JPH0238523A - 高延性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） 本発明は高延性高強度熱延鋼板の製造に係り、特に自動
車用ホイールディスク、バンパなどのプレス成形に適し
た引張強さ７０　ｋｇｆ　／　ｍｍ２以上の熱延鋼板の
製造方法に関するものである。

（従来の技術及び解決しようとする課題）近年、自動車
の燃費節減の観点から部材の高強度化による薄肉化が検
討されており、ホイールディスクでは引張強さ６０〜７
０　ｋｇｆ　／　ｍｍ’級の熱延鋼板が現在実用に供さ
れている。しかし、このような部材の高強度化はプレス
成形性の劣化を伴ううたぬ、プレス技術面においてもか
なりの努力が払われているが、最近、更に高強度の鋼板
の要求が高まってきており、高強度熱延鋼板の延性改善
が大きな課題となっている。

現在使用されている６　０−７０　ｋｇｆ／　ｎｕｎ２
級熱延鋼板は、強化機構として、Ｓ」、Ｍｎ、Ｃｒなど
の固溶強化、Ｎｂ、　Ｔｊなどの炭窒化物の微細析出を
利用した析出強化、ベイナイトなどの変態組織による強
化の複合によって強度設計されている。

方、延性或いはプレス成形性の改善の観点からはＲＥＭ
、Ｃａ添加などによる非金属介在物の形状制御、Ｃ量を
０．１０％以下とすることによるパーライト量の低減、
フェライト・マルテンサイト組織とすることによる鋼の
加工硬化指数の向上などの方策が採られているが、７０
　ｋｇｆ　／　ｍｍ２を超える高強度鋼板の延性改善に
ついては、これら方策のみでは必ずしも十分でない。

すなわち、現在の７０ｋｇｆ／ｍｍ”級熱延鋼板と同等
の強度−延性バランス〔板厚２．６ｍｍでＴＳ（ｋｇｆ
／　ｍｍ”）　Ｘ　Ｅ　Ｑ　（％）の値が１．７００−
２０００の範囲〕をより高強度の鋼板で達成するために
は、前述の延性改善策では不十分であり、強度設計を含
めて川水的な見直しが必要とされる。

殊に、引張強さが８０−］　００ｋｇｆ／ｍｍ７に及ぶ
高延性の薄物熱延鋼板の要求はホイール部品のほか、バ
ンパなどにおいても出てきており、今後の需要が急増す
ると思われる。このような顧客の要求を量産レベルで満
足する鋼板の出現が強く望まれているのが現状である。

本発明は、」二記要請に応えるべくなされたものであっ
て、引張強さ７０　ｋｇｆ　／　ｍｍ２以上で強度−延
性バランスがＴＳｘＥＤ、≧２０００　（ｋｇｆ／ｍｍ
２Ｘ％）を満足する高延性高強度熱延鋼板の製造方法を
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、本発明者は、引張強さが７０
　ｋｇｆ　／　ｍｍ２以」−の高強度であって、その強
度−延性バランスが引張強さ７０　ｋｇｆ　／　ｍｍ２
級のものと同等乃至それ以上の高延性を実現し得る強度
設計及び延性改善の基本的指針を確立することを目途と
して鋭意研究を重ねた。その結果、Ｃｕの析出強化と残
留オーステナイトによる延性向」二により所期の目的が
達成可能であることを知見した。

そこで、この知見に基づいて化学成分の調整並びに製造
条件について更に詳細に実験研究を重ね、ここに本発明
をなしたものである。

すなわち、本発明は、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ
：１．０〜２．５％、Ｍｎ：１．、５５〜３．０％Ｃｕ
：０．７〜１゜５％及びＳｏｌＡｌ：０．０１〜０．１
０％を含有し、必要に応じて更に、Ｎｉ：　０　、５％
以下、Ｃｒ：　０　、５％以下、Ｐ：０．１％以下、ｖ
二０゜０５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｔｊ：０．
０５％以下及びＢ：Ｏ，００２％以下のうちの１種又は
２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物より
なる鋼を、仕上温度８００℃以上として熱間圧延し、平
均冷却速度２５°Ｃ／　ｓ以上にて冷却した後、３５０
〜４５０℃の温度範囲でコイル巻取りすることにより、
体積率５％以上の残留オーステナイｌ−を含有する組織
を得ることを特徴とする引張強さ７０　ｋｇｆ　／　ｍ
ｍ２以上の高延性熱延鋼板の製造方法を要旨とするもの
である。

