JPH07286243A - 加工性に優れた自動車足廻り部品用高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
加工性に優れた自動車足廻り部品用高強度熱延鋼板およびその製造方法Info
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- JPH07286243A JPH07286243A JP8181194A JP8181194A JPH07286243A JP H07286243 A JPH07286243 A JP H07286243A JP 8181194 A JP8181194 A JP 8181194A JP 8181194 A JP8181194 A JP 8181194A JP H07286243 A JPH07286243 A JP H07286243A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 強度が７８０N/mm2 以上であり、しかも製造
が熱延工程のみで複雑な後工程を伴わず安易である上、
加工性も安定して優れて薄肉化の進む自動車の足廻り部
品用の鋼板に適し、自動車の軽量化、燃費低減に寄与す
る。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０７〜０．１２％、Ｓｉ
≦０．６０％、Ｍｎ：２．０〜２．５％、Ｐ：０．０２
０〜０．０８０％、Ｓ≦０．０１０％、Ａｌ：０．００
４〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０２５〜０．０６０％、
Ｔｉ：０．１０〜０．１５％を含みかつ、（１）式を満
たし、残部がＦｅと不可避的不純物とよりなっていて、
圧延ままで平均結晶粒径５μｍ以下の細粒フェライト組
織と円相当径１．３μｍ以下のセメンタイトを含む平均
結晶粒径５μｍ以下の細粒フェライト組織の２種類の組
織のうち、どちらか一方または両方からなる組織を有す
る。 ７００≧−３９６×Ｃ＋２６．８×Ｓｉ−６８．１×Ｍ
ｎ＋８５８…（１）
が熱延工程のみで複雑な後工程を伴わず安易である上、
加工性も安定して優れて薄肉化の進む自動車の足廻り部
品用の鋼板に適し、自動車の軽量化、燃費低減に寄与す
る。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０７〜０．１２％、Ｓｉ
≦０．６０％、Ｍｎ：２．０〜２．５％、Ｐ：０．０２
０〜０．０８０％、Ｓ≦０．０１０％、Ａｌ：０．００
４〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０２５〜０．０６０％、
Ｔｉ：０．１０〜０．１５％を含みかつ、（１）式を満
たし、残部がＦｅと不可避的不純物とよりなっていて、
圧延ままで平均結晶粒径５μｍ以下の細粒フェライト組
織と円相当径１．３μｍ以下のセメンタイトを含む平均
結晶粒径５μｍ以下の細粒フェライト組織の２種類の組
織のうち、どちらか一方または両方からなる組織を有す
る。 ７００≧−３９６×Ｃ＋２６．８×Ｓｉ−６８．１×Ｍ
ｎ＋８５８…（１）
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車の足廻り用鋼材
に適した、成形性の良好な引張強さ７８０N/mm2 以上の
高強度熱延鋼板に関するものである。
に適した、成形性の良好な引張強さ７８０N/mm2 以上の
高強度熱延鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車の燃費向上に向け、車体の
軽量化が進んでいる。このために自動車用鋼板の薄肉化
が進んでいるが、自動車の安全性を阻害しないためには
薄肉化された鋼板の強度は向上させなければならない。
しかし、鋼は高強度化されると加工性が劣化するため、
自動車の軽量化のためには鋼板の強度と加工性を両立さ
せることが重要な課題となる。自動車の足廻り部品も同
様に薄肉化と高強度化が行われている部品であり、これ
らに用いられる鋼材においても強度と加工性の両立が重
要視されている。現状では、これらの部品に適用されて
いる高強度鋼板の強度は、高強度化により生ずる加工性
の劣化に起因する成形不良のため、高くても５９０N/mm
2 程度である。
軽量化が進んでいる。このために自動車用鋼板の薄肉化
が進んでいるが、自動車の安全性を阻害しないためには
薄肉化された鋼板の強度は向上させなければならない。
しかし、鋼は高強度化されると加工性が劣化するため、
自動車の軽量化のためには鋼板の強度と加工性を両立さ
せることが重要な課題となる。自動車の足廻り部品も同
様に薄肉化と高強度化が行われている部品であり、これ
らに用いられる鋼材においても強度と加工性の両立が重
要視されている。現状では、これらの部品に適用されて
いる高強度鋼板の強度は、高強度化により生ずる加工性
の劣化に起因する成形不良のため、高くても５９０N/mm
2 程度である。
【０００３】自動車の足廻り部品に適した鋼板として開
示された従来の技術として例えば、特開昭５７−１５５
３４７号公報に記載されたものがある。この技術は鋼に
Ｓｉ，Ｍｎ、およびＰを適量添加し、フラッシュバット
溶接部の溶接性を良好としたものである。また、同様に
強度および加工性をともに良好なものとする技術とし
て、特公昭５７−４７２５６号公報に記載されたものが
ある。これは組織を、占積率８５％以上の細粒フェライ
ト、炭化物からなる組織および占積率１５％以下のベイ
ナイト組織との両者よりなる組織とすることにより、同
