JP2885516B2

JP2885516B2 - 伸びフランジ性の優れた薄鋼板及びその製造方法

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Publication number: JP2885516B2
Application number: JP6524103A
Authority: JP
Inventors: 聡赤松; 義一松村
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1993-04-26
Filing date: 1994-04-26
Publication date: 1999-04-26
Anticipated expiration: 2014-04-26

Description

【発明の詳細な説明】技術分野本発明は鋳造まゝの鋳造厚さが0.5〜5mmの薄鋼板に係
わり、特に優れた伸びフランジ性を有する薄鋼板及びそ
の製造方法に関するものである。

背景技術現在、板厚が1.4〜5mmの薄鋼板は200mm超の厚みのス
ラブを出発素材とし、熱間圧延を経て熱延鋼板として製
造されている。この現状工程による材質作り込み技術、
すなわち組織制御の基本思想は、材料を熱間圧延する工
程で該材料に再結晶を生じしめて粗大なオーステナイト
組織を微細化し粒界面積を増加させるか、もしくは未再
結晶域で圧延して変形帯（転位密度の局所的に高い所）
などを導入する、などにより変態の核生成サイト数を増
加させることで冷却時に生成するフェライトなどの組織
を微細化することにある。ちなみに変態前のオーステナ
イト粒径は従来工程では20μｍ以下であり、変態して得
られる組織も例えばフェライト粒径で20μｍ以下といっ
たレベルにある。

このように、現状工程で開発されている熱延鋼板の一
つに打抜き加工後の成形性が要求される材料（この材料
はたとえば自動車の強度部材（メンバー、ホイールな
ど）に使用される）として、伸びフランジ性（穴広げ
性）の優れた高強度熱延鋼板がある。かかる鋼板は強度
部材としての強度と加工性を具備する必要があり、現在
60〜70kgf/mm²級の高強度鋼板まで開発が進められてい
る。これは例えば特開昭61−19733号公報、特開平１−1
62723号公報などに開示されているとおり、微細なフェ
ライトとパケットサイズとして微細な低温変態相（微細
なパーライトやベイナイトや焼戻しマルテンサイト）とからなる複合組織を呈する（ここでパケットとはエッ
チングなどにより識別される、似かよった結晶方位群か
らなる低温変態相の小単位群を意味する）。一般に伸び
フランジ性のような局部延性はセメンタイトやマルテン
サイトと言ったフェライトに対し極端に硬質な相が大き
く存在している場合には低下することが知られており、
特に組織を均一化かつ微細化（ほゞ20μｍ以下）するこ
とに注意が払われてきた。

一方、近年の鋳造技術の発達から双ロール鋳造法など
により熱延板相当厚みの薄鋳帯の製造が可能となりつつ
ある。このプロセルは従来熱延を完全に省略できるた
め、省コスト・省エネルギープロセスとして主に冷延・
焼鈍を経る冷延鋼板の素材としての検討が進められてき
た。しかし薄鋳帯そのものを熱延鋼板相当材として見た
場合、オーステナイト粒径が約1000μｍと極端に粗大な
ため、一般に得られるフェライト主体の組織も極めて粗
大化する傾向があった。このため薄鋳帯そのものの特性
はほとんど検討されていなかった。

本発明者らはかゝる薄鋳帯に着目し、靱性あるいは強
度・延性バランスの優れた鋼板を該薄鋳帯より製造する
ことを研究し、オーステナイト中、すなわち、900〜140
0℃の温度範囲を１〜30℃/secの冷却速度で冷却してMnS
やTiNなどの析出物を析出せしめて、これを核として粒
内変態に利用し、次いで900〜600℃の温度範囲を10℃/s
ec以上の冷却速度で冷却して前記析出物を中心とした微
細なベイナイト又はウイッドマンシュテッテンフェライ
ト組織を形成することに成功し、これを特開平２−2362
24号公報、特開平２−236228号公報などで開示した。

上記薄鋳帯では特に、鋼中成分としてTi,Bを添加し、
TiO,Ti₂O₃又はTiNなどの析出物あるいはBNやFe₂₃(C-B)₆
といった析出物を形成して粒界から生成するフェライト
を制御するとともにフェライト変態の核形成に寄与せし
め、微細なフェライト又はベイナイト組織を形成するこ
とができた。

