JPH07109011B2 - 加工用熱延鋼板の製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 〈産業上の利用分野〉 この発明は、比較的強度が低くて加工をしやすいが、加
工後に適当な加熱処理を施すと時効現象によって高強度
化する、自動車用或いは産業機械用高強度部材として好
適な熱延鋼板の製造方法に関する。

〈従来技術とその課題〉 現在、連続熱間圧延により製造される所謂“熱延鋼板”
は、比較的安価な構造用材料として自動車を始め各種の
産業機械類に広範な使用がなされているが、その用途に
はプレス加工で成形される部材が多いことから優れた加
工性を要求されることが多い。しかし、一方で、高い強
度を有していることも構造部材の重要な要求特性となっ
ており、このため、熱延鋼板に対して通常は両立が困難
な“高強度”と“優れた加工性”とを同時に付与するこ
とが大きな課題となっていた。

もっとも、例延鋼板の分野では、加工する前は軟質で加
工が容易であり、加工後の焼付塗装時に硬化して降伏強
さが上昇する所謂“焼付硬化型高強度鋼板”が既に実用
化されていることもあって、最近では焼付硬化型の熱延
鋼板についての研究も盛んに行われるようになり、これ
らに関する提案も幾つか見られるようになってきた。

例えば特開昭62−188021号公報には、Ｎを多く含んだ特
定化学成分の鋼を熱間圧延し、直ちに急冷することから
成る焼付硬化型高強度熱延鋼板の製造方法が開示されて
いる。この方法は、固溶Ｎの歪時効を利用して焼付硬化
性を得るものであるが、本発明者等の実験によると、該
方法で得られる焼付硬化性高強度熱延鋼板は焼付け後の
降伏強さは大幅に向上するものの、引張強さの上昇が僅
かであるとの結果が出ており、十分に満足できる特性を
有していないものと判断された。即ち、「“住友金属"v
ol.33（1981）,No.4,第121頁」にも報告されているよう
に、熱延鋼板の疲労強度は引張強さとの間に強い相関が
あり、引張強さが大きくなるほど疲労特性は増大すると
の事実がある。従って、引張強さの上昇が小さい上記特
開昭62−188021号公報に係る熱延鋼板では、疲労特性の
向上程度も小さく、これらの鋼板の主用途である自動車
用及び産業機械用高強度部材に要求される疲労特性を十
分に確保できないので、実用的な価値が乏しいと言わね
ばならなかった。

また、これとは別に、素材鋼にCuを添加し、かつ熱延後
に低温巻取りすることで、成形加工後に400〜700℃の再
加熱処理を施すとCuが析出して引張強さの上昇が達成さ
れる熱延鋼板を製造しようとの提案も見られる（特開昭
53−79717号）。しかしながら、この提案になる方法で
は、成形加工時での加工度の低い部分においては所望強
度を達成するには長時間の再加熱処理或いは高温度の再
加熱処理が必要であると言う不都合が指摘された。

このようなことから、本発明が目的としたのは、成形加
工時には軟質であり、加工後に低温短時間の熱処理を施
すだけで疲労特性の改善に有効な引張強さが大幅に上昇
する熱延鋼板を実現することであった。

〈課題を解決するための手段〉 そこで、本発明者等は上記目的を達成すべく数多くの実
験を繰り返しながら研究を重ねた結果、以下に示す知見
を得るに至ったのである。

（ａ） 前記特開昭53−79717号に係わる方法に従って
得られる熱延鋼至で、加工度の低い部分における強度上
昇のための加工後熱処理に長時間又は高温度を要する理
由は、生成するフェライト中に“再加熱処理時（加工後
熱処理）にCuの析出核生成場所となる転位”が殆んど存
在しないため、低温短時間の熱処理では所望の強度上昇
に必要なCu析出が十分に起きないことにある。