じく高強度鋼に用いられるベイナイト組織、またはマル
テンサイト組織より加工性を良好なものとし、かつその
フェライト粒度をＡＳＴＭ No．で１２番以上の細粒と
して高い強度を得るものである。
示された従来の技術として例えば、特開昭５７−１５５
３４７号公報に記載されたものがある。この技術は鋼に
Ｓｉ，Ｍｎ、およびＰを適量添加し、フラッシュバット
溶接部の溶接性を良好としたものである。また、同様に
強度および加工性をともに良好なものとする技術とし
て、特公昭５７−４７２５６号公報に記載されたものが
ある。これは組織を、占積率８５％以上の細粒フェライ
ト、炭化物からなる組織および占積率１５％以下のベイ
ナイト組織との両者よりなる組織とすることにより、同
じく高強度鋼に用いられるベイナイト組織、またはマル
テンサイト組織より加工性を良好なものとし、かつその
フェライト粒度をＡＳＴＭ No．で１２番以上の細粒と
して高い強度を得るものである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】特開昭５７−１５５３
４７号公報に開示された技術では、フラッシュバット溶
接後の溶接部の延性をよくするためにＳｉ，Ｍｎ、およ
びＰを適度に添加するものであるが、この技術は溶接後
の溶接部の加工性を良好とするもので、素材の加工性は
考慮していない。素材の材質は熱延条件により変化する
組織の変化に大きく依存するため、成分系によってのみ
規定される本鋼板の製造後の素材の加工性が常に良好で
あるとは考えられず、成形に耐え得る素材加工性が必須
である足廻り用鋼板としては、本技術による鋼板は十分
な特性を有していない。
４７号公報に開示された技術では、フラッシュバット溶
接後の溶接部の延性をよくするためにＳｉ，Ｍｎ、およ
びＰを適度に添加するものであるが、この技術は溶接後
の溶接部の加工性を良好とするもので、素材の加工性は
考慮していない。素材の材質は熱延条件により変化する
組織の変化に大きく依存するため、成分系によってのみ
規定される本鋼板の製造後の素材の加工性が常に良好で
あるとは考えられず、成形に耐え得る素材加工性が必須
である足廻り用鋼板としては、本技術による鋼板は十分
な特性を有していない。
【０００５】また、特公昭５７−４７２５６号公報に開
示された技術も、冷間加工性に優れた高強度熱延鋼板を
提供するものである。この技術により与えられる鋼板の
特性は、実施例を見ると、よいもので強度が８０４．６
N/mm2 であり伸びがたかだか２１．０％である（ＴＳ×
Ｔ．Ｅｌ＝１６８９６N/mm2 ％）。この特性では、足廻
り部品としての加工に耐え、使用され得るには不十分で
ある。足廻り部品として使用され得るためには、よりい
っそう加工性を向上させ、ＴＳ×Ｔ．Ｅｌ≧１７０００
N/mm2 ％の鋼板を得ることが必要である。特に足廻り用
鋼板の加工性を良好とするには、素材の延性の中でも一
様伸びが良好であり、強度ＴＳ（N/mm2 ）と一様伸び
Ｕ．Ｅｌ（％）の積で１００００（N/mm2 ％）以上であ
ることが必要とされる。本発明は、これらの問題点を克
服し、自動車の足廻り用部品としての加工に耐え得る十
分な加工性を持ち、中でも特に強度と一様伸びのバラン
スに優れた強度７８０N/mm2 の高強度熱延鋼板およびそ
の製造方法を提供するものである。
示された技術も、冷間加工性に優れた高強度熱延鋼板を
提供するものである。この技術により与えられる鋼板の
特性は、実施例を見ると、よいもので強度が８０４．６
N/mm2 であり伸びがたかだか２１．０％である（ＴＳ×
Ｔ．Ｅｌ＝１６８９６N/mm2 ％）。この特性では、足廻
り部品としての加工に耐え、使用され得るには不十分で
ある。足廻り部品として使用され得るためには、よりい
っそう加工性を向上させ、ＴＳ×Ｔ．Ｅｌ≧１７０００
N/mm2 ％の鋼板を得ることが必要である。特に足廻り用
鋼板の加工性を良好とするには、素材の延性の中でも一
様伸びが良好であり、強度ＴＳ（N/mm2 ）と一様伸び
Ｕ．Ｅｌ（％）の積で１００００（N/mm2 ％）以上であ
ることが必要とされる。本発明は、これらの問題点を克
服し、自動車の足廻り用部品としての加工に耐え得る十
分な加工性を持ち、中でも特に強度と一様伸びのバラン
スに優れた強度７８０N/mm2 の高強度熱延鋼板およびそ
の製造方法を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記に鑑み、本発明者ら
は良好な加工性と高強度を得るための成分系、熱延条件
について鋭意検討を重ね本発明にいたった。その経過を
以下に示す。組織が微細である程鋼板の強度延性バラン
スが良好となることは従来より知られていた。そのため
の条件を検討した結果、Ｃ，Ｍｎの添加、Ｓｉの低減に
より組織は細粒になることが分かった。組織とＣ，Ｓ
ｉ，Ｍｎの量、および熱延条件の関係を定量的に検討し
た結果、熱延条件を先に示した条件を満たすものとし、
かつ、成分を（１）式を満たすものとしたとき、組織が
十分細粒なものとなり強度延性バランスが良好となるこ
とを知見した。 ７００≧−３９６×Ｃ＋２６．８×Ｓｉ−６８．１×Ｍ
ｎ＋８５８…（１）
は良好な加工性と高強度を得るための成分系、熱延条件
について鋭意検討を重ね本発明にいたった。その経過を
以下に示す。組織が微細である程鋼板の強度延性バラン
スが良好となることは従来より知られていた。そのため
の条件を検討した結果、Ｃ，Ｍｎの添加、Ｓｉの低減に
より組織は細粒になることが分かった。組織とＣ，Ｓ
ｉ，Ｍｎの量、および熱延条件の関係を定量的に検討し
た結果、熱延条件を先に示した条件を満たすものとし、
