真の画像解析結果を用いた。

伸びフランジ性は、穴拡げ試験で評価し、直径２０ｍｍ
のパンチと、板厚の２０％クリアランスを持たせたダイ
ス（−Ｃ２０，０＋　（板厚）　ｘＯ，２）　＋ｎｎ　
（−ｄｏ）直径のダイス）により打ち抜いた切断穴を、
打ち抜きによるパリのない（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）、クラックか板厚を貫通する時点で止めたとき
の穴径（ｄ）と元の穴径（ｄ　　）の比（ｄ／ｄｏ）で
示した。

点溶接試験は散り発生直前の条件て単点溶接を行い、こ
れを引き剥がしその破断面かもとの接合面にかかってい
ないものを０５いるものをＸで示した。

本発明鋼はｋｌ、　　８．　９．１１であり、比較鋼は
魔２．　３．　４．　５．　６．　７．　１０．　１２
．　１３．　１４である。

Ｎｏ、２は仕上げ温度が本発明範囲より低い場合であり
、組織がフェライトリッチとなり、伸びフランジ性が向
上しない。Ｎα３は仕上げ温度が発明範囲より高い場合
であり、粗大ベイナイトにより延性の劣化が見られた。

嵐４は急冷終点温度が本発明範囲より高い場合であり、
強度不足を生じると共に伸びフランジ性も劣化した。Ｎ
α５は急冷終点温度が本発明範囲より低すぎた場合であ
り、延性と伸びフランジ性が劣化した。随６は加熱温度
が本発明範囲外の場合であり、粗大ベイナイトによる延
性の劣化があり、鋼板表面に雲形模様も観察された。Ｎ
Ｏ，７はＳｉの含有量が本発明範囲外の鋼であり、延性
と伸びフランジ性の向上が認められなかった例である。

＆１０はＣの含有量が本発明範囲外の鋼であり、硬質化
すると共に溶接性が悪かった。Ｎ１１２はＳｔの含有量
が本発明範囲外の鋼であり、高コストであるとともに８
１の伸びフランジ性に対する寄与か飽和し、かつ溶接性
が悪かった。Ｎα１３はＭｎの含有量が本発明範囲外の
鋼であり、溶接性に問題があり、かつ強度特性も安定し
なかった。Ｎ（Ｌｉ２はＰ、Ｓ、Ｃａの含有量が本発明
範囲外の鋼であり、延性、伸びフランジ性、溶接性すべ
てに問題があった。

これに対し、本発明の範囲であるＮｏ、１．ｇ、９゜及
び１１は何れも伸び７ランジ性と伸びがともにすぐれた
５０ｋｇｆ／−以上の熱延鋼板であって、溶接性も良好
であり、且つ、コストも安く提供できた。

第３表は、仕上げ直後急冷に関する実施例である。供試
鋼は、鋼符号Ｂである。加熱温度：　１１００℃、仕上
げ温度：９００℃とした。

ＮＱ、１５は急冷開始までの時間が本発明範囲より長い
場合であり、組織にポリゴナルフェライトが混入し、伸
びフランジ性を劣化させた。Ｎα１６は冷却速度が遅い
場合であり、強度低下を起こすと共に組織が不適当であ
り伸びフランジ性を劣化させた。

（発明の効果） 以上に説明したとおり、本発明によれば、伸びフランジ
性と延性に優れたかつ赤スケール、雲形模様のない５０
ｋｇ　ｆ　／−以上の熱延鋼板が提供できる。また本発
明による銅帯はそのまま黒皮にて用いても良く、また酸
洗して用いても良い。あるいは、せん断ラインにて切板
としても良い。その隙、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。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量％で、 Ｃ：０．０７〜０．１８％ Ｓｉ：０．５〜１．０％ Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．００５％以下 Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ Ａｌ：０．０１〜０．１０％ を含み残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼をスラ
   ブとした後、１０００〜１２００℃に加熱し、熱間圧延
   して（Ａｒ＿３変態点＋６０）℃以上９５０℃以下の温
   度で仕上圧延を終了し、仕上げ圧延終了から３秒以内に
   ５０℃／秒以上の冷却を施し、 Ｔ＝６６０−４５０×〔％Ｃ〕＋４０×〔％Ｓｉ〕−６
   ０×〔％Ｍｎ〕＋４７０×〔％Ｐ〕 で計算される温度（Ｔ℃）以下（Ｔ−７０）℃以上の範
   囲で急冷を終了し、その後空冷を経て３５０超〜５００
   ℃で巻き取ることにより得られる、円相当半径が０．１
   μｍ以上のセメンタイトの組織率が０．１％以下で及び
   ／またはマルテンサイトの組織率が５％以下であること
   を特徴とする引張強さが５０ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上で打
   ち抜き穴拡げ≧１．８の伸びフランジ性を有しかつ延性
   の優れた熱延鋼板の製造方法。