しかしながら、前述の変態核として利用される析出物
はオーステナイト域で析出するところから粗大になり易
く、これら硬質な析出物が分散した鋼板の伸びフランジ
性は一般に劣るため、上記薄鋼板における伸びフランジ
性を改良する技術について詳細に検討していなかった。

そこで本発明者らは新たに上記薄鋳帯から形成される
鋼板に伸びフランジ性を付与する研究を行った。

ところで現状工程によって製造される熱延鋼板に伸び
フランジ性を付与することは、該鋼板のオーステナイト
組織が微細なため一般にむずかしい。すなわち、熱延鋼
板はかゝる微細組織を有するので熱延後の冷却中にフェ
ライトの生成は避けられず、よって伸びフランジ性に有
利なベイナイトなどの低温変態相のみの組織を得ること
は一般に困難である。例えば前述した特開昭61−19733
号公報では、熱延仕上温度を高めにとりオーステナイト
組織を微細化しないこと、および冷却条件を厳密に管理
すること、などでようやく50％以上の低温変態相を得る
に至っている。また特開平１−162723号公報では、熱延
後二相域焼鈍を行いマルテンサイト相を得ても、フェラ
イトとの硬度差を軽減するためさらにこれを焼き戻すと
いったプロセス上負荷の高い作り込みが提案されてい
る。

本発明者らは、このような従来方法よりも少ない工程
で低温変態相のみからなる伸びフランジ性の優れた薄鋼
板を得ることを研究し、上記薄鋳帯から形成された鋼板
を特定の冷却速度で冷却することによってその目的を達
成することができたのである。

なお、上記鋼板は強度部材に供されることが前提であ
り、引張強度で35kgf/mm²以上の材料が対象である。

すなわち、本発明の目的は従来より少い工程で優れた
伸びフランジ性を有する薄鋼板を提供することにある。

又、本発明の他の目的は高強度性と伸びフランジ性を
同時に有する薄鋼板を提供することにある。

更に又、本発明の他の目的は薄鋳帯から形成された鋼
板に優れた伸びフランジ性を付与するところにある。

発明の構成本発明は上記目的を達成するため、伸びフランジ性に
ついて種々究明したところ、優れた伸びフランジ性を与
える組織に不可欠となる低温変態相を形成するのに、従
来省みられなかった薄鋳帯まゝのオーステナイト組織が
極めて有利であることに着目した。

そして溶鋼が凝固した後、オーステナイトからフェラ
イトへの変態域における冷却を含有成分に応じた所定の
冷却速度で行うことにより、極めて均一な所望の低温変
態相、すなわち粒内針状フェライト、ベイナイトなど、
のみからなる組織が得られることを見出した。

すなわち、Tiのような炭窒化物形成元素を添加せず、
鋳造凝固まゝの粗大なオーステナイト粒をそのまゝ所定
の冷却速度で冷却することにより、粒界フェライトの生
成を抑え、析出物をなくして全面的な低温変態相の組織
を形成することに成功したものであり、この組織により
高強度の特性を有しながら伸びフランジ性が極めて良い
薄鋼板を初めて得ることができたのである。

本発明は上記の知見によって完成したものであり、そ
の要旨は次のとおりである。

本発明の薄鋼板は重量％で、C:0.01〜0.20％、Si:0.0
05〜1.5％、Mn:0.05〜1.5％及びS:0.030％以下を含み、
必要に応じて、Ca:0.0005〜0.0100％又はＹを含むREM:
0.005〜0.050％を含有し、残部がFe及び不可避的不純物
からなる鋼で、粒内生成針状フェライト及びパケットサ
イズが30〜300μｍのベイトナイトの少なくとも１種が
組織占有率で95％以上の組織からなり、かつ板厚が0.5
〜5mmの範囲にあることを特徴とする。

上記薄鋼板を製造する方法として、上記成分からなる
鋼を鋳造厚み0.5〜5mmの薄鋳帯に連続鋳造し、鋳造温度
〜900℃の温度範囲から650℃〜400℃の温度範囲まで
を、ＣとMnで特定される下記（１）式によって示される
Ｖ（℃/sec）以上の平均冷却速度で冷却し、650℃以下
で巻取ることを特徴とする。

logV≧0.5−0.8log Ceq（℃/sec）…（１）但し、Ceq＝Ｃ＋0.2Mn なお、この際、薄鋳帯中の引け巣を潰すなどの目的で
インラインで20％以下の軽圧下を施してもよい。