以下に本発明を更に詳細に説明する。

まず、本発明の知見を得るに至った基礎実験の概要を説
明する。

第１表に示す化学成分を有する鋼を実験室にて溶解した
後、皮削り、鍛造を行い、３０ｍｍ厚の熱間圧延用スラ
ブとした。これら供試材はＣ，Ｓｉ及びＭｎ量が比較的
多い鋼であって、鋼ＢはＣ−８ｊ　−Ｍ　ｎ系であり、
鋼Ｃは鋼ＢにＣｕを約１％添加したものである。

次いで、熱間圧延は、スラブ加熱温度１１５０℃、仕上
温度８６０℃として３．２ｍｍ厚に仕上圧延し、シャワ
ー冷却（平均冷却速度約３５℃／ｓ）を経て、巻取温度
がそれぞれ６５０℃、５００℃、４００℃でコイル巻取
すするシミュレーションを実施した。常温まで冷却した
鋼板は表裏面研削して２ｍｍ厚とし、引張試験（Ｊ　Ｉ
　Ｓ　Ｓ号試験片使用）及びミクロ調査に供した。これ
ら鋼板の強度−延性バランスを巻取温度別に第１図に示
す。同図には強度−延性バランスの評価によく用いられ
る等ＴＳＸＥＱ、曲線を示しである。

いずれの鋼も巻取温度が６５０°Ｃか１ら５００　’Ｃ
に低下することによってＴ”　Ｓ　−Ｅ　Ｑバランスが
若干低下し、４００℃巻取りで”Ｉ”　Ｓ　−Ｅ　Ｑバ
ランスか向」ニしている。特に、鋼Ｃの４００℃巻取り
においては１００ｋｇｆ／ｍｍ２近い引張強さが得られ
、ＴＳ−Ｅ　Ｑ、バランスが大きく向上しているのが注
目される。

これら鋼板のミクロ組織＃ｌｌ察の結果を第２表に示す
。同表より、綱Ｃの４００℃巻取りの場合、ベイナイ１
〜・フェライ１〜組織の中に比較的多量の残留オーステ
ナイ１〜が存在していることがわかる。

［以下余白］ このように鋼Ｂに比へて鋼Ｃが低温巻取領域の強度がよ
り高く、月つ残留オーステナイト量が多いことに関連し
て次の調査を実施した。

すなわち、熱延鋼板より熱処理用試片を切出し、ソルト
バスにて１０５０’Ｃｘ１Ｏ分のオーステナイト化処理
を実施した後、８６０℃まで空冷し、４００℃のソルト
バスに浸漬して鋼の硬さ及び残留オーステナイト量の浸
漬時間による変化を調へた。その結果を第２図に示す。

同図において、鋼Ｂの場合、硬さは４００℃での浸漬時
間と共に徐々に低下するのに対し、鋼Ｃでは８０分まで
の浸漬によって硬化している。この硬化はｉ　−Ｃｕの
析出に起因すると考えられる。

一方、６ＮＢの残留オーステナイト量は、この浸漬時間
の増大によって約５％まで増加した後、約２％に低下し
ているが、鋼Ｃでは約１０％まで増加した残留オーステ
ナイ１へは長時間浸漬によっても減少することがない。

４００°Ｃでの浸漬による硬さ及び残留オーステナイト
量の変化は鋼の化学成分、熱処理条件、供試材の前処理
条件によって大きく異なると考えられるが、以上の結果
から鋼Ｃを適正条件で処理することにより、鋼の強化と
比較的多量のオーステナイ１−の生成が図れることが明
らかになった。

そこで、更に鋼の延性改善に及ぼす残留オーステナイト
量の影響を明らかにする目的で、前述の２種類の鋼を種
々の条件で熱間圧延し、ＴＳＥΩバランスを調査した。

その結果を第３図に示す。これより、残留オーステナイ
ト量が５％以上の領域でＴＳ−Ｅｌｌバランスが向上し
ていることがわかる。

これらの実験結果は、従来の高延性高強度熱延鋼板とは
全く異なった観点から、より高強度で延性の優れた熱延
鋼板を製造する指剣を示すものである。すなわち、シャ
ワー冷却後コイル巻取した材料は未析出のＣｕの効果に
よってシャワー冷却中での変態組織強化が達成されると
共にコイル巻取後の変態の進行につれて多量の残留オー
ステナイトを生成させる。その後の時間の経過によって
ｔ−Ｃｕが微細に析出し、鋼板の強度を更に高めること
か期待できる。