かつ、成分を（１）式を満たすものとしたとき、組織が
十分細粒なものとなり強度延性バランスが良好となるこ
とを知見した。 ７００≧−３９６×Ｃ＋２６．８×Ｓｉ−６８．１×Ｍ
ｎ＋８５８…（１）
【０００７】しかし、自動車足廻り用鋼板としての必要
特性を満たすためには、その細粒化の効果のみでは不十
分である。さらに、材質を向上させるためにＭｎ，Ｐ，
Ｔｉ量と材質の関係を綿密に調査し、次のような知見を
得て本発明にいたった。即ち、Ｐは従来より延性を害す
る元素として知られており、低く抑えられてきたが、Ｍ
ｎ，Ｔｉを適量（Ｍｎ：２．０〜２．５％、Ｔｉ：０．
１０〜０．１５％）含んだ鋼に、Ｐを過剰（０．０２０
％以上）に添加することにより、Ｐの一様伸びを向上さ
せる効果が発現し、鋼の一様伸びが向上し、強度−延性
バランスが従来鋼より良好となることを知見した。この
効果を利用することにより初めて自動車足廻り用鋼板と
して十分な強度と加工性を得ることができた。
特性を満たすためには、その細粒化の効果のみでは不十
分である。さらに、材質を向上させるためにＭｎ，Ｐ，
Ｔｉ量と材質の関係を綿密に調査し、次のような知見を
得て本発明にいたった。即ち、Ｐは従来より延性を害す
る元素として知られており、低く抑えられてきたが、Ｍ
ｎ，Ｔｉを適量（Ｍｎ：２．０〜２．５％、Ｔｉ：０．
１０〜０．１５％）含んだ鋼に、Ｐを過剰（０．０２０
％以上）に添加することにより、Ｐの一様伸びを向上さ
せる効果が発現し、鋼の一様伸びが向上し、強度−延性
バランスが従来鋼より良好となることを知見した。この
効果を利用することにより初めて自動車足廻り用鋼板と
して十分な強度と加工性を得ることができた。
【０００８】本発明は、このよう経過を経てなされたも
のであって以下の通りの構成を要旨としている。すなわ
ち、手段１は重量％でＣ：０．０７〜０．１２％以下、
Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：２．０〜２．５％以下、
Ｐ：０．０２０〜０．０８０％以下、Ｓ：０．０１０％
以下、Ａｌ：０．００４〜０．０５０％以下、Ｎｂ：
０．０２〜０．０６０％以下、Ｔｉ：０．１０超〜０．
１５％以下を含み、かつ（１）式を満たし、残部がＦｅ
と不可避的不純物とよりなっていて、圧延ままで、平均
結晶粒径５μｍ以下の細粒フェライト組織と円相当径
１．３μｍ以下のセメンタイトを含む平均結晶粒径５μ
ｍ以下の細粒フェライト組織（図１）の２種類の組織の
うち、どちらか一方または両方からなる組織を有し、引
張強さが７８０N/mm2 以上で、かつ引張強さＴＳ（N/mm
2 ）と一様伸びＵ．Ｅｌ（％）の積が１００００N/mm2
％以上、引張強さＴＳ（N/mm2 ）と全伸びＴ．Ｅｌ
（％）の積が１７０００N/mm2 ％以上であることを特徴
とする成形性に優れた高強度熱延鋼板。 ７００≧−３９６×Ｃ＋２６．８×Ｓｉ−６８．１×Ｍ
ｎ＋８５８…（１）
のであって以下の通りの構成を要旨としている。すなわ
ち、手段１は重量％でＣ：０．０７〜０．１２％以下、
Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：２．０〜２．５％以下、
Ｐ：０．０２０〜０．０８０％以下、Ｓ：０．０１０％
以下、Ａｌ：０．００４〜０．０５０％以下、Ｎｂ：
０．０２〜０．０６０％以下、Ｔｉ：０．１０超〜０．
１５％以下を含み、かつ（１）式を満たし、残部がＦｅ
と不可避的不純物とよりなっていて、圧延ままで、平均
結晶粒径５μｍ以下の細粒フェライト組織と円相当径
１．３μｍ以下のセメンタイトを含む平均結晶粒径５μ
ｍ以下の細粒フェライト組織（図１）の２種類の組織の
うち、どちらか一方または両方からなる組織を有し、引
張強さが７８０N/mm2 以上で、かつ引張強さＴＳ（N/mm
2 ）と一様伸びＵ．Ｅｌ（％）の積が１００００N/mm2
％以上、引張強さＴＳ（N/mm2 ）と全伸びＴ．Ｅｌ
（％）の積が１７０００N/mm2 ％以上であることを特徴
とする成形性に優れた高強度熱延鋼板。 ７００≧−３９６×Ｃ＋２６．８×Ｓｉ−６８．１×Ｍ
ｎ＋８５８…（１）
【０００９】手段２は前記記載の成分の他に重量％で、
Ｃａ：０．００２〜０．０１０％以下、および／または
ＲＥＭ：０．００２〜０．０５０％以下を含むことを特
徴とする成形性に優れた高強度熱延鋼板。手段３は、手
段１で示される鋼を１２３０℃以上の温度域に加熱し、
熱延仕上げ温度を（２）式で示される温度Ｔ１＋１５０
（℃）以上で９２０℃より低い温度とし、５００℃以上
〜６００℃以下の温度領域で巻取ることを特徴とする、
圧延ままで平均結晶粒径５μｍ以下の細粒フェライト組
織（図１）と、円相当径１．３μｍ以下のセメンタイト
を含む平均結晶粒径５μｍ以下の微細フェライト組織の
２種類の組織のうち、どちらか一方または両方からなる
組織を有し、引張強さが７８０N/mm2 以上で、かつ引張
強さＴＳ（N/mm2 ）と一様伸びＵ．Ｅｌ（％）の積が１
００００N/mm2 ％以上、引張強さＴＳ（N/mm2 ）と全伸
びＴ．Ｅｌ（％）の積が１７０００N/mm2 ％以上である
ことを特徴とする成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造
方法。 Ｔ１（℃）＝−３９６×Ｃ＋２６．８×Ｓｉ−６８．１
×Ｍｎ＋８５８…………………（２）
Ｃａ：０．００２〜０．０１０％以下、および／または
ＲＥＭ：０．００２〜０．０５０％以下を含むことを特
徴とする成形性に優れた高強度熱延鋼板。手段３は、手
段１で示される鋼を１２３０℃以上の温度域に加熱し、
