JPH0692617B2 - 表面性状と加工性に優れた複合組織熱延高張力鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は主に自動車の足廻り部品等に使用される高張力
熱延鋼板で、特に表面性状と加工性に優れ、かつ引張強
さが50Kgf/mm²以上の、複合組織熱延鋼板の製造方法に
関する。

〔従来の技術及びその問題点〕

近年、自動車産業界等においては、省エネルギー、省資
源といった観点から、部材の板厚を薄くして軽量化をは
かることが検討されており、このための鋼板の高張力化
が要望されている。一方鋼板の高張力化はプレス等の加
工を困難にすることから、プレス成形が比較的容易な低
降伏比型複合組織（Dual Phase）高張力鋼板が注目され
ている。

一般にこの複合組織高張力鋼板は特開昭58-6937号公
報、特開昭56-16624号公報等に示されるようにＰやSiを
添加することにより、熱間圧延終了後に充分なフェライ
トを生成し、未変態のオーステナイトをその後の急冷・
低温巻取によってマルテンサイトにする方法で製造され
ている。

しかし、Ｐ添加系ではＰが偏析し易く、しかも焼入れ性
を高めるため、最適な量と形態のマルテンサイトが得ら
れず、その結果として材質バラツキが大きくなったり、
中心偏析による加工割れが生じ易いといった欠点があっ
た。

これに対しSi添加系ではＰ添加系に比べ材質バラツキは
比較的少ないが、Siスケールと呼ばれるスケールが鋼板
表面に生じ、このSiスケールは熱延ままの鋼板表面に赤
褐色の雲形模様を呈して外観を損ねるという問題点があ
った。更に、このSiスケールは鋼板の地鉄に凹凸を作っ
ているため、酸洗後塗装しても雲形模様が観察され外観
不良となることがある。特に近年は塗装の厚みを低減す
る方向にあるとともに、塗装色として白色系も多用され
るため、鋼板地鉄の模様が従来以上に浮き出やすくなっ
てきたことから、雲形模様の低減が強く要望されてい
る。そこで、この雲形模様の原因たるSiスケール低減の
ため、従来より鋼中のSiをできるだけ下げ、加熱温度を
下げる方法がとられていた。例えば、特開昭58-6937号
公報記載の発明ではSiの含有量が0.25wt％より多いと鋼
板の表面性状が劣化することから、Siの上限を0.25wt％
に規制している。しかし、通常の熱延においてSiスケー
ルを安定して皆無にするにはSiを0.04％以下程度にせざ
るをえないのが実状であり、このような低Si成分で複合
組織高張力鋼板を製造するにはTi,Nb等の元素の添加を
必要とし、良好な材質を安定して得ることが困難であっ
た。又、低温加熱はSiスケール低減に有効ではあるが、
Si添加鋼においてSiスケールを皆無にするにはかなり低
い温度に管理する必要があり、仕上圧延温度の確保が困
難となり、材質劣化あるいは形状劣化を招くとともに熱
延の作業性を損ねる。このため、仕上圧延温度の確保と
低温加熱は両立しがたく、操業上Siスケールの散発が免
れなかったのが実状である。

更に、複合組織を安定して得るにはできるだけ巻取温度
を低くすることが有効であるが、スラブに中心偏析があ
る場合は、低温巻取材ではプレス時に２枚板状の割れを
起こすことがあるといった欠点があった。

〔発明が解決しようとする課題〕

本発明は、上記のような欠点を解消し、加工性に優れ、
しかも雲形模様のない表面性状に優れた複合組織高張力
熱延鋼板を安定して製造し得る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〕

本発明者らは上記の課題を解決するため種々検討を重ね
た結果、以下の知見を得た。

低温巻取にて製造された複合組織高張力熱延鋼板は通
常のフェライト・パーライト組織鋼板に比べて中心偏析
の影響を強く受け、プレス時の２枚板状の割れはこの中
心偏析部にトラップされた水素による割れであることを
見出した。これは、通常の500〜600℃巻取ではコイルの
状態で高温に保たれるため、この間に鋼中の水素が鋼板
外に十分放出され得るのに対し、低温巻取では鋼中水素
の放出が起こりにくいためであり、このような割れを防
止するには、偏析の原因になり得るＰ添加を避けたSi添
加成分系とし、製鋼段階で水素量を低減すると同時に連
続鋳造時も偏析しにくいように鋳造温度を制限すること
が必要である。

