JPS6119733A - 伸びフランジ性の優れた超７０キロ級高強度熱延鋼板の製造方法 - 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） 本発明は、特定の成分からなりかつ連続鋳造された鋼を
出発素材とした、優れた伸びフランジ性を有する超７０
Ｋｇｆ／ｍｆ級高強度熱延鋼板を製造する方法に関する
ものである。

（従来技術） 従来、引張強度（ＴＳ）＞　７０Ｋｇｆ／ｍＷの熱延高
強度鋼板は、ＴｉやＮｂ　、Ｖを用いた析出強化鋼であ
った。この析出強化鋼は、例えば、ラインパイプのよう
な、比較的板厚の厚いものとして用いられる場合、加工
性としては、単純な曲げ加工だけでよく、十分活用され
ている。しかし、例えば自動車の足廻り部品のような板
厚が薄くかつ極めて厳しい加工性が要求される場合、析
出強化鋼は不向きである。特に最近自動車の燃費改善の
ための高強度化（軽量化）の要求はますます高くなって
いるが、加工性の観点からみると、単に鋼板の母材強度
を高めるだけで良いというわけにはいかない。足廻り部
品としてのメンバー類、ホイール類などに用いルれる自
動車用鋼板として特に要求される加工性は、伸びフラン
ジ性であり、その中でも作業性を考慮に入れると、打抜
き穴拡げ性が最も重要である。故に熱延薄手鋼板を高強
度化する場合は、切削ではなく、打抜ままの伸びフラン
ジ性の優れた鋼板が要−求されるわけである。

（従来技術の問題点） 従来のＴＳ　７０Ｋｇｆ／ｍａ＋’以上の強度をもつも
のの例としては、特公昭５７−４７２５６号に記載され
た技術がある。これはＴｉ、Ｎｂによる析出強化鋼であ
るが、これら析出強化元素は高価であり、また高温加熱
が必須であるので、経済性が極めて悪い。またこの公知
技術には、実施例にて伸びフランジ性がｄ／ｄｏで２．
１〜２，３となっているが、数値的レバルから言ってこ
れは切削穴拡げ試験によるものであり、打抜き穴広げ試
験によるものではない。

上記の技術に対し最近、改善例として特開昭５９−１８
３２号なる技術が提案されている。これはＴｉ添加鋼を
圧延し、巻取温度２００〜５００℃とすることにより ０）　粒内のＴｉＣの析出を適当に抑制することによる
、フェライト粒界の弱化の防止、 （Φ　ＳをＣ系介在物であるＴｉＳとして固定すること
による曲げ加工性の向上、 ■　Ｔｉｃの適当な析出による鋼の強化、なる特徴をも
つ。

しかしこの鋼の場合、Ｔｌｌ１ｆｉ＋加によりこれらス
ペックを満足しようとしており、また高温加熱も必須で
あり、経済性は良いとは言えない。又、この鋼の場合厚
手志向でシャ一端面における曲げ加工にのみ着目してお
り、他の厳しい加工について考慮されているとは言えな
い。

またこれらＴ１などの析出強化元素を使わない例として
は、特願昭５３−１８２５４２号に記載された技術があ
る。これはボリゴナルフエライトとマルテンサイトとの
複合組織からなり、強度が高いのに張出し性、延性は軟
鋼並みであるところに特徴をもつ。しかし、この鋼の場
合、伸びフランジ性は悪く、また巻取温度が２５０℃以
下と極めて低いため、製品の形状不良が生じやすく、矯
正工程が必要であり、経済性が良いとは言えない。

また低温巻取による形状不良のない例として特開昭５３
−９５１２１号に記載された技術がある。これは巻取温
度を４００℃以下（実施例では３８０℃）とすることに
より母相、第２相共にポリゴナルなものとすることによ
り、延性が改善されたとしている。しかし、この技術で
は延性以外の加工性については、まったく考慮されてい
ない。従って強度は高いが加工性・＼の考慮がなく、自
動車足廻り部品などのような加工度の厳しい部材への適
用はなかったと考える。

（発明の目的） 本発明者らは上記の技術に対し、単純Ｃ−Ｓ　ｉ−Ｍｎ
系で極低Ｐ、極低Ｓ（＋Ｃａ）処理を前提とした熱延制
御圧延および制御冷却により引張強度超？ＯＫｇｆ／ｍ
ｍ’のものでありながら、熱延薄鋼板の加工性の中でも
最も重要と考えら′れている伸びプランジ性が極めて良
く、かつ経済性の良い鋼を得るべく、鋭意研究検討を重
ねた。その結果として、単純Ｃ−３ｉ　−Ｍｎ系であり
ながら粗、仕上圧延で制御圧延を行いかつ仕上圧延終了
温度を高目にとることにより、オーステナイト粒を細か
いなりにも比較的大きくとった後、直九に冷却を開始し
、冷却速度を管理しかつ巻取温度を５００℃以下とする
ことにより、微細なベイナイト組織を主体とする組織が
得られ、この組織により伸びフランジ性が極めて良くな
ることを見い出した。

