JPH10251794A - プレス成形性と表面性状に優れた構造用熱延鋼板およびその 製造方法 - Google Patents
プレス成形性と表面性状に優れた構造用熱延鋼板およびその 製造方法Info
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- JPH10251794A JPH10251794A JP7467797A JP7467797A JPH10251794A JP H10251794 A JPH10251794 A JP H10251794A JP 7467797 A JP7467797 A JP 7467797A JP 7467797 A JP7467797 A JP 7467797A JP H10251794 A JPH10251794 A JP H10251794A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 プレス加工性と表面性状に優れた構造用熱延
鋼板を得る。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．１０〜０．５０
％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：０．６０〜１．００
％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ｃ
ｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ｃｒ：
０．９０〜１．５０％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、
酸可溶性Ａｌ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００３％以
上、Ｃａ／Ｓ：０．６０〜１．７０、残部が実質的にＦ
ｅからなり、金属組織がフェライトとパ−ライトの均質
な混合組織であるプレス成形性と表面性状に優れた構造
用熱延鋼板である。熱間圧延の仕上温度をＡｒ３変態点
〜Ａｒ３＋５０℃，巻取温度を４００〜６００℃，仕上
げから巻取りまでの平均冷却速度を３０〜６０℃／秒に
制御して製造する。
鋼板を得る。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．１０〜０．５０
％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：０．６０〜１．００
％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ｃ
ｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ｃｒ：
０．９０〜１．５０％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、
酸可溶性Ａｌ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００３％以
上、Ｃａ／Ｓ：０．６０〜１．７０、残部が実質的にＦ
ｅからなり、金属組織がフェライトとパ−ライトの均質
な混合組織であるプレス成形性と表面性状に優れた構造
用熱延鋼板である。熱間圧延の仕上温度をＡｒ３変態点
〜Ａｒ３＋５０℃，巻取温度を４００〜６００℃，仕上
げから巻取りまでの平均冷却速度を３０〜６０℃／秒に
制御して製造する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、プレス成形性と表
面性状に優れた引張強さ４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の構造用
熱延鋼板とその製造方法に関するものである。
面性状に優れた引張強さ４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の構造用
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】自動車用や産業機械用のギヤー部品、チ