本発明は、このような基礎実験で得た知見に基づいて完
成させたものであり、以下に各条件の限定理由を説明す
る。

まず本発明における化学成分の限定理由を説明する。

Ｃ： Ｃは引張強さ７０　ｋｇｆ　／　ｍｍ２以上を確保して
５％以上の残留オーステナイトを生成させるのに０゜１
０％以上が必要である。しかし、０．２５％を超えると
溶接性が劣化するので好ましくない。したがって、Ｃ量
は０．１０−０．２５％の範囲とする。

Ｓｉ： Ｓｌは残留オーステナイトの生成のためにＣ１Ｍｎと並
んで極めて重要な成分である。しかし、１．０％未満で
は十分な残留オーステナイト量が得られない。また２、
５％を超えるとコス１へ」二昇が著しくなり、スラブの
冷間割れの問題が生しる。

したがって、Ｓｉ量は１．０〜２．５％の範囲とする。

Ｍｎ： Ｍｎはベイナイトなどの変態組織による鋼の強化に有効
な成分である。しかし、１．５％未満では引張強さ（Ｔ
Ｓ）が不足となるほか、残留オーステナイトの生成が低
下する。また３、０％を超えるとコスト上昇が大きくな
ると共に鋼の強化効果が飽和してしまう。したがって、
Ｍｎ量は１．５〜３．０％の範囲とする。

Ｃｕ： Ｃｕの添加は本発明を構成する主要な要件の１つであり
、鋼の強化に必須な成分である。しかし、０．７％未満
ではコイル巻取後の冷却中にＥ　−Ｃ１ｌ析出が十分起
こらず、鋼の強化を図ることができない。また１、５％
を超えるとこの効果が飽和するほか、表面疵が発生する
ので好ましくない。したがって、Ｃｕ量は０．７〜１．
５％の範囲とする。

ＳｏｌＡｌ： 本発明鋼はＡＱキルト鋼であり、鋼の脱酸を十分行うた
めにＳｏＱ、ＡＱ、は０．０１％以上が必要である。し
かし、０．１０％を超えるとコスト」−昇のほか、非金
属介在物の巻込みによる鋼の延性低下が起こり易くなる
ので好ましくない。したがって、ＳＯΩＡＱは０．０１
〜０　、１．０％の範囲とする。

本発明鋼の主要元素は以上のとおりであるが、固溶強化
、変態組織強化などによる鋼の強度調整、スラブ表面疵
の抑制、耐食性向上などを目的として、Ｎｊ、Ｃｒ、Ｐ
、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ及びＢの１５種又は２種以上を所定嵐
で添加することができる。添加する場合、各元素の量は
、Ｎｉ：　０　、５％以下、Ｃｒは０．５％以下、Ｐは
０．１％以下、Ｖ、Ｎｂ及びＴ］はいずれも０．０５％
以下、Ｂは０．００２％以下とする。これらの」二限を
超えると安定した残留オーステナイトの生成が図れない
。

次に、本発明の製造条件について説明する。

」二記鋼は通常の方法によって溶解、鋳造し、熱間圧延
される。

但し、熱間圧延は仕上温度８００℃以上とする必要があ
る。仕上温度が８００℃未満で圧延されるとオーステナ
イ１〜・フェライ１〜域圧延の程度が大きくなって鋼の
変態組織強化が十分図れないほか、コイル板幅方向の材
質変動が大きくなる弊害がある。

更に、仕上圧延後の鋼板は平均冷却速度２５℃／ｓ以上
で冷却した後、３５０〜４５０　’Ｃの温度範囲でコイ
ル巻取りする必要がある。２５°Ｃ／　ｓ未満の徐冷却
ではオーステナイト→フェライト反応が活発となって７
０　ｋｇｆ　／　ｍｍ”以上の強度が得られず、且つ残
留オーステナイトの生成も少ないため、高延性鋼板が得
られない。なお、冶金学的観点ではこの冷却速度の上限
を規定しないが、薄鋼板の平坦度を良好に保つ意味では
１００℃／ｓ以下が望ましい。また、巻取温度の上限（
４５０’Ｃ）、下限（３５０℃）は主にＥ−Ｃｕの析出
挙動及び残留オーステナイトの生成挙動から決められる
ものである。３５０℃未満ではε−Ｃｕの析出が抑制さ
れて十分な強化が図れないほか、残留オーステティ１〜
生成も少量となって延性改善が図れない。

