JP3358938B2 - 化成処理性と加工性にすぐれる高強度熱延鋼板 - Google Patents
化成処理性と加工性にすぐれる高強度熱延鋼板Info
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Description
部材の素材として好適に用いることができる化成処理性
と加工性にすぐれる高強度熱延鋼板に関する。
観点から、自動車用鋼板の高強度薄肉化が広く進められ
ている。これらのなかでも、ばね下部材となるホイール
や足回り部材の軽量化は、自動車の燃費向上に極めて有
効な手段であるので、軽量化を目的とした高強度化が検
討されている。これらの鋼板に要求される特性は多岐に
わたり、加工性は勿論、化成処理性や疲労特性も重要で
ある。
関して、特に、伸びフランジ性が重要である。この伸び
フランジ性にすぐれる鋼板については、既に多くの開発
がなされている。例えば、特開昭57−101649号
公報には、NbとTiを含む鋼について、フェライトと
ベイナイトの面積率を適当に制御することによって、加
工性のよい高強度熱延鋼板を得ることができることが記
載されている。また、特開平6−172920号公報に
は、引張強度(TS)と伸び(El)とのバランス、即
ち、強度−延性バランスと伸びフランジ性とにすぐれる
高強度熱延鋼板を得るために、NbとTiを添加した鋼
を熱間圧廷した後、冷却制御を行なって、フェライト・
ベイナイト組織とする方法提案載されている。
重要な課題であり、そこで、PやCuを添加した母材耐
食性鋼板等が、例えば、特開平2−22416号公報に
提案されている。しかし、塗装後の耐食性には、鋼板と
塗装膜との密着性も大きく影響するので、鋼板の化成処
理性が極めて重要である。この化成処理性は、鋼板の成
分によって左右され、例えば、Si、Cr、Ti等の添
加によって劣化することが知られている。しかし、高強
度鋼板においては、これらの元素の添加量を必然的に多
くせざるを得ず、かくして、高強度鋼板の化成処理性の
劣化は、足回り部品への適用に際して、重要な問題とな
っている。
強度熱延鋼板における上述した問題を解決するために鋭
意研究した結果、Siの添加量を所定値以下に制御した
Ti添加高強度熱延鋼板において、その鋼板の表面近傍
の硬さ(Ti系析出物の状態)を適正化することによっ
て、化成処理性と加工性とにすぐれる高強度熱延鋼板を
得ることができることを見出して、本発明に至ったもの
である。従って、本発明は、690N/mm2 級以上の
高強度を有し、更に、化成処理性と加工性、特に、伸び
フランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板を供することを目
的とする。
と加工性にすぐれる高強度熱延鋼板は、重量%にて(以
下、同じ)、C 0.04〜0.20%、Si 0.8%以
下、Mn 0.5〜2.5%、P 0.1%以下、S 0.
01%以下、Al 0.01〜0.08%、及びTi 0.0
6〜0.20を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりな
り、熱間圧廷により製造される薄鋼板において、表層の
ビッカース硬さ(HVS )と内部のビッカース硬さ(H
Va )とが HVs /HVa ≦0.95 なる関係を満たすことを特徴とする。
記に加えて、下記の第1群から第4群のうちの少なくと
も1群中の少なくとも1種を含むことができる。 第1群 Nb 0.01〜0.1%、及びV 0.01〜0.5% 第2群 Cr 0.05〜0.8%、Mo 0.05〜1.0%、B
0.0005〜0.01%、及びNi 0.05〜2.0% 第3群 Ca 0.005%以下、及び希土類元素 0.005%以
下 第4群 Cu 0.05〜2.0%
板における化学成分について説明する。Cは、鋼の強化
に効果を有し、特に、ベイナイトを形成するために必要
な元素であり、このためには少なくとも0.04%を添加
することが必要である。しかし、過多に添加するとき
は、延性の劣化が著しく、溶接性も低下するので、その
上限を0.20%とする。
向上に非常に有効であるが、過度の添加は表面性状や化
成処理性を悪化させるので、添加量は0.8%を上限とす
る。化成処理性が特に要求される場合には、Si量は0.
