JPH08143952A - 加工性、疲労特性及び表面性状に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 - Google Patents

加工性、疲労特性及び表面性状に優れた高強度熱延鋼板の製造方法

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JPH08143952A
JPH08143952A JP28655594A JP28655594A JPH08143952A JP H08143952 A JPH08143952 A JP H08143952A JP 28655594 A JP28655594 A JP 28655594A JP 28655594 A JP28655594 A JP 28655594A JP H08143952 A JPH08143952 A JP H08143952A
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strength
workability
cooling
steel sheet
hot
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Application number
JP28655594A
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English (en)
Inventor
Nozomi Komatsubara
望 小松原
Norio Imai
規雄 今井
Tokiaki Nagamichi
常昭 長道
Kazutoshi Kunishige
和俊 国重
Original Assignee
Sumitomo Metal Ind Ltd
住友金属工業株式会社
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Publication date
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Abstract

(57)【要約】 (修正有) 【目的】自動車用、産業機械用等に用いられ、特にホイ
ール・ディスクに代表されるような優れた成形性と構造
部材としての耐久強度、さらに外装部材としての優れた
表面性状が要求される780N/mm2以上の引張強さを有する
高強度熱延鋼板の製造方法を提供する。 【構成】重量%で、C:0.05〜0.10%、Si:0.30%以
下、Mn:1.20〜1.80%、Ti:0.06〜0.15%、Nb:0.01〜
0.06%、N:0.0040%以下およびCr: 0〜 1.0%、V:
0〜0.06%を含有し、さらに必要によりCa:0.0002〜0.
01%、Zr:0.01〜0.10%、希土類元素: 0.002〜0.10%
の1種または2種以上を含み、残部が鉄および不可避不
純物からなる鋼を、仕上温度 780〜 860℃で熱間圧延を
完了した後、10〜50℃/秒の冷却速度で 350〜 550℃ま
で加速冷却して巻取る。

Description

【発明の詳細な説明】
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車用、産業機械用
等に用いられ、特にホイール・ディスクに代表される、
優れた成形性と構造部材としての耐久強度、さらに外装
部材としての優れた表面性状が要求される780N/mm2以上
の引張強さを有する高強度熱延鋼板の製造方法に関す
る。
【0002】
【従来の技術】連続熱間圧延により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、自動車を始
めとする各種の産業機械用途に広く使用されている。そ
して経済性の観点からプレス加工等の成形加工が行われ
ることが多く、優れた加工性が要求される。
【0003】近年、地球環境の保護の観点から、自動車
の燃費向上の規制強化が叫ばれており、リーンバーンエ
ンジンに代表される高燃費型のエンジンの開発の活発化
と共に、部材の高強度・薄肉化による車体重量の軽減が
検討されている。
【0004】例えば、従来よりホイール・ディスクに使
用される鋼板は、590N/mm2以下の引張強さを有する高張
力鋼板が使用されているが、さらに高強度を有する鋼板
の使用が現在試みられており、このホイール・ディスク
に代表されるような自動車の構造部材は、高い静的強度
(引張強さ)のみならず、優れた耐久強度(疲労強度)
も要求される。加えて、延性や伸びフランジ性(穴拡げ
性)などのプレス成形性をも満足する必要がある。
