JPH0361346A - 良加工性高強度熱延薄鋼板およびその製造方法 - 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） この発明は、自動車の車体など、成形加工の用途に用い
て好適な引張り強度（ＴＳ）が８０ｋｇｆ／ｍｍ２以上
になる高強度熱延鋼板とその鋼板の製造に適した方法に
関するものである。

（従来の技術） 自動車用の内板とか強度部材などに使用される鋼板は車
体重量が軽減でき、より一層の高強度化による安全性の
向上を図る特性が要求されるが、近年に至っては上記の
特性に加え使用鋼板のコストを低減するため従来の冷延
調板に換え上記の如き条件を満足した高強度になる熱延
鋼板の需要が高まりつつある。

ここに高強度熱延鋼板に要求される主たる特性としては
次のようなものがある。

１）、安定した高強度特性（材質のばらつきがないこと
）を有すること。

２）、焼付は硬化量が高いこと。

３）、降伏比が低いこと。

４）、過酷な熱延条件を必要としないこと。

５）、スポット溶接性が良好であること。

従来から知られている高強度熱延鋼板として最も一般的
なものは低Ｃ＠に０．２００％以下程度のＮｂ、Ｔｊあ
るいはＶなどを添加したいわゆる低合金高張力鋼（ＨＬ
ＳＡ）である。かかるを用いて製造した鋼板は比較的容
易に所望の強度を得ることはできるものの降伏比が０．
８０以上と高いため成形加工の際、スプリングバックが
大きいという問題があり、また８０ｋｇｆ／ｍ−を越え
る引張り強度を得るためにはＣｒやＭｎ等を多量に添加
する必要がある他、コスト面でも必ずしも有利とはいい
難い。

この他、Ｄｕａｌ　Ｐｈａｓｅｌｊと呼ばれているフェ
ライト・マルテンサイトの２相部合組織鋼（特開昭５５
−９１９３４号、同５５−６２１２１号各公報参照）と
か、残留オーステナイトを利用したいわゆるＴＲＩＰ鋼
なども知られているが、上記のＤｕａｌ　Ｐｈａｓｅ鋼
の場合、８０ｋｇｆ／ｍｍ”を越えるような引張り強度
を得るためには製造条件が厳しく、しかもＣｒやＭｎ、
　Ｍｏなど高価な元素の多量の添加が必要であり、製造
過程における形状不良を招いたり材質にばらつきが生じ
るほかコスト上昇も免れえない。他方ＴＲｌＰｍニつい
ては良好な延性を示すが、引っ張り特性が鋼中の相分率
、主として残留オーステナイト量によって大きく左右さ
れるため、とくに調帯の幅方向、長手方向で均一な材質
とすることが極めて困難であり、しかも少なくとも０．
２０％程度、望ましくは０．４０％程度のＣの添加が必
須であり、通常の条件での溶接性（スポット）の劣化は
避けがたいと言わざるを得ない。従って今のところ高強
度熱延鋼板としての要求を充分に満足した鋼は存在しな
かった。

（発明が解決しようとする課Ｂ） 引張り強度が８０ｋｇｆ／ｍｍ”を越えるような高強度
熱延鋼板において生じる従来の問題を解消し、比較的一
般的な熱延条件でも高い焼付硬化量を有し降伏比が０．
７０以下程度になり、溶接性は勿論材質のばらつきが小
さい満足のいく特性をもった鋼板とその製造方法を提案
することがこの発明の目的である。

（課題を解決するための手段） この発明はＣ：　０．０８〜０．２０　ｗｔχ（以下単
に％で示す）　、Ｍｎ　：　１．５〜３．５％、ＡＩ　
：　０．０１〜０．１０％、Ｎｂ　：　０．０１〜０．
１０％及びＢ：２〜２０ｐｐｍを含有し、残部Ｆｅおよ
び不可避的不純物よりなり、鋼中のベイナイト分率が８
０パーセント以上になることを特徴とする良加工性高強
度熱延鋼板である。

この発明においては上記の組成に加え、Ｔｉ：０．０■
〜０．１０％、Ｖ　：　０．０１〜０．１０％、Ｓｉ　
：　０．１０〜１．５０％のうちから選ばれる少なくと
も１種を含有することができる。

またこの発明は上記の組成になる鋼スラブを素材として
、この鋼スラブをスラブ加熱温度；　１２００〜１２８
０″Ｃ１仕上げ圧延温度＝８００〜９５０℃になる条件
下で圧延した後、少なくとも３℃／Ｓの冷却速度で冷却
し、下記式（１）及び（２）を満たす巻取り温度で巻き
取ることを特徴とする良加工性高強度熱延鋼板の製造方
法である。

記 Ｔ　≦５５０　＋　１２　Ｘ　（Ｍｎχ）　　−（（Ｃ
’り−０，１０）　　ｘ６００　　・（１）Ｔ＞３００
−（Ｃχ）　Ｘ　１００　　　　　　　　　　　　　　
　　・・・（２）Ｔ：巻取り温度（℃） （作　用） まず鋼の成分組成の限定理由について説明する。

