JP2002322541A - 材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 コイル内材質変動、特に幅方向の材質変動が
最小限であり、工業的に実用可能な材質均一性に優れた
高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加
工方法を提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ≦０．１％、Ｍｏ：０．０
５〜０．６％、Ｔｉ：０．０２〜０．１０％を含み、実
質的にフェライト組織に、原子比でＴｉ／Ｍｏ≧０．１
を満たす範囲でＴｉおよびＭｏを含む炭化物が分散析出
してなる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車等の輸送機
に使用される部材に適した、材質均一性に優れた高成形
性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、自動車を代表する輸送機分野にお
いて、燃費向上を目的に車体の軽量化が検討されてい
る。この車体軽量化の検討の一つとして、使用鋼板の高
強度化が推進されている。従来より、高強度鋼板とし
て、Ｃ，Ｍｎ，Ｓｉの固溶強化と、Ｔｉ，Ｎｂの析出強
化を複合した製造コストの低い鋼板が用いられてきた
が、Ｃを０．１２〜０．１５％含有するため、鋼中にセ
メンタイトが多く析出し延性が乏しく、自動車用部材の
ような難加工材ではプレス割れを起こしていた。

【０００３】このようなプレス割れを回避する高成形性
高張力熱延鋼板として、特開平６−１７２９２４号公報
にはＳｉで炭化物析出を抑制するとともに、Ｃｒ添加量
制限で低温変態相生成を抑制し、組織をベイナイティッ
クフェライト単相とし、さらにＮｉ，Ｍｏを固溶強化元
素として用いたＴｉ添加高伸びフランジ加工性高張力熱
延鋼板が開示されている。しかしながら、この技術の根
幹をなすラス間に炭化物析出をともなわないラス状組織
であるベイニティックフェライト組織では、Ｔｉ添加量
を炭窒化物形成限界以下に制限していることから、Ｔｉ
と結合しないＣをベイニティックフェライト中に過飽和
に固溶させなければならない。このため、炭化物析出駆
動力が高い状態であることから添加成分の微妙な増減や
熱延条件に対して炭化物析出の感受性が著しく強く、通
常起こりうる幅方向の温度変動に対しても炭化物が容易
に析出するようになり、幅方向で部分的に加工性が急激
に劣化するのが現状である。

【０００４】また、特開平７−１１３８２号公報には、
Ｃと結合するＴｉ，Ｎｂ量をＣに対して原子比で０．５
以上添加し、固溶Ｔｉ，Ｎｂで熱間圧延後のフェライト
核生成を抑制することで組織をアシキュラーフェライト
とし、さらにＣｒ，Ｍｏの固溶強化で強度を調整した高
伸びフランジ性熱延鋼板が開示されている。しかしなが
ら、この技術におけるアシキュラーフェライト組織の熱
延鋼板は８４３ＭＰａの強度で伸びが１５％であり、伸
びが高いことが要求される張り出し成形に対しては延性
が未だ十分ではなく、このような特性の熱延鋼板に対し
実際に張り出し成形を行うと割れが生じてしまう。さら
に、ただ単に極低炭素鋼にＴｉ、Ｎｂを添加し、固溶Ｔ
ｉ、Ｎｂ量を十分確保してもアシキュラーフェライト組
織は得られないように、Ｔｉ、Ｎｂによる組織のアシキ
ュラー化効果は極めて小さく、この技術では多少の製造
条件の変動でアシキュラーフェライトが得られなくなっ
てしまう。

【０００５】一方で、高加工性と高強度化をＴｉ，Ｎ
ｂ，Ｖ，Ｍｏの微細化効果で実現する方法が特開平１１
−１５２５４４号公報に開示されている。しかし、この
技術では粒径を２μｍ以下にすることから、伸びの劣化
は避けられずやはり張り出し成形で割れが生じてしま
う。また、粒径があまりにも微細なため、粒成長性が極
めて大きく、通常起こりうる幅方向の熱延条件の変動で
２μｍを超える粒が部分的に生じて混粒組織となり、加
工性が急激に劣化するのが現状である。