図面の簡単な説明第１図はミクロ組織の鋼成分と冷却速度との関係を示
す図である。

第２図は引張強さと穴広げ比の関係を示す図である。

発明を実施するための最良の形態以下、本発明を実施するための最良の形態について詳
述する。

まず、本発明の成分の限定理由について説明する。

Ｃは鋼の組織を形成する上で、また鋼の強度を決定す
る上で最も重要な元素であるが、0.01％未満（以下、成
分の％は全て重量％）では冷却速度を高めてもフェライ
トの生成は避けられず、また35kgf/mm²以上の強度を付
与することができない。また、0.2％超では延性の劣化
が著しく、また溶接性も劣化する。よってＣは0.01〜0.
20％の範囲とした。

Siは鋼の強化元素として重要であるが、1.5％超では
効果が飽和することおよび酸洗性が劣化することから、
また、0.005％未満ではその添加効果がないことから0.0
05〜1.5％の範囲とした。

Mnは鋼の強度・延性を向上させる元素であるが、1.5
％超の添加はコスト高となることから、また、0.05％未
満ではその添加効果がないことから0.05〜1.5％の範囲
とした。

Ｓは不可避的不純物であり、硫化物系介在物を介して
伸びフランジ性を劣化させる元素である。

したがって、Ｓの量はできるだけ少い方がよく、その
上限を0.030％とした。

なお、伸びフランジ性を向上させるためには、Ｓを減
らし、硫化物系介在物を減らすとともに、該介在物を球
状化することが有効である。この球状化にはCaもしくは
REM（Ｙを含むランタニド系希土類）が有効である。

したがって、必要に応じて、Caを0.0005〜0.0100％、
REMを0.0050〜0.050％の範囲で添加してもよい。上記添
加量の下限未満では球状化の効果は少なく、上限超では
球状化の効果が飽和し、むしろ介在物を増加させて逆効
果となる。

なお本発明で特に限定はしないが、P,Nは不可避不純
物として鋼に混入する元素であり、本発明鋼では共に0.
02％以下とする。またAlは脱酸元素として不可避的に0.
1％以下含まれる。

一方、スクラップを主原料とした場合にはCu,Sn,Cr,N
iなどのトランプエレメントが鋼成分に混入することが
あるが、これにより本発明は何等制約を受けるものでは
ない。この際の元素含有量はCu:0.5％以下、Ni:0.3％以
下、Cr:0.3％以下、Sn:0.1％以下である。

次に本発明鋼の組織について説明する。

本発明鋼の組織はパケットサイズが30〜300μｍのベ
イナイトか粒内生成針状フェライトまたはこれらの混合
組織（C,Mnの添加量と冷却速度で組織が変化する）が95
％以上の組織占有率を有するものである。

この組織はＣおよびMn量が少いときにはベイナイト主
体となり、逆にこれらの量が多いときには針状フェライ
ト主体となり易い。

かゝる組織を有する鋼は後述の実施例に基づく第２図
で示すように、穴広げ性（伸びフランジ性を評価）が引
張強さ（強度）の大きさに関係なくほゞ一定した高い穴
広げ性を有するという極めて特異な機械的性質を有す
る。

以上の鋼は次の製造条件によって製造される。

本発明の組織・材質作り込み技術にとって最も重要な
ことは、鋳造（例えば、双ロール鋳造）によって得られ
る粗大なオーステナイト組織をそのままフェライト変態
域に持ちきたすことにある。すなわち現行熱延工程のよ
うにオーステナイト域で大きな圧下をかけ、再結晶など
によりオーステナイト粒が微細化することは逆に好まし
くない。このため鋳造時にすでに製品鋼板厚みを有する
必要があるが、鋳造厚みが5mm超では生産性が著しく低
下すること、また0.5mm未満では鋳造の安定性が確保で
きないことから、本発明では鋳造厚み、すなわち鋼板板
厚を0.5〜5mmに限定した。一方、本発明では上記の理由
により圧延を施す必要はないが、鋳片の表面粗度やクラ
ウンなどを整えるため、あるいは鋳造により生じた板厚
中心部の引け巣を潰すなどのためにインラインで20％以
下の軽圧下を施すことは何等本発明の効果を妨げるもの
ではない。

