JP3219820B2

JP3219820B2 - 低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP3219820B2
Application number: JP35800791A
Authority: JP
Inventors: 進増井; 正彦森田; 俊之加藤
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1991-12-27
Filing date: 1991-12-27
Publication date: 2001-10-15
Anticipated expiration: 2016-10-15
Also published as: EP0548950B2; KR930013189A; CA2086283C; KR950006690B1; JPH05179396A; EP0548950A1; US5312493A; DE69221597D1; EP0548950B1; DE69221597T3; CA2086283A1; DE69221597T2

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、自動車の内板、足廻
り部品および強度部材などに用いて好適な引張強度が70
〜100 kgf/mm² 級の高強度熱延鋼板とその製造方法に関
するものである。

【０００２】

【従来の技術】自動車用の内板, 足廻り部品および強度
部材などに使用される鋼板は、従来、車体重量軽減のた
めに高強度鋼板が広く採用されてきた。このような自動
車用高強度鋼板としては、安全性確保のためにある程度
の強度を有することが要求されると同時に、プレス加工
に代表される成形加工性が良好であることや、さらに成
形加工後の耐疲労特性などが良好であることなどの条件
が必要とされている。すなわち、近年来、自動車排ガス
総量規制が著しく強まりつつある状況下で、今後より一
層の高強度化を図ることが急務となっている。また、自
動車用鋼板については、上記の特性に加えて、使用鋼板
のコスト低減を図るために、従来は冷延鋼板が大部分で
あったこれらの材料についても、熱延鋼板の使用比率が
次第に高まりつつあるのが実情である。以上のような背
景のもとに、従来使われている高強度熱延鋼板は、現在
では、強度レンジがの TS:50〜60kgf/mm² 級のものか
ら、70〜100 kgf/mm² 級へと拡大する傾向にある。

【０００３】また、かかる高強度熱延鋼板は、さらに次
のような特性が要求される。(1) 安定した高強度特性を
有すること（材質のばらつきが少ないこと) 、(2) 降伏
比が低いこと、(3) 過酷な熱延条件を必要としないこ
と、(4) スポット溶接性が良好であること、(5) 疲労特
性が良好であること、(6) 巻取形状が良好であること。

【０００４】ところで、TS：50〜60kgf/mm²級主体の従
来の鋼板の強化には、たとえば、固溶強化, 組織強化,
析出強化, 細粒化強化など多くの選択肢があり、使用さ
れるアイテムに応じて、それぞれの材質的, 経済的特徴
を活かした作り分けが可能であった。ところが、70〜10
0 kgf/mm² 級の鋼板が強化対象となると、その選択肢は
かなり少なくなる。まず、固溶強化や細粒化強化を主体
とする手段では対応ができない。また、溶接性および安
定製造性の面で有利な析出強化型の場合には、80kgf/mm
² 級以上強度レベルにすることはかなり難しく、実際に
は、パーライトもしくはベイナイトによる組織強化に析
出強化を加味した製造手段に頼らざるを得ないのが実情
である。一方、この析出強化型高強度鋼の難点は、いう
までもなく降伏比が高いことであり (一般に0.80以上)
、とくにTS:80 kgf/mm² 級以上の高強度鋼板では、降
伏比が高いために、プレス成形後のスプリングバックが
非常に大きいという問題があった。

【０００５】これに対し、組織強化鋼と呼ばれている一
連のものがある。この種の鋼は、高強度化と低降伏比化
とを両立させやすいという利点があり、また、Dual Pha
se鋼と呼ばれているフェライト・マルテンサイトの２相
混合組織鋼（特公昭61−15128 号公報参照) の場合、析
出強化鋼などに比べると伸び特性や耐疲労特性が格段に
良好である。しかしながら、この組織強化鋼について
も、80kgf/mm² を超えるようなTSを得るためには、製造
条件が厳しく、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やすい。