ェーン部品、フレーム部品等の素材として使用される鋼
材は、ＪＩＳＧ４０５１に規定される機械構造用炭素鋼
やＪＩＳＧ４１０２〜４１０６に規定されるＳＣＲ４２
０，ＳＣＭ４２０等の構造用合金鋼が使用されている。
これらの鋼材は、所定の形状に打ち抜かれたり、あるい
はプレス成形された後、浸炭焼き入れ・焼戻し等の熱処
理によって材質を改善し、一部はショットピーニング等
を施して塗装後製品化される。これらの鋼材には成形加
工前は軟質で加工性に優れ、熱処理後においては強度、
耐衝撃性、耐摩耗性等に優れていることが要求される。
ェーン部品、フレーム部品等の素材として使用される鋼
材は、ＪＩＳＧ４０５１に規定される機械構造用炭素鋼
やＪＩＳＧ４１０２〜４１０６に規定されるＳＣＲ４２
０，ＳＣＭ４２０等の構造用合金鋼が使用されている。
これらの鋼材は、所定の形状に打ち抜かれたり、あるい
はプレス成形された後、浸炭焼き入れ・焼戻し等の熱処
理によって材質を改善し、一部はショットピーニング等
を施して塗装後製品化される。これらの鋼材には成形加
工前は軟質で加工性に優れ、熱処理後においては強度、
耐衝撃性、耐摩耗性等に優れていることが要求される。
【０００３】一方、機械構造用炭素鋼やＳＣＲ４２０，
ＳＣＭ４２０等の構造用合金鋼を熱間圧延ままの高強度
レベルで使用する場合、焼鈍等の軟化処理を施すことで
加工性を改善していた。さらに、構造用合金鋼は、製造
過程の熱間圧延中に生成した酸化スケールに起因したス
ケール疵による鋼板や製品の表面品質劣化、厚く生成し
た酸化スケールの過大な剥離による生産歩留の低下など
が問題となっていた。
ＳＣＭ４２０等の構造用合金鋼を熱間圧延ままの高強度
レベルで使用する場合、焼鈍等の軟化処理を施すことで
加工性を改善していた。さらに、構造用合金鋼は、製造
過程の熱間圧延中に生成した酸化スケールに起因したス
ケール疵による鋼板や製品の表面品質劣化、厚く生成し
た酸化スケールの過大な剥離による生産歩留の低下など
が問題となっていた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、これまで熱
延ままでは比較的軽度な成形加工部品に限られていた高
強度の構造用熱延鋼板のプレス成形性を向上させ、プレ
ス成形加工の際に懸念されていた成形加工中に発生する
割れやクラックに起因した生産性の低下を改善するとと
もに、構造用鋼板のスケール疵を防止し表面性状を改善
することを課題とする。
延ままでは比較的軽度な成形加工部品に限られていた高
強度の構造用熱延鋼板のプレス成形性を向上させ、プレ
ス成形加工の際に懸念されていた成形加工中に発生する
割れやクラックに起因した生産性の低下を改善するとと
もに、構造用鋼板のスケール疵を防止し表面性状を改善
することを課題とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、前記の目的を
達成するために重量％で、Ｃ：０．１０〜０．５０％、
Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：０．６０〜１．００％、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ｃｕ：
０．３０％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ｃｒ：０．９
０〜１．５０％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、酸可溶
性Ａｌ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００３％以上、Ｃ
ａ／Ｓ：０．６０〜１．７０、残部が実質的にＦｅから
なり、金属組織がフェライトとパ−ライトの均質な混合
組織からなる構造用熱延鋼板を提供する。この熱延鋼板
は、鋼スラブを１１５０〜１３００℃に加熱後、全圧下
率５０％以上、最終圧下率１０％以上の熱間圧延を施
し、仕上温度をＡｒ3 変態点〜Ａｒ3 ＋５０℃、巻取温