上述のように、鋳造オーステナイト組織をそのまゝフ
ェライト変態域に持ちきたすために、冷却条件を次の実
験結果に基づいて決定した。

C,Si,Mn量が種々異なる溶鋼を真空溶解にて溶製し、
双ロール鋳造により板厚3.2mmに鋳造後、950℃から600
℃までを種々の冷速で冷却した後の組織を調べた。得ら
れた組織の様子を第１図に示す。ここに示した組織の記
号はミクロ組織として、Ｆが粗大フェライト、θがセメ
ンタイト、Ｐがパーライト、Ｂがベイナイト、Ｉがオー
ステナイトの粒内から生成した微細針状フェライト（ア
スペクト比で1:5以上のフェライト）であり、二種類が
記されているのはそれらの混合組織であることを示して
いる。また図中ハッチングで示された領域が本発明の条
件である。

すなわち、下記（１）式によって定まる冷却速度（℃
/sec）Ｖで冷却した場に、得られる組織はベイナイトも
しくは粒内針状フェライトまたはそれらの混合組織であ
って、いわゆる現行熱延材に必ず含まれる粒径20μｍ以
下の微細フェライト（粒状のポリゴナルフェライト）は
いっさい生成せず、また粗大フェライトも生成しない。

logV＝0.5−0.8log Ceq…（１）但し、Ceq＝Ｃ＋0.2Mn（重量％）上記（１）式は成分に依存し、たとえばSS400クラス
の鋼板では冷却速度が10℃/sec以下の場合でも本発明の
組織を形成することができる。

また、本発明鋼のベイナイトは従来鋼のベイナイトと
比較してパケットサイズが30μｍ以上と大きな単位とな
るが、マクロには極めて均一な組織であり、また粒内針
状フェライトも極めて均一な組織である。そしてこれら
二種類の低温生成相のみで組織占有率が95％以上であっ
た。すなわち本発明によれば粗大フェライトが生成しな
いある冷速以上で変態させることにより伸びフランジ性
に有利な低温変態相を全面に得ることが可能となる。

同様に第１図より、本発明以外の冷却条件で冷却され
た鋼板は全て粗大フェライトが混在した混合組織になる
ことがわかる。

したがってかゝる鋼板は第２図に示すように伸びフラ
ンジ性が特に高強度になるにつれ劣化しているのであ
る。

ところで本発明鋼の組織は前述したように極めて現状
熱延材と異なるものであり、熱延により細粒化したオー
ステナイトからフェライト変態が生ずる現行工程ではこ
のような組織を得ることはできない。むしろこのような
組織は溶接時の溶融金属部にしばしば見受けられるが、
鋼帯すべてが同組織となる製造条件は本発明によって新
規に解明されたものである。

なお本発明において冷却開始温度はフェライト変態が
開始する温度以上でなければならず、900℃以上と限定
する。また巻取温度はあまり高温であると冷却になる変
態への十分な過冷が達成されないことから650℃以下と
する。一方、巻取温度の下限については特に限定しない
が、合金元素の含有量が高い場合にはあまり低い温度ま
で冷却するとMs点（マルテンサイト生成温度）を超える
危険性があること、形状くずれが生じることなどから40
0℃以上とすることが好ましい。

実施例第１表に示す化学成分を有する鋼を溶解し、鋼Ａから
Ｈは双ロール鋳造により鋳造厚み2.7mmの薄鋳帯とし、
その後同表に示す冷却・巻取りを行った。ここで鋼Ａか
らＦまでが本発明鋼および条件であり、鋼ＧはＣ量が、
鋼Ｈは冷却速度が、鋼Ｉは冷却速度と巻取温度が本発明
の範囲外である比較鋼である。一方、従来鋼として鋼Ｊ
からＬは現行連続鋳造により230mm厚みのスラブとし、
再加熱温度1100℃で現行熱延工程を経て板厚2.6mmの熱
延鋼板とした。

次いで以上の鋼帯を酸洗後、切板ラインで切板とし
た。その際圧下率１％の調質圧延を施した。その後、こ
の試料を組織観察及び材質試験に供した。

光学顕微鏡による板厚断面の組織観察の結果を第１表
の右欄に併記した。ここで用いた記号は第１図のものと
同様である。これより明らかなように本発明により製造
された鋼ＡからＦはベイナイトもしくは粒内針状フェラ
イトといった低温変態相のみからなるのに対し、薄鋳帯
でありながら成分や冷却条件が本発明外の鋼ＧからＩは
初析フェライトが混在した混合組織を呈していた。また
現行熱延材である鋼ＪからＬは、粒径そのものは20μｍ
以下の微細なものであるが、やはり初析フェライトが混
在した組織であった。またこれら熱延材の組織は一般に
圧延方向に多少伸長したものとなるが、本発明鋼は元々
圧延を受けていないためマクロ的には等方的な組織であ
ることも特徴の一つである。