（ｂ） ところが、特定の化学組成のCu添加鋼を特定条
件で熱延して巻取ることにより、フェライト内部に再加
熱処理時のCuの析出場所となる転位を存在させること
で、加工度の低い部分においても低温短時間の熱処理で
大幅な強度上昇が得られる上、例えこの熱処理時に長時
間保持しても過時効軟化の極めて小さい熱延鋼板が得ら
れる。そして、フェライト内部に転位を存在させる具体
的手段としては、 イ） 仕上温度をAr₃点未満として熱延過程で生成する
フェライトに熱延によって転位を導入する方法， ロ） 素材鋼中にMo,Bを添加してオーステナイトのフェ
ライトへの変態を抑制し、熱延後の冷却過程でのフェラ
イト生成温度を定価させることにより、内部に多量の転
位を有するベイナイト（ここで言うベイナイトとは、上
部，下部ベイナイトは勿論、内部に炭化物を含まないア
シキュラフェライトをも含めて意味し、以降、これらの
組織を“ベイナイト”と総称する）を生成させる方法， が有効である。なお、「ベイナイト」は内部に多量の転
位を有し、しかも熱処理時での軟化が小さい特性を備え
ているが、好ましくは金属組織がベイナイトを65％以上
有していると熱処理時のCu析出による強度上昇が早い
上、強度上昇の程度も更に大きくなる。

本発明は、上記知見事項等を基にして完成されたもので
あり、 「C:0.20％以下（以降、成分割合を表わす％は重量％と
する）， Si:2.0％以下,Mn:0.1〜2.5％， P:0.10％以下,S:0.05％以下， sol.Al:0.10％以下,Cu:0.5〜3.0％， Ni:0.1〜1.5％ を含有するか、或いは更に B:0.0003〜0.0080％,Mo:0.1〜3.0％ Ca:0.0002〜0.01％,Zr:0.01〜0.10％， 希土類元素:0.002〜0.10％ Nb:0.005〜0.20％,Ti:0.005〜0.20％， V:0.005〜0.20％ の１種以上をも含み、残部がFe及び不可避不純物から成
る鋼片を鋳造後直接、或いは1000℃以上に再加熱してか
ら、Ｂ又はMo添加鋼の場合には〔Ar₃点−100℃〕以上の
仕上温度で、またそれ以外の場合には〔Ar₃点−100℃〕
以上Ar₃点未満の仕上温度で連続熱間仕上圧延を終了
し、10℃/sec以上の冷却速度にて500℃以下まで冷却し
た後、巻取ることにより、低温加熱硬化性に優れた加工
用熱延鋼板を安定して製造し得るようにした点」 に大きな特徴を有している。

以下、本発明において素材鋼の化学成分組成並びに処理
条件を前記の如くに限定した理由を、その作用と共に詳
細に説明する。

〈作用〉 Ａ） 化学成分組成 Ｃ Ｃは鋼板の強度を高める好ましい成分ではあるが、その
含有量が多くなるとＣにより変態強化された熱延鋼板は
加工後の熱処理時に炭化物の析出を伴って著しく軟化
し、Cuの析出に伴う強度上昇を確保できたとしても熱処
理後の強度上昇量が不十分となる。そして、この現象は
特にＣ含有量が0.20％を超えた場合に著しくなる。従っ
て、Ｃ含有量の上限を0.20％と定めたが、出来るだけ低
減するのが好ましい。

Si Siは固溶強化を通して鋼板の強度と延性を向上させる好
ましい成分である。しかし、必要以上に添加すると溶接
性の劣化を招くことから、Si含有量は2.0％以下と定め
た。

Mn Mnは、鋼中に不純物として存在するＳをMnSとして固定
することで熱延中に生じる割れを抑制する作用を有して
いるが、その含有量が0.1％未満では前記作用による所
望の効果が得られず、一方、2.5％を超えて含有させる
と、製造された熱延鋼板中に多量のマルテンサイトが混
入して鋼板の強度が上昇し過ぎ加工性が劣化する上、こ
のマルテンサイトは熱処理時の軟化が大きくて加工後熱
処理での強度上昇量が小さくなってしまう。従って、Mn
含有量は0.1〜2.5％と定めた。

