JP3296591B2 - 低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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等の用途に用いて好適な、引張強
度が70〜100kgf/mm²級の低降伏比高強度熱延鋼板に関す
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、従来から車体重量軽減の
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、自動車の安全性確保のため
に必要とされる強度を有することの他、プレス加工で代
表される成形加工性が良好であること、また成形加工後
の耐疲労特性等が良好であることなども要求される。さ
らに上記の特性に加えて、使用鋼板のコスト低減のため
に、従来は冷延鋼板が大部分であった内板や強度部材へ
の熱延鋼板の使用比率が高まりつつある。加えて、近年
来、自動車の排ガス総量規制が著しく強まりつつある状
況下で、より一層の高強度化を図ることが急務となって
いる。

【０００３】上記のような現状の下で、高強度熱延鋼板
の強度レベルは、従来のTS：50〜60kgf/mm² 級主体か
ら、70〜100 kgf/mm² 級へと上昇する傾向にある。しか
も、このような高強度熱延鋼板に要求される主たる特性
として、次のようなものが挙げられる。 (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) 巻き取り形状が良好であること。

【０００４】ところで、従来のTS：50〜60 kgf/mm²級を
主体とする鋼板の場合、その強化方式については、例え
ば固溶強化、組織強化、析出強化および細粒化強化など
多くの選択肢があり、使用される用途に応じて、それぞ
れの材質的、経済的特長を活かした作り分けが可能であ
った。ところが、70〜100 kgf/mm² 級が対象となるとそ
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、80 kgf/mm²級以上のレンジになると強度的にかなり
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を採用してい
る場合が多い。しかし、これらの析出強化型ハイテンの
難点は、いうまでもなく降伏比が高いことである（一般
に0.80以上）。とくにTS：80 kgf/mm²級以上の高強度で
はプレス成形後のスプリングバックが問題となる。

【０００５】これに対し、組織強化鋼は高強度化と低降
伏比化とを両立させ易いという利点があり、また、伸び
特性についてもDual Phase鋼と呼ばれているフェライト
・マルテンサイト２相混合組織鋼（例えば特公昭61-151
28号公報）とすることによって、他方式よりも優れた特
性を得ることができ、さらに耐疲労特性も析出強化鋼よ
りも良好である。しかし、80 kgf/mm²を超えるようなTS
を得るためには製造条件が厳しく、製造過程において形
状不良を招いたり、材質にばらつきが生じ易いという問
題があった。

【０００６】また最近では、上述した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（例えば特開平３-1
0049号公報）が注目されている。このTRIP鋼は、TS：80
kgf/mm²級以上でとくに加工性を重要視するハイテンと
しての必要特性を満足するものである。しかしながら、
このTRIP鋼の場合、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
ことが極めて難しく、しかもＣ含有量が高いことから、
スポット溶接性の劣化が避け難い。このように、現在ま
でのところ、高強度熱延鋼板としての要求特性を充分に
満足した鋼は存在せず、その開発が望まれていた。

【０００７】上記の要請に応えて、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
もそれらの欠点を有利に解決するものとして、発明者ら
は先に、TiＣやNbＣで析出強化したフェライトとマルテ
ンサイト、もしくはTiＣやNbＣで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
組織を有する熱延高張力鋼板を開発した（特願平３−35
8007号公報参照）。しかし上記の鋼板には、ＣとTi、Nb
との厳密なバランス調整が必要という難点があった。ま
た、TiやNbの炭化物を析出強化として利用する場合には
高温での溶体化が必要であり、コストダウンや省エネル
ギーの観点から、近い将来主流になるであろう、1100℃
程度の低温加熱操業を考えた場合に、Ti、Nb系では溶体
化が不十分となり、強化にはほとんど役立たなくなると
いう不利も指摘される。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】この発明は、上述した
現状に鑑み開発されたもので、スラブの低温加熱操業に
おいても、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、しかもそれらの欠点を有利に克服
した低降伏比高強度熱延鋼板を、その製造方法と共に提
案することを目的とする。

【０００９】

【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上記
の目的を達成すべく数多くの実験と検討を重ねた結果、
従来の析出強化鋼の成分に、適正量のSi、Cuを添加し、
さらに最適条件で熱間圧延を施すことによって、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
化し、最終的には、析出強化されたフェライト相を主体
とし、第２相としてマルテンサイト相、またはさらに残
留オーステナイト相を少量含む複合組織となり、かかる
組織とすることによって、上記した目的が有利に達成で
きることの知見を得た。この発明は、上記の知見に立脚
するものである。