熱延仕上げ温度を（２）式で示される温度Ｔ１＋１５０
（℃）以上で９２０℃より低い温度とし、５００℃以上
〜６００℃以下の温度領域で巻取ることを特徴とする、
圧延ままで平均結晶粒径５μｍ以下の細粒フェライト組
織（図１）と、円相当径１．３μｍ以下のセメンタイト
を含む平均結晶粒径５μｍ以下の微細フェライト組織の
２種類の組織のうち、どちらか一方または両方からなる
組織を有し、引張強さが７８０N/mm2 以上で、かつ引張
強さＴＳ（N/mm2 ）と一様伸びＵ．Ｅｌ（％）の積が１
００００N/mm2 ％以上、引張強さＴＳ（N/mm2 ）と全伸
びＴ．Ｅｌ（％）の積が１７０００N/mm2 ％以上である
ことを特徴とする成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造
方法。 Ｔ１（℃）＝−３９６×Ｃ＋２６．８×Ｓｉ−６８．１
×Ｍｎ＋８５８…………………（２）
【００１０】
【作用】以下、発明の構成要件について説明を行う。本
発明鋼の組織は圧延ままで、平均結晶５μｍ以下の細粒
フェライト組織と円相当径１．３μｍ以下のセメンタイ
トを含む、平均結晶粒径５μｍ以下の細粒フェライト組
織（図１）の２種類の組織のうち、どちらか一方または
両方からなる組織とすべきである。鋼は、これらの組織
を持つことにより高強度と高延性を兼ね備えることがで
きる。
発明鋼の組織は圧延ままで、平均結晶５μｍ以下の細粒
フェライト組織と円相当径１．３μｍ以下のセメンタイ
トを含む、平均結晶粒径５μｍ以下の細粒フェライト組
織（図１）の２種類の組織のうち、どちらか一方または
両方からなる組織とすべきである。鋼は、これらの組織
を持つことにより高強度と高延性を兼ね備えることがで
きる。
【００１１】次に、本発明の成分の限定理由について詳
述する。Ｃは、鋼に所用の強度を与えるために必要な元
素であって、少なくとも０．０７％以上の添加が必要で
ある。一方、Ｃを過多に添加することは、素材延性を確
保する上で好ましくなく、本発明鋼においては、Ｃ添加
量の上限を０．１２％とする。Ｓｉは鋼の強度を高める
ために必要である。しかし、過多にあると表面性状を劣
化するのでその上限を０．６％とする。
述する。Ｃは、鋼に所用の強度を与えるために必要な元
素であって、少なくとも０．０７％以上の添加が必要で
ある。一方、Ｃを過多に添加することは、素材延性を確
保する上で好ましくなく、本発明鋼においては、Ｃ添加
量の上限を０．１２％とする。Ｓｉは鋼の強度を高める
ために必要である。しかし、過多にあると表面性状を劣
化するのでその上限を０．６％とする。
【００１２】Ｍｎは本発明鋼おいて固溶強化を通じて鋼
を強化する元素として用いると同時に次に述べるＴｉと
同じようにＰの一様伸びを向上させる効果を発現させる
元素として用いる。そのための適切なＭｎ量の範囲は
２．０〜２．５％であるのでそれらをＭｎ量の上下限と
する。
を強化する元素として用いると同時に次に述べるＴｉと
同じようにＰの一様伸びを向上させる効果を発現させる
元素として用いる。そのための適切なＭｎ量の範囲は
２．０〜２．５％であるのでそれらをＭｎ量の上下限と
する。
【００１３】Ｔｉは、本発明鋼においては、析出強化を
通じて鋼を強化する元素として用いると同時に、Ｍｎと
同じようにＰの一様伸びを向上させる元素として用い
る。そのための適切なＴｉ量の範囲は０．１０〜０．１
５％であるので、それらをＴｉ量の上下限とする。
通じて鋼を強化する元素として用いると同時に、Ｍｎと
同じようにＰの一様伸びを向上させる元素として用い
る。そのための適切なＴｉ量の範囲は０．１０〜０．１
５％であるので、それらをＴｉ量の上下限とする。
【００１４】Ｐは本発明鋼おいて、一様伸びを向上させ
鋼を安定して高強度、良加工性に維持する元素として用
いる。Ｐのこの効果は、Ｍｎ，Ｔｉが適量（Ｍｎ：２．
０〜２．５％、Ｔｉ：０．１０〜０．１５％）のときに
のみ発現する。Ｍｎ，Ｔｉ量が適量のときでもＰ量が
０．０２％よりも少ないときは、一様伸びが低く引張強
さＴＳ（N/mm2 ）と全伸びＴ．Ｅｌ（％）の積は１７０
００N/mm2 ％より小さくなり、加工用の高強度鋼板とし
ては不向きであるのに対し、Ｐ量を０．０２％以上とす
ると一様伸びが増大し強度延性バランスも安定して良好
とすることができる。したがって、Ｐの下限は０．０２
％とする。Ｐが過多にあると、溶接性の劣化が著しくな
るのでその上限は０．０８％とする。
鋼を安定して高強度、良加工性に維持する元素として用
いる。Ｐのこの効果は、Ｍｎ，Ｔｉが適量（Ｍｎ：２．
０〜２．５％、Ｔｉ：０．１０〜０．１５％）のときに
のみ発現する。Ｍｎ，Ｔｉ量が適量のときでもＰ量が
０．０２％よりも少ないときは、一様伸びが低く引張強
さＴＳ（N/mm2 ）と全伸びＴ．Ｅｌ（％）の積は１７０
００N/mm2 ％より小さくなり、加工用の高強度鋼板とし
ては不向きであるのに対し、Ｐ量を０．０２％以上とす
ると一様伸びが増大し強度延性バランスも安定して良好
とすることができる。したがって、Ｐの下限は０．０２
％とする。Ｐが過多にあると、溶接性の劣化が著しくな
るのでその上限は０．０８％とする。
【００１５】図２及び図３は、それぞれＣ：０．０９
％、Ｓｉ：０．３０％、Ｍｎ：２．２％、Ｓ：０．００
７％、Ｎｂ：０．０４１％、Ｔｉ：０．１０５％を基本
成分としＰ量の異なる鋼を、１２５０℃に加熱し８５０
℃で圧延を終了し５５０℃で巻取った２．５mm厚の熱延
鋼板のＰ量と、引張強さＴＳ（N/mm2 ）と一様伸びＵ．
Ｅｌの積（強度一様伸びバランス）、及び引張強さＴＳ
（N/mm2 ）と全伸びＴ．Ｅｌ（％）の積の関係を示す図