度を４００〜６００℃、熱延仕上げから巻取りまでの平
均冷却速度を３０〜６０℃／秒に制御して製造され通常
の方法で調質圧延及び酸洗が施される。
達成するために重量％で、Ｃ：０．１０〜０．５０％、
Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：０．６０〜１．００％、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ｃｕ：
０．３０％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ｃｒ：０．９
０〜１．５０％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、酸可溶
性Ａｌ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００３％以上、Ｃ
ａ／Ｓ：０．６０〜１．７０、残部が実質的にＦｅから
なり、金属組織がフェライトとパ−ライトの均質な混合
組織からなる構造用熱延鋼板を提供する。この熱延鋼板
は、鋼スラブを１１５０〜１３００℃に加熱後、全圧下
率５０％以上、最終圧下率１０％以上の熱間圧延を施
し、仕上温度をＡｒ3 変態点〜Ａｒ3 ＋５０℃、巻取温
度を４００〜６００℃、熱延仕上げから巻取りまでの平
均冷却速度を３０〜６０℃／秒に制御して製造され通常
の方法で調質圧延及び酸洗が施される。
【０００６】
【発明の実施の形態】本発明では、Ｃａ，Ｃａ／Ｓを規
制して鋼板中の介在物の形態制御し、熱間圧延条件の制
御により板厚中央部に縞状（バンド）組織のないフェラ
イトとパーライトの均質な混合組織によってプレス成形
性や靱性を向上させている。また、鋼材の製造過程で問
題となる熱延中に発生するスケール疵を防止し、鋼板の
表面性状を向上させるためにＣｕとＮｉ添加量を規制し
てスケール肌を改善している。
制して鋼板中の介在物の形態制御し、熱間圧延条件の制
御により板厚中央部に縞状（バンド）組織のないフェラ
イトとパーライトの均質な混合組織によってプレス成形
性や靱性を向上させている。また、鋼材の製造過程で問
題となる熱延中に発生するスケール疵を防止し、鋼板の
表面性状を向上させるためにＣｕとＮｉ添加量を規制し
てスケール肌を改善している。
【０００７】以下、本発明における構造用熱延鋼板の成
分と含有量の限定理由について説明する。 Ｃ：０．１０〜０．５０％ Ｃは鋼の性質を決定する上で重要な元素であり、添加量
とともに強度・硬度が増大し 耐摩耗性等が向上す
るが、加工性・靱性等が低下するので上限を０．５０％
とし、下限は強度の面から０．１０％とした。 Ｓｉ：０．３５％以下 Ｓｉは脱酸剤と焼入れ促進元素として添加するが、厳し
い加工を要求される鋼材においては、０．３５％を超え
て含有させると鋼は硬質となり脆化を惹起する恐れがあ
り、また、多量のＳｉ添加は鋼板表面のスケール肌等に
悪影響を及ぼすため、Ｓｉ含有量の上限を０．３５％以
下とした。
分と含有量の限定理由について説明する。 Ｃ：０．１０〜０．５０％ Ｃは鋼の性質を決定する上で重要な元素であり、添加量
とともに強度・硬度が増大し 耐摩耗性等が向上す
るが、加工性・靱性等が低下するので上限を０．５０％
とし、下限は強度の面から０．１０％とした。 Ｓｉ：０．３５％以下 Ｓｉは脱酸剤と焼入れ促進元素として添加するが、厳し
い加工を要求される鋼材においては、０．３５％を超え
て含有させると鋼は硬質となり脆化を惹起する恐れがあ
り、また、多量のＳｉ添加は鋼板表面のスケール肌等に
悪影響を及ぼすため、Ｓｉ含有量の上限を０．３５％以
下とした。
【０００８】Ｍｎ：０．６０〜１．００％ Ｍｎの添加量とともに強度は増加するが、プレス加工性
の劣化原因となるＭｎ系介在物の増加と縞状（バンド）
組織の顕在化のため材質の異方性が強くなる。 高強度
化とプレス加工性の面からＭｎ含有量は０．６０〜１．
００％とした。 Ｐ：０．０３％以下 ＰやＳは鋼材の靭性を低下させるだけでなく、鋼の結晶
粒界に偏析して粒界脆化を惹起させるため極力低い方が