【0005】しかしながら、鋼板の引張強さの増大に伴
い平滑疲労強度は向上するものの、切り欠き疲労強度は
引張強さが540N/mm2以上でほぼ飽和すると言われてお
り、さらに、加工性は引張強さの増加に伴い一般に低下
するため、高い静的強度と高い耐久強度に加えて、さら
に優れた加工性を満足させることは容易ではない。
【0006】そこで、高い静的強度と優れた加工性を有
する鋼材として、例えば特開平3ー264646号公報に記載さ
れているようなTri-Phase 組織鋼が知られている。この
Tri-Phase 組織鋼は”フェライト+ベイナイト+マルテ
ンサイト”の3相組織鋼であり、”フェライト+ベイナ
イト”2相組織鋼の持つ優れた伸びフランジ性と”フェ
ライト+マルテンサイト”2相組織鋼の持つ優れた延性
をバランスさせたことを特徴としているが、加工性を向
上させるために必要なポリゴナルフェライトを安定して
生成させるために多量のSiを含有させる必要がある。
【0007】ところが、Si含有鋼では、スラブ加熱時に
デスケーリング性を劣化させる Fe2SiO4が生成して、い
わゆる島状スケール疵により鋼板表面の性状が劣化し、
酸洗後も鋼板表面が荒れるため、ホイール用材料などの
ような外装部材に適用することは好ましくなかった。ま
た、Siを含有する酸化物は酸洗性が劣化するので、酸洗
後も鋼板表層部にスケールが残り易く化成処理性を低下
させると言う懸念が有る。
【0008】さらに、引張強さが780N/mm2を超えるよう
な高強度鋼を得るには、極めて硬質なマルテンサイト相
の体積率を増やして強度を増大させる必要があり、この
ため伸びフランジ性の劣化が避けられなかった。
【0009】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、780N
/mm2以上の高い引張強さを有し、かつ優れた延性、伸び
フランジ性、疲労強度、及び優れた表面性状を兼備した
加工用高強度熱延鋼板を安定して製造できる方法を確立
することにある。
【0010】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、上記の目
的を達成すべく種々の低Si鋼を溶製し合金元素と金属組
織(熱間圧延、冷却、巻取条件)が機械的特性に及ぼす
影響について鋭意研究を重ねた結果、下記に示す知見を
得、本発明を完成させるに至った。
【0011】低Si鋼とすることで鋼板の表面性状の改
善が可能である。しかし、低Si鋼では強度が低下し、単
なる強度上昇元素の添加や、熱間圧延条件や熱処理条件
を制御して硬質なマルテンサイト相を増やすことで強度
上昇を図っても加工性が劣化する。
【0012】低Si鋼であっても、微量のNb含有により
熱間圧延時にオーステナイトを積極的に加工硬化させ、
その後の冷却、巻取過程でのフェライト相の生成を促進
し、かつ、NbとTiの適量を複合添加してフェライト相を
強化することで、加工性の向上と共に母材強度を向上さ
せることができる。さらに、低N化により粗大なTiN析
出物の生成を抑制して延性を大幅に向上させることが可
能である。
【0013】図1は、引張強さと伸びに及ぼすTi含有量
の影響を示す図である。この調査は次のように実施し
た。すなわち、基本組成が0.07%C−0.01%Si−1.35%
Mn−0.02%Nb−0.0024%N(図中のNbあり)および0.07
%C−0.01%Si−1.35%Mn− 0.001%Nb−0.0028%N
(図中のNbなし)で、かつTi含有量を種々変更したスラ
ブ(鋼片)を1220℃に加熱してから熱間圧延を行い、仕
上温度 840℃にて圧延を完了した後、 460℃まで30℃/
秒で加速冷却した。引き続いて巻取後の冷却状態を想定
して 460℃から室温までを20℃/hr で炉冷することによ
って 3.2mm厚の熱延鋼板を製造した。この鋼板からJI
S5号引張試験片を採取し、引張特性を調査した。
【0014】図1から明らかなように、低Si−低N鋼に
微量のNbと適量のTiを含有させることによって、延性の
大幅な低下を伴うことなく強度を向上させることが可能
であり、低Si鋼においても780N/mm2以上の引張強さと20
%以上の高い伸びを両立させることが可能である。
【0015】上記の低Si−低N−微量Nb−Ti含有鋼
を、仕上温度 780〜 860℃で熱間圧延を完了後、 350〜
550℃の温度域で加速冷却を停止し、巻き取ることによ
り、加工性を劣化させる加工フェライトの生成を抑制し
て加工性を向上させるポリゴナルフェライトの生成を促
進し、かつ加工性を劣化させるマルテンサイトの生成を
抑制することができ、穴拡げ性に優れたフェライト−ベ