一方、４５０℃を超えると過時効となって鋼が強化した
後軟化してしまうほか、十分な量の残留オーステナイト
が確保できない。

以上の製造工程により、体積率５％以上の残留オーステ
ナイトを含有する組織が得られ、引張強さ７０　ｋｇｆ
　／　ｍｍ”以上でＴＳＸＥｆｌ≧２０００　（ｋｇｆ
／ｍｍ２Ｘ％）の鋼延性鋼強度熱延鋼板が得られる。

残留オーステナイ１〜が体積率５％未満では第３図に示
した如く充分な強度−延性バランスが得られない。

本発明は通常のスラブ加熱による熱間圧延実験に基づい
て完成したものであるが、ＨＣＲ（加熱炉への熱片装入
）、ＨＤ　Ｒ（直接圧延）技術を適用した場合でもその
趣旨が損なわれないことは云うまでもない。また、本鋼
板を原板としてめっき処理することも可能である。

なお、熱延ままの高強度残留オーステティ１〜鋼板の開
発が報告されているが（「鉄と鋼ＪＶｏｆ１７２、Ｎａ
１３．５１３８４）、本発明ではＣｕの特異的な挙動を
活用して鋼の強化と残留オーステナイト生成の促進の観
点から適正な製造条件を確立したものであるので、それ
と本発明とは基本的に相違している。

次に本発明の実施例を示す。

（実施例） 第３表に示す化学成分を有する鋼を溶解、鋳造し、皮削
り、鍛造の後１２００’Ｃに加熱し、仕上温度８７０℃
として３．２ｍｍ厚に熱間圧延した後、平均冷却速度約
３５°Ｃ／　ｓにて種々の温度にコイル巻取すした。

得られた熱延鋼板について、表裏面研削により２　、０
　ｍｍ厚とした鋼板の機械的性質を調査した。

その結果を第３表に併記する。

同表より、本発明の条件を満足する鋼板（本発明鋼）は
、高強度であるにも拘らず、ＴＳＸＥΩ≧２０００　（
ｋｇｆ／　ｍｍ２Ｘ％）を満たし、優れたＴＳＥＱバラ
ンスを有していることがわかる。

［以下余白］ （発明の効果） 以−１−詳述したように、本発明によれば、引張強さ７
０に乙ｆ／ｍｍ２以上の高強度で、しかもＴＳＸＥＱ≧
２０００　（ｋｇｆ／ｍｍ２ｘ％）の高延性高強度熱延
鋼板を得ることができるので、より高強度で高延性の薄
物熱延鋼板の要求に対して十分対応可能である。

【図面の簡単な説明】

第１図は熱延鋼板の強度−伸びバランスを示す図、第２
図は熱延鋼板における残留オーステナイト量及び硬さの
時間的変化を示す図、第３図は熱延鋼板における残留オ
ーステナイト量とＴＳＸＥＱ値との関係を示す図である
。 特許出願人　　　株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士　　中　　村　　　尚 ］８ （Ｚ）　　Ｔヨ　、１台 社

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．１０〜０．２
   ５％、Ｓｉ：１．０〜２．５％、Ｍｎ：１．５〜３．０
   ％、Ｃｕ：０．７〜１．５％及びＳｏｌＡｌ：０．０１
   〜０．１０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物
   よりなる鋼を、仕上温度８００℃以上として熱間圧延し
   、平均冷却速度２５℃／ｓ以上にて冷却した後、３５０
   〜４５０℃の温度範囲でコイル巻取りすることにより、
   体積率５％以上の残留オーステナイトを含有する組織を
   得ることを特徴とする引張強さ７０ｋｇｆ／ｍｍ＾２以
   上の高延性熱延鋼板の製造方法。
2. （２）Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：１．０〜２．
   ５％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｃｕ：０．７〜１．５
   ％、ＳｏｌＡｌ：０．０１〜０．１０％を含有すると共
   に、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｐ：０
   ．１％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｎｂ：０．０５％以
   下、Ｔｉ：０．０５％以下及びＢ：０．００２％以下の
   うちの１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可
   避的不純物よりなる鋼を仕上温度８００℃以上として熱
   間圧延し、平均冷却速度２５℃／ｓ以上にて冷却した後
   、３５０〜４５０℃の温度範囲でコイル巻取りすること
   により、体積率５％以上の残留オーステナイトを含有す
   る組織を得ることを特徴とする引張強さ７０ｋｇｆ／ｍ
   ｍ＾２以上の高延性熱延鋼板の製造方法。