雲形模様に対しては、Siスケールの低減ではなく、む
しろSiスケールを鋼板全面に均一に発生させれば雲形模
様をなくすことが可能であり、この方法によればSi添加
が可能になるとともに極端な低温加熱が不要になり仕上
圧延温度の確保が容易になり、熱延の作業性も改善され
る。

本発明は以上のような知見に基づくものであり、その要
旨は以下のとおりである。

（１）C:0.03〜0.15wt％、Si:1.1〜2.0wt％、Mn:0.5〜
2.0wt％、P:0.025wt％以下、S:0.01wt％以下、H:0.0005
wt％以下、Al:0.005〜0.1wt％を含有し、残部がFe及び
不可避的元素からなる鋼を溶製し、鋳造温度TD（℃）を 1542−｛55×Ｃ（wt％）＋80×Ｃ（wt％）²＋13×Si（wt％）＋4.8×Mn（wt
％）｝≦TD（℃）≦1592−｛55×Ｃ（wt％）＋80×Ｃ（wt％）²＋13×Si（wt
％）＋4.8×Mn（wt％）｝ …… 式で規定する範囲内で連続鋳造してスラブとした後、
加熱炉にてスラブ表面温度1100℃以上に加熱し、その際
のスラブ最高表面温度をＴ（℃）としＴ−60（℃）以上
の温度となる在炉時間をｔ（分）とするとＴ≦−2.75t
＋1420となるようにし、その後の熱間圧延において１回
以上のデスケーリングを行なった後、800〜900℃で圧延
を終了し、250℃以下で巻取ることを特徴とする表面性
状と加工性に優れ、かつ引張強さが50Kgf/mm²以上の、
複合組織熱延鋼板の製造方法。

（２）C:0.03〜0.15wt％、Si:1.1〜2.0wt％、Mn:0.5〜
2.0wt％、P:0.025wt％以下、S:0.01wt％以下、H:0.0005
wt％以下、Al:0.005〜0.1wt％を含有し、更にCr:0.05〜
0.5wt％、Ca:0.0005〜0.0100wt％の１種以上を含有し、
残部がFe及び不可避的元素からなる鋼を溶製し、鋳造温
度TD（℃）を 1542−｛55×Ｃ（wt％）＋80×Ｃ（wt％）²＋13×Si（wt％）＋4.8×Mn（wt
％）｝≦TD（℃）≦1592−｛55×Ｃ（wt％）＋80×Ｃ（wt％）²＋13×Si（wt
％）＋4.8×Mn（wt％）｝ …… 式で規定する範囲内で連続鋳造してスラブとした後、
加熱炉にてスラブ表面温度1100℃以上に加熱し、その際
のスラブ最高表面温度をＴ（℃）としＴ−60（℃）以上
の温度となる在炉時間をｔ（分）とするとＴ≦−2.75t
＋1420となるようにし、その後の熱間圧延において１回
以上のデスケーリングを行なった後、800〜900℃で圧延
を終了し、250℃以下で巻取ることを特徴とする表面性
状と加工性に優れ、かつ引張強さが50Kgf/mm²以上の、
複合組織熱延鋼板の製造方法。

〔作用〕

本発明における成分及び熱延条件の限定によりもたらさ
れる作用を以下に述べる。

Ｃは複合組織中のマルテンサイトの体積率を増加させ、
強度を高める作用があり、このため少なくとも0.03wt％
を必要とし、一方0.15wt％を超えると加工性及び溶接性
の劣化が大きいので0.03〜0.15wt％の範囲に限定され
る。

Siはその量が多いほどフェライト変態を促進させ、未変
態オーステナイト中のＣ濃度を上げ複合組織を生成しや
すくなると共に、本発明のもう一つの目的であるSiスケ
ールの鋼板全面への均一発生化に最も重要な元素であ
る。即ち、Siが1.1wt％未満では熱延中にSiスケールの
一部が剥離し、熱延後雲形状のSiスケールが残る。Siが
1.1wt％以上で、かつ後に述べる加熱温度条件で製造す
れば熱延後も鋼板全面にSiスケールが均一に残り、酸洗
後も雲形模様は見られなくなる。このためSiの下限は1.
1wt％に限定する必要があるが、好ましくは1.25wt％以
上とする。上限の設定は、Siスケールの均一化の点では
必要ないが、Siの増加はスケールオフ量を増加させ歩留
りの低下を招くと共にコスト増となるので上限を2.0wt
％とした。尚、複合組織を安定して得るにはSi含有量が
1.1〜2.0wt％であれば、十分である。