（発明の構成） つまり、本発明は次のように構成したものである。

Ｃ：’０．１２〜０．３０ｗｔＸ ５　ｉ　＜　１．５ｗｔ％ Ｍ　ｎ：　１．０−２．Ｏｗｔ％ Ａ　ｌ：０．０１〜０．１０ｗｔ＄ Ｓ　＜　０．００５ｗｔ’Ｘ 必四に応じてＰ　＜　０．００８ｗｔＺ　、　Ｃａ　＜
　Ｑ、Ｏ０５ｗｔＸの１種又は２種を含有し、残部Ｆｅ
および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造し、１２０
０℃以下に加熱後１０００℃以下での全圧下率を９（Ｈ
以上とし、Ａｒ３＋５０℃−Ａｒ３　＋　１５０℃の温
度域で仕上圧延を終了するように圧延し、仕上圧延終了
後２秒以内に冷却を開始し、その際冷却速度は次式を満
たすものとし、とし、 １ｏｇｃＲ（”Ｃ／５ｅｃ）　＞　−（１−Ｃｅｑ）Ｃ
ｅｑ＝　Ｃ＋　−Ｍｎ ついで５００℃以ヰで巻き取ることにより、５０％以上
のベイナイト組織を有することを特徴とする、優れた伸
びフランジ性を有する超７０Ｋｇｆ／ｍｍ’級高強度熱
延鋼板の製造方法。

以下本発明の成分の限定理由について詳述する。

Ｃは鉄炭化物を極めて微細に析出させてベイナイトによ
る組織強化をもたらすために重要な元素である。０．１
２％未満ではベイナイト組織率が５０ｚ未満となり、伸
びフランジ性が改善されないばかりでなく、強度を超？
ＯＫｇｆ／ｍｍ’に保つことができない。また多量のＣ
は、単純に強化面では有利Ｔあるが、鉄炭化物が粗大と
なり本発明が目標とする組織は得られない。また延性の
劣化、溶接性に問題を生ずる。以上からＣは０．１２ｗ
ｔ％〜０，３０賛Ｂとした。その中でも　７０Ｋｇｆ／
ｍｍ’級を得るには０．１２〜０．１８％　、　マｆ、
　８０Ｋｇｆ／ｌ１１ｍ’以上級を得るためには、０．
１５〜０．２５ｗｔＸのＣが好ましい範囲である。

Ｓｉ　はフェライト相に置換型に固溶し、強度を高める
のに有効である。さらにフェライトの加工硬化程度を高
めかつ延性を増す作用も有する。しかし、１．５ｚ以上
となると、これらの効果は飽和するので、上限を１．５
ｚとした。Ｓ１スケールにより酸洗性や表面外観が悪く
なり、さらに経済性も損なわれることを考慮する場合は
、０．７ｗｔ％以下の添加が好まし諭。この添加量で強
度が損なわれることはない。

Ｍｎは鋼の強度を増すとともに延性をも向上させる。特
に本発明鋼は超７０Ｋｇｆ／ｆｆ１ｍ’と強度が高くな
ければならないため１．０ｗｔ％は必要である。しかし
ＭｎＯ捺加景が多すぎると、経済性が悪くなるだけでは
なく、製鋼での溶製上、特別な配慮を必要とするため、
上限を２．０ｗｔ％とした。この範囲内で７０Ｋｇｆ、
／ｍｍ’としては１．２〜２．０％、８０Ｋｇｆ／ｍｍ
’以上級は１．４〜２．０％が好ましい。

Ｓは徹底的に低減することが必要であるが、特に本発明
鋼は強度を確保するためＭｉ＋を添加しており、このＭ
ｎを有効に用いるためＭｎＳは生成させるようにしなけ
ればならない。またこのＭｎＳを含めた硫化物系介在物
は伸びフランジ性を極端に悪くする。本発明鋼が主眼と
する伸びフランジ性は、硫化物系介在物が生成されない
ことにより向上するものである。故にＳは０．００５Ｘ
未満とした。