【０００６】さらに、特開平６−２００３５１号公報に
は、ポリゴナルフェライトに対するパーライトや低温変
態相の面積比が１５％以下でポリゴナルフェライト中に
ＴｉＣが分散した組織を有し、かつ、Ｍｏの固溶強化で
強度調整を行った伸びフランジ性が優れた高強度熱延鋼
板が開示されている。しかしながら、この鋼板では、Ｔ
ｉＣの析出温度が狭範囲なため、幅方向センターでは加
工性が良好でも、エッジでは規定の強度を下回り、延性
が著しく劣化するのが現状である。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】このように従来技術で
は、加工性に優れた高張力熱延鋼板が提案されているも
のの、コイル内の引張特性の変動が大きかったり、通常
起こりうる製造条件の変動で加工性が劣化してしまう
等、工業生産に適さないのは明らかである。

【０００８】本発明はかかる事情に鑑みてなされたもの
であって、コイル内材質変動、特に幅方向の材質変動が
最小限であり、工業的に実用可能な材質均一性に優れた
高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加
工方法を提供することを目的とする。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、従来技術
では解決されない熱延ランナウトテーブルからコイラに
かけてのセンターとエッジの冷却履歴の違いによる幅方
向の材質変化や圧延速度の変化で生じるランナウトテー
ブル上のストリップの冷却速度変化などが原因となるコ
イル内の長手方向の材質変動を小さくするために鋭意研
究を重ねた結果、上記従来技術に示すラス状組織でもベ
イニティックフェライトでも２μｍ以下の微細粒でもな
く、図１の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真で示すフェ
ライト単相組織をある範囲のＴｉ／Ｍｏ原子比をもつ微
細析出物で強化した鋼により材質変動が低減されること
を見出した。また、このような組織とすることにより、
従来不可欠であったＳｉの添加を極力低減することが可
能となり、表面性状を悪化させるＳｉに起因する赤スケ
ールの生成も抑制することができることも見出した。

【００１０】なお、本発明では図１に示す組織をフェラ
イトと呼称し、以下の説明におけるフェライトも図１に
示す組織を指すものとする。

【００１１】本発明はこのような知見に基づいてなされ
たものであって、以下の（１）〜（７）を提供する。

【００１２】（１）重量％で、Ｃ≦０．１％、Ｍｏ：
０．０５〜０．６％、Ｔｉ：０．０２〜０．１０％を含
み、実質的にフェライト組織に、原子比でＴｉ／Ｍｏ≧
０．１を満たす範囲でＴｉおよびＭｏを含む炭化物が分
散析出してなることを特徴とする材質均一性に優れた高
成形性高張力熱延鋼板。

【００１３】（２）重量％で、Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦
０．５％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．
００５％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｃｒ：
０．０４〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔ
ｉ：０．０２〜０．１０％、Ｎｂ≦０．０８％を含み、
残部が実質的にＦｅからなり、実質的にフェライト組織
に、原子比でＴｉ／Ｍｏ≧０．１を満たす範囲でＴｉお
よびＭｏを含む炭化物が分散析出してなることを特徴と
する材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。

【００１４】（３）上記（２）において、Ｓｉ＋Ｍｏ≦
０．５％を満たすことを特徴とする材質均一性に優れた
高成形性高張力熱延鋼板。

【００１５】（４）上記（１）〜（３）のいずれかにお
いて、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏを以下の（１）式を満足するよう
に含有することを特徴とする請求項１から請求項３のい
ずれか１項に記載の材質均一性に優れた高成形性高張力
熱延鋼板。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５ …（ １） ただし、上記（１）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏは各成分の重
量％を表す。

【００１６】（５）上記（１）〜（４）のいずれかにお
いて、表面に溶融亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴
とする材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。

【００１７】（６）上記（１）〜（４）のいずれかの成
分組成を有する鋼をオーステナイト単相域の温度に加熱
後、熱間圧延を行うにあたり、８８０℃以上で仕上圧延
を完了し、５５０〜７００℃で巻取ることを特徴とする
材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板の製造方
法。