である。これらの図から明らかなように、Ｍｎ，Ｔｉ量
が適量のときでもＰ量が０．０２％より少ないときは、
得られる強度一様伸びバランスも悪く、強度延性バラン
スも悪い（ＴＳ×Ｔ．Ｅｌ≦１７０００N/mm2 ％）。こ
れに対し、Ｍｎ，Ｔｉ量が適量のときＰ量を０．０２％
以上とすると、高強度でかつ強度と伸びのバランスの良
好な鋼板を安定して得ることができることがわかる。
％、Ｓｉ：０．３０％、Ｍｎ：２．２％、Ｓ：０．００
７％、Ｎｂ：０．０４１％、Ｔｉ：０．１０５％を基本
成分としＰ量の異なる鋼を、１２５０℃に加熱し８５０
℃で圧延を終了し５５０℃で巻取った２．５mm厚の熱延
鋼板のＰ量と、引張強さＴＳ（N/mm2 ）と一様伸びＵ．
Ｅｌの積（強度一様伸びバランス）、及び引張強さＴＳ
（N/mm2 ）と全伸びＴ．Ｅｌ（％）の積の関係を示す図
である。これらの図から明らかなように、Ｍｎ，Ｔｉ量
が適量のときでもＰ量が０．０２％より少ないときは、
得られる強度一様伸びバランスも悪く、強度延性バラン
スも悪い（ＴＳ×Ｔ．Ｅｌ≦１７０００N/mm2 ％）。こ
れに対し、Ｍｎ，Ｔｉ量が適量のときＰ量を０．０２％
以上とすると、高強度でかつ強度と伸びのバランスの良
好な鋼板を安定して得ることができることがわかる。
【００１６】Ｓは種々の硫化物系介在物を作り、素材の
延性、伸びフランジ性等の加工性を著しく損なう元素で
あり、できるだけ少ないことが望ましく、０．０１０％
以下にする必要がある。Ｎｂは析出強化を通して鋼を強
化するとともに溶接性を向上させる元素であるので０．
０２５％以上の添加を必要とする。しかし、０．０６％
以上添加してもそれらの効果は飽和し経済的でなくなる
ので上限を０．０６％とする。
延性、伸びフランジ性等の加工性を著しく損なう元素で
あり、できるだけ少ないことが望ましく、０．０１０％
以下にする必要がある。Ｎｂは析出強化を通して鋼を強
化するとともに溶接性を向上させる元素であるので０．
０２５％以上の添加を必要とする。しかし、０．０６％
以上添加してもそれらの効果は飽和し経済的でなくなる
ので上限を０．０６％とする。
【００１７】Ａｌは、鋼の脱酸のために必要であり０．
０１％以上の添加を必要とする。しかし、過多に添加す
るとアルミナ系介在物を増加させ素材延性を劣化させる
のでその上限を０．０５％とする。
０１％以上の添加を必要とする。しかし、過多に添加す
るとアルミナ系介在物を増加させ素材延性を劣化させる
のでその上限を０．０５％とする。
【００１８】（１）式による成分の規制は本発明におい
て重要な構成要素である。Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎの量が（１）
式を満たさなければ強度延性バランスを良好とするよう
な細粒組織が得られない。これは、先に示したような
Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎの組織に与える効果のためである。した
がって、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ量が（１）式を満たすことが本
発明の必須の条件である。 ７００≧−３９６×Ｃ＋２６．８×Ｓｉ−６８．１×Ｍ
ｎ＋８５８…（１）
て重要な構成要素である。Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎの量が（１）
式を満たさなければ強度延性バランスを良好とするよう
な細粒組織が得られない。これは、先に示したような
Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎの組織に与える効果のためである。した
がって、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ量が（１）式を満たすことが本
発明の必須の条件である。 ７００≧−３９６×Ｃ＋２６．８×Ｓｉ−６８．１×Ｍ
ｎ＋８５８…（１）
【００１９】この他に、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Ｃａおよび／またはＲＥＭ
を添加することができる。これらの元素は少なすぎると
その効果が得られないのでそれらの下限を共に０．００
２％とする。しかし、それらが過多にあると逆に鋼中の
介在物が多くなりすぎて冷間加工性が劣化するため、そ
れらの上限はそれぞれＣａ：０．０１０％、ＲＥＭ：
０．０５０％とする。
工性を改善する作用を有するＣａおよび／またはＲＥＭ
を添加することができる。これらの元素は少なすぎると
その効果が得られないのでそれらの下限を共に０．００
２％とする。しかし、それらが過多にあると逆に鋼中の
介在物が多くなりすぎて冷間加工性が劣化するため、そ
れらの上限はそれぞれＣａ：０．０１０％、ＲＥＭ：
０．０５０％とする。
【００２０】次に熱延条件について詳述する。加熱温度
は、圧延前段階でＴｉおよびＮｂが溶けた状態であるこ
とが必要であることから１２３０℃以上が必要である。
仕上げ圧延温度は、（２）式に示される温度Ｔ１＋１５
０（℃）以上としなければならない。これは、仕上げ圧
延温度がこの温度より低いと表層に粒径５μｍ以上の粗
大粒が発生する可能性が生ずるためである。また、上限
は９２０℃以下とする必要がある。これは、仕上げ圧延
温度をこれより高くすると組織が粗大化し粒径が５μｍ
以上となり、強度延性バランスが良好でなくなるためで
ある。
は、圧延前段階でＴｉおよびＮｂが溶けた状態であるこ
とが必要であることから１２３０℃以上が必要である。
