JPH08325633A - 高強度熱延鋼板の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 優れた耐食性と伸びフランジ性を有すると共
にコイル内での特性変動が少ない高強度熱延鋼板を歩留
良く製造することができる方法を確立する。 【構成】 Ｃ：0.04〜0.15％，Si:0.4〜 2.0％，Mn：
0.7〜 2.0％，Ｐ：0.01〜0.15％，Cu：0.15〜0.50％，N
i：0.01〜0.30％，sol.Al： 0.004〜0.10％，Ｓ：0.015
％以下を含むか、あるいは更にCa：0.0002〜0.01％，T
i:0.005〜0.15％，Cr:0.1〜 1.2％の１種以上をも含む
と共に残部がFe及び不可避不純物から成る鋼片を、１２
００℃を超える温度に加熱して熱間圧延を施し、 最終パ
ス出側温度８３０〜９４０℃で熱間圧延を終了した後、
５０℃/s以上の冷却速度にて５４０〜６４０℃まで冷却
する第１段冷却と、 これに続く１〜５秒間の空冷を行う
第２段冷却とを施し、 更に引続いて５〜３０℃/sの冷却
速度にて４５０〜５５０℃まで冷却を行う第３段冷却を
施してから巻取る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、優れた耐食性と伸び
フランジ性を有すると共にコイル内における特性の変動
が少ない、自動車足廻り材等の機械構造用として好適な
高強度熱延鋼板を生産性良く製造する方法に関するもの
である。

【０００２】

【従来の技術】連続熱間圧延によって製造されるいわゆ
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器に広く使用されているが、
その用途にはプレス加工で成形される部材が多く、従っ
て高強度と加工性を両立している必要がある。特に加工
性に関しては、通常、穴拡げ試験等で評価される“伸び
フランジ性”が重要な指標の１つとして注目される。

【０００３】ところで、伸びフランジ性の良好な熱延鋼
板の製造にはSiの添加が有効であることが知られてい
る。例えば、特開平３−１８０４２６号公報，特開平３
−２１９０４９号公報，特開平４−８８１２５号公報に
は、Siのセメンタイト微細化効果を利用して熱延鋼板の
伸びフランジ性を改善する方法が開示されている。

【０００４】しかしながら、上述のようにSiを添加する
と、熱延鋼板のデスケ−リング性が悪化して不均一な厚
みのスケ−ルが鋼板上に残存し、このスケ−ル厚みの不
均一性に起因して鋼板の冷却も不均一となり、そのため
コイル内の特性変動が大きくなって歩留悪化の原因とな
った。

【０００５】もっとも、前記特開平３−２１９０４９号
公報や特開平４−８８１２５号公報には、熱間圧延に際
しての鋼片の加熱温度を１０００〜１２００℃と低目に
抑えてデスケ−リング性悪化の原因となるフェアライト
の生成を抑制することも開示されているが、この方策に
よる場合には低い温度で圧延がなされるために圧延荷重
（圧延負荷）が大きくなるという問題があった。

【０００６】一方、自動車部品用熱延鋼板には軽量化の
ために腐食代を可能な限り抑制したいという要求があ
り、そのため優れた耐食性も要求されている。なお、こ
のような耐食性の付与にはCu，Ｐの添加が有効であるこ
とは知られており、例えば特開平５−１７１２８９号公
報にもCu，Ｐを含有させた耐食性と加工性の良好な熱延
鋼板の製造方法が開示されている。しかしながら、Ｐの
含有量は熱延後の冷却条件や巻取温度に大きく影響し、
Ｐ含有量が多くなると巻取温度の高温化等といったＰの
粒界偏析を起こすような条件では粒界が脆くなって大幅
な伸びフランジ性の劣化を免れ得なかった。

【０００７】このようなことから、本発明が目的とした
のは、優れた耐食性と伸びフランジ性を有すると共にコ
イル内における特性の変動が少ない高強度熱延鋼板を歩
留良く製造することができる方法を確立することであ
る。

【０００８】

【課題を解決するための手段】前述したように、素材鋼
にSiを添加するとデスケ−リング性が悪化して不均一な
厚みのスケ−ルが鋼板上に残存するようになり、熱間圧
延後の冷却過程でスケ−ル厚みの差に起因した不均一な
冷却が生じる結果、コイル内の特性変動が大きくなる。
この冷却不均一の原因は、スケ−ルの熱伝導性が悪いた
めにスケ−ルが厚く残存する部分では鋼板の保有熱がス
ケ−ル表面にまで速やかに伝わらず、そのため該部分の
表面のみが早く冷やされることとなり、その結果スケ−
ルが厚く残存する部分のみが膜沸騰冷却から核沸騰領域
に早く遷移し急激に冷却されることにある。