【００１０】すなわちこの発明の要旨構成は次のとおり
である。 １．Ｃ：0.05〜0.18％、Si：0.5〜2.5％、Mn：0.5〜2.5
％、Ｐ：0.05％以下、Al：0.01〜0.1％およびCu：0.5〜
3.0％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成
になり、降伏比が0.58以下で、かつその組織が、ε−Cu
が析出したフェライトおよび、マルテンサイトまたはマ
ルテンサイトと残留オーステナイトからなる低降伏比高
強度熱延鋼板。 ２．上記１において、さらにCr：0.3〜1.5％を含有する
低降伏比高強度熱延鋼板。 ３．上記１または２において、さらにNi：0.5〜2.0％を
含有する低降伏比高強度熱延鋼板。 ４．上記１、２または３において、さらにNb：0.01〜0.
10％、Ti：0.01〜0.10％のうちから選んだ１種または２
種を含有する低降伏比高強度熱延鋼板。 ５．Ｃ：0.05〜0.18％、Si：0.5〜2.5％、Mn：0.5〜2.5
％、Ｐ：0.05％以下、Al：0.01〜0.1％およびCu：0.5〜
3.0％を含む組成になる連鋳スラブを、直接、または130
0℃以下の温度に加熱後、熱間圧延に供し、800℃以上の
温度で熱間圧延を終了したのち、800〜720℃の温度域に
６秒間以上滞留させ、ついで10℃／s以上の冷却速度で
冷却し、600℃以下の温度で巻き取ることによりε−Cu
が析出したフェライトおよび、マルテンサイトまたはマ
ルテンサイトと残留オーステナイトからなる組織とする
ことを特徴とする低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法。

【００１１】この発明において、鋼組織中のフェライト
相の比率は50〜90％程度とするのが好ましい。また、フ
ェライト相中におけるε−Cuの析出量は20〜100 ％程度
とするのが好ましい。

【００１２】

【作用】この発明鋼は、従来のDual Phase鋼やTRIP鋼と
は異なり、軟質相のフェライト相を析出強化させること
によって強度を向上させ、それにより同じ強度を得るた
めに必要なマルテンサイト量また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でき、従ってＣ当
量の上昇を抑えることができる。また、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が達成
でき、しかも第２相の周辺には従来の組織強化鋼と同様
に、高密度の可動転位鋼が形成されるので低降伏比特性
が発現する。さらに、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、耐疲労特性が向上する。またさらに、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
局所的な応力集中が緩和され、この種の強化鋼の難点と
されていた局部変形能も向上する。しかも、発明者らが
先に提案した、TiやNbの炭化物により析出強化したフェ
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
組織を有する低降伏高強度熱延鋼板と比べると、同レベ
ルの強度を得る場合、この発明鋼の方が低Ｃ当量の成分
系で済む。

【００１３】以下に、この発明の基礎となった実験結果
について述べる。Ｃ：0.07％、Si：1.5 ％、Mn：1.5
％、Ｐ：0.01％、Ｓ：0.001 ％、Al：0.04％をベースと
する組成に、Cuを〜1.0 ％の範囲で変化させて添加した
種々の鋼スラブを、スラブ加熱温度：1080℃、熱延仕上
げ温度：850 ℃、 800〜720 ℃での滞留時間：10秒、巻
き取りまでの冷却速度：20℃／ｓ、巻き取り温度：550
℃の条件下で熱延（スラブ寸法、仕上げ寸法も同一）
し、板厚：2.00mmの熱延板とした。得られた各熱延板に
つき、伸びフランジ性の指標となる、サイドベンド伸び
および穴拡がり率について調査した結果を、図１に、Cu
含有量との関係で示す。なお、各調査方法は後述する実
施例に示したとおりである。

【００１４】同図から明らかなように、Cu含有量が 0.5
％以上の範囲で、サイドベンド伸びおよび穴拡がり率と
も向上している。これは、ε−Cuが析出したフェライト
粒と第２相との強度差が小さくなり、フェライト粒への
局所的な応力集中が抑制されたためと考えられる。

【００１５】次に、この発明において、鋼の成分組成を
前記の範囲に限定した理由について述べる。 Ｃ：0.05〜0.18％ Ｃが0.05％に満たないと、第２相としてマルテンサイト
さらには残留オーステナイトが得られず、一方0.18％を
超えて含有されると、スポット溶接性の劣化が著しくな
るので、Ｃ含有量は0.05〜0.18％の範囲に限定した。

【００１６】Si：0.5 〜2.5 ％ Siは、この発明において重要な元素である。すなわちSi
は、第２相をマルテンサイトさらには残留オーステナイ
ト化させるのに有効な元素であり、その効果は0.5 ％以
上の添加で発現する。しかし 2.5％を超えて含有される
と、その効果は飽和に達するだけでなく、熱延後の脱ス
ケール性の悪化、さらにはコスト高を招く。従ってSi含
有量は 0.5〜2.5 ％の範囲に限定した。