好ましいが０．０３％までは許容できる。 Ｓ：０．００６％以下 Ｓ含有量はＰと同様に低いほど好ましいが、０．００６
％以下であれば硫化物系介在物は少なくなり加工性は改
善される。
の劣化原因となるＭｎ系介在物の増加と縞状（バンド）
組織の顕在化のため材質の異方性が強くなる。 高強度
化とプレス加工性の面からＭｎ含有量は０．６０〜１．
００％とした。 Ｐ：０．０３％以下 ＰやＳは鋼材の靭性を低下させるだけでなく、鋼の結晶
粒界に偏析して粒界脆化を惹起させるため極力低い方が
好ましいが０．０３％までは許容できる。 Ｓ：０．００６％以下 Ｓ含有量はＰと同様に低いほど好ましいが、０．００６
％以下であれば硫化物系介在物は少なくなり加工性は改
善される。
【０００９】Ｃｕ：０．３０％以下 Ｃｕの添加とともに熱延中に生成する酸化スケールと鋼
板表面の境界に濃化してスケール剥離性が向上する。し
かし、０．２０％以上添加すると溶融金属脆化により鋼
板表面に微細なクラックが発生しやすくなる。このよう
なことから、 望ましいＣｕの添加範囲は０．１０〜
０．１５％である。 Ｎｉ：０．２５％以下 Ｃｕを０．２０％以上添加する場合に問題となる溶融金
属脆化により、鋼板表面に発生する微細なクラックを抑
制するためＣｕとほぼ同量の添加を必要とする。しか
し、Ｃｕの添加が０．２０％未満のときには溶融金属脆
化は問題ないためＮｉを添加する必要はない。
板表面の境界に濃化してスケール剥離性が向上する。し
かし、０．２０％以上添加すると溶融金属脆化により鋼
板表面に微細なクラックが発生しやすくなる。このよう
なことから、 望ましいＣｕの添加範囲は０．１０〜
０．１５％である。 Ｎｉ：０．２５％以下 Ｃｕを０．２０％以上添加する場合に問題となる溶融金
属脆化により、鋼板表面に発生する微細なクラックを抑
制するためＣｕとほぼ同量の添加を必要とする。しか
し、Ｃｕの添加が０．２０％未満のときには溶融金属脆
化は問題ないためＮｉを添加する必要はない。
【００１０】Ｃｒ：０．９０〜１．５０％ Ｃｒは鋼の焼入れ特性の向上と機械的性質を改善する添
加元素であるが、Ｃｒ添加量を増加することによって強
度、靱性等が向上するが１．５０％を超えると耐力は逆
に低下するためＣｒ含有量を０．９０〜１．５０％とし
た。 Ｍｏ：０．１０〜０．５０％ Ｃｒ添加鋼、Ｃｒ−Ｎｉ含有鋼などにＭｏを複合添加す
るとさらに機械的性質が改善され、焼入れ性や焼戻し軟
化抵抗を増加する。Ｍｏ添加量が多くなるとより機械的
性質は向上するが製造コストが高価となるのでＭｏの添
加量を０．１０〜０．５０％とした。
加元素であるが、Ｃｒ添加量を増加することによって強
度、靱性等が向上するが１．５０％を超えると耐力は逆
に低下するためＣｒ含有量を０．９０〜１．５０％とし
た。 Ｍｏ：０．１０〜０．５０％ Ｃｒ添加鋼、Ｃｒ−Ｎｉ含有鋼などにＭｏを複合添加す
るとさらに機械的性質が改善され、焼入れ性や焼戻し軟
化抵抗を増加する。Ｍｏ添加量が多くなるとより機械的
性質は向上するが製造コストが高価となるのでＭｏの添
加量を０．１０〜０．５０％とした。
【００１１】酸可溶性Ａｌ：０．０５％以下 Ａｌは脱酸、窒素の固定、結晶粒度調整のために添加す
る。本発明ではオーステナイト結晶粒の成長を抑制する
ことにより成形時の加工性を向上させるために酸可溶性
Ａｌ含有量を０．０５％以下とした。
る。本発明ではオーステナイト結晶粒の成長を抑制する
ことにより成形時の加工性を向上させるために酸可溶性
Ａｌ含有量を０．０５％以下とした。
【００１２】Ｃａ：０．００３％以上 Ｃａは脱酸、脱硫に効果を発揮する元素であり、脱酸さ
れた鋼の硫化物系非金属介在物の形態と分布を調整し加
工性を改善する。この効果を得るためには０． ００３
％以上の添加量を必要とする。 Ｃａ／Ｓ：０．６０〜１．７０ Ｃａ／Ｓと硫化物系介在物の関係を示した図１より、Ｃ
ａ／Ｓの比が０．６０以上であれば、硫化物系の介在物
が少ない鋼材が得られるので加工性は良好となる。衝撃
値による異方性とＣａ／Ｓとの関係を示した図２より、
Ｃａ／Ｓの比が０．６０以上であれば衝撃値による異方
性の値が０．５以上となり異方性の小さい靱性の高い鋼