以トのように伸びフランジ性改善のためには硫化物系介
在物を減らすことが必要で、そのためにＳ量を減らすこ
とが必要である。さらに厳しい伸びフランジ用途のため
には、硫化物系介在物を減らすト−にｃａ　１０．００
５％未満添加することにより、可塑性の少ない硫化物と
することが好ましい。

Ａ１は脱酸剤として必要である。０．０１％未満ではそ
の効果がなく、０．１０％を超えるとアルミナ系介在物
が増し、鋼の延性を劣化させる。

なお、点溶接性および加工性改善の観点で、より厳しい
用途として用いられる場合、Ｐを徹底的に低減し、０．
００８ｇ未満とすることが好ましい。

次に熱延条件は、本発明鋼にあっては、成分との組み合
わせにおいて非常に重要な構成要件である。

まず、加熱温度は、１２００℃以下とする必要がある。

本発明にあっては経済性、延性の点よりＴｉ　、Ｎｂ　
、Ｖを添加していない。従って熱延中のオーステナイト
は細流になりにくい。そこで圧延前の状態におけるオー
ステナイト粒を小さくしておかないと、微細な最終組織
は得られない。そのため低温加熱する必要がある。また
この低温加熱は、省エネルギーに対しても有利である。

さらに徹底して微細組織を得るには、加熱温度を１１０
０℃以下とすることが好ましい。この温度域であればＳ
１スケールが回避でき、酸洗性９表面外観の向］−とい
う観点からも好ましい。加熱温度の下限は、熱延ができ
る＠囲で低い方が良いが、通常１０００℃程度である。

次に圧下率はｌ０００℃以下の温度域において、８ｏｚ
以上とする必要がある。上述したように本発明は析出強
化元素を含有しないため、熱間圧延中オーステナ・イト
は細粒になりにくい。そのため１００　Ｑ　’Ｏ以下で
の全圧下率を８０ｚ以上とし、オーステナイトを可能な
限り細粒にする必要がある。

次に仕上圧延終了温度は、Ａｒ３変態点＋５０　’Ｏ〜
Ａｒ３変態点＋１５０’Ｃとする必要がある。（ここで
Ａｒ３　＝　Ｈ５，０？　−４５５，０４Ｃ＋　３８．
ＩＳ　１−６２．５Ｍｎ　＋４７２．１３Ｆ）本発明の
特徴は微細なベイナイトを５０％以上とするところにあ
り、この特徴が伸びフランジ性の改善につながる。しか
るに仕上温度がＡｒ３　＋　＋５０℃を超えると変態前
のオーステナイトが粗大化し、製品として粗大ベイナイ
ト状組織を呈し、延性を劣化させる。またＡｒ３＋５０
℃未満であると、オーステナイトの圧延加工でフェライ
ト音部が促進され、本発明の主眼とする微細なベイナイ
）　５０％以上は得られなくなる。好ましい範囲はＡｒ
３　＋５０℃〜Ａｒ３　＋１００℃である。この温度範
囲がもっとも安定しかつ好ましい組織となる。

仕上圧延終了後の冷却開始は、２秒以内に行う必要があ
る。前段階でオーステナイトをできるだけ細粒にするた
め圧下率を大きくとったことにより、粒内の歪は大きく
なっている。故に、歪誘起による析出、変態、再結晶な
どの諸現象が次々と起こるが、特に再結晶に伴う粒成長
を極力おさえる必要があり、水冷開始はできるだけ早い
方が良い。工程能力上の制限のない場合、できるだけ早
く水冷を開始するべきであり、好ましくは仕上圧延終了
後１秒以内が良い。

冷却速度は次式を満たさなければならない。

１ｏｇｃＲ（’Ｏ／５ｅｅ）　＞　−（１−Ｃｅｑ）Ｃ
ｅｑ＝　Ｃ＋　−Ｍｎ この速度より遅いと、冷却中パーライト変態が生じ鉄炭
化物が粗大になるので、伸びフランジ性が劣化する。

巻取温度は５００　’Ｃ以下をする必要がある。本発明
鋼の目標とする組織は、上述に規定する冷却速度ととも
に巻取温度を５００℃以下とすることによりはじめて得
られるものであり、パーライト変態は起こさせてはなら
ない。圧延歩留等を考慮した場合は、　３５０〜４００
℃が好ましい。またこの温度範囲は、伸びフランジ性が
もっとも良くなることからも好適な範囲と言える。下限
は形状不良が生ずることによる矯正工程が必要になる上
限で通常２５０℃であると予想される。