更にSiと雲形模様との関係について詳述する。先ず、加
熱時に鋼中のSiがスラブ表面に濃化し、地鉄との密着性
が良いファイアライト（Fe₂SiO₄）が生成する。このフ
ァイアライトは熱延及び熱間デスケーリングによっても
剥離が完全になし得ないため、剥離部と未剥離部（Siス
ケール）が生じる。この未剥離部は熱延時に地鉄と共に
圧延方向に展伸され、剥離部（黒色）と異なる赤褐色を
呈するため、熱延ままでは赤褐色の雲形模様となる。更
に、ファイアライト未剥離部（Siスケール部）は剥離部
よりスケール厚みが厚い状態で熱延されるため、熱延後
の鋼板の地鉄断面は、ファイアライト未剥離部は凹に、
剥離部は凸になっている。この地鉄の凹凸は酸洗後でも
残るため、鋼鉄表面の段差として雲形模様は残ることに
なる。このように雲形模様はファイアライト未剥離部と
剥離部とが生じることに起因する。本発明はファイアラ
イトの密着性を上げることで熱間でのファイアライトの
剥離を防止し、仕上圧延後も鋼板全面に均一なファイア
ライトを残すことを基本技術としている。

第１図にSi量・スラブ加熱温度と表面性状との関係を示
す。Si以外の化学成分は本発明範囲内であり、加熱条件
はＴ≦−2.75t＋1420の範囲内とし、粗圧延時及び仕上
圧延直前にデスケーリングを行った。鋳造温度（TD）は
式の範囲内であり、仕上終了温度は800〜900℃、巻取
は250℃以下で行った。第１図より、加熱温度が1100℃
以上で、かつSi1.1wt％以上の場合に全面均一Siスケー
ルとなり雲形模様がなくなることがわかる。これは、Si
が1.1wt％未満の場合は加熱時のスラブ表面へのSi濃化
が十分でないために、ファイアライトの地鉄との密着性
が十分でなく、熱延又は熱間デスケーリング時にファイ
アライトの一部が剥離され雲形模様が残り、一方Siが1.
1wt％以上になるとスラブ表面へのSi濃化が十分に行な
えるようになり、ファイアライトの地鉄との密着性が上
がり、仕上圧延後も鋼板全面に均一なファイアライトを
残すことが可能となるためである。尚、表面性状は熱間
圧延・巻取終了後、酸洗前に幅端部の10mm及び長手方向
端部より500mmを除いたコイルの全幅・全長の表裏面を
目視観察し、赤褐色のSiスケールに全面が覆われ黒色ス
ケールのないもの（全面均一Siスケール）を合格とし、
赤褐色と黒色のスケールがまだら状（雲形模様）になっ
ているものは不合格とした。ここで全面均一Siスケール
となったものは酸洗後も雲形模様は皆無である。尚、加
熱温度が低い場合は大部分は黒色のスケールとなるが、
Siスケールが散発し（面積率５〜15％）酸洗後もこれが
雲形模様として残ったため不合格とした。

Mnは0.5wt％未満ではマルテンサイトが得られないので
0.5wt％以上必要である。しかしMnが多すぎるとフェラ
イト変態を抑制しベイナイト変態を助長するとともにコ
スト高となるので上限を2.0wt％とした。

Ｐ、Ｓは加工性・溶接性等を劣化させるとともに、偏析
を助長する。従ってこれらの量は低い方が良く、Ｐは0.
025wt％以下、Ｓは0.01wt％以下とした。好ましくはＰ
は0.02wt％以下、Ｓは0.005wt％以下とする。

Alは脱酸材として有効であるが、0.005wt％以上でその
効果が発揮される。しかし、0.1wt％を超えて使用する
ことは介在物の増加をもたらし好ましくないため0.1wt
％以下とした。

Ｈは中心偏析部にトラップされ、割れの原因となること
から上限を0.0005wt％とした。

なお、第２項の発明においては、前記成分元素の他にさ
らにCaおよびCrが添加される。

Caは介在物の形状を調整し、冷間加工性を改善する作用
があるが、0.0005wt％未満ではその効果を得ることがで
きず、一方0.0100wt％を超えると介在物の量を増やし、
かえって冷間加工性を損なうことから0.0005〜0.0100wt
％に限定した。

Crはオーステナイトの安定化に寄与し、複合組織化に有
効であり、0.05wt％以上でその効果が発揮されるため下
限を0.05wt％とした。0.5wt％を超える添加は経済的で
ないため上限を0.5wt％とした。