材が得られる。しかし、Ｃａ／Ｓが１．７０を超えると
酸化物系の複合介在物が増加していき加工性が劣化する
ので上限を１．７０とした。
れた鋼の硫化物系非金属介在物の形態と分布を調整し加
工性を改善する。この効果を得るためには０． ００３
％以上の添加量を必要とする。 Ｃａ／Ｓ：０．６０〜１．７０ Ｃａ／Ｓと硫化物系介在物の関係を示した図１より、Ｃ
ａ／Ｓの比が０．６０以上であれば、硫化物系の介在物
が少ない鋼材が得られるので加工性は良好となる。衝撃
値による異方性とＣａ／Ｓとの関係を示した図２より、
Ｃａ／Ｓの比が０．６０以上であれば衝撃値による異方
性の値が０．５以上となり異方性の小さい靱性の高い鋼
材が得られる。しかし、Ｃａ／Ｓが１．７０を超えると
酸化物系の複合介在物が増加していき加工性が劣化する
ので上限を１．７０とした。
【００１３】前記成分の鋼を転炉で溶製した後、脱ガス
を経て連続鋳造にて鋳片とし、加熱炉へ装入後熱間圧延
により帯鋼を得る。強度レベルの高い構造用熱延鋼板の
製造においては、熱間圧延条件と仕上圧延後の冷却を制
御して良好な加工性を有する高強度の鋼材が得られる。
を経て連続鋳造にて鋳片とし、加熱炉へ装入後熱間圧延
により帯鋼を得る。強度レベルの高い構造用熱延鋼板の
製造においては、熱間圧延条件と仕上圧延後の冷却を制
御して良好な加工性を有する高強度の鋼材が得られる。
【００１４】加熱温度 １１５０〜１３００℃ ：１１
５０℃以下では粗圧延時のスラブ割れやスケール剥離性
の低下による表面品質低下が問題となる。１３００℃以
上では高温脆性、スケールの多量剥離による品質低下や
スケールロスによる歩留低下等が問題となる。 全圧下率５０％以上，最終圧下率１０％以上 ：全圧下
率を５０％以上，最終圧下率を１０％以上として炭化物
を分散させた組織を得ることでプレス加工性や靱性を改
善する。全圧下率が５０％及び最終圧下率が１０％に満
たないと均一な炭化物の分散した組織が得られにくい。
また、 熱延の圧下率が小さいと再結晶が遅延しフェラ
イトとパーライトの縞状（バン ド）組織となりやすい
ため加工性、靱性等の改善は期待できない。
５０℃以下では粗圧延時のスラブ割れやスケール剥離性
の低下による表面品質低下が問題となる。１３００℃以
上では高温脆性、スケールの多量剥離による品質低下や
スケールロスによる歩留低下等が問題となる。 全圧下率５０％以上，最終圧下率１０％以上 ：全圧下
率を５０％以上，最終圧下率を１０％以上として炭化物
を分散させた組織を得ることでプレス加工性や靱性を改
善する。全圧下率が５０％及び最終圧下率が１０％に満
たないと均一な炭化物の分散した組織が得られにくい。
また、 熱延の圧下率が小さいと再結晶が遅延しフェラ
イトとパーライトの縞状（バン ド）組織となりやすい
ため加工性、靱性等の改善は期待できない。
【００１５】仕上温度 Ａｒ3 変態点〜Ａｒ3 ＋５０
℃：仕上圧延をＡｒ3 変態点〜Ａｒ3 ＋５０℃の低温温
度域で終了することで微細なフェライト結晶粒が得られ
強度や靱性等の機械的性質が向上する。仕上温度がＡｒ
3 変態点に達しないと変形抵抗が増大し、熱間圧延工程
での通板性に支障を来す。また、オーステナイトとフェ
ライトの２相域圧延となるため加工フェライトが生成し
易くなるため、圧延後の鋼板表層には粗大化した結晶粒
が生成し加工性が劣化する。他方、仕上温度がＡｒ3 ＋
５０℃を超えると、熱延組織が粗大化し加工性が劣化す
ると共に圧延後の冷却過程での冷却歪みが増大して鋼板
の形状が劣化する。また、冷却ムラが発生し易くなるた
め機械的性質のコイル内の安定性が損なわれる。
℃：仕上圧延をＡｒ3 変態点〜Ａｒ3 ＋５０℃の低温温
度域で終了することで微細なフェライト結晶粒が得られ
強度や靱性等の機械的性質が向上する。仕上温度がＡｒ
3 変態点に達しないと変形抵抗が増大し、熱間圧延工程
での通板性に支障を来す。また、オーステナイトとフェ
ライトの２相域圧延となるため加工フェライトが生成し
易くなるため、圧延後の鋼板表層には粗大化した結晶粒
が生成し加工性が劣化する。他方、仕上温度がＡｒ3 ＋
５０℃を超えると、熱延組織が粗大化し加工性が劣化す