Ｐ Ｐは鋼中へ不可避的に混入する不純物元素であり、溶接
性に悪影響を及ぼすことから、その含有量は低いほど好
ましい。ただ、Ｐ含有量は0.10％以下に抑えれば所望の
溶接性を確保できることから、Ｐ含有量の上限を0.10％
と定めた。

Ｓ Ｓも鋼中へ不可避的に混入する不純物元素であり、熱延
時にオーステナイト粒界に偏析して低融点のFeSを形成
し熱延時の割れの原因となる。また、MnS系介在物を形
成して加工性を低下させる不純物元素でもある。従っ
て、Ｓ含有量も低いほど好ましいが、0.05％以下に抑え
れば所望の熱間加工性及び成形性を確保できることか
ら、Ｓ含有量の上限を0.05％と定めた。

sol.Al Alは鋼の脱酸剤として添加される成分であるが、鋼の清
浄度確保の観点から、Al含有量をsol.Al含有量で0.10％
以下と定めた。

Cu Cuには、成形加工後の熱処理時にマトリックスへ単独に
析出して鋼板を強化する作用があるが、その含有量が0.
5％未満では、上記作用による所望の効果が得られず、
一方、3.0％を超えて含有させてもその効果が飽和して
しまって経済的に不利となる。従って、Cu含有量は0.5
〜3.0％と定めた。

Ni Niは、Cu添加鋼の熱間圧延時に生じる割れを防止する作
用を有しているが、その含有量が0.1％未満では前記作
用による所望の効果が得られず、一方、1.5％を超えて
含有させてもその効果が飽和してしまい経済的に不利と
なることから、Ni含有量は0.1〜1.5％と定めた。

Ｂ及びMo これらの成分には、熱延工程を通じて内部に多量の転位
を含むベイナイトを形成させ、成形加工後熱処理でのCu
析出による強度上昇を促進する作用を有しているので、
必要により１種又は２種が添加されるが、その添加量限
定理由の詳細は次の通りである。

ａ） Ｂ Ｂは粒界に偏析する傾向が強くて固溶強化を生じさせ
ず、従って熱延鋼板の加工性を劣化させない好ましい元
素である。そして、この粒界に偏析したＢはオーステナ
イトからのフェライト変態を抑制し、フェライトの生成
温度を下げて内部に多量の転位を含むベイナイトを生成
させる。ただ、Ｂによる前記効果は0.0003％未満の含有
量では得られず、一方、0.0080％を超えて含有させても
その効果は飽和してしまう。このため、Ｂ含有量は0.00
03〜0.0080％と定めた。

ｂ） Mo Moは、Ｂと同様にオーステナイトからのフェライト変態
を抑制してフェライトの生成温度を下げ、内部に多量の
転位を含むベイナイトを生じさせる。更に、Moを添加す
ると熱処理時におけるベイナイト中の転位の回復が抑え
られると共に、Mo₂Cが析出してきてマトリックスの軟化
が抑制され、結果として強度上昇量が大きくなる。た
だ、Moによるこれらの効果は含有量が0.1％未満では十
分でなく、一方、3.0％を超えて含有させてもその効果
は飽和してしまい経済的に不利である。従って、Mo含有
量は0.1〜3.0％と定めた。

Ca,Zr及び希土類元素（REM） これらの成分には、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があるので、必要に応じて１種又
は２種以上が添加される。しかし、その含有量が、それ
ぞれCaが0.0002％未満,Zrが0.01％未満，希土類元素が
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、Caの場合には0.01％を、Zrの場合には0.10％
を、そして希土類元素の場合には0.10％をそれぞれ超え
て含有させると、鋼中に介在物が多くなりすぎて逆に冷
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は0.0002〜0.01％,Zrは0.01〜0.10％，希土
類元素は0.002〜0.10％と定めた。