イナイト組織を有する高強度熱延鋼板の製造が可能にな
る。
【0016】図2は、熱延鋼板の引張強さと穴拡げ性に
及ぼす巻取温度の影響を示す図である。この調査は次に
ように実施した。すなわち、0.07%C−0.01%Si−1.35
%Mn− 0.098%Ti−0.02%Nb−0.0032%N鋼を1220℃に
加熱してから熱間圧延を行い840℃で仕上圧延した後、
種々の温度まで30℃/秒で加速冷却した。引き続いて、
その温度から室温までを20℃/hr で炉冷する巻取相当処
理を施して、 3.2mm厚の熱延鋼板を製造した。この鋼板
からJIS5号引張試験片を採取して引張特性を調査す
ると共に、鋼板から 100mm× 100mmの正方形の試験片を
切り出して10mmφの穴をクリアランス15%で打ち抜いた
後、60゜の円錐ポンチで穴拡げ試験を行い限界穴拡げ率
を求めた。
【0017】図2から明らかなように、低Si−低N−微
量Nb−Ti含有鋼の巻取温度を 350℃から 550℃の温度範
囲とすることによって穴拡げ性の大幅な向上が可能であ
り、しかも、780N/mm2を超える引張強さを有する鋼板を
安定して得ることができる。
【0018】さらに、上記の熱間圧延後の冷却条件に変
えて、巻取りまでの冷却途中の 600〜 700℃の温度域で
2〜10秒間空冷することで、ポリゴナルフェライトの析
出を促進させ、より優れた穴拡げ性を得ることができ
る。
【0019】上記の低Si−低N−微量Nb−Ti含有鋼に
より、軟質なフェライト相がTiCにより強化され、強度
上昇に伴う向上代以上に疲労強度を向上させることがで
きる。
【0020】図3は、熱延鋼板の疲労強度とTi含有量と
の関係を示す図である。この調査は次のように実施し
た。すなわち、基本組成が0.07%C−0.01%Si−1.35%
Mn−0.02%Nb−0.0024%Nでかつ種々のTi含有量のスラ
ブ(鋼片)を1220℃に加熱してから熱間圧延を行い、 8
40℃にて仕上圧延した後、 460℃まで30℃/秒で加速冷
却し、引き続いて上記と同様の巻取相当処理を施して
3.2mm厚の熱延鋼板を製造した。この鋼板から疲労試験
片を採取し、両振り平面曲げ疲労試験を行い、1000
万回の繰り返し曲げに耐える応力を疲労限度とし、疲労
強度を求めた。
【0021】図3から明らかなように、低Si−低N−微
量Nb−Ti含有鋼により、耐久比(疲労強度と引張強さの
比)を向上させることができ、高強度でかつ疲労強度に
も優れた鋼板を得ることが可能である。
【0022】ここに本発明は、重量%で、C:0.05〜0.
10%、Si:0.30%以下、Mn:1.20〜1.80%、Ti:0.06〜
0.15%、Nb:0.01〜0.06%、N:0.0040%以下およびC
r: 0〜 1.0%、V: 0〜0.06%を含有し、さらに必要
によりCa:0.0002〜0.01%、Zr:0.01〜0.10%、希土類
元素: 0.002〜0.10%のうちの1種または2種以上を含
み、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を、仕上温
度 780〜 860℃で熱間圧延を完了した後、10〜50℃/秒
の冷却速度で 350〜 550℃まで加速冷却して巻取る、加
工性、疲労特性及び表面性状に優れた引張強さ780N/mm2
以上の高強度熱延鋼板の製造方法である。
【0023】また、上記鋼を仕上温度 780〜 950℃で熱
間圧延を完了した後、10℃/秒以上の冷却速度で 600〜
700℃の温度域まで加速冷却し、その温度域で 2〜10秒
間空冷した後さらに20℃/秒以上の冷却速度で 350〜 5
50℃まで加速冷却して巻取る、加工性、疲労特性及び表
面性状に優れた引張強さ780N/mm2以上の高強度熱延鋼板
の製造方法である。
【0024】
【作用】以下、本発明の構成要件とその作用について詳
述する。
【0025】(鋼板の化学組成) C:0.05〜0.10% Cは安価に鋼板の強度を高め得る元素であり、加工性に
優れた高強度鋼を製造するために特に重要な元素であ
る。C含有量が0.05%未満ではベイナイトなどの硬質な
第2相の十分な量を確保することができず、780N/mm2
上の引張強さを有する高強度鋼板を安価に製造すること
ができない。一方、C含有量を0.10%を超えて含有させ
ると第2相の量が増大し過ぎて加工性が劣化し、高強度
と優れた加工性を両立させることができない。したがっ
て、C含有量を0.05〜0.10%と定めた。なお、特に加工
性を重視する場合には、C含有量の上限を0.08%以下に
低減することが好ましい。
【0026】Si:0.30%以下 Siは固溶強化によってフェライト相を強化するだけでな