【００１７】Mn：0.5 〜2.5 ％ Mn含有量が 0.5％に満たないと、所望の複合組織が得ら
れず、一方 2.5％を超えて多量に含有されると、過度に
Ａr₃変態点を低下させてしまい、熱延後の冷却中にα粒
が出現しにくくなるので、Mnは 0.5〜2.5 ％の範囲で含
有させるものとした。

【００１８】Ｐ：0.05％以下 Ｐは、加工性や溶接性を確保するために、0.05％以下に
限定した。

【００１９】Al：0.01〜0.1 ％ Alは、鋼の清浄化のためには少なくとも 0.010％の添加
が必要であり、とくに高強度化を目指すには清浄度の向
上は不可欠である。しかしながら、0.10％を超える添加
はアルミナク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は 0.010〜0.10％の範
囲で含有させるものとした。

【００２０】Cu：0.5 〜3.0 ％ Cuは、熱延後にα粒内にε−Cuとして析出し、強化に効
果的に寄与する点において、この発明でとくに重要な元
素である。また、Mnの代替としての効果も併せ持つ。し
かしながら含有量が 0.5％未満では、ε−Cuの析出強化
能が発現せず、組織強化型ハイテンに偏る結果となって
局部変形能の向上が図れず、一方 3.0％を超えて含有さ
れると、熱間圧延時に熱間脆性を生じ易くなるので、Cu
は 0.5〜3.0 ％の範囲で含有させるものとした。

【００２１】以上、この発明の基本成分について説明し
たが、この発明ではさらに、以下の元素を適宜添加する
ことができる。 Cr：0.3 〜1.5 ％ Crは、Mnの代替として有効に寄与する元素で、その適正
添加範囲は 0.3〜1.5％である。

【００２２】Ni：0.5 〜2.0 ％ Niは、Cuの悪影響を抑制する効果を有する元素であり、
その適正添加範囲は、0.5 〜2.0 ％である。

【００２３】Nb：0.01〜0.10％、Ti：0.01〜0.10％ Nb、Tiはそれぞれ、組織の細粒化により、伸びフランジ
性の改善に有効に寄与する元素である。しかしながら含
有量が上記の範囲を逸脱するとその添加効果が無くなる
ので、単独添加または複合添加いずれの場合も、上記の
範囲で含有させるものとした。

【００２４】なお、不可避的不純物として、ＳやＮの混
入が避けられないが、それぞれ0.02％以下の範囲で許容
できる。

【００２５】次に、この発明鋼の製造条件の限定理由に
ついて述べる。熱間圧延は、スラブ鋳造後直ちに（いわ
ゆるCC−直接圧延）行うか、または加熱する場合には13
00℃以下の温度とする。CC−直接圧延を行う場合には、
保熱または端部への多少の加熱を行っても差し支えな
い。また、加熱する場合に、加熱温度が1300℃を超える
と、オーステナイトが急激に粗大化し良好な特性が得ら
れないことの他、Cuヘゲの悪影響が著しくなること等の
不具合が生じ好ましくない。なお、加熱温度の下限につ
いては、少なくともオーステナイト単相の温度域であっ
て、目標仕上げ圧延温度が確保できれば問題ないので、
特に限定はしない。

【００２６】熱延における仕上げ圧延温度が 800℃に満
たないと、熱延後の延性の劣化が著しくなるので、熱延
仕上げ温度は 800℃以上とした。

【００２７】熱延終了後、 800〜720 ℃での温度域に滞
留させることによって、γ→α変態を生じさせる。ここ
に滞留時間が６秒に満たないと、γ→α変態が不十分で
あるので、 800〜720 ℃の温度域での滞留時間は６秒以
上（好ましくは30秒以下）とした。

【００２８】その後、巻き取るまでの冷却速度は10℃／
ｓ以上とする必要がある。というのは、冷却速度が10℃
／ｓに満たないと、パーライトが出現するからである。

【００２９】巻き取り温度は 600℃以下とすることが必
要である。というのは、巻き取り温度が 600℃を超える
とパーライトが出現するからである。なお、巻き取り温
度の下限はとくに限定する必要はなく、巻き取り後の形
状が劣化しない温度であればよい。

【００３０】

【実施例】表１に示す種々の成分組成に調整した鋼スラ
ブ（この発明の適合鋼９種類、比較鋼６種類、合計15種
類）を、表２に示す種々の条件下で熱間圧延を施し、板
厚：2.00mmの熱延板とした。かくして得られた各熱延板
の引張特性、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について調査した結果を、表３
に示す。