【０００９】そこで、本発明者等は、これら不均一な冷
却を抑制する方法について検討を行ったところ、不均一
冷却の抑制には巻取温度を高温化して膜沸騰冷却から核
沸騰冷却への遷移温度以上とするのが有効であることを
見出した。しかしながら、耐食性向上のためにCuやＰを
添加した鋼、特にＰ添加鋼では、熱間圧延後の巻取温度
を高温化すると前述したようにＰの粒界偏析に起因して
伸びフランジ性の大幅な劣化を招く。そのため、Ｐを多
く含む鋼において熱間圧延後の不均一冷却を抑制し、か
つＰの粒界偏析に起因した伸びフランジ性の劣化を防止
する手立てについて鋭意研究を重ねた結果、熱間圧延後
に行う鋼板の冷却の殆どを冷却過程の前段で速やかに行
う“前段主体の冷却”とし、かつ巻取温度を４５０〜５
５０℃の範囲に調整することが重要であるとの知見を得
ることができた。

【００１０】即ち、本発明者等の研究により次のことが
明らかとなったのである。熱延後の冷却を“前段主体の
冷却”とした場合には、冷却過程の後段での水量や水圧
を減少することができるようになって膜沸騰冷却から核
沸騰冷却への遷移温度が４５０℃以下の低温側に移行す
る。そこで、この際、高温域を急冷すると共に巻取温度
が４５０〜５５０℃と比較的高温となるように制御すれ
ば、Ｐの添加量が多い場合でも伸びフランジ性の劣化を
顕在化させるほどのＰの粒界偏析が起きないように偏析
を抑制できる上、膜沸騰冷却主体の冷却が行われるので
冷却の不均一も抑制されることとなる。しかも、上記
“前段主体の冷却”を実施すると、セメンタイトの析出
が抑制されるため、それらの相乗効果により熱延鋼板に
良好な伸びフランジ性を確保することができる。

【００１１】本発明は、上記知見事項等を基にして完成
されたものであって「Ｃ：0.04〜0.15％（以降、 成分割
合を表す％は重量％とする),Si： 0.4〜 2.0％， Mn：
0.7〜 2.0％， Ｐ：0.01〜0.15％，Cu：0.15〜0.50
％， Ni：0.01〜0.30％， sol.Al： 0.004〜0.10％，
Ｓ： 0.015％以下を含むか、 あるいは更にCa：0.0002〜
0.01％， Ti： 0.005〜0.15％， Cr： 0.1〜 1.2
％の１種以上をも含むと共に残部がFe及び不可避不純物
から成る鋼片を、 １２００℃を超える温度に加熱して熱
間圧延を施し、 最終パス出側温度８３０〜９４０℃で熱
間圧延を終了した後、 ５０℃/s以上の冷却速度にて５４
０〜６４０℃まで冷却する第１段冷却と、 これに続く１
〜５秒間の空冷を行う第２段冷却とを施し、更に引続い
て５〜３０℃/sの冷却速度にて４５０〜５５０℃まで冷
却を行う第３段冷却を施してから巻取ることにより、 耐
食性並びに伸びフランジ性に優れると共にコイル内特性
変動の少ない高強度熱延鋼板を生産性良く安定製造し得
るようにした点」に大きな特徴を有している。

【００１２】

【作用】以下、本発明において鋼片の化学組成及び処理
条件を前記の如くに限定した理由を説明する。 (A) 鋼片の化学組成 a) Ｃ Ｃは高張力鋼板として必要な強度を確保するために必要
な成分であるが、その含有量が0.04％未満であると必要
強度の確保が困難となる。一方、Ｃは伸びフランジ成形
時の割れの起点である炭化物の析出量を増加させるの
で、優れた伸びフランジ性を確保するためにはＣ含有量
を0.15％以下に抑えなければならない。従って、Ｃ含有
量は0.04〜0.15％と定めた。