4%以下とすることが望ましい。Mnも、固溶強化元素
であり、引張強さの向上に有効であるほか、粗大なパー
ライトの生成を抑制し、ベイナイトを生成させるために
必要な元素である。この効果を有効に発揮させるには、
少なくとも0.5%添加する必要があるが、過多に添加す
るときは、延性を低下させるだけでなく、溶接性をも阻
害するので、その上限を2.5%とする。
含有量は0.01%以下に規制する。Pは、鋼の強度を向
上させる作用があるが、しかし、過多の添加は、加工性
や靱性を劣化させるので、含有量は0.1%以下の範囲と
する。Alは、脱酸のために用いられる。しかし、0.1
0%を越えて過多に添加するときは、アルミナ系の介在
物が増加して、加工性を劣化させるので、Alの添加量
は0.10%以下とする。
引張強さ640N/mm2 以上の高強度とすぐれた加工
性を両立させるうえで必要不可欠の元素である。本発明
によれば、Tiは、次の3つの効果によって、すぐれた
加工性を確保しつつ、鋼板の強度を高めることができ
る。
する。この効果は、Tiの添加によって形成されるTi
Nが加熱時のオーステナイト粒の粗大化を防止すると共
に、Tiの添加によって、圧延時の再結晶が抑制される
ためである。第2に、TiはMnや後述するCrと同様
に、ベイナイトを生成させる効果を有する。フェライト
・ベイナイト組織は、すぐれた伸びフランジ性を有して
おり、Tiは、この組織を安定して生成させることがで
きる。第3には、Tiは、巻取後の微細TiCの析出に
よる強化効果を有し、これによって鋼板の強度を更に高
めることができる。
3つの効果を適度にバランスさせることによって、高強
度を有しながら、加工性にすぐれる熱延鋼板を得ること
ができる。即ち、本発明に従って、このような効果によ
って、引張強さ640N/mm2 以上の高強度を得るた
めには 0.06%以上の添加が必要である。しかし、過
多に添加するときは、化成処理性が劣化するので、Ti
の添加量の上限は、0.20%とする。更に、本発明によ
る高強度熱延鋼板は、上記に加えて、前記第1群から第
4群のうちの少なくとも1群中の少なくとも1種を含む
ことができる。
り、強度上昇に有効であるのみならず、特に、Nbは、
Mnと共存して、熱延後の鋼板の変態組織に影響を与
え、低温変態生成物の生成を容易にするTiと同様の作
用を有する。更に、NbとVは、組織を微細化して、伸
びフランジ性を向上させると共に、溶接後の熱影響部の
硬度低下を防止するので、疲労強度の改善に役立つ。こ
れらの効果を有効に発揮させるためには、NbとVは、
それぞれ、少なくとも0.01%の添加を必要とする。し
かし、これらの元素も、過多に添加するときは、降伏比
の上昇と延性の低下を招くので、添加量の上限は、Nb
は0.3%、好ましくは、0.2%であり、特に好ましくは
0.1%であり、Vは0.5%である。
定的に生成させる効果があり、この効果を有効に得るに
は、0.05%以上の添加が必要であるが、しかし、過多
に添加するときは、化成処理性を劣化させるので、添加
量は0.8%を上限とする。化成処理性が特に要求される
場合には、添加量は0.4%以下とすることが望ましい。
き入れ性を向上させて、所望の組織を有利に与える元素
である。また、Niは、Cuを添加した際のスラブの割
れを防止するのにも有効である。これらの効果を有効に
得るためには、添加量は、Moは0.05%以上、Bは0.