仕上げ圧延温度は、（２）式に示される温度Ｔ１＋１５
０（℃）以上としなければならない。これは、仕上げ圧
延温度がこの温度より低いと表層に粒径５μｍ以上の粗
大粒が発生する可能性が生ずるためである。また、上限
は９２０℃以下とする必要がある。これは、仕上げ圧延
温度をこれより高くすると組織が粗大化し粒径が５μｍ
以上となり、強度延性バランスが良好でなくなるためで
ある。
【００２１】図４はＰ以外の成分をＣ：０．０９％、Ｓ
ｉ：０．３０％、Ｍｎ：２．２０％、Ｓ：０．００７
％、Ｎｂ：０．０４０％、Ｔｉ：０．１１％としＰ量を
０．０４９％、０．０１５％を基本成分とした鋼を、加
熱温度を１２５０℃、巻取り温度を５５０℃として、異
なる仕上げ圧延温度で熱延したときの仕上げ圧延温度と
引張強さＴＳ（N/mm2 ）と全伸びＴ．Ｅｌ（％）の積と
の関係である。
ｉ：０．３０％、Ｍｎ：２．２０％、Ｓ：０．００７
％、Ｎｂ：０．０４０％、Ｔｉ：０．１１％としＰ量を
０．０４９％、０．０１５％を基本成分とした鋼を、加
熱温度を１２５０℃、巻取り温度を５５０℃として、異
なる仕上げ圧延温度で熱延したときの仕上げ圧延温度と
引張強さＴＳ（N/mm2 ）と全伸びＴ．Ｅｌ（％）の積と
の関係である。
【００２２】この図から明らかなように、仕上げ圧延温
度が（２）式で示される温度Ｔ１＋１５０（℃）以上で
かつ９２０℃以下のとき、高強度でかつ延性の良好な鋼
板を得ることができ、また、この効果はＰ量が前記の所
定量でないと得られないこともわかる。 Ｔ１（℃）＝−３９６×Ｃ＋２６．８×Ｓｉ−６８．１
×Ｍｎ＋８５８…………………（２）
度が（２）式で示される温度Ｔ１＋１５０（℃）以上で
かつ９２０℃以下のとき、高強度でかつ延性の良好な鋼
板を得ることができ、また、この効果はＰ量が前記の所
定量でないと得られないこともわかる。 Ｔ１（℃）＝−３９６×Ｃ＋２６．８×Ｓｉ−６８．１
×Ｍｎ＋８５８…………………（２）
【００２３】巻取り温度は５００℃以上〜６００℃以下
とする必要がある。５００℃以下であるとベイナイト組
織が混入しやすくなり延性が劣化する場合がある。ま
た、６００℃以上であると巻取り後に粒成長が進み目的
の強度が得られない。
とする必要がある。５００℃以下であるとベイナイト組
織が混入しやすくなり延性が劣化する場合がある。ま
た、６００℃以上であると巻取り後に粒成長が進み目的
の強度が得られない。
【００２４】
【実施例】表１に示す供試鋼を雰囲気炉にて厚さ５０mm
の鋼塊に溶製し、それらを同表に付した加熱温度、仕上
げ圧延温度、巻取り温度にて板厚２．５mmの圧延板と
し、それらの引張試験を行った。それらの機械的性質、
組織を表２に示す。
の鋼塊に溶製し、それらを同表に付した加熱温度、仕上
げ圧延温度、巻取り温度にて板厚２．５mmの圧延板と
し、それらの引張試験を行った。それらの機械的性質、
組織を表２に示す。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】
【表３】
【００２８】表１において鋼Ａ〜鋼Ｇは本発明例であ
る。それに対し、鋼Ｊ，ＫはそれぞれＭｎ，Ｃが多すぎ
るために伸びが劣化している。また、鋼ＬはＣが所定の
量より少ないために所定の強度がでていない。鋼Ｍは巻
取り温度が低すぎるために組織にベイナイトが混入し延
性が不足となっている。鋼Ｎは巻取り温度が高すぎるた
めに強度不足となっている。鋼Ｏは成分が（１）式を満
たしていないので、組織が本発明によるものより粗大と
なっており強度延性バランスが劣化している。 ７００≧−３９６×Ｃ＋２６．８×Ｓｉ−６８．１×Ｍ
ｎ＋８５８…（１）
る。それに対し、鋼Ｊ，ＫはそれぞれＭｎ，Ｃが多すぎ
るために伸びが劣化している。また、鋼ＬはＣが所定の
量より少ないために所定の強度がでていない。鋼Ｍは巻
取り温度が低すぎるために組織にベイナイトが混入し延
性が不足となっている。鋼Ｎは巻取り温度が高すぎるた
めに強度不足となっている。鋼Ｏは成分が（１）式を満
たしていないので、組織が本発明によるものより粗大と
なっており強度延性バランスが劣化している。 ７００≧−３９６×Ｃ＋２６．８×Ｓｉ−６８．１×Ｍ
ｎ＋８５８…（１）
【００２９】鋼Ｐは、Ｔｉ量が所定の量より少ない。そ
のため、Ｍｎ量，Ｐ量が適量であるにもかかわらず、Ｔ
ｉ量が適切でないので強度と一様伸び、及び全伸びのバ
ランスがよくない。鋼Ｑは、Ｍｎ量が所定の量より少な
い。そのため、Ｔｉ量，Ｐ量が適量であるにもかかわら
ず、Ｍｎ量が適切でないので強度と一様伸び、及び全伸
びのバランスがよくない。
のため、Ｍｎ量，Ｐ量が適量であるにもかかわらず、Ｔ
ｉ量が適切でないので強度と一様伸び、及び全伸びのバ
ランスがよくない。鋼Ｑは、Ｍｎ量が所定の量より少な
い。そのため、Ｔｉ量，Ｐ量が適量であるにもかかわら
ず、Ｍｎ量が適切でないので強度と一様伸び、及び全伸
びのバランスがよくない。
【００３０】
【発明の効果】本発明による熱延鋼板は、強度が７８０
N/mm2 以上であり、しかも製造が熱延工程のみで複雑な
後工程を伴わず安易である上、加工性も安定して優れて
いるため、薄肉化の進む自動車の足廻り部品用の鋼板に
適しており、自動車の軽量化、燃費低減に寄与する。
N/mm2 以上であり、しかも製造が熱延工程のみで複雑な
後工程を伴わず安易である上、加工性も安定して優れて
いるため、薄肉化の進む自動車の足廻り部品用の鋼板に
適しており、自動車の軽量化、燃費低減に寄与する。
【図１】本発明により得られる鋼の組織を示す顕微鏡写
真である。
真である。
【図２】仕上げ圧延温度を８５０℃としたときのＰ量
と、引張強さＴＳ（N/mm2 ）と一様伸びＵ．Ｅｌ（％）