連続鋳造時の鋳造温度（TD）は中心偏析を軽減するため
に下記式で規定される範囲にする必要がある。

1542−｛55×Ｃ（wt％）＋80×Ｃ（wt％）²＋13×Si（wt％）＋4.8×Mn（wt
％）｝≦TD（℃）≦1592−｛55×Ｃ（wt％）＋80×Ｃ（wt％）²＋13×Si（wt
％）＋4.8×Mn（wt％）｝ …… 鋳造温度（TD）が式の上限を越えると中心偏析が急増
しプレス時の割れが多発するようになる。一方下限未満
では凝固温度にあまりにも近すぎるため鋳造作業が困難
になる。

次に熱延条件について述べる。

先ず、スラブ加熱温度は1100℃（スラブ表面温度）以上
とし、その際のスラブ最高表面温度をＴ（℃）としＴ−
60（℃）以上の温度となる在炉時間をｔ（分）とすると
Ｔ≦−2.75t＋1420となるようにする必要がある。先に
述べたように、本発明の目的のためにはファイアライト
を鋼板全面に均一に発生させ、かつ熱延時に剥離しない
よう地鉄との密着性を上げる必要がある。そのためにス
ラブ加熱の温度と時間の制限が必要となる。第２図にス
ラブ加熱温度・在炉時間と熱延後の表面性状との関係を
示す。ここで用いた鋼は化学成分0.06wt％Ｃ−1.35wt％
Si−1.18wt％Mn−0.015wt％Ｐ−0.002wt％Ｓ−0.12wt％
Cr−0.036wt％Al−0.0023wt％Ca−0.0002wt％Ｈ、鋳造
温度（TD）は式の範囲内であり、仕上圧延温度800〜9
00℃、巻取温度250℃以下にて製造した。又、表面性状
の評価方法は第１図と同様とした。第２図よりわかるよ
うに、加熱温度1100℃未満及びＴ＞−2.75t＋1420では
鋼の表面はSiスケールによる雲形模様を呈しているのに
対し、加熱温度1100℃以上かつＴ≦−2.75t＋1420では
雲形模様はなく鋼板全面に均一なスケール外観となって
いる。これは、加熱温度1100℃未満ではファイアライト
の生成量が十分でなく剥離しやすいためであり、一方Ｔ
＞−2.75t＋1420ではガス放出の増加等によるスケール
層の割れ及び剥離が進むためにスケールの密着性が劣化
したためである。尚、加熱温度の上限は−2.75t＋1420
で規定されるが、経済性を考慮すると1350℃以上は避け
る方が望ましい。

又、加熱条件はＴ〜Ｔ−60（℃）間の温度と時間を規制
すればよい。これは上述したスケールの特性は最高温度
付近の温度と時間に律速されるためである。

次に熱間圧延中に１回以上のデスケーリングを行う必要
がある。これはスケール傷の発生防止とスケール面の均
一化のためである。このデスケーリングは高圧水や縦ロ
ールによる応力付加等の通常の方法でよい。

熱間圧延は通常の方法で良いが、複合組織化し、材質を
確保するため圧延終了温度は800〜900℃とする。圧延終
了温度が900℃を越えるとオーステナイト結晶粒が十分
細粒とならず、粗大なベイナイトが増加し、低降伏比が
得られなくなる。一方圧延終了温度が800℃未満になる
と加工組織が増加し、伸びが劣化する。

巻取温度は250℃以下とする。これは250℃を越えるとマ
ルテンサイトが十分得られなくなり、降伏比が上昇する
ためである。巻取温度の下限は特に規制の必要はない
が、コイルが長時間水濡れ状態にあると錆による外観不
良が懸念されるため、50℃以上が望ましい。

〔実施例〕

第１表に示す化学成分組成の鋼を溶製後式の範囲内で
連続鋳造してスラブとし、加熱炉に挿入し、熱間圧延を
行い3.5mm厚に仕上げた。デスケーリングは、粗圧延時
及び仕上圧延直前に行った。熱延条件と機械的性質・表
面性状を第２表に示す。引張試験はJIS 5号試験片で圧
延方向に直角な方向で行った。鋼Ａ〜Ｄは本発明成分の
鋼であり、鋼E,FはいずれもSiが本発明の範囲外であ
る。第２表のうちNo.1〜４は本発明の範囲内であり、い
ずれも強度50kgf/mm²以上の複合組織であり、低降伏比
と良好な伸びを有すると同時に、表面性状も良好であ
る。No.5,6は加熱条件・熱延条件とも本発明範囲内であ
り、いずれも複合組織にはなっているが、Si量が低すぎ
るため表面性状が悪い。No.7は加熱条件が本発明の範囲
外であるために表面性状が悪い。No.8は巻取温度が高す
ぎるために複合組織にならず、降伏比が高くなってい
る。No.9は加熱温度が低すぎるために表面性状が悪く、
また仕上終了温度が低すぎるために加工フェライト組織
となり降伏比が高く伸びが低い。尚、表面性状の評価方
法は第１図の方法と同じである。