0005%以上、Niは0.05%以上の添加を必要とす
る。しかし、いずれの元素も、過多に添加しても、その
効果が飽和し、経済的にも不利であるので、添加量の上
限は、Moは1.0%、Bは0.01%、Niは2.0%とす
る。
硫化物の形態制御を通じて、延性、特に、伸びフランジ
性を改善する効果を有する。反面、過多に添加しても、
その効果が飽和し、経済的にも不利であるので、添加量
の上限は、それぞれの元素について、0.005%とす
る。
ることによって、強度を著しく上昇させるうえに、鋼板
に耐食性を与える効果を有する。これらの効果を有効に
得るためには、少なくとも0.05%の添加が必要である
が、しかし、過多に添加しても、上記効果が飽和するの
で、上限は2.0%とする。
ッカース硬さ(HVS )と内部のビッカース硬さ(HV
a )とが HVs /HVa ≦0.95 なる関係を満たすことが必要である。ここに、表層と
は、表面から0.1mmまでの層をいい、内部とは、表面
から厚さの1/4の深さの部分をいう。本発明の熱延鋼
板によれば、このように、表層のビッカース硬さと内部
のビッカース硬さとに上記関係を満足させることによっ
て、加工性にすぐれたTi添加高強度熱延鋼板におい
て、化成処理性をも兼ね備えさせることができるのであ
る。
があるのは次のような理由による。本発明によれば、熱
延鋼板に640N/mm2 級以上の高強度とすぐれた加
工性とを共に有せしめるために、0.06%以上のTiの
添加が必要である。ここに、Ti添加量を増やせば、化
成処理性を劣化させるが、化成処理性は、鋼板の表面の
みが関係する。即ち、鋼板の化成処理性は、最表面のT
iの存在状態によって影響を受ける。
は、最表面に存在するTiがTiO2を形成する場合で
あるとみられ、熱延鋼板については、表面のTiが固溶
しているか、又は再固溶しやすい整合な微細析出物を形
成している(即ち、硬さは高くなる。)場合ほど、酸洗
後の鋼板表面において、TiO2 が形成されやすいとみ
られる。しかし、最表面のTiが非整合なTiCを形成
している場合は(即ち、硬さは低くなる。)、固溶Ti
や微細析出物を形成しているTi量は減少し、TiO2
が形成されにくいので、化成処理性は向上するとみられ
る。
することによる化成処理性向上効果に加えて、表面に軟
化層(粗大析出層)を形成させることによって、ミクロ
組織が同じフェライト・ベイナイト組織であっても、軟
化層がない鋼板よりも、曲げ加工やバーリング加工等、
表面近くで歪みが大きくなる加工様式において、加工性
を更に向上させる効果もある。
近傍において適度に非整合析出物を形成させて、前記表
層のビッカース硬さ/内部のビッカース硬さの比、HV
s /HVa に上記関係を満足させることによって、Ti
を添加した高強度熱延鋼板において、化成処理性にすぐ
れ、更に、加工性にもすぐれる高強度熱延鋼板を得るこ
とができるのである。更に、本発明によれば、前記HV
s /HVa 比を0.90以下とすることによって、特に厳
しい塗装耐蝕性が要求される用途に好適な熱延鋼板を得
ることができる。
方法について説明する。本発明によれば、鋼板の表面近
傍のみにおいて、粗大な析出物を得ることによって化成
処理性を改善する。従って、本発明によれば、板厚が厚
く、内部に比較して表面温度の低下が大きくなる仕上圧
延前の状態でNb−Ti系炭化物を析出、粗大化させる
必要がある。そこで、本発明によれば、粗圧延を950
〜1160℃の範囲の温度で終了させ、仕上圧延開始ま
での間の空冷時間を10秒以上とする。
きは、粗圧延時の表面近傍におけるNb−Ti系炭化物
の析出量が不十分であり、表面に粗大な析出物を得るこ
とができない。特に、本発明によれば、粗圧延終了温度
は1050℃以下とすることが好ましい。他方、粗圧延
終了温度が950℃よりも低いときは、圧延における変
形抵抗が大きく、粗圧延機の負荷が大きくなるほか、表
面のみならず、内部においても、前記炭化物が析出する
ので、強度が低下する。
冷時間が10秒よりも短いときは、表面温度の低下が十
分でなく、また、表面の析出物が成長する時間も不足す
るので、表面において粗大な析出物を得ることができな
い。また、上記空冷時間は、次の仕上圧延温度を確保す
ることができれば、特に、制約されない。仕上圧延温度
は、Ar3点以上である。仕上圧延温度がAr3点よりも低
いときは、加工組織が残存し、加工性が劣化する。
冷却する。仕上圧延後の冷却速度が20℃/秒よりも遅
いときは、パーライトが生成し、他方、十分な量のベイ
ナイトを得ることができないので、所要の強度及び加工
性を得ることができない。仕上圧延後の冷却速度の上限
は、特に限定されるものではないが、温度制御の観点か
ら、100℃/秒以下とすることが好ましい。
行なう。巻取温度が350℃よりも低いときは、マルテ
ンサイトが生成するので、伸びフランジ性が低下する。
しかし、600℃を越えるときは、パーライトが生成
し、更に、析出強化に寄与する微細なTi−Nb系の析
出物も粗大化するので、強度と伸びフランジ性(λ値)
が低下する。特に、伸びフランジ性が要求される場合に