【０００６】また、最近、上記Dual Phase鋼よりもさら
に高延性を発揮するTS:80 〜100 kgf/mm² 級の（α＋
γ）組織鋼、いわゆるTRIP鋼 (特開平３−10049 号公報
参照)が提案されている。このTRIP鋼は、TS：80kgf/mm
²級以上でとくに加工性を重視する高強度鋼としての必
要特性を十分に満足するものの１つである。しかしなが
ら、このTRIP鋼の場合、引張特性が鋼中の相分率, なか
でも残留オーステナイト量によって大きく左右されるた
め、特に鋼帯の幅方向, 長手方向で均一な材質とするこ
とが極めて困難であり、加えてＣ含有量が高いために、
スポット溶接性の劣化が避けがたいと言う問題点があっ
た。結局、今までのところ、低降伏比高強度熱延鋼板と
しての要求を充分に満足した鋼は存在しないのが実情で
ある。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】以上説明したような実
情に鑑み、従来の析出強化鋼および組織強化鋼の持つそ
れぞれの特質を備えつつ、しかもこれら既知技術の欠点
を有利に解決する低降伏比高強度熱延鋼板およびそれの
新たな製造手段を提案することがこの発明の目的であ
る。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、多くの実
験・検討の結果、従来の析出強化鋼をベースとして、Ｃ
をTi, Nbとの関係で適正な量とすることに加え、適正量
のSiを調整添加し、そして最適条件の熱間圧延を施すこ
とによって、圧延後のγ→α変態と同時進行的に析出強
化が起こると共に、フェライト粒から排出されるＣが未
変態オーステナイト粒に濃化するようにして、最終的
に、析出強化したフェライト相が主体となり、かつ第２
相としてマルテンサイト相もしくは残留オーステナイト
相を少量含む複合組織とすることによって、上述した課
題が解決できることを知見したのである。

【０００９】すなわち、本発明鋼は、従来のDual Phase
鋼やTRIP鋼とは異なり、軟質のフェライト相を析出強化
させることによって強度アップを図り、一方、このこと
によって同じ強度を得るために必要とされるマルテンサ
イト量あるいは残留オーステナイト相の比率を、従来の
それよりも少なくすることで、Ｃ当量の上昇を抑えるこ
ととした。さて、本発明鋼は、従来の析出強化鋼と比べ
ると、硬質第２相の存在によって高強度化を達成し、そ
して、第２相の周辺に従来の組織強化鋼と同様に、高密
度の可動転位網を形成させることができるので、低降伏
比特性を発現する。しかも、第２相とフェライト粒との
間に整合性が保たれているので、強度−延性のバランス
が良好となるとともに、疲労クラックの伝播を第２相が
阻止するので、耐疲労特性も改善される。さらに、従来
のDual Phase鋼と比べると、フェライト粒と第２相との
強度差が従来のそれよりも小さくなるので、フェライト
粒への局所的な変形の集中が抑制され、この種の強化鋼
の難点とされていた局部変形能も改善される。

【００１０】このような特色を具える本発明は、Ｃ：0.
18wt％以下、Si：0.5 〜2.5 wt％、Mn：0.5 〜2.5 wt
％、Ｐ：0.05wt％以下、Ｓ：0.02wt％以下およびAl：0.
01〜0.1 wt％を含有し、そして、Ti：0.02〜0.5 wt％お
よびNb：0.02〜1.0 wt％のいずれか１種または２種を含
有すると共に、これらTiならびにNbはＣとの関係におい
て下記式を満足するように含み、残部がFeおよび不可避
的不純物よりなる組成を有し、かつその組織が、Tiおよ
び／またはNbの炭化物が析出したフェライトとマルテン
サイト、もしくは前記炭化物が析出したフェライトとマ
ルテンサイトおよび残留オーステナイトからなる低降伏
比高強度熱延鋼板、記Ｃ≧0.05＋Ti/4＋Nb/8 である。また、この発明は、上記の組成に加えて、さら
にCr：0.3 〜1.5 wt％を含有する低降伏比高強度熱延鋼
板を提案する。

【００１１】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、この鋼スラブの熱間圧延に当たって
は 820℃以上で圧延を終了し、次いで 820〜720 ℃の温
度域に10秒以上滞留させ、その後10℃/sec以上の冷却速
度で冷却し、 500℃以下の温度で巻き取ることを特徴と
する、析出強化したフェライトとマルテンサイト, もし
くは析出強化したフェライトとマルテンサイトおよび残
留オーステナイトからなる組織を有する低降伏比高強度
熱延鋼板を製造する方法である。