の積を示す図表である。
と、引張強さＴＳ（N/mm2 ）と一様伸びＵ．Ｅｌ（％）
の積を示す図表である。
【図３】仕上げ圧延温度を８５０℃としたときのＰ量と
引張強さＴＳ（N/mm2 ）と全伸びＴ．Ｅｌ（％）の積と
の関係を示す図表である。
引張強さＴＳ（N/mm2 ）と全伸びＴ．Ｅｌ（％）の積と
の関係を示す図表である。
【図４】Ｐ量を０．０４９％、０．０１５％の２水準と
したときの仕上げ圧延温度と引張強さＴＳ（N/mm2 ）と
全伸びＴ．Ｅl(％）の積との関係を示す図表である。
したときの仕上げ圧延温度と引張強さＴＳ（N/mm2 ）と
全伸びＴ．Ｅl(％）の積との関係を示す図表である。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０７〜０．１２％以下、 Ｓｉ：０．６０％以下、 Ｍｎ：２．０〜２．５％以下、 Ｐ ：０．０２０〜０．０８０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．００４〜０．０５０％以下、 Ｎｂ：０．０２５〜０．０６０％以下、 Ｔｉ：０．１０超〜０．１５％以下を含み、かつ、
（１）式を満たし、残部がＦｅと不可避的不純物とより
なっていて、圧延ままで、平均結晶粒径５μｍ以下の細
粒フェライト組織と円相当径１．３μｍ以下のセメンタ
イトを含む平均結晶粒径５μｍ以下の細粒フェライト組
織の２種類の組織のうち、どちらか一方または両方から
なる組織を有し、引張強さが７８０N/mm2 以上で、引張
強さＴＳ（N/mm2 ）と一様伸びＵ．Ｅｌ（％）の積が１
００００N/mm2 ％以上、引張強さＴＳ（N/mm2 ）と全伸
びＴ．Ｅｌ（％）の積が１７０００N/mm2 ％以上である
ことを特徴とする成形性に優れた高強度熱延鋼板。 ７００≧−３９６×Ｃ＋２６．８×Ｓｉ−６８．１×Ｍ
ｎ＋８５８…（１） - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．０７〜０．１２％以下、 Ｓｉ：０．６０％以下、 Ｍｎ：２．０〜２．５％以下、 Ｐ ：０．０２０〜０．０８０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．００４〜０．０５０％以下、 Ｎｂ：０．０２５〜０．０６０％以下、 Ｔｉ：０．１０超〜０．１５％以下を含み、 Ｃａ：０．００２〜０．０１０％以下および／またはＲ
ＥＭ：０．００２〜０．０５０％以下、かつ、（１）式
を満たし、残部がＦｅと不可避的不純物とよりなってい
て、圧延ままで、平均結晶粒径５μｍ以下の細粒フェラ
イト組織と円相当径１．３μｍ以下のセメンタイトを含
む平均結晶粒径５μｍ以下の細粒フェライト組織の２種
類の組織のうち、どちらか一方または両方からなる組織
を有し、引張強さが７８０N/mm2 以上で、かつ引張強さ
ＴＳ（N/mm2 ）と一様伸びＵ．Ｅｌ（％）の積が１００
００N/mm2 ％以上、引張強さＴＳ（N/mm2 ）と全伸び
Ｔ．Ｅｌ（％）の積が１７０００N/mm2 ％以上であるこ
とを特徴とする成形性に優れた高強度熱延鋼板。 ７００≧−３９６×Ｃ＋２６．８×Ｓｉ−６８．１×Ｍ
ｎ＋８５８…（１） - 【請求項３】 重量％で、 Ｃ ：０．０７〜０．１２％以下、 Ｓｉ：０．６０％以下、 Ｍｎ：２．０〜２．５％以下、 Ｐ ：０．０２０〜０．０８０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．００４〜０．０５０％以下、 Ｎｂ：０．０２５〜０．０６０％以下、 Ｔｉ：０．１０超〜０．１５％以下を含み、残部がＦｅ
と不可避的不純物よりなる鋼を１２３０℃以上の温度域
に加熱し、熱延仕上げ温度を（２）式で示される温度Ｔ
１＋１５０（℃）以上で９２０℃より低い温度とし、５
００℃以上〜６００℃以下の温度領域で巻取ることによ
り、平均結晶粒径５μｍ以下の細粒フェライト組織と円
相当径１．３μｍ以下のセメンタイトを含む平均結晶粒
径５μｍ以下の細粒フェライト組織の２種類の組織のう
ち、どちらか一方または両方からなる組織を有し、引張
強さが７８０N/mm2 以上で、かつ引張強さＴＳ（N/m
m2 ）と一様伸びＵ．Ｅｌ（％）の積が１００００N/mm
2 ％以上、引張強さＴＳ（N/mm2 ）と全伸びＴ．Ｅｌ
（％）の積が１７０００N/mm2 ％以上であることを特徴
とする成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。 Ｔ１（℃）＝−３９６×Ｃ＋２６．８×Ｓｉ−６８．１
×Ｍｎ＋８５８…………………（２）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8181194A JPH07286243A (ja) | 1993-07-20 | 1994-04-20 | 加工性に優れた自動車足廻り部品用高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17940693 | 1993-07-20 | ||
| JP3022994 | 1994-02-28 | ||
| JP5-179406 | 1994-02-28 | ||
| JP6-30229 | 1994-02-28 | ||
| JP8181194A JPH07286243A (ja) | 1993-07-20 | 1994-04-20 | 加工性に優れた自動車足廻り部品用高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07286243A true JPH07286243A (ja) | 1995-10-31 |