【００１３】b) Si Siは、セメンタイトの析出を遅らせ、また変態強化を促
進する作用を通じて鋼板に高強度と伸びフランジ性を両
立させるのに重要な元素である。更に、Siは固溶強化元
素でもあり、フェライトを強化して伸びフランジを向上
させる効果をも有している。そして、十分な伸びフラン
ジ性を得るためには 0.4％以上のSi含有量を確保する必
要があるが、その含有量が 2.0％を超えると溶接性や靱
性の劣化を招くようになることから、Si含有量は 0.4〜
2.0％と定めた。

【００１４】c) Mn Mnは、高張力鋼板として必要な強度を確保すると共にセ
メンタイトの析出を抑制するのに不可欠な成分であり、
そのためには 0.7％以上を含有させる必要があるが、
2.0％を超えて含有させると溶接性の劣化を招くので好
ましくない。従って、Mn含有量は 0.7〜 2.0％と定めた
が、好ましくは 1.0〜 2.0％に調整するのが良い。

【００１５】d) Ｐ Ｐは鋼板に所望の耐食性を付与するのに必要な成分であ
り、この目的のためには0.01以上の含有量を確保しなけ
ればならないが、0.15％を超えて含有させると加工性や
靱性の劣化を招くことから、Ｐ含有量は0.01〜0.15％と
定めた。

【００１６】e) Cu Cuは、Ｐと同じく鋼板に所望の耐食性を付与するのに必
要な成分であり、そのためには0.15％以上の含有量を確
保しなければならない。しかし、0.50％を超えてCuを含
有させると、熱間圧延に際してのスラブ加熱時に表面濃
化したCuの液化に起因し熱延板の表面に微細な割れが発
生しやすくなる。従って、Cuの含有量は0.15〜0.50％と
定めた。

【００１７】f) Ni Niは、上述した“表面濃化したCuの液化現象”を抑えて
熱延板の表面に微細な割れが発生するのを防止する作用
を有している。しかし、その含有量が0.01％未満では前
記作用による所望の効果が得られず、一方、0.30％を超
えてNiを含有させてもその効果が飽和してしまうばかり
か、コストアップを招くようになる。従って、Ni含有量
は0.01〜0.30％と定めた。

【００１８】g) sol.Al Alは鋼の脱酸材として添加される元素であり、十分な脱
酸効果を得るためにはsol.Al量で 0.004％以上の含有量
を確保する必要があるが、0.10％を超える過度の添加は
非金属介在物の形成につながる。従って、Al含有量をso
l.Al量で 0.004〜0.10％と定めた。

【００１９】h) Ｓ Ｓは鋼中のMnと結合して非金属介在物を形成する不純物
元素であるので、その含有量は可能な限り低い方が良
い。ただ、Ｓ含有量が 0.015％以下であれば本発明が目
的とする所望特性の確保が可能となるため、Ｓ含有量の
上限を 0.015％と定めたが、より好ましい範囲は 0.005
％以下である。

【００２０】i) Ca，Ti及びCr Caは、介在物の形状を調整して冷間加工性を改善する作
用を有するので必要に応じて添加される成分であるが、
その含有量が0.0002％未満では前記作用による所望の効
果が得られず、一方、0.01％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冷間加工性が劣化するよ
うになることから、Ca含有量は0.0002〜0.01％と定め
た。また、Tiは析出強化により、そしてCrは変態強化に
より鋼板の強度を向上させる作用を有するので、何れも
やはり必要に応じて添加される成分であるが、該作用に
よる所望の効果を得るためには、Tiの場合には 0.005％
以上の含有量を、Crの場合には 0.1％以上の含有量を確
保する必要がある。しかしながら、Tiの場合には0.15％
を超えて含有させてもその効果は飽和し、一方、Crの場
合には 1.2％を超えて含有させると溶接性の劣化を招
く。従って、その含有量はTiでは 0.005〜0.15％、Crで
は 0.1〜 1.2％と定めた。

【００２１】(B) 処理条件 本発明では、熱間圧延に際しての鋼片の加熱温度は１２
００℃超とされる。これは、鋼中不純物を完全に固溶さ
せて偏析するのを防ぐと共に、鋼片の変形抵抗を下げて
圧延の負荷（特に粗圧延での荷重等の負荷）を軽減する
ために必要な処置である。