Ｃ：　０．０８〜０．２０％ Ｃはその含有量が０．０８％未満ではγ→αの変態速度
が大きくベイナイト量が８０％となるペイナイト主体の
組織とするのが困難であり、目標とする引張り強度を得
ることができず、一方Ｃの含有量が００２０％を越える
とスポット溶接性が劣化する。

よってＣの含有量は０．０８〜０．２０％の範囲に限定
した。

Ｍｎ　：　１．５〜３．５％ Ｍｎは熱間圧延後における冷却過程でのフェライト変態
を抑制してヘイナイトを出現し易くする元素であって、
この発明においては必須の元素である。Ｍｎの含有量が
１゜５％未満では高強度と低い降伏比を得ることはでき
ず、一方３．５％を越えて含有しても添加コストに見合
うだけの材質の向上は見られない。よってＭｎは１．５
〜３．５％の範囲に限定した。

Ａ１：０１０１〜０．１０％ 鋼の清浄化のためにはＡＩを少なくとも０．０１％の添
加が有利であり、とくに高強度化を目指すには清浄度の
向上は必須である。しかしながら０．１０％を越える添
加はアルミナクラスクーによる表面欠陥などの原因とな
るので好ましくない。よって旧はｏ、ｏｉ〜Ｑ、　１０
％の範囲に限定した。

Ｎｂ　：　０．０１〜０．１０％ Ｎｂは次に述べるＢと同様にこの発明における重要な元
素の一つである。Ｎｂ、　Ｂの適正範囲内での複合添加
により、フェライト変態、パーライト変態が顕著に抑制
されベイナイト主体のｍ織を容易に得ることができる。

Ｎｂの含有量が０．０１％未満では上述の如き特異な効
果を得ることはできず、方０．１０％を越えて含有した
場合上述の効果が飽和するだけでなく鋼の熱間変形抵抗
が顕著に増大し実機操業での支障をきたす。よってＮｂ
はＮｂ：０．０１〜０．１０％の範囲に限定した。

Ｂ：２〜２０ｐｐｍ ＢはＮｂと相俟ってこの発明で目指すベイナイト主体の
組織の出現を容易にする元素である。この効果は少なく
とも２　ｐｐｍ含有しないと現れず、方２０ｐｐｍを越
えて含有してもその原因は明らかでないが、逆に上記の
効果が減少する傾向にある。

よってＢは２〜２０ｐｐｍの範囲に限定した。

これらの他この発明では添加合金元素として、Ｔｉ、■
、Ｓｉが有効であり、目標とする引張り強度に応じて上
記元素の少なくとも一種を添加することができる。

Ｔｉ　：　０．０１〜０．１０％ Ｔｉは洞の細粒化をより一層促進し、介在物の形態制御
、固溶Ｎの固定による有効Ｂの確保などの作用がある。

Ｔｉの含有量が０．０１％でその効果が顕著になるが０
．１０％を越えると粗大析出物の増加などで好ましくな
い影響を及ばず。

Ｖ：０．０１〜０．１０％ ■は鋼の焼入れ性の向上に寄与するとともにＶＮの析出
強化を焼付は硬化として一部利用することもでき有利で
ある。このような効果が顕著となる下限の含有量は０．
０１％であり、その効果が飽和するのは０．１０％であ
る。

Ｓｉ　：　０．１０〜１．５０％ Ｓｉはやはりベイナイト相の出現に有利な元素であって
パーライト変態を抑制する効果がある。また固溶強化能
も大きい。このような効果はＳｉの含有量がｏ、　ｉｏ
％以上で顕著となるが、１．５％を越えて含有してもそ
の効果は飽和し、かつ圧延が著しく困難となる。

次に上記の如き耕或になる洞を用いて、ベイナイト主体
の組織を有する熱延板を製造する際の製造条件の限定理
由について説明する。

熱間圧延の条件は一般的なものと大きく異なるわけでは
ないがいくつかの制限が必要である。

スラブ加熱温度：　１２００〜１２８０”Ｃスラブ加熱
温度は圧延開始前の鋼Ｍｉ織の調整という点で重要であ
りこの発明の場合１２００℃以下では均一な粒組織が得
られず最終的な材質のばらつきの原因となり、一方１２
８０℃を越えた場合も粗大粒が出現し同様に材質にばら
つきを生じる。よってスラブ加熱温度は１２００〜１２
８０℃の範囲に限定し７た。

た。

仕上げ圧延温度：８００〜９５０℃ 仕−Ｌげ圧延温度が高すぎると最終的なベイナイト組織
が粗大となり延性の面で望ましくない。またその温度が
低い場合には組織の展伸が顕著になるとともに圧延荷重
の顕著な増大を伴い実機操業上好ましくない。これらの
上限・下限はそれぞれ９５０℃１８００″Ｃである。

圧延後の冷却速度＝３℃／Ｓ以上 材質のばらつきや鋼板形状の乱れを防止するという観点
から過度の急冷は不利である。しかしながら少なくとも
３℃／Ｓの冷却速度で冷却しなければ目標とするベイナ
イト組織を得ることはできない。よって圧延後の冷却速
度は３℃／Ｓ以上とした。