く、ポリゴナルフェライトの生成を促進し延性を向上さ
せることが可能である。そのため、高強度で、かつ優れ
た加工性を有する熱延鋼板を製造するためには極めて好
ましい元素である。
【0027】しかし、Si含有鋼はスラブ加熱時に地鉄と
FeOの界面にファイアライト(Fe2SiO4)が生成し、デ
スケーリング性を大幅に劣化させる。このため、デスケ
ーリング不良のまま熱間圧延されて鋼板表面に微細な凹
凸が発生する。熱延鋼板のスケールは、その後の工程の
酸洗処理により除去されるものの、地鉄界面の凹凸は酸
洗後も残り、鋼板表面が荒れる、いわゆる、島状スケー
ル疵という外観模様が発生する。この島状スケール疵は
プレス成形や電着塗装処理によっても無くならないの
で、ホイール用材料などのような外装部材に使用すると
意匠性を損なう恐れがある。また、Siを含有する酸化物
は酸洗性を劣化させるので、通常の酸洗処理後も鋼板表
層部にスケールが残りやすく化成処理性を低下させる場
合もある。
【0028】このような問題を回避するために、本発明
では、Si含有量を0.30%以下に定めた。なお、望ましく
は、Si含有量を0.05%未満、さらには0.02%未満とする
ことによって、より優れた表面性状を安定して確保する
ことができる。
【0029】Mn:1.20〜1.80% Mnは固溶強化と変態強化により鋼板の強度を高める作用
を有する。その含有量が1.20%未満では上記作用による
所望の効果が得られない。一方、含有量が1.80%を
超えるとフェライトの生成が抑制されて硬質なマルテン
サイトの生成を促進し、延性と穴拡げ性を低下させる。
そこで、Mn含有量を1.20〜1.80%とした。
【0030】Ti:0.06〜0.15% Tiは、低Si鋼を用いる本発明においてNbと共に最も重要
な元素の1つである。
【0031】TiはTiCの析出によってフェライト相を強
化する作用を有するため、比較的安価な強化元素の1つ
として一般に使用される。一方、多量にTiを含有させる
と析出強化により大幅な延性の低下を伴うため、高強度
鋼において優れたプレス成形性を要求される場合にはそ
の含有量を制限する必要があった。しかし、低N鋼と
し、さらに微量のNbと共に適量のTiを複合添加すること
により、高強度鋼であっても延性の大幅な低下を伴うこ
となく母材強度を向上させることが可能となった。
【0032】これは、N含有量を低減することにより加
工性に有害な粗大なTiN析出物の生成が防止できるこ
と。また、微量のNb添加によって熱延仕上圧延時にオー
ステナイトの加工硬化が促進され(未再結晶圧延が促進
され)るため、熱間圧延時のオーステナイト域でTiCが
均一微細に析出し、熱間圧延後の冷却時に微細に析出し
た状態でオーステナイトがフェライトへ変態するため、
TiC析出物はフェライト地と整合性を失う。それによ
り、強度を増加させるが延性を著しく劣化させるTiC整
合析出物の生成が防止され、延性の低下が抑制されるた
めと考えられる。
【0033】さらに、軟質なフェライト相が微細に分散
したTiCにより強化されるため、平滑疲労強度や切り欠
き疲労強度を向上させることもできる。
【0034】また、TiCは熱間圧延時に析出するため、
熱延後の加速冷却条件や巻取温度によるTiCの析出量の
変動が小さい。そのため、特性バラツキの小さい熱延コ
イルを安定して製造することができる。
【0035】Ti含有量が0.06%未満では上記作用による
所望の効果が得られない。一方、0.15%を超えて含有さ
せても上記作用が飽和するのみならず、粗大なTiNの析
出が促進され、さらにTiCの析出硬化が過大となり、加
工性の低下を招く。そのため、Ti含有量を0.06%〜0.15
%と定めた。 なお、より優れた加工性が求められる場
合には、その含有量を0.08%〜0.13%とすることが好ま
しい。
【0036】Nb:0.01〜0.06% Nbは本発明においてTiとともに最も重要な元素の1つで
ある。NbはNb(C、N)の析出によってフェライト相を強化
する作用を有するために、比較的安価な強化元素として
一般に使用されている。一方、析出強化に伴い延性の低
下が避けられないこと、また、固溶Nbはポリゴナルフェ
ライトの生成を抑制して鋼板の加工性を低下させ易いこ
とから、高強度鋼において優れたプレス成形性を要求さ
れる場合にはその含有量を制限する必要がある。
【0037】しかし、微量のNbを含有させることにより
オーステナイトの未再結晶圧延温度域を拡大することが
可能であり、積極的にオーステナイトを加工硬化させる
ことによって、低Si系の高強度鋼においても、フェライ
ト相を安定的に生成することが可能である。したがい、