【００１２】

【作用】まず、この発明を想到するに至った基礎実験の
結果について説明する。この実験に用いた鋼は、成分組
成が、Ｃ：0.07wt％, Mn：1.50wt％, Ｐ：0.01wt％,
Ｓ：0.001 wt％, Al：0.04wt％およびNb：0.05wt％を含
有してなる従来型析出強化鋼をベースとし、この組成の
鋼に、Siを0.15〜3.00wt％の範囲で含有させた鋼であ
る。このように、発明者らがSiに着目した理由は、この
SiはＡr₃変態点を変化させること、および（γ＋α）２
相域を拡大し、γ→α変態時の２相分離を促進する作用
を有することなどから、フェライト粒へのNbＣの析出反
応ならびに未変態オーステナイト相へのＣ濃化過程に大
きな影響をおよぼすのではないかと考えたからである。

【００１３】そこで、上記の鋼スラブを、この発明にほ
ぼ適合する条件の熱間圧延（スラブ寸法, 仕上げ寸法も
同一）を施し、板厚2.00mmの熱延板を製造し、引張特性
を調査した。その調査結果につき、図１に引張特性値
(YS, TS, YR, El, TS×El) とSi含有量の関係を示す。
この図１から明らかなように、Si含有量が 0.5〜2.5 wt
％の範囲で低YR−高Elを示し、かつ良好な強度−延性の
バランスが得られている。これは、発明者らの考えで
は、上述したうちの、特に、γ→α変態時の２層分離を
促進する作用によるものと思われるものである。

【００１４】次に、この発明鋼の成分組成の範囲を限定
した理由について説明する。Ｃは、0.18wt％を超えて含
有すると、スポット溶接性の劣化が著しくなる。したが
って、Ｃの含有量上限は、基本的には0.18wt％以下とす
る。ただし、このＣは、TiおよびNbとの関連において、
Ｃ≧(0.05+Ti/4+Nb/8)wt％の条件を満足しないと、γ→
α変態時に、このＣがTiＣやNbＣの析出反応に優先的に
消費され、未変態γ粒へのＣ濃化量が不十分となる。そ
の結果、未変態γ粒のオーステナイトとしての安定性が
低下し、第２相がマルテンサイトあるいは残留オーステ
ナイトになりにくくなり、良好な強度−延性のバランス
ならびに低ＹＲ特性が得られなくなる。したがって、こ
のＣの下限は、Ti, Nbとの関連において上記式の条件を
満足するように含有させなければならない。

【００１５】Siは、本発明において最も重要な元素であ
る。すなわち、γ→α変態時に、フェライトへのTiＣや
NbＣの析出を促進する作用と、第２相をマルテンサイト
さらには残留オーステナイト化させる作用の両方の作用
効果をもつからである。上述したように、このSi添加の
効果は、0.5 wt％以上の添加で発現する。一方、2.5wt
％を超えて含有すると、その効果が飽和してしまい、さ
らには熱延後の脱スケール性の悪化やコスト高を招く。
したがって、Siの含有量は、0.5 wt％〜2.5 wt％の範囲
内とする。

【００１６】Mnは、0.5 wt％未満の含有量では、所望の
複合組織が得られない。一方、2.5wt％を超えて含有さ
せると、過度にＡr₃変態点を低下させてしまい、熱間圧
延後の冷却中にα粒が析出しにくくなり、TiＣやMnＣの
析出チャンスを害して過飽和のまま残存し、析出強化を
起こしにくくなる。したがって、Mnの含有量は、0.5wt
％〜2.5 wt％の範囲内とする。

【００１７】Ｐ，Ｓについて；Ｐは、加工性や溶接性を
確保するために0.05wt％以下とする。Ｓは、鋼中のMnと
反応してＡ系介在物を生じ、伸びフランジ性を劣化させ
ないために、0.020 wt％以下とする。

【００１８】Alは、鋼の清浄化のために、少なくとも
0.010wt％の添加含有が必要である。とくに、鋼の強度
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、0.10wt％を超える添加はアルミナクラスターによ
る表面欠陥などの原因となるので好ましくない。従っ
て、Alの含有量は、0.010 wt％〜0.10wt％の範囲内とす
る。

【００１９】Ti, Nbについて；このTi, Nbは、本発明に
おいて重要な役割を担う元素である。すなわち、これら
の元素は、熱間圧延後のγ→α変態時にそれと同時進行
的にα粒内に炭化物として析出し、基地強化に大いに寄
与するからである。しかし、これらTi, Nbの含有量が少
ないと、析出粒子が粗大化して析出強化能を失するとと
もに、第二相比率が多くなって組織強化型に偏る結果と
なる。一方、これらTi, Nbの含有量が多い場合には、第
二相を形成するのに必要なＣ量が不足し、析出強化型高
強度鋼の特性に偏る結果となる。このような理由から、
Tiの場合、0.02wt％〜0.5 wt％の範囲内において、また
Nbの場合、0.02wt％〜1.0 wt％の範囲内が好適であり、
また、これらTi, Nbは共通の作用効果をもつているため
に、選択的に使用してもよく、上記の範囲内でいずれか
１種または２種を使用する。