巻取り温度： Ｔ≦５５０　＋　１２　Ｘ　（Ｍｎχ）　−（（Ｃり　
−０，１０）　Ｘ６００　・（１）Ｔ　＞３００−　（
Ｃχ）　Ｘ　１００　　　　　　　　　　　　　・・・
（２）Ｔ：巻取り温度（℃） 巻取り温度はこの発明において重要な条件であって従来
のような極低温巻取りは不要である。この発明において
は（１）式、（２）式に従うことにより目標とするベイ
ナイト主体の組織を得ることができる。ここに（１）式
は巻取り温度の上限を示し、この上限はパーライトの出
現によって制限され、（２）式は巻取り温度の下限を示
し、この下限はマルテンサイトの出現により制限される
。

なお、鋼組織中にマルテンサイト、残留オーステナイト
が存在する場合はその合計を１５％以下とすることが良
好な材質を確保するうえからも望ましい。

第１図は下表に示す組成になる鋼を用い、仕上げ温度：
８００〜９５０℃１巻取り温度＝３００〜５５０℃の範
囲において熱間圧延し、鋼中のベイナイト分率を種覧変
化させた際の鋼板の特性を調査したグラフである。

この発明では、上述した要領に従い熱延板の鋼組織をベ
イナイトが主体となるようにとくにベイナイト分率を８
０％以上とすることにより上掲第１図に示すところから
も明らかな如く、目標とする引張り強度はもちろん、高
い焼付は硬化性を付与でき、しかも良好な局部延性を確
保することができるのである。

（実施例） 表−１に示した各種成分組成になる鋼を溶製して鋼スラ
ブとした後、これらの調スラブを表−２に示す種覧の条
件に設定して熱間圧延し厚さ２．６ｍｍの熱延板を製造
した。そして得られた各鋼板から試験片（ＪＩＳＳ号引
張試験片）を採取しその材質、組織について調査した。

その結果を表−３に示す。

表−３より明らかなように適合例（鋼種Ａ−Ｋ）は何れ
も８０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高い引張り強度を有し降伏
比が０．７以下で、しかも高い伸びと焼付は硬化量を具
備していることが確認できた。

なお、これらの鋼板は組織的にはベイナイトが主体であ
り、フェライト、パーライトの分率が低く、場合によっ
ては１０％内外の残留オーステナイトを含む組織であっ
た。これに対し比較例の場合材質的にはＴＳ、　ＹＲ，
Ｅｌ、　ＢＨのうちの何れかが劣っていた。ここで比較
例におけるＮ鋼、Ｏ鋼については材質的に大きな問題は
なかったけれども綱が極度に硬質化するため圧延が困難
となり板形状の乱れが生じた。

次に、上掲表−１に示したＡ、Ｂ綱を用いて表４に示す
条件の下に熱間圧延を施し、得られた鋼板の材質、組織
について調査した。その結果を表−４に併せて示したが
、この発明に従うことで良好な材質とすることができる
のが明らかであり、またその際の組織はベイナイトを主
体とした望ましい組織であることが確認できた。

（発明の効果） かくしてこの発明によれば、特殊な条件によらずとも加
工性が良好で８０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の引張り強度を有
する鋼板を安価に製造できる。この鋼板は引張り強度が
高いにもかかわらず降伏比が低いのでプレス加工時のス
プリングバックや型かじりなどの問題を有利に回避でき
るし、それを用いた成形加工品の薄肉化に寄与できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は焼付は硬化量および引張り強度と鋼中のベイナ
イト分率の関係グラフである。 第１ 図 Ｎイナイト２す牢　（７Ｑ）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０８〜０．２０ｗｔ％、 Ｍｎ：１．５〜３．５ｗｔ％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０ｗｔ％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０ｗｔ％及び Ｂ：２〜２０ｐｐｍ、 を含有し残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、鋼中
   のベイナイト分率が８０パーセント以上になることを特
   徴とする良加工性高強度熱延鋼板。 ２、請求項１の成分組成に加えて、Ｔｉ：０．０１〜０
   ．１０ｗｔ％、Ｖ：０．０１〜０．１０ｗｔ％のうちか
   ら選ばれる少なくとも１種を含有する良工性高強度熱延
   鋼板。 ３、請求項１又は２の成分組成に加えてＳｉ：０．１０
   〜１．５０ｗｔ％を含有する良加工性高強度熱延鋼板。 ４、請求項１、２または３に記載した組成になる鋼スラ
   ブを素材として、この鋼スラブをスラブ加熱温度：１２
   ００〜１２８０℃、仕上げ圧延温度：８００〜９５０℃
   になる条件下で圧延した後、少なくとも３℃／Ｓの冷却
   速度で冷却し、下記式（１）及び（２）を満たす巻取り
   温度で巻き取ることを特徴とする良加工性高強度熱延鋼
   板の製造方法。 記 Ｔ≦５５０＋１２×（Ｍｎ％）−｛（Ｃ％）−０．１０
   ｝×６００・・・（１） Ｔ＞３００−（Ｃ％）×１００・・・（２）Ｔ：巻取り
   温度（℃）