本発明では、微量のNbを含有させることとした。
【0038】Nb含有量が0.01%未満では上記作用による
所望の効果が得られない。一方、0.06%を超えて含有さ
せるとフェライトの生成が抑制され、加工性を低下させ
る。
【0039】したがい、Nb含有量を0.01%〜0.06%と定
めた。なお、より優れた加工性が求められる場合には、
その含有量を0.015 %〜0.03%とすることが好ましい。
【0040】N:0.0040%以下 Nは製鋼、鋳造工程において不可避的に混入する不純物
の1つであり、通常は、AlNとして無害化されるが、本
発明の特徴の一つは、Nの含有量を低減することであ
る。
【0041】すなわち、N含有量が高いと溶鋼が凝固す
る過程で粗大なTiNが生成しやすく、熱延鋼板の加工性
を低下させる恐れがある。また、Nb(C、N)の析出温度が
上昇して、粗圧延工程においてNb(C、N)が析出、粗大化
し、仕上圧延工程におけるオーステナイトの加工硬化を
促進できないため、その後の冷却過程でフェライトの生
成を促進できない。したがって、その含有量を0.0040%
以下と定めた。
【0042】なお、より優れた加工性が求められる場合
には、その含有量を0.0030%以下にすることが好まし
く、さらに0.0020%以下にすることがより好ましい。
【0043】Cr: 0〜 1.0% Crは変態強化により鋼板の強度向上に有効な元素であ
り、必要に応じて含有させることができる。含有させる
場合には、0.02%以上の含有量で所望の効果を得ること
ができる。一方、 1.0%を超えて含有させるとフェライ
トの生成が阻害されて延性の低下を招く。したがい、そ
の含有量を 0〜 1.0%以下と定めた。
【0044】なお、Crはスケール中に濃縮し、酸洗性や
化成処理性を低下させる場合があるので、特に表面性状
や化成処理性を重視する場合にはその含有量を0.05%以
下に規制することが好ましい。
【0045】V:0 〜0.06% Vは析出強化により鋼板の強度向上に有効な元素であ
り、必要に応じて含有させることができる。含有させる
場合には、 0.001%以上の含有量で所望の効果を得るこ
とができる。一方、0.06%を超えて含有させても上記の
効果が飽和し、経済性を損なう。そこで、その含有量を
0 %〜0.06%と定めた。
【0046】Ca:0.0002〜0.01%、Zr:0.01〜0.10%、
希土類元素: 0.002〜0.10%の1種または2種以上 Ca、Zrおよび希土類元素はいずれもMnSの性質を変化さ
せ、熱延時に展伸しにくい介在物を形成する作用を有
し、加工性の低下を防止するのに有効な元素であり、C
a、Zrおよび希土類元素の1種または2種以上を必要に
応じて含有させることができる。その含有量がそれぞれ
Ca:0.0002%未満、Zr:0.01%未満、希土類元素: 0.0
02%未満では前記作用による所望の効果が得られない。
一方、それぞれCa:0.01%、Zr:0.10%、希土類元素:
0.10%を超えて含有させると、逆に鋼中の介在物が多く
なりすぎて加工性が劣化する。そこで、それぞれの含有
量を、Ca:0.0002〜0.01%、Zr:0.01〜0.10%、希土類
元素: 0.002〜0.10%と定めた。なお、S含有量を 0.0
01%以下に低減した場合には上記作用は飽和するので、
S含有量が 0.001%を超える場合に適用すると加工性の
向上に特に効果的である。
【0047】また、鋼中に不可避的に混入する「不可避
不純物」としては、P、S、sol.Al、Cu、Ni、Mo等が挙
げられるが、例えば、P、S、sol.Alについてはできれ
ばその含有量を以下のように規制することが望ましい。
【0048】P:0.05%以下 Pは溶接性に悪影響を及ぼす不純物元素であり、その含
有量は0.05%以下に押さえるのが望ましい。さらに、連
続鋳造スラブにおける中心偏析を抑制し、フェライトを
均一に生成させる観点からは、その含有量を 0.010%以
下にすることがより好ましい。
【0049】S: 0.005%以下 SはMnと反応してMnSを形成するが、熱延時に圧延方向
に展伸して特に圧延直角方法の延性を低下させ、プレス
加工性を大幅に低下させる。したがって、高張力鋼にお
いては特にその含有量を 0.005%以下に低減することが
望ましい。特にCa処理などによるMnSの形態制御を行わ
ない場合には、 0.001%以下に低減することがより好ま
しい。
【0050】sol.Al:0.10%以下 Alは脱酸材として、また、鋼板の延性を高めるために添
加されるが、多量に添加すると熱延時に粗大なAlNの析
出を促進し、加工性を低下させるので、その含有量を0.