は、巻取は、400〜500℃の範囲の温度で行なうの
が好ましい。
添加量を所定値以下に制御したTi添加高強度熱延鋼板
において、その鋼板の表面近傍の硬さ(Ti系析出物の
状態)を適正化することによって、化成処理性と加工性
とにすぐれる高強度熱延鋼板を得ることができる。
本発明はこれら実施例により何ら限定されるものではな
い。表1に示す化学成分を有する鋼から45mm厚のス
ラブを製造し、これを15mm厚まで、終了温度850
〜1200℃の範囲で粗圧延した。粗圧延終了後、仕上
圧延を開始するまでの空冷時間を3〜30秒の範囲で変
化させた。
範囲で3.0mm厚まで圧延し、次いで、巻取温度相当の
温度(300〜700℃)まで冷却し、その温度で30
分保持した後、炉冷した。表1において、鋼種A〜E及
びJ〜Lは、本発明にて規定する化学成分を有する鋼で
あり、鋼種F〜Iは、本発明にて規定する化学成分をも
たない鋼である。
及び打ち抜き穴材の平面曲げ試験に供した。穴拡げ率λ
は試験片に直径10mmの打ち抜き穴をあけ、60°円
錐パンチを用いて、クラックが板厚を貫通するまで押し
拡げたときの穴径db と初期穴径di を用いて、次式に
より求めた。 λ=((db −di )/di ) ×100(%)
着塗装、中塗り及び上塗りを行ない、これについて塩水
噴霧試験を1200時間行なった後、クロスカット部の
ふくれ幅で評価した。ビッカース硬さは、表面から深さ
0.07mmの位置と表面から厚さの1/4 の深さの位置
でそれぞれ5点測定し、その平均値を採用した。測定荷
重は100gfとした。
結果のうち、機械的性質が外れている例を除いて、HV
s /HVa とふくれ幅との関係を図1に示す。
板は、640N/mm2 級以上の高強度を有し、しか
も、伸びフランジ性、化成処理性共にすぐれていること
が示される。これに対して、比較例による鋼板は、一つ
以上の特性において劣っている。
ている例を除いて、HVs /HVa とふくれ幅との関係
を示すグラフである。
Claims (2)
- 【請求項1】重量%にて(以下、同じ)、 C 0.04〜0.20%、 Si 0.8%以下、 Mn 0.5〜2.5%、 P 0.1%以下、 S 0.01%以下、 Al 0.01〜0.08%、及び Ti 0.06〜0.20% を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、熱間圧廷
により製造される薄鋼板において、表層のビッカース硬
さ(HVS )と内部のビッカース硬さ(HVa )とが HVs /HVa ≦0.95 なる関係を満たすことを特徴とする化成処理性と加工性
にすぐれる高強度熱延鋼板。 - 【請求項2】請求項1の高強度熱延鋼板において、更
に、下記の第1群から第4群のうちの少なくとも1群中
の少なくとも1種を含む請求項1に記載の高強度熱延鋼
板。 第1群 Nb 0.01〜0.1%、及び V 0.01〜0.5% 第2群 Cr 0.05〜0.8%、Mo 0.05〜1.0%、 B 0.0005〜0.01%、及び Ni 0.05〜2.0% 第3群 Ca 0.005%以下、及び 希土類元素 0.005%以下第4群 Cu 0.05〜2.0%
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP14707796A JP3358938B2 (ja) | 1996-06-10 | 1996-06-10 | 化成処理性と加工性にすぐれる高強度熱延鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP14707796A JP3358938B2 (ja) | 1996-06-10 | 1996-06-10 | 化成処理性と加工性にすぐれる高強度熱延鋼板 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH101748A JPH101748A (ja) | 1998-01-06 |
JP3358938B2 true JP3358938B2 (ja) | 2002-12-24 |
Family
ID=15421958
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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JP14707796A Expired - Lifetime JP3358938B2 (ja) | 1996-06-10 | 1996-06-10 | 化成処理性と加工性にすぐれる高強度熱延鋼板 |
Country Status (1)
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1996
- 1996-06-10 JP JP14707796A patent/JP3358938B2/ja not_active Expired - Lifetime
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