材質試験は引張試験と穴広げ試験を行った。引張試験
にはJIS Z2201、５号試験片を用いた。また穴広げ試験
は直径20mmで打ち抜いたせん断穴をバリを外にして円錐
ポンチで押し広げる方法を用い、クラックが板厚を貫通
する時点での穴径を元の穴径（20mm）で割った値をもっ
て穴広げ比とした。

材質試験の結果を第２表に示す。これより明らかなよ
うに本発明鋼である鋼ＡからＦは従来の熱延工程を経て
製造された鋼ＪからＬと比較して同強度レベルでの伸び
はやや劣るものの伸びフランジ性の指標となる穴広げ比
は優れていることがわかる。一方、薄鋳帯でありながら
比較鋼となる鋼ＧはＣ量が本発明の範囲から外れるため
強度が不足しており、また鋼H,Iは製造条件が本発明の
範囲外であるため、フェライトを含んでおり、この結果
穴広げ比も特に優れたものではない。第２図にこれらの
強度−穴広げ比バランスを示す。従来鋼や比較鋼が強度
の上昇とともに穴広げ比が低下するのに比して、本発明
鋼は70kgf/mm²近くまで穴広げ比２以上を保っている。
すなわちこの図より高強度鋼板になるほど本発明鋼の優
位性が顕著になることがわかる。

産業上の利用可能性以上詳述したように、本発明によれば、現行の熱延工
程を前提として種々の成分や熱延条件の規定によって製
造されてきた伸びフランジ性に優れた熱延鋼板が、双ロ
ール鋳造法による熱延省略プロセルによって、安価にか
つ比較的容易に製造することが可能になる。また本発明
の製造方法では基本的に圧延を必要としないため、現行
プロセスで圧延に起因して生ずるヘゲや耳割れなどの表
面や端部欠陥も生じない。このことは表面きずの原因と
なるCuやSnなどのトランプエレメントが混入するスクラ
ップを主原料として薄鋼板を製造する場合、とりわけ有
利なプロセスであると考えられる。なお、本発明鋼が伸
びフランジ性を必要とする材料としてだけでなく、本発
明鋼で充足する強度を必要とする材料としても使用でき
ることは勿論である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C22C 38/00 301 B22D 11/124,11/22

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、C:0.01〜0.20％、Si:0.005〜1.
5％、Mn:0.05〜1.5％及びS:0.03％以下を含み、残部がF
e及び不可避的不純物からなる鋼で、粒内生成針状フェ
ライト及びパケットサイズが30〜300μｍのベイナイト
の少くとも１種が組織占有率で95％以上の組織からな
り、かつ板厚が0.5〜5mmの範囲にあることを特徴とする
伸びフランジ性の優れた薄鋼板。
【請求項２】更に、重量％でCa:0.0005〜0.0100％また
はREM:0.005〜0.050％を含有する請求の範囲第１項記載
の薄鋼板。
【請求項３】重量％で、C:0.01〜0.20％、Si:0.005〜1.
5％、Mn:0.05〜1.5％及びS:0.03％以下を含み、残部がF
e及び不可避的不純物からなる鋼を鋳造厚み0.5〜5mmの
薄鋳帯に連続鋳造し、鋳造温度〜900℃の温度範囲から6
50℃以下の温度までを、下記（１）式で示されるＶ（℃
/sec）以上の平均冷却速度で冷却し、650℃以下で巻取
ることを特徴とする伸びフランジ性の優れた薄鋼板の製
造方法。 logV≧0.5−0.8log Ceq（℃/sec）…（１）但し、Ceq＝Ｃ＋0.2Mn
【請求項４】更に重量％でCa:0.0005〜0.0100％又はRE
M:0.05〜0.050％を含有する請求の範囲第３項記載の製
造方法。
【請求項５】鋳造後巻取りに至る迄の間に20％以下の圧
下率で圧延を施す請求の範囲第３項又は第４項記載の製
造方法。