10%以下とするのが好ましい。なお、脱酸作用を得るた
めには0.03%以下で十分である。
【0051】ところで、上述のような成分組成の鋼は、
例えば転炉、電気炉、あるいは平炉などによって溶製さ
れる。また、スラブの製造についても、”造塊−分塊圧
延”あるいは”連続鋳造”のいずれの手段によってもか
まわない。
【0052】(鋼板の熱間圧延条件)熱間圧延に際して
は、連続鋳造スラブまたは分塊圧延スラブを用いてもよ
く、また、直送圧延スラブをそのまま熱間圧延に供して
も、または一旦冷却されたスラブを再加熱してから熱間
圧延に供してもよい。ただし、スラブを再加熱する場合
には、Nbの炭窒化物やTiC等を完全に再固溶させるため
に、加熱温度は1150℃以上とするのが好ましい。加熱温
度が1150℃未満になると、一旦析出したNbの炭窒化物の
溶解が不十分となり、仕上圧延時にオーステナイトの加
工硬化が促進されず、オーステナイト域でのTiCの析出
が抑制される。また、Nbの炭窒化物の析出により仕上圧
延後の加速冷却時に生成するフェライト量が減少し、延
性の低下を招く。
【0053】本発明の高強度熱延鋼板は、第1の熱間圧
延条件である、上記成分組成のスラブを、仕上温度 780
〜 860℃で熱間圧延を完了した後、10〜50℃/秒の冷却
速度で 350〜 550℃まで加速冷却して巻取ることにより
製造することができる。
【0054】仕上温度 780〜 860℃で熱間圧延を完了す
ることによってオーステナイトを微細化すると共にオー
ステナイトを積極的に加工硬化させてフェライトの生成
を促進し、仕上圧延後に10〜50℃/秒の冷却速度で加速
冷却する間に十分な量のフェライトを生成させることが
できる。さらに、巻取温度を 350〜 550℃とすること
で、加工性を劣化させるパーライトやマルテンサイトの
生成を抑制することができる。
【0055】仕上温度が 780℃未満になると、熱間圧延
中にフェライトが生成し加工フェライトとなるため、熱
延鋼板の加工性が低下してしまう。一方、仕上温度が 8
60℃を超えると、オーステナイトの加工硬化が不十分と
なり、その後の冷却過程でフェライトが十分に生成せ
ず、加工性の低下を招く。したがい、熱間圧延の仕上温
度を 780〜 860℃とした。
【0056】また、仕上圧延後の冷却速度が10℃/秒未
満になると冷却中にパーライトが生成し、伸びフランジ
性の低下を招く。一方、冷却速度が50℃/秒を超えると
十分な量のフェライトが生成せず、延性の低下を招く。
したがい、熱間圧延完了後の冷却速度を10〜50℃/秒と
した。
【0057】さらに、巻取温度が 550℃を超えると、巻
取後にパーライトが生成して伸びフランジ性が低下す
る。一方、 350℃を下回る温度で巻き取ると、硬質なマ
ルテンサイトが生成して伸びフランジ性が劣化する。し
たがい、巻取り温度を 350〜 550℃とした。より好まし
くは、 400〜 520℃である。
【0058】ところで、本発明に係る高強度熱延鋼板
は、上記方法以外にも、第2の熱間圧延条件、すなわ
ち、上記所定成分組成のスラブを、仕上温度 780〜 950
℃で熱間圧延を完了した後、10℃/秒以上の冷却速度で
600〜 700℃の温度域まで加速冷却し、その温度域で 2
〜10秒間空冷した後、さらに20℃/秒以上の冷却速度で
350〜 550℃まで加速冷却して巻取ることによっても製
造することができる。
【0059】仕上温度 780〜 950℃で熱間圧延を完了す
ることによってオーステナイトを微細化すると共にオー
ステナイトを加工硬化させることで、その後の冷却過程
でのフェライトの生成を促進させることができるが、さ
らに、熱間圧延完了後の冷却過程において 600〜 700℃
の温度域で 2〜10秒間空冷することにより、より多くの
量のフェライトを生成させることができる。これによ
り、より加工性、特に伸びフランジ性に優れた高強度熱
延鋼板を得ることができる。
【0060】仕上温度が 780℃未満になると、熱間圧延
中にフェライトが生成し加工フェライトとなるため、熱
延鋼板の加工性が低下してしまう。一方、仕上温度が 9
50℃を超えると、オーステナイトの加工硬化が不十分と
なり、その後の冷却過程でフェライトが十分に生成せ
ず、加工性の低下を招く。また、第1の熱間圧延条件で
ある途中に空冷を行わない場合より、仕上温度の上限が
高くなっているのは、空冷によりフェライトの生成がよ
り促進されるため仕上温度の上限を若干高くしても十分
なフェライト量が得られるためである。仕上温度を高く
することによって鋼板の変形抵抗の増大を抑制すること
ができるので、広幅の鋼板を安定して製造することが可
能である。したがい、熱間圧延の仕上温度を 780〜 950
℃とした。
【0061】より好ましくは、第1の熱間圧延条件と同
じ 780〜 860℃である。