次に、第３表にＨ含有量及び鋳造温度が本発明の範囲外
の場合の実施例を示す。仕上板厚は3.5mm、引張試験は
第２表と同じくJIS 5号試験片で圧延方向に直角な方向
で行った。

Ｐ鋼は本発明の範囲内で製造したものであり、組織は複
合組織となり良好な加工性を有する。一方、Ｑ鋼は複合
組織にはなっているが、Ｈが高く鋳造温度が高いために
中心偏析が強く、中心偏析部にＨがトラップされたた
め、プレス不良率が高い。尚、プレス不良率は13インチ
のホイールディスクに実プレスした際の割れ及びネッキ
ングの合計発生率であり、表面性状についてはP,Q両鋼
とも全面均一Siスケールにて雲形模様はなかった。

〔発明の効果〕 本発明の製造方法によれば、雲形模様のない加工性の優
れた引張強さ50kgf/mm²以上の複合組織熱延鋼板を得る
ことができる。このため雲形模様発生部の切り捨てや表
面手入れが不必要となり、加工時の割れ等も低減され、
歩留りの向上・作業の効率化が可能となる。

【図面の簡単な説明】

第１図はSi量・加熱温度と表面性状との関係を示す図、
第２図はスラブ加熱温度・時間と熱延後の表面性状との
関係を示す図である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】C:0.03〜0.15wt％、Si:1.1〜2.0wt％、Mn:
   0.5〜2.0wt％、P:0.025wt％以下、S:0.01wt％以下、H:
   0.0005wt％以下、Al:0.005〜0.1wt％を含有し、残部がF
   e及び不可避的元素からなる鋼を溶製し、鋳造温度TD
   （℃）を 1542−｛55×Ｃ（wt％）＋80×Ｃ（wt％）²＋13×Si（wt％）＋4.8×Mn（wt
   ％）｝≦TD（℃）≦1592−｛55×Ｃ（wt％）＋80×Ｃ（wt％）²＋13×Si（wt
   ％）＋4.8×Mn（wt％）｝ …… 式で規定する範囲内で連続鋳造してスラブとした後、
   加熱炉にてスラブ表面温度1100℃以上に加熱し、その際
   のスラブ最高表面温度をＴ（℃）としＴ−60（℃）以上
   の温度となる在炉時間をｔ（分）とするとＴ≦−2.75t
   ＋1420となるようにし、その後の熱間圧延において１回
   以上のデスケーリングを行なった後、800〜900℃で圧延
   を終了し、250℃以下で巻取ることを特徴とする表面性
   状と加工性に優れ、かつ引張強さが50Kgf/mm²以上の、
   複合組織熱延鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】C:0.03〜0.15wt％、Si:1.1〜2.0wt％、Mn:
   0.5〜2.0wt％、P:0.025wt％以下、S:0.01wt％以下、H:
   0.0005wt％以下、Al:0.005〜0.1wt％を含有し、更にCr:
   0.05〜0.5wt％、Ca:0.0005〜0.0100wt％の１種以上を含
   有し、残部がFe及び不可避的元素からなる鋼を溶製し、
   鋳造温度TD（℃）を 1542−｛55×Ｃ（wt％）＋80×Ｃ（wt％）²＋13×Si（wt％）＋4.8×Mn（wt
   ％）｝≦TD（℃）≦1592−｛55×Ｃ（wt％）＋80×Ｃ（wt％）²＋13×Si（wt
   ％）＋4.8×Mn（wt％）｝ …… 式で規定する範囲内で連続鋳造してスラブとした後、
   加熱炉にてスラブ表面温度1100℃以上に加熱し、その際
   のスラブ最高表面温度をＴ（℃）としＴ−60（℃）以上
   の温度となる在炉時間をｔ（分）とするとＴ≦−2.75t
   ＋1420となるようにし、その後の熱間圧延において１回
   以上のデスケーリングを行なった後、800〜900℃で圧延
   を終了し、250℃以下で巻取ることを特徴とする表面性
   状と加工性に優れ、かつ引張強さが50Kgf/mm²以上の、
   複合組織熱延鋼板の製造方法。