以上のような成分および熱延条件により、５０１以上の
微細なベイナイトを有する本発明鋼を得ることができる
。この組織により比較的低合金でありながら、強度が？
ＱＫｇｆ／ｍ１以上かつ熱延薄鋼板によって重要な伸び
フランジ性の極めて優れた鋼板となる。

以−ヒで、構成要件の数値的限定理由について述べたが
、ここで用いる鋼スラブは経済性を考え。

連続鋳造とする。スラブは冷片で加熱炉に装入してもよ
いが、省エネルギーのため温間又は熱間で装入すること
が好ましい。

（実施例） 第１表に示す成分を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳
造にてスラブとしたのち熱延を行った。第１表のうち、
本発明によるものは鋼符号Ａ、Ｂ、Ｃであり、鋼符号り
はＣが、鋼符号ＥはＳが本発明とは異なる。第２表は鋼
Ａ、Ｂ、Ｃ鋼を用い、加熱温度１０５０℃、仕上温度Ａ
ｒ３　＋８０℃１巻取温度３５０℃と一定にした場合の
冷却速度に依存する引張強度の変化を示したものである
。冷却速度が、Ｏ’５０４“伐り大きい場合が本発明に
よる場合であり、第２表では６０℃八ｅへ、８０℃／ｓ
ｅｃが本発明によるものである。（第３表も含め製造後
得られた鋼帯は酸洗後切板ラインで切板とした。その後
１駕調賀圧延を施した。板厚はすべて２．９１１１ｍで
ある。引張試験はＪＩＳ５号試験片を用いた。）冷却速
度が３０°０　／ｓｅｃではパーライト変態が生じ、強
度は十分なものとならなかった。

第３表はＡ鋼を用い冷却速度を６０℃／ｓｅｅと一定に
した場合の加熱温度、仕上温度９巻取温度の影響を示し
たものである。なお、計算上のＡｒ３変態点は７５０℃
である。Ｎｏ、３．４，５．６が本発明によるものであ
り、Ｎ０９１は加熱温度、Ｎｏ、、２は仕上温度、Ｎ０
９７は巻取温度が本発明と異なる。ここでｄ／ｄｏは穴
拡げ試験値を示し、（打）は打抜穴、（切）は切削穴に
よる穴拡げ試験値を示す。穴拡げ試験は、（打）の場合
直径２０ｆｆ１１１の打抜穴（ダイス２０．６ｍｍ）を
（切）の場合は直径２０＋ｌＩｌの切削穴を押し拡げク
ラックが板厚を貫通した時点で止め、その時の穴径とも
との穴径（（打）の場合は２０．６、（切）の場合は２
０．０）との比で示した。第３表より明らかなように１
本発明鋼は打抜き穴拡げ比で＠　７０Ｋｇｆ／ｍｍ’で
ありなからｄ／ｄｏ＞　１．５なる極めて憧れた伸びフ
ランジ性を示す。

第４表は比較鋼り、Ｈについての熱延条件と材質試験結
果を示したものである。ＤはＣが多いため炭化物が凝集
したため、又ＥはＳが多いため伸びフランジ性が極めて
悪い。

本発明による銅帯はそのまま黒皮として用いてもよく、
また酸洗して用いてもよい。あるいは剪−断ラインにて
切板としてもよい。その際レベラーまたは調質圧延によ
り形状を整えたり、巻きぐせを矯正してもよい。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．１２〜０．３０ｗｔ％ Ｓｉ＜１．５ｗｔ％ Ｍｎ：１．０〜２．０ｗｔ％ Ａｌ：０．０１〜０．１０ｗｔ％ Ｓ＜０．００５ｗｔ％ 必要に応じてＰ＜０．００８ｗｔ％、Ｃａ＜０．００５
   ｗｔ％の１種又は２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避
   的不純物からなる鋼を連続鋳造し、１２００℃以下に加
   熱後１０００℃以下での全圧下率を９０％以上とし、Ａ
   ｒ＿３＋５０℃−Ａｒ＿３＋１５０℃の温度域で仕上圧
   延を終了するように圧延し、仕上圧延終了後２秒以内に
   冷却を開始し、その際冷却速度は次式を満たすものとし
   、 ｌｏｇＣＲ（℃／ｓｅｃ）≧２１／１０（１−Ｃｅｑ）
   Ｃｅｑ＝Ｃ＋（１／５）Ｍｎ ついで５００℃以下で巻き取ることにより、５０％以上
   のベイナイト組織を有することを特徴とする、優れた伸
   びフランジ性を有する超７０Ｋｇｆ／ｍｍ＾２級高強度
   熱延鋼板の製造方法。