【００２０】さらに、本発明にあたっては、以上の成分
の他にCrを適宜添加することができる。このCrは、Mnの
代替品としての効果を有し、その適正添加範囲は、0.3
wt％〜1.5 wt％である。

【００２１】次に、上述した発明鋼の製造条件について
説明する。始めに、熱間圧延に当たっては、その仕上げ
圧延温度は 820℃以上とする。この温度が 820℃未満だ
と、熱間圧延後の延性の劣化が著しくなる。なお、本発
明の熱延条件としては、連鋳スラブを一旦冷却したのち
再加熱して粗圧延を行う場合のほか、省エネルギーの観
点から、連鋳後 820℃以下まで降温させることなく、直
ちにもしくは保温処理を施したのち粗圧延を行う場合で
あってもよい。

【００２２】この発明において、上記の熱間圧延の終了
後は、 820〜720 ℃の温度域で10秒以上滞留させること
が必要である。もし、この滞留時間が10秒に満たない
と、γ→α変態が不十分となる。すなわち、変態したα
粒内へのTiＣまたはNbＣの析出および未変態γ粒へのＣ
の濃化が不十分となり、最終的に、所望の析出強化した
フェライトとマルテンサイト、または析出強化したフェ
ライトとマルテンサイトおよび残留オーステナイトから
なる複合組織を得ることができなくなる。そして、その
後、巻き取るまでの冷却速度は10℃/sec以上であること
が必要である。このときの冷却速度が10℃/sec未満で
は、パーライトが析出してしまうからである。

【００２３】次に、巻き取りの温度は 500℃以下とする
ことが必要である。この巻き取り温度が 500℃を超える
と、ベイナイトが析出するからである。なお、この巻き
取り温度の下限はとくに規定しないが、巻き取り後の形
状が劣化しない温度であればよい。

【００２４】

【実施例】表１に示す本発明適合鋼として９種類、比較
鋼として６種類、合計15種類の成分組成に調製した鋼ス
ラブを、種々の条件で熱間圧延し、板厚2.00mmの熱延板
を製造した。得られたその熱延板について、引張特性,
サイドベンド伸び（Ｃ方向）, 穴拡がり率, 疲労強度お
よび組織などを調査した。なお、引張試験は、Ｌ方向に
ついてＪＩＳ５号試験片を用いて通常の方法で行なっ
た。サイドベンド伸びは、試験片寸法を、長さ：200 m
m, 幅：40mmとし、図２のサイドベンド試験方法を示す
模式図にのっとり、支点間距離:150mm, 標点間距離：l₀
＝50mmとして、曲げにより割れが発生した時点の標点間
距離：l₁を測定し、次式により算出した。サイドベンド伸び（％）＝（l₁−l₀)/l₀×100 穴拡がり率は、試験片寸法を 150mmφとし、図3 の穴拡
げ試験方法を示す模式図にのっとり、直径36mmφ
（Ｄ₀）の打抜き穴をあけた試験片の中央を、下端部が
半径50mmの球頭ポンチにて押し上げ、微小な割れが発生
した時の直径Ｄ₁を測定し、次式より算出した。穴拡がり率（％）＝（Ｄ₁ −Ｄ₀)／Ｄ₀ ×100 疲労強度は、図４に示した寸法のサンプル（90mm−15mm
−30.4Ｒ）を用い、完全両振り平面曲げ疲労試験を行な
って求めた。