Nb,Ti及びＶ これらの成分には、何れも炭窒化物として析出すること
で鋼板を強化し、また固溶Ｃ量の減少により鋼板の加工
性を向上させる作用があるので、必要により１種又は２
種以上が添加される。しかし、その含有量が各々0.005
％未満では前記作用による所望の効果が得られず、一
方、各々0.20％を超えて含有させてもその効果が飽和し
てしまう。従って、Nb,Ti或いはＶの含有量は各々0.005
〜0.20％と定めた。

Ｂ） 熱間圧延条件 熱間圧延に際しては、直送スラブを用いるかスラブを再
加熱して用いるかは格別問題ではない。しかしながら、
仕上温度確保の観点からスラブを加熱する場合は、その
加熱温度を1000℃以上にしないと目的を達成するのが困
難である。

また、熱間圧延の仕上温度を〔Ar₃点−100℃〕の温度未
満にすると、変態して生成したフェライト粒への加工量
が大きくなり過ぎ、再加熱処理時に転位が回復して軟化
してしまうため強度上昇量が低下すると共に、熱延のま
までの鋼板の加工性が劣化してしまう。従って、熱間圧
延の仕上温度は〔Ar₃点−100℃〕の温度以上にする必要
がある。一方、熱間圧延仕上温度の上限値については、
Ｂ或いはMoを添加する場合には、オーステナイトからフ
ェライトへの変態が抑制されて転位を多く含むベイナイ
ト組織となるため定める必要はない。しかし、Ｂ或いは
Moを添加しない場合には、熱延中にフェライトを生成さ
せて熱延により該フェライト内部に積極的に転位を導入
する必要があるため、仕上温度の上限はAr₃未満にする
必要がある。このような比較的低温の仕上温度とするこ
とにより熱延の歪が十分に導入され、再加熱処理での強
度上昇量が著しく高まる。なお、Ｂ或いはMoを添加する
場合であっても、同様の理由で熱間圧延仕上温度を〔Ar
₃点−100℃〕以上Ar₃点未満の温度とするのが好まし
い。

更に、本発明においては、圧延後の冷却及び巻取り条件
も非常に重要である。つまり、熱間圧延終了後に10℃/s
ec以上の冷却速度で500℃以下の領域まで冷却し巻取る
ことによって初めて、圧延後の冷却過程でのCuの析出が
抑制され、熱延鋼板中にCuを固溶状態で存在させること
ができる訳である。そして、この固溶Cuが加工後の400
〜700℃での熱処理により転位を核として析出するた
め、低温短時間の熱処理によって著しい引張強の上昇を
確保できるのである。

続いて、本発明の効果を実施例によって更に具体的に説
明する。

〈実施例〉 第１表に示す化学成分組成の鋼を50kg真空溶解炉で溶製
し、鋳型に鋳込んで直接的に又は熱間鍛造にて60mm厚の
スラブとした後、この各スラブを第２表に示す条件で熱
間圧延して2mm厚の熱 延鋼板とした。なお、熱延後冷却停止から巻取りまでは
空冷を行った。また、別途、熱膨張によりAr₃点の測定
も実施した。

次に、得られた熱延鋼板から試験片（JIS5号）を採取し
て熱延のままの引張強さ（TS）と伸び（EL）を測定する
と共に、同様の試験片に「550℃×15分」，「550℃×30
分」及び「550℃×120分」の熱処理を施して熱処理によ
る引張強さの上昇量（ΔTS）も測定し、その結果を第２
表に併せて示した。

第２表に示される結果からも明らかなように、本発明で
規定する条件通りに製造された熱延鋼板は優れた加工性
（低強度・高伸び）を有している上、「550℃×15分」
の熱処理で20kgf/mm²以上、「550℃×30分」の熱処理で
25kgf/mm²以上と、強度上昇が速い上に強度上昇量も大
きいことが分かる。