【００２２】また、熱間圧延の仕上温度は８３０〜９４
０℃に調整される。これは、仕上温度が８３０℃未満と
なって未再結晶域での圧下量が多くなると顕著なバンド
状組織が生成して伸びフランジ性（穴拡げ性）を劣化さ
せ、一方、仕上温度が９４０℃を超えた場合にはオ−ス
テナイト粒径が大きくなりすぎてフェライト生成量が減
少し、延性が低下するからである。

【００２３】そして、熱間圧延後、５０℃/s以上（好ま
しくは７０℃/s以上）の冷却速度で５４０〜６４０℃の
領域にまで第１段の急冷を施すのは、引続いて巻取温度
まで実施する後段の冷却の負荷を軽減して前述したよう
な膜沸騰−核沸騰遷移温度を低下させ、巻取温度の的中
率を向上させるためであり、加えてセメンタイトの粒界
への析出やＰの粒界偏析を抑制するためでもある。

【００２４】この場合、第１段冷却の冷却速度が５０℃
/c未満であったり、第１段冷却の終点温度が６４０℃超
であったりするとセメンタイトの粒界への析出やＰの粒
界偏析が抑えられずに伸びフランジ性が劣化する。ま
た、この第１段冷却の終点温度が６４０℃超であった場
合、良好な伸びフランジ性が確保できる巻取温度まで冷
却するには引続いて行われる空冷（第２段冷却）後の冷
却（第３段冷却）の冷却速度が速くなってしまい、膜沸
騰−核沸騰遷移温度が比較的高温側に移行するため島状
スケ−ルに起因した不均一な冷却が起こってコイル内特
性変動を免れることができない。一方、第１段冷却の終
点温度が５４０℃未満であるとフェライトの生成が不十
分で延性が低下する。

【００２５】本発明において、第１段冷却に続いて行わ
れる第２段冷却（空冷）は非常に重要な工程である。即
ち、本発明ではバンド組織生成を抑制するために熱間圧
延の仕上温度を高めた結果、オ−ステナイト粒が大きく
なってフェライトが生成しにくくなるので、この第２段
の空冷によってフェライトの生成を十分に行わせる必要
がある。空冷時間は１〜５秒が適当で、１秒未満では上
記効果が得られず、一方、５秒を超える時間空冷を行う
と、Ｐの粒界偏析が生じたり結晶粒界にセメンタイトが
析出してきて伸びフランジ性が劣化する。なお、好まし
くは空冷時間は１〜３秒とするのが良い。

【００２６】第２段冷却（空冷）の後は、引続き５〜３
０℃/s（好ましくは５〜２０℃/s）の冷却速度で４５０
〜５５０℃の巻取温度まで冷却する“第３段冷却”が実
施される。この第３段冷却において、冷却速度が３０℃
/sを超えたり、冷却終点温度（巻取温度）が４５０℃を
下回ったりすると、巻取までの冷却でスケ−ル厚みの厚
い部分から順に膜沸騰−核沸騰遷移温度を通過すること
になるため島状スケ−ルに起因したコイル内の不均一な
冷却が生じてコイル内特性変動を免れることができなく
なり、歩留が悪化する。一方、この場合に、冷却速度が
５℃/s未満であったり、冷却終点温度（巻取温度）が５
５０℃を上回っていると、Ｐの粒界偏析やセメンタイト
の粒界への析出が生じて伸びフランジ性が劣化する。な
お、第３段冷却終了後は速やかに巻取る必要がある。

【００２７】次に、本発明を実施例により説明する。

【実施例】まず、表１に示す化学組成の鋼を転炉溶製
し、連続鋳造にてスラブとした。

【００２８】

【表１】

【００２９】次いで、表２及び表３に示す条件でスラブ
の再加熱，熱間圧延，冷却を順次実施した後、速やかに
巻取って 2.6mm厚の熱延鋼板を得た。更に、常法に従い
引続いてこの熱延鋼板に形状修正のためのスキンパスと
酸洗とを施した。

【００３０】

【表２】

【００３１】

【表３】

【００３２】そして、上述のように製造された各熱延鋼
板から圧延方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、その
機械的性質を調べた。また、これとは別に、各熱延鋼板
から採取した試験片に１０％クリアランスで打ち抜いた
１２φ穴を６０°円錐ポンチで穴拡げするという“穴拡
げ試験”も実施し、伸びフランジ性を評価した。更に、
各熱延鋼板について耐食性の評価も行ったが、耐食性は
１週間に２回の割合で５％塩水噴霧を加える「９０日屋
外暴露試験」での“最大腐食深さ”で評価した。これら
の結果を前記表２及び表３に併せて示す。