ると共に圧延後の冷却過程での冷却歪みが増大して鋼板
の形状が劣化する。また、冷却ムラが発生し易くなるた
め機械的性質のコイル内の安定性が損なわれる。
【００１６】巻取温度４００〜６００℃で熱延仕上〜巻
取までの平均冷却速度３０〜６０℃／秒：熱延後の鋼帯
は、加工性や靱性に影響を及ぼす縞状（バンド）組織の
生成を防止し微細なフェライトとパーライトの整粒組織
を得るために４００〜６００℃の温度域で巻取られる。
４００℃未満では、強度上昇が著しくなり加工性が損な
われ、逆に６００℃を超える巻取温度では４９０Ｎ／ｍ
ｍ2 以上の強度が得られない。一方、巻取までの平均冷
却速度も前記所望組織を得るために必要であり、３０℃
／秒未満では所望組織は得られず縞状（バンド）組織の
割合が増加し、４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度と良好な加
工性を得ることができない。平均冷却速度が大きくなる
と鋼板は硬質となり、良好な加工性が得られなくなるた
め上限を６０℃／秒とした。
取までの平均冷却速度３０〜６０℃／秒：熱延後の鋼帯
は、加工性や靱性に影響を及ぼす縞状（バンド）組織の
生成を防止し微細なフェライトとパーライトの整粒組織
を得るために４００〜６００℃の温度域で巻取られる。
４００℃未満では、強度上昇が著しくなり加工性が損な
われ、逆に６００℃を超える巻取温度では４９０Ｎ／ｍ
ｍ2 以上の強度が得られない。一方、巻取までの平均冷
却速度も前記所望組織を得るために必要であり、３０℃
／秒未満では所望組織は得られず縞状（バンド）組織の
割合が増加し、４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度と良好な加
工性を得ることができない。平均冷却速度が大きくなる
と鋼板は硬質となり、良好な加工性が得られなくなるた
め上限を６０℃／秒とした。
【００１７】
【実施例】表１に示した成分をもつ１〜５の鋼を溶製し
たスラブを粗圧延で厚さ３０ｍｍとした後、板厚４．５
ｍｍの熱延鋼板を製造した。いずれの鋼種も仕上温度を
８５０℃とし、巻取温度を５００〜６００℃、平均冷却
速度を３０〜５０℃／秒とした。熱延板からサンプルを
切り出して硬度測定、引張り試験、孔拡げ試験を行っ
た。また、鋼板の表面性状は目視観察により鋼板のスケ
ール疵の状況を判断した。引張試験は、ＪＩＳ５号試験
片を用い、平行部の標点間距離を５０ｍｍとして行っ
た。孔拡げ試験は、１５０ｍｍ角の鋼板の中央部にクリ
アランス１０％にて１０ｍｍ（ｄｏ）の穴を打抜いた
後、その穴部について、球頭のポンチにて押し上げる方
法で行い、穴周辺に亀裂が発生した時点での穴径（ｄ）
を測定して、次式で定義される穴拡げ率（λ）を求め
た。 λ＝（ｄ−ｄｏ）／ｄｏ×１００ 表２に示すとおり、本発明例１〜３は引張強さ４９０Ｎ
／ｍｍ２ 以上の強度を有し、かつ比較例に比べて、ラ
ンクフォード値、孔拡げ率が向上して加工性が優れてお
り、鋼板表面のスケール疵も軽微で表面性状が優れてい
ることがわかる。また、本発明例４は、Ｃｕを添加した
本発明例１〜３に比べスケール疵の程度は大きいがラン
クフォード値、孔拡げ率が向上して加工性が優れている
ことがわかる。比較例５はＳ添加量が本発明範囲より多
く、Ｃａ添加による介在物制御を行っていないためラン
クフォード値や穴拡げ率が低く、スケール疵の程度も大
きくなっていた。
たスラブを粗圧延で厚さ３０ｍｍとした後、板厚４．５
ｍｍの熱延鋼板を製造した。いずれの鋼種も仕上温度を
８５０℃とし、巻取温度を５００〜６００℃、平均冷却
速度を３０〜５０℃／秒とした。熱延板からサンプルを
切り出して硬度測定、引張り試験、孔拡げ試験を行っ
た。また、鋼板の表面性状は目視観察により鋼板のスケ
ール疵の状況を判断した。引張試験は、ＪＩＳ５号試験
片を用い、平行部の標点間距離を５０ｍｍとして行っ
た。孔拡げ試験は、１５０ｍｍ角の鋼板の中央部にクリ
アランス１０％にて１０ｍｍ（ｄｏ）の穴を打抜いた
後、その穴部について、球頭のポンチにて押し上げる方
法で行い、穴周辺に亀裂が発生した時点での穴径（ｄ）