Family
ID=27286893
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8181194A Withdrawn JPH07286243A (ja) | 1993-07-20 | 1994-04-20 | 加工性に優れた自動車足廻り部品用高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07286243A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0945522A1 (en) * | 1997-09-11 | 1999-09-29 | Kawasaki Steel Corporation | Hot rolled steel plate to be processed having hyper fine particles, method of manufacturing the same, and method of manufacturing cold rolled steel plate |
| EP0987340A1 (en) * | 1998-08-31 | 2000-03-22 | Japan as represented by Director General of National Research Institute for Metals | High strength phosphorus-containing steel and method for producing the same |
| EP1176217A3 (en) * | 2000-07-24 | 2003-04-23 | KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. | High-strength hot-rolled steel sheet superior in strech flange formability and method for production thereof |
| CN107794454A (zh) * | 2017-09-06 | 2018-03-13 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 一种高强韧性、高疲劳寿命的汽车结构钢带及其生产方法 |
| CN112030075A (zh) * | 2020-07-24 | 2020-12-04 | 邯郸钢铁集团有限责任公司 | 冲击韧性稳定的700MPa级汽车大梁钢及生产方法 |
-
1994
- 1994-04-20 JP JP8181194A patent/JPH07286243A/ja not_active Withdrawn
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0945522A1 (en) * | 1997-09-11 | 1999-09-29 | Kawasaki Steel Corporation | Hot rolled steel plate to be processed having hyper fine particles, method of manufacturing the same, and method of manufacturing cold rolled steel plate |
| EP0945522A4 (en) * | 1997-09-11 | 2003-07-09 | Kawasaki Steel Co | HOT ROLLED STEEL PLATE CONTAINING HYPERFIN PARTICLES, METHOD FOR MANUFACTURING SAME, AND METHOD FOR MANUFACTURING COLD ROLLED STEEL PLATES |
| EP0987340A1 (en) * | 1998-08-31 | 2000-03-22 | Japan as represented by Director General of National Research Institute for Metals | High strength phosphorus-containing steel and method for producing the same |
| EP1176217A3 (en) * | 2000-07-24 | 2003-04-23 | KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. | High-strength hot-rolled steel sheet superior in strech flange formability and method for production thereof |
| CN107794454A (zh) * | 2017-09-06 | 2018-03-13 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 一种高强韧性、高疲劳寿命的汽车结构钢带及其生产方法 |
| CN112030075A (zh) * | 2020-07-24 | 2020-12-04 | 邯郸钢铁集团有限责任公司 | 冲击韧性稳定的700MPa级汽车大梁钢及生产方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20010703 |