【0062】また、空冷温度域が 600℃未満あるいは 7
00℃を上回った場合、または、空冷時間が 2秒未満であ
るとフェライトの生成が不十分であり鋼板の延性が低下
する。一方、空冷時間が10秒を超えるとパーライトが生
成して鋼板の伸びフランジ性が低下する。したがい、冷
却過程途中での空冷条件を、 600〜 700℃の温度域で2
〜10秒間の空冷とした。
【0063】なお、熱間圧延後空冷開始温度までの冷却
を10℃/秒以上の冷却速度としたのは、限られたランナ
ウトテーブル上で 2〜10秒の空冷時間を確保するためで
ある。
【0064】また、前記空冷終了後の冷却を20℃/秒以
上としたが、20℃/秒未満の冷却速度ではパーライトが
生成し、伸びフランジ性が低下するためである。
【0065】さらに、巻取温度については、前記の第1
の熱間圧延条件と同様、 550℃を超えると巻取後にパー
ライトが生成して伸びフランジ性が低下し、一方、 350
℃を下回る温度で巻き取ると、硬質なマルテンサイトの
生成が促進されて伸びフランジ性が劣化する。したが
い、巻取り温度を 350〜 550℃とした。より好ましく
は、 400〜 520℃である。
【0066】以上述べたように、特定の成分組成を有す
る鋼を用いて、仕上温度 780〜 860℃で熱間圧延を完了
した後、10〜50℃/秒の冷却速度で 350〜 550℃まで加
速冷却して巻取ることにより、熱間圧延時にオーステナ
イトを微細化すると共にオーステナイトを積極的に加工
硬化させてフェライトの生成を促進し、その後の冷却、
巻取過程で十分な量のフェライトを生成させることがで
き、さらに加工性を劣化させるパーライトやマルテンサ
イトの生成を抑制することができるため、加工性に優れ
たフェライト−ベイナイト組織を有する高強度熱延鋼板
を得ることができる。
【0067】さらに、仕上温度 780〜 950℃での熱間圧
延完了後の冷却過程で、 600〜 700℃の温度域で 2〜10
秒間の空冷を行うことにより、さらに多量のフェライト
を生成させることができ、より加工性に優れた高強度熱
延鋼板を得ることができる。
【0068】
【実施例】続いて、本発明の効果を実施例によりさらに
具体的に説明する。
【0069】(実施例1)表1に示すように、化学成分
組成がA〜Tのスラブを、表2に示す条件で熱間圧延と
巻取処理を行ない、板厚 3.2mmの熱延鋼板を得た。
【0070】得られた鋼板からJIS5号引張試験片を
採取し、引張特性を調査した。さらに、 100mm幅× 100
mm長さの鋼板を採取し、10mmφの穴を打ち抜いた後、頂
角60゜の円錐ポンチで穴拡げ試験を行い穴拡げ率を求め
た。また、平滑疲労試験片を採取して両振り平面曲げ疲
労試験を行い、1000万回の繰り返し曲げに耐える応力を
疲労限度とし、疲労強度を求めた。なお、疲労特性につ
いては、平滑曲げ試験による疲労強度と共に耐久比(疲
労強度と引張強さの比)も合わせて評価した。
【0071】また、熱間圧延後の鋼板の表面性状につい
ては、酸洗後の鋼板表面を目視観察し、スケール残りが
全くないものを◎(極めて良好)、ほぼ完全にスケール
が除去されているものを、○(ほぼ良好)、部分的にス
ケール残りがあるものを△、島状スケール庇があるもの
を×とした。
【0072】以上の結果を合わせて表2に示す。
【0073】
【表1】
【0074】
【表2】
【0075】表2から明らかなように、本発明に規定す
る条件で製造された熱延鋼板(試番1〜13)は780N/mm2
以上の引張強さを満足すると同時に、優れた強度・伸び
バランス、強度・穴拡げバランスを有し、さらに高い耐
久強度を示すことがわかる。
【0076】また、鋼板表面には島状スケール疵もなく
良好な表面性状を有していた。
【0077】一方、巻取温度が規定値の上限を外れた試
番14ではパーライトが生成して穴拡げ性と共に耐久比が
低下している。また、巻取温度が規定値の下限を外れ、
さらに冷却速度も規定値の上限を外れた試番15では穴拡
げ性が著しく劣化している。
【0078】さらに、仕上温度が規定値の下限を外れた
試番16では伸びと穴拡げ性が低下している。
【0079】また、C量が規定値の上限を外れた試番17
では、伸びと穴拡げ性が低下している。Si量が規定値の
上限を外れた試番18、24およびCr量が規定値の上限を超
えた試番22では、表面性状が劣化している。さらに、Ti
量が規定値の下限を外れた試番19、およびMn量が規定値
の下限を外れた試番23では、引張強さと疲労強度が低下
しており、特にTi量が低い試番19では耐久比が顕著に低
下している。また、Nb量が規定値の下限を外れた試番2
0、およびMn量とN量が規定値の上限を外れた試番21で
は伸びが低下している。
【0080】(実施例2)熱間圧延後の冷却過程で空冷
を行った場合についても、実施例1の表1に示した化学