を測定して、次式で定義される穴拡げ率（λ）を求め
た。 λ＝（ｄ−ｄｏ）／ｄｏ×１００ 表２に示すとおり、本発明例１〜３は引張強さ４９０Ｎ
／ｍｍ２ 以上の強度を有し、かつ比較例に比べて、ラ
ンクフォード値、孔拡げ率が向上して加工性が優れてお
り、鋼板表面のスケール疵も軽微で表面性状が優れてい
ることがわかる。また、本発明例４は、Ｃｕを添加した
本発明例１〜３に比べスケール疵の程度は大きいがラン
クフォード値、孔拡げ率が向上して加工性が優れている
ことがわかる。比較例５はＳ添加量が本発明範囲より多
く、Ｃａ添加による介在物制御を行っていないためラン
クフォード値や穴拡げ率が低く、スケール疵の程度も大
きくなっていた。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【表２】
【００２０】表３には表１に示した材料の曲げと突き曲
げ試験にて加工性の評価を行った結果である。比較例５
は密着あるいは０．５ｔＲ，１．０ｔＲ曲げのいずれの
試験でも割れが発生しているに対し、 Ｃａ，Ｃａ／Ｓ
を規制して鋼板中の介在物の形態制御した本発明例１〜
４は、いずれの曲げ試験条件においても割れが発生して
おらず加工性に優れていることがわかる。
げ試験にて加工性の評価を行った結果である。比較例５
は密着あるいは０．５ｔＲ，１．０ｔＲ曲げのいずれの
試験でも割れが発生しているに対し、 Ｃａ，Ｃａ／Ｓ
を規制して鋼板中の介在物の形態制御した本発明例１〜
４は、いずれの曲げ試験条件においても割れが発生して
おらず加工性に優れていることがわかる。
【００２１】
【表３】
【００２２】
【発明の効果】本発明では、Ｃａ，Ｃａ／Ｓを規制して
鋼板中の介在物の形態制御し、熱間圧延条件の制御によ
り板厚中央部に縞状（バンド）組織のないフェライトと
パーライトの均質な混合組織を得てプレス成形性や靱性
を得ることができる。また、鋼板の表面性状を向上させ
るためにＣｕとＮｉ添加量を規制して酸化スケール剥離
性を改善しているので製造過程で問題となるスケール疵
が防止できる。これまで熱延ままでは比較的軽度な成形
加工部品に限られていた構造用熱延鋼板のプレス成形加
工性を向上させた高強度で高靱性の材料が提供できるの
で、成形加工中に発生する割れやクラックに起因した生
産性の低下を改善できる。
鋼板中の介在物の形態制御し、熱間圧延条件の制御によ
り板厚中央部に縞状（バンド）組織のないフェライトと
パーライトの均質な混合組織を得てプレス成形性や靱性
を得ることができる。また、鋼板の表面性状を向上させ
るためにＣｕとＮｉ添加量を規制して酸化スケール剥離
性を改善しているので製造過程で問題となるスケール疵
が防止できる。これまで熱延ままでは比較的軽度な成形
加工部品に限られていた構造用熱延鋼板のプレス成形加
工性を向上させた高強度で高靱性の材料が提供できるの
で、成形加工中に発生する割れやクラックに起因した生
産性の低下を改善できる。
【図１】（Ｃａ／Ｓ）と硫化物系介在物量との関係を示
す図である。
す図である。
【図２】（Ｃａ／Ｓ）と衝撃異方性との関係を示す図で
ある。
ある。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．１０〜０．５０％、
Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：０．６０〜１．００％、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００６％以下Ｃｕ：０．
３０％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ｃｒ：０．９０〜
１．５０％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００３％以上、Ｃａ／
Ｓ：０．６０〜１．７０、残部が実質的にＦｅからな
り、金属組織がフェライトとパ−ライトの均質な混合組
織からなるプレス成形性と表面性状に優れた構造用熱延
鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．１０〜０．５０％、
Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：０．６０〜１．００％、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００６％以下Ｃｕ：０．
３０％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ｃｒ：０．９０〜
１．５０％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、酸可溶性Ａ
ｌ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００３％以上、Ｃａ／
Ｓ：０．６０〜１．７０、残部が実質的にＦｅからなる
鋼スラブを、１１５０〜１３００℃に加熱後、全圧下率
５０％以上、最終圧下率１０％以上の熱間圧延を施し、
仕上温度をＡｒ3 変態点〜Ａｒ3 ＋５０℃、巻取温度を
４００〜６００℃、熱延仕上げから巻取りまでの平均冷
却速度を３０〜６０℃／秒とするプレス成形性と表面性
状に優れた構造用熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07467797A JP3578435B2 (ja) | 1997-03-12 | 1997-03-12 | プレス成形性と表面性状に優れた構造用熱延鋼板およびその 製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07467797A JP3578435B2 (ja) | 1997-03-12 | 1997-03-12 | プレス成形性と表面性状に優れた構造用熱延鋼板およびその 製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10251794A true JPH10251794A (ja) | 1998-09-22 |
| JP3578435B2 JP3578435B2 (ja) | 2004-10-20 |
Family
ID=13554110
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07467797A Expired - Fee Related JP3578435B2 (ja) | 1997-03-12 | 1997-03-12 | プレス成形性と表面性状に優れた構造用熱延鋼板およびその 製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3578435B2 (ja) |
Cited By (10)
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| US11155902B2 (en) | 2006-09-27 | 2021-10-26 | Nucor Corporation | High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same |
-
1997
- 1997-03-12 JP JP07467797A patent/JP3578435B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JP2011202192A (ja) * | 2010-03-24 | 2011-10-13 | Nisshin Steel Co Ltd | 熱処理用鋼板及び鋼部材の製造方法 |
| JP2015193874A (ja) * | 2014-03-31 | 2015-11-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐摩耗性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3578435B2 (ja) | 2004-10-20 |
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