【００２５】

【表１】

【００２６】表２に、熱延条件および各調査結果をまと
めて示す。この表２から明らかなように、本発明の適合
例は、いずれも引張強度が70kgf/mm² 以上であり、か
つ、低降伏比, 良好な強度−延性バランス, 良好なサイ
ドベンド伸び, 良好な穴拡がり率, および高い疲労強度
を有している。すなわち、図５に試料No.1のフェライト
粒内の透過電子顕微鏡写真を示す。列状の微細なTiＣの
析出物が認められる。このように、本発明適合鋼の例の
組織は、析出強化したフェライトとマルテンサイトであ
り、とくに試料No.3, 11および15については、残留オー
ステナイトも観察された。さらに、これらの適合例は、
別途調査したスポット溶接部の強度も良好であった。一
方、比較例において、試験No.16 はＣ量が本発明の範囲
（下限）を外れるため、サイドベンド伸びや穴拡がり率
は良好であるものの、降伏比が高く、疲労強度が低い、
いわゆる析出強化鋼に近い特性を示した。試験No.17 は
Ｃ量が上限はずれのため、強度−延性バランスが良好
で、かつ、疲労強度も高いが、サイドベンド伸びや穴拡
がり率に劣る、いわゆる組織強化鋼に近い特性を示し、
さらに、スポット溶接部の強度劣化が大きかった。

【００２７】

【表２】

【００２８】

【発明の効果】以上説明したようにこの発明によれば、
従来の析出強化鋼と組織強化鋼の持つそれぞれの特質を
併せもち、しかも上述した各鋼の欠点をそれぞれ有利に
解決でき、しかも引張強度が70kgf/mm² 以上の高強度熱
延鋼板を容易に製造できる。さらに、本発明方法によっ
て得られる熱延板は、高強度でありながら、低降伏比
で、良好な強度−延性バランスを示すとともに、かつ、
サイドベンド伸びや穴拡がり率に代表される伸びフラン
ジ性, さらには疲労特性, スポット溶接性にも優れ、自
動車の内板, 足廻り部品および強度部材などに用いて好
適である。

【図面の簡単な説明】

【図１】引張特性値とSi含有量の関係を示すグラフであ
る。

【図２】サイドベンド試験方法を示す模式図である。

【図３】拡げ試験方法を示す模式図である。

【図４】疲労試験片の形状を示す。

【図５】試験No.1の鋼板のフェライト粒内の50000 倍の
透過電子顕微鏡写真を示す。

フロントページの続き (56)参考文献特開平１−272720（ＪＰ，Ａ) 特開昭63−241120（ＪＰ，Ａ) 特開昭61−136623（ＪＰ，Ａ) 特開平２−38525（ＪＰ，Ａ) 特開平２−305925（ＪＰ，Ａ) 特開昭63−286517（ＪＰ，Ａ) 特開平１−162723（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 301 C21D 8/02 C21D 9/46 C22C 38/14

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：0.18wt％以下、 Si：0.5 〜2.5 wt％、 Mn：0.5 〜2.5 wt％、Ｐ：0.05wt％以下、Ｓ：0.02wt％以下およびAl：0.01〜0.1 wt％を含有し、そして、Ti：0.02〜0.5 wt％およびNb：0.02〜1.0 wt％
のいずれか１種または２種を含有すると共に、これらTi
ならびにNbはＣとの関係において下記式を満足するよう
に含み、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる組成を
有し、かつその組織が、Tiおよび／またはNbの炭化物が
析出したフェライトとマルテンサイト、もしくは前記炭
化物が析出したフェライトとマルテンサイトおよび残留
オーステナイトからなる低降伏比高強度熱延鋼板。記Ｃ≧0.05＋Ti/4＋Nb/8
【請求項２】Ｃ：0.18wt％以下、 Si：0.5 〜2.5 wt％、 Mn：0.5 〜2.5 wt％、Ｐ：0.05wt％以下、Ｓ：0.02wt％以下、 Al：0.01〜0.1 wt％および Cr：0.3 〜1.5 wt％を含有し、そして、Ti：0.02〜0.5 wt％およびNb：0.02〜1.0 wt％
のいずれか１種または２種を含有すると共に、これらTi
ならびにNbはＣとの関係において下記式を満足するよう
に含み、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる組成を
有し、かつその組織が、Tiおよび／またはNbの炭化物が
析出したフェライトとマルテンサイト、もしくはは前記
炭化物が析出したフェライトとマルテンサイトおよび残
留オーステナイトからなる低降伏比高強度熱延鋼板。記Ｃ≧0.05＋Ti/4＋Nb/8
【請求項３】請求項１または２に記載した組成になる
鋼スラブを素材とし、この鋼スラブの熱間圧延に当たっ
ては 820℃以上で圧延を終了し、次いで 820〜720 ℃の
温度域に10秒以上滞留させ、その後10℃/sec以上の冷却
速度で冷却し、 500℃以下の温度で巻き取ることを特徴
とする低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法。