成分組成がA〜Sのスラブを用いて、表3に示す条件で
熱間圧延と巻取処理を行ない、板厚 3.2mmの熱延鋼板を
得た。
【0081】得られた鋼板から、実施例1と同様に、機
械的特性、疲労特性、および表面性状の評価を行った。
以上の結果を合わせて表3に示す。
【0082】
【表3】
【0083】表3から明らかなように、本発明に規定す
る条件で製造された熱延鋼板(試番25〜48)は780N/mm2
以上の引張強さを満足すると同時に、優れた強度・伸び
バランス、強度・穴拡げバランスを有し、さらに高い耐
久強度を示すことがわかる。
【0084】また、鋼板表面には島状スケール疵もなく
良好な表面性状を有することがわかる。
【0085】一方、巻取温度が規定値の上限を外れた試
番38、空冷後の冷却速度が規定値の下限を外れた試番41
では、パーライトが生成し穴拡げ性と共に耐久比が低下
している。また、巻取温度が規定値の下限を外れた試番
39では穴拡げ性が著しく劣化している。さらに、空冷温
度が規定値の下限を外れた試番40では、伸びが低下して
いる。
【0086】また、C量が規定値の上限を外れた試番42
では伸びと穴拡げ性が低下している。Si量が規定値の上
限を外れた試番43およびCr量が規定値の上限を超えた試
番47では表面性状が劣化している。さらに、Ti量が規定
値の下限を外れた試番44、およびMn量が規定値の下限を
外れた試番48では引張強さと疲労強度が低下しており、
特にTi量が低い試番44では耐久比が顕著に低下してい
る。また、Nb量が規定値の下限を外れた試番45、および
Mn量とN量が規定値の上限を外れた試番46では伸びが低
下している。
【0087】
【発明の効果】本発明によれば、780N/mm2以上の引張強
さを示し、かつ延性や穴拡げ性、疲労強度に優れ、さら
に表面性状も良好であり、自動車用あるいは産業機械用
高強度部材、特にホイール用材料として好適な熱延鋼板
を安定して量産することが可能になり、産業上極めて有
用な発明である。
【図面の簡単な説明】
【図1】熱延鋼板の引張強さと伸びに及ぼすTi含有量の
影響を示す図である。
【図2】熱延鋼板の引張強さと穴拡げ性に及ぼす巻取温
度の影響を示す図である。
【図3】熱延鋼板の疲労強度とTi含有量の関係を示す図
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 国重 和俊 大阪府大阪市中央区北浜4丁目5番33号住 友金属工業株式会社内

Claims (3)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項1】重量%で、C:0.05〜0.10%、Si:0.30%
    以下、Mn:1.20〜1.80%、Ti:0.06〜0.15%、Nb:0.01
    〜0.06%、N:0.0040%以下およびCr: 0〜 1.0%、
    V: 0〜0.06%を含有し、残部が鉄および不可避不純物
    からなる鋼を、仕上温度 780〜860℃で熱間圧延を完了
    した後、10〜50℃/秒の冷却速度で 350〜 550℃まで加
    速冷却し、巻取ることを特徴とする加工性、疲労特性及
    び表面性状に優れた引張強さ780N/mm2以上の高強度熱延
    鋼板の製造方法。
  2. 【請求項2】重量%で、C:0.05〜0.10%、Si:0.30%
    以下、Mn:1.20〜1.80%、Ti:0.06〜0.15%、Nb:0.01
    〜0.06%、N:0.0040%以下およびCr: 0〜 1.0%、
    V: 0〜0.06%を含有し、さらにCa:0.0002〜0.01%、
    Zr:0.01〜0.10%、希土類元素: 0.002〜0.10%の1種
    または2種以上を含み、残部が鉄および不可避不純物か
    らなる鋼を、仕上温度 780〜 860℃で熱間圧延を完了し
    た後、10〜50℃/秒の冷却速度で 350〜 550℃まで加速
    冷却し、巻取ることを特徴とする加工性、疲労特性及び
    表面性状に優れた引張強さ780N/mm2以上の高強度熱延鋼
    板の製造方法。
  3. 【請求項3】請求項1または2に記載の鋼を、仕上温度
    780〜 950℃で熱間圧延を完了した後、10℃/秒以上の
    冷却速度で 600〜 700℃の温度域まで加速冷却し、その
    温度域で 2〜10秒間空冷した後さらに20℃/秒以上の冷
    却速度で 350〜 550℃まで加速冷却し、巻取ることを特
    徴とする加工性、疲労特性及び表面性状に優れた引張強
    さ780N/mm2以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
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