【００３１】なお、各特性の試験要領は次のとおりであ
る。 (1) 引っ張り試験は、Ｌ方向について JIS５号試験片を
用いて通常の方法で行った。 (2) 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に示すサイドベンド試験方法に
のっとり、支点間距離：150 mm、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ｌ
₁ を測定し、次式により算出した。 サイドベンド伸び（％）＝（1₁−1₀）／1₀×100 (3) 穴拡がり率は、試験片寸法を 150mm角とし、図３に
示す穴拡げ試験方法にのっとり、直径36mmφ（Ｄ₀)の打
ち抜き穴をあけた試験片の中央を、先端部が半径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 (4) 疲労強度は、図４に示す寸法のサンプルを用い、完
全両振り平面曲げ疲労試験により求めた。

【００３２】

【表１】

【００３３】

【表２】

【００３４】

【表３】

【００３５】表３から明らかなように、この発明に従い
得られた適合例はいずれも、引っ張り強度：70 kgf/mm²
以上であり、しかも低降伏比でかつ、良好な強度−延性
バランス、サイドベンド伸びおよび穴拡がり率、さらに
は高い疲労強度を有している。 また適合例の組織は、
主にε−Cuの析出により強化されたフェライトとマルテ
ンサイトであったが、特に試料No.11 および14では、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
はいずれも、別途調査したスポット溶接部の強度も良好
であった。

【００３６】これに対し、比較例のうち、試料No.16
は、Ｃ量が適正範囲の下限に満たないため、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。また、試料No.17 は、Ｃ量が適正範囲の上限を
超えるため、強度−延性バランスや疲労強度は良好であ
ったものの、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、しかもスポット溶
接部の強度劣化が大きかった。さらに試料No.21 は、Cu
が無添加であるので、強度−延性バランスおよび疲労強
度は良好であったものの、フェライトが析出強化されて
いないため、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た。なお試料 No.２
は、スラブ加熱温度が適正範囲の上限を超えたために、
ゴマへゲが発生した。

【００３７】

【発明の効果】かくしてこの発明によれば、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備えつつ、
しかもそれらの欠点を克服して、引っ張り強度が 720 k
gf/mm²以上の高強度熱延鋼板を得ることができる。ま
た、この発明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、かつ良好な強度−延性バランスを
示すと共に、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、さらには疲労特性やスポット溶接性
にも優れるので、自動車の内板、足廻り部品および強度
部材などに用いて偉効を奏する。

【図面の簡単な説明】

【図１】Cu含有量とサイドベンド伸び、穴拡がり率との
関係を示したグラフである。

【図２】サイドベンド試験要領を示した模式図ある。

【図３】穴拡げ試験要領を示した模式図である。

【図４】疲労試験片の形状を示した図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平５−140652（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−329848（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−337026（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−38523（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/00 - 8/10 C21D 9/46 - 9/48

Claims (5)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ：0.05〜0.18％、 Si：0.5〜2.5％、 Mn：0.5〜2.5％、 Ｐ：0.05％以下、 Al：0.01〜0.1％およびCu：0.5〜3.0％ を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成にな
   り、降伏比が0.58以下で、かつその組織が、ε−Cuが析
   出したフェライトおよび、マルテンサイトまたはマルテ
   ンサイトと残留オーステナイトからなる低降伏比高強度
   熱延鋼板。
2. 【請求項２】請求項１において、さらにCr：0.3〜1.5％
   を含有する低降伏比高強度熱延鋼板。
3. 【請求項３】請求項１または２において、さらにNi：0.
   5〜2.0％を含有する低降伏比高強度熱延鋼板。
4. 【請求項４】請求項１、２または３において、さらにN
   b：0.01〜0.10％、Ti：0.01〜0.10％のうちから選んだ
   １種または２種を含有する低降伏比高強度熱延鋼板。
5. 【請求項５】 Ｃ：0.05〜0.18％、 Si：0.5〜2.5％、 Mn：0.5〜2.5％、 Ｐ：0.05％以下、 Al：0.01〜0.1％およびCu：0.5〜3.0％ を含む組成になる連鋳スラブを、直接、または1300℃以
   下の温度に加熱後、熱間圧延に供し、800℃以上の温度
   で熱間圧延を終了したのち、800〜720℃の温度域に６秒
   間以上滞留させ、ついで10℃／s以上の冷却速度で冷却
   し、600℃以下の温度で巻き取ることにより、0.58以下
   の降伏比を有するとともに、組織がε−Cuが析出したフ
   ェライトおよび、マルテンサイトまたはマルテンサイト
   と残留オーステナイトからな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。