【００３３】表２及び表３に示される結果からは、次の
ことを確認できる。即ち、本発明で規定する条件に従っ
て製造された試験番号１〜８及び試験番号16〜21に係る
熱延鋼板は、何れも優れた強度，伸び並びに耐食性を示
すと共に、“１００％を超える穴拡げ率”を有してお
り、また“巻取温度で±２５℃に入る高い冷却安定性
（これはコイル内特性変動の少ないことを意味する）”
が得られている。

【００３４】これに対して、空冷開始温度の高い試験番
号10と、空冷時間の長い試験番号12と、巻取温度の高い
試験番号15に係る熱延鋼板は、粒界での炭化物の析出が
多く穴拡げ性が低い。また、空冷を実施しなかった試験
番号９と、空冷開始温度の低い試験番号11に係る熱延鋼
板は、何れも伸びが低い。更に、第３段冷却速度の速い
試験番号13と、巻取温度の低い試験番号14に係る熱延鋼
板は、スケ−ル厚みの差に起因した冷却の不均一が生
じ、コイル内特性バラツキの原因となる巻取温度のバラ
ツキが大きくなっている。そして、Si含有量の低い試験
番号22に係る熱延鋼板は、巻取温度の的中率は良いが穴
拡げ性が低い。

【００３５】一方、Ｐの添加を行わなかったＩ鋼を素材
とした試験番号23〜30に係る熱延鋼板は、成分系が近い
Ａ鋼を素材とした試験番号９〜15に係る熱延鋼板に比べ
て冷却条件の影響は小さいが、何れも最大腐食深さが深
く耐食性が低い。

【００３６】

【効果の総括】以上に説明した如く、この発明によれ
ば、優れた耐食性を示し、しかも高強度と高伸びフラン
ジ性を両立していてア−ムやメンバ−等の自動車足廻り
部品用等として好適な熱延鋼板を提供することができる
上、その製造に際しては熱間圧延後の冷却過程での温度
制御が簡単なために製造歩留が非常に良好であるなど、
産業上極めて有用な効果がもたらされる。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量割合にてＣ：0.04〜0.15％， Si：
   0.4〜 2.0％， Mn： 0.7〜 2.0％，Ｐ：0.01〜0.15
   ％， Cu：0.15〜0.50％， Ni：0.01〜0.30％，sol.A
   l： 0.004〜0.10％， Ｓ： 0.015％以下を含むと共に
   残部がFe及び不可避不純物から成る鋼片を、１２００℃
   を超える温度に加熱して熱間圧延を施し、最終パス出側
   温度８３０〜９４０℃で熱間圧延を終了した後、５０℃
   /s以上の冷却速度にて５４０〜６４０℃まで冷却する第
   １段冷却と、これに続く１〜５秒間の空冷を行う第２段
   冷却とを施し、更に引続いて５〜３０℃/sの冷却速度に
   て４５０〜５５０℃まで冷却を行う第３段冷却を施して
   から巻取ることを特徴とする、耐食性と伸びフランジ性
   に優れ、コイル内特性変動の少ない高強度熱延鋼板の製
   造方法。
2. 【請求項２】 重量割合にてＣ：0.04〜0.15％， Si：
   0.4〜 2.0％， Mn： 0.7〜 2.0％，Ｐ：0.01〜0.15
   ％， Cu：0.15〜0.50％， Ni：0.01〜0.30％，sol.A
   l： 0.004〜0.10％， Ｓ： 0.015％以下を含み、更にC
   a：0.0002〜0.01％， Ti： 0.005〜0.15％， C
   r： 0.1〜 1.2％の１種以上を含むと共に残部がFe及び
   不可避不純物から成る鋼片を、１２００℃を超える温度
   に加熱して熱間圧延を施し、最終パス出側温度８３０〜
   ９４０℃で熱間圧延を終了した後、５０℃/s以上の冷却
   速度にて５４０〜６４０℃まで冷却する第１段冷却と、
   これに続く１〜５秒間の空冷を行う第２段冷却とを施
   し、更に引続いて５〜３０℃/sの冷却速度にて４５０〜
   ５５０℃まで冷却を行う第３段冷却を施してから巻取る
   ことを特徴とする、耐食性と伸びフランジ性に優れ、コ
   イル内特性変動の少ない高強度熱延鋼板の製造方法。