これに対して、Mo或いはＢを含まず、かつ熱延仕上温度
の高い試験番号9,43では、Cuの析出が遅いため「550℃
×15分」の熱処理であると強度上昇量が15kgf/mm²以下
と小さく、「550℃×120分」の熱処理における軟化も大
きい。

また、熱延仕上温度が本発明で規定する範囲よりも低い
試験番号10,27では、熱処理中に“Cuの析出による強
化”の他に“転位の回復による軟化”が生じるため「55
0℃×30分」の熱処理でも強度上昇量が小さく、しかも
熱延鋼板中のフェライトが既に強加工を受けているため
熱延のままでの鋼板の「強度−伸びバランス（TS×E
L）」も悪い。

熱延後の冷却速度の遅い試験番号11,28、冷却終了温度
が高い試験番号12,29では、熱延板中で既にCuが多量に
析出しており、再加熱処理時でのCu析出に伴う強度上昇
量が小さい。

〈効果の総括〉 以上に説明した如く、この発明によれば、低強度であっ
て加工性に優れ、しかも加工後の適正な熱処理により強
度が著しく上昇する加工用熱延鋼板を安定して量産する
ことができ、加工性と高強度の両特性が要求されるよう
な自動車や産業機器等の材料に適用してその性能を更な
る改善を可能とするなど、産業上極めて有用な効果がも
たらされる。

Claims (9)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量割合にて C:0.20％以下,Si:2.0％以下， Mn:0.1〜2.5％,P:0.10％以下， S:0.05％以下,sol.Al:0.10％以下， Cu:0.5〜3.0％,Ni:0.1〜1.5％ を含み、残部がFe及び不可避不純物から成る鋼片を、10
   00℃以上に再加熱後〔Ar₃点−100℃〕以上Ar₃点未満の
   仕上温度で連続熱間仕上圧延を終了し、10℃/sec以上の
   冷却速度にて500℃以下まで冷却した後、巻取ることを
   特徴とする、熱延鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】重量割合にて C:0.20％以下,Si:2.0％以下， Mn:0.1〜2.5％,P:0.10％以下， S:0.05％以下,sol.Al:0.10％以下， Cu:0.5〜3.0％,Ni:0.1〜1.5％ を含有すると共に、 Ca:0.0002〜0.01％,Zr:0.01〜0.10％， 希土類元素:0.002〜0.10％ の１種以上をも含み、残部がFe及び不可避不純物から成
   る鋼片を、1000℃以上に再加熱後〔Ar₃点−100℃〕以上
   Ar₃点未満の仕上温度で連続熱間仕上圧延を終了し、10
   ℃/sec以上の冷却速度にて500℃以下まで冷却した後、
   巻取ることを特徴とする、熱延鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】重量割合にて C:0.20％以下,Si:2.0％以下， Mn:0.1〜2.5％,P:0.10％以下， S:0.05％以下,sol.Al:0.10％以下， Cu:0.5〜3.0％,Ni:0.1〜1.5％ を含有すると共に、 Nb:0.005〜0.20％,Ti:0.005〜0.20％， V:0.005〜0.20％ の１種以上をも含み、残部がFe及び不可避不純物から成
   る鋼片を、1000℃以上に再加熱後〔Ar₃点−100℃〕以上
   Ar₃点未満の仕上温度で連続熱間仕上圧延を終了し、10
   ℃/sec以上の冷却速度にて500℃以下まで冷却した後、
   巻取ることを特徴とする、熱延鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】重量割合にて C:0.20％以下,Si:2.0％以下， Mn:0.1〜2.5％,P:0.10％以下， S:0.05％以下,sol.Al:0.10％以下， Cu:0.5〜3.0％,Ni:0.1〜1.5％ を含有すると共に、 Ca:0.0002〜0.01％,Zr:0.01〜0.10％， 希土類元素:0.002〜0.10％ の１種以上、並びに Nb:0.005〜0.20％,Ti:0.005〜0.20％， V:0.005〜0.20％ の１種以上をも含み、残部がFe及び不可避不純物から成
   る鋼片を、1000℃以上に再加熱後〔Ar₃点−100℃〕以上
   Ar₃点未満の仕上温度で連続熱間仕上圧延を終了し、10
   ℃/sec以上の冷却速度にて500℃以下まで冷却した後、
   巻取ることを特徴とする、熱延鋼板の製造方法。
5. 【請求項５】重量割合にて C:0.20％以下,Si:2.0％以下， Mn:0.1〜2.5％,P:0.10％以下， S:0.05％以下,sol.Al:0.10％以下， Cu:0.5〜3.0％,Ni:0.1〜1.5％ を含有すると共に、 B:0.0003〜0.0080％， Mo:0.1〜3.0％ の１種以上をも含み、残部がFe及び不可避不純物から成
   る鋼片を、1000℃以上に再加熱後〔Ar₃点−100℃〕以上
   の仕上温度で連続熱間仕上圧延を終了し、10℃/sec以上
   の冷却速度にて500℃以下まで冷却した後、巻取ること
   を特徴とする、熱延鋼板の製造方法。
6. 【請求項６】重量割合にて C:0.20％以下,Si:2.0％以下， Mn:0.1〜2.5％,P:0.10％以下， S:0.05％以下,sol.Al:0.10％以下， Cu:0.5〜3.0％,Ni:0.1〜1.5％ を含有すると共に、 B:0.0003〜0.0080％， Mo:0.1〜3.0％ の１種以上、並びに Ca:0.0002〜0.01％,Zr:0.01〜0.10％， 希土類元素:0.002〜0.10％ の１種以上をも含み、残部がFe及び不可避不純物から成
   る鋼片を、1000℃以上に再加熱後〔Ar₃点−100℃〕以上
   の仕上温度で連続熱間仕上圧延を終了し、10℃/sec以上
   の冷却速度にて500℃以下まで冷却した後、巻取ること
   を特徴とする、熱延鋼板の製造方法。
7. 【請求項７】重量割合にて C:0.20％以下,Si:2.0％以下， Mn:0.1〜2.5％,P:0.10％以下， S:0.05％以下,sol.Al:0.10％以下， Cu:0.5〜3.0％,Ni:0.1〜1.5％ を含有すると共に、 B:0.0003〜0.0080％， Mo:0.1〜3.0％ の１種以上、並びに Nb:0.005〜0.20％,Ti:0.005〜0.20％， V:0.005〜0.20％ の１種以上をも含み、残部がFe及び不可避不純物から成
   る鋼片を、1000℃以上に再加熱後〔Ar₃点−100℃〕以上
   の仕上温度で連続熱間仕上圧延を終了し、10℃/sec以上
   の冷却速度にて500℃以下まで冷却した後、巻取ること
   を特徴とする、熱延鋼板の製造方法。
8. 【請求項８】重量割合にて C:0.20％以下,Si:2.0％以下， Mn:0.1〜2.5％,P:0.10％以下， S:0.05％以下,sol.Al:0.10％以下， Cu:0.5〜3.0％,Ni:0.1〜1.5％ を含有すると共に、 B:0.0003〜0.0080％， Mo:0.1〜3.0％ の１種以上、及び Ca:0.0002〜0.01％,Zr:0.01〜0.10％， 希土類元素:0.002〜0.10％ の１種以上、並びに Nb:0.005〜0.20％,Ti:0.005〜0.20％， V:0.005〜0.20％ の１種以上をも含み、残部がFe及び不可避不純物から成
   る鋼片を、1000℃以上に再加熱後〔Ar₃点−100℃〕以上
   の仕上温度で連続熱間仕上圧延を終了し、10℃/sec以上
   の冷却速度にて500℃以下まで冷却した後、巻取ること
   を特徴とする、熱延鋼板の製造方法。
9. 【請求項９】鋼片を鋳造後、再加熱処理を行うことなく
   1000℃以上から熱間圧延を開始する、請求項１乃至８の
   何れかに記載の熱延鋼板の製造方法。