【００１８】（７）上記（１）から（５）のいずれかの
鋼板からなる部材を準備する第１の工程と、前記部材に
プレス成形を施して所望の形状のプレス成形品に加工す
る第２の工程とを有する高成形性高張力熱延鋼板の加工
方法。

【００１９】（８）上記（７）において、プレス成形品
は、自動車用部品、特に自動車用足廻り部材である高成
形性高張力熱延鋼板の加工方法。

【００２０】（９）上記（１）から（５）のいずれかに
記載の鋼板により製造された自動車用部品。

【００２１】このような構成の本発明によれば、（１）
図１のようなフェライト組織が形成され、セメンタイト
等の製造熱履歴で形態が変化する粗大Ｆｅ炭化物の析出
がないかもしくは最小限に抑制されること、および
（２）Ｍｏの作用によりランナウトテーブル上のγ→α
変態が遅延され、広い温度域で安定的に析出するＴｉ、
Ｍｏを含む微細炭化物が巻取り時に進行するフェライト
変態とともに析出するようになることにより、ランナウ
トテーブル上の温度変化やコイル内変動が生じても組織
変動が抑えられ、材質均一性に優れた鋼板が得られる。
また、実質的にフェライト組織にＴｉとＭｏとを含む微
細な炭化物が分散析出するため、高成形性でかつ高強度
が実現される。

【００２２】さらに、本発明においては従来技術では所
望の特性を得るために一定量以上必要であったＳｉを極
力低減することが可能となり、表面性状を劣化させるＳ
ｉに起因する赤スケールの生成を抑制することができ
る。

【００２３】

【発明の実施の形態】以下、本発明について具体的に説
明する。本発明に係る熱延鋼板は、重量％で、Ｃ≦０．
１％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％、Ｔｉ：０．０２〜
０．１０％を含み、実質的にフェライト組織に、原子比
でＴｉ／Ｍｏ≧０．１を満たす範囲でＴｉおよびＭｏを
含む炭化物が分散析出してなるものである。

【００２４】マトリックスを実質的にフェライト組織と
したのは、複合組織では２種以上の組織形成を制御しな
ければならず、材質均一性を実現するのが困難であるの
に対し、フェライト単相では複数の組織を同時に制御す
る困難性を解消することができるからである。たとえ
ば、Ｆｅ炭化物はストリップやコイルの熱履歴により形
態が変化し、これが多量に含まれていると材質変動の原
因となる。

【００２５】本発明では実質的にフェライト組織になっ
ていればよいのであって、完全に１００％フェライトに
なっている必要はなく、具体的には断面組織観察などに
よる体積％で９５％以上がフェライトとなっていればよ
い。好ましくは９８％以上である。また、微細析出物以
外の粗大なＦｅ炭化物は体積％で１％未満であれば本発
明の効果を損なうことがない。

【００２６】巻取り時にフェライト変態させるには、通
常ランナウト冷却時に起こるγ→α変態を巻取りまで遅
延させる必要がある。そこで、本発明ではＭｏを添加
し、フェライト変態を遅延させる。Ｍｏは同時にパーラ
イト変態も遅延させ、したがって粗大なＦｅ炭化物の析
出を抑制することができる。

【００２７】マトリックスが実質的にフェライトからな
る本発明の熱延鋼板では、微細析出物により強度を担保
する。一般にＭｏはＭｏ_２Ｃ炭化物を形成し、析出強化
に寄与するが、Ｍｏ_２Ｃの析出速度は遅いため、Ｍｏ単
独では５５０ＭＰａ以上の高強度が実現しにくいうえ
に、巻取り後のコイル冷却時に析出するため、冷却速度
の速いコイル外周部と中央部とでは強度が変化してしま
う。そこで、巻取り前後までＭｏ炭化物の析出を促進す
るため、Ｔｉを添加するとともに、微細炭化物中に含ま
れるＴｉとＭｏとの比、Ｔｉ／Ｍｏを適切な範囲とする
ことにより、析出物の析出速度を適切な値に制御する。
これにより析出物の析出速度を制御することができる理
由は必ずしも明確ではないが、析出速度の速いＴｉ炭化
物がＭｏを巻き込んで析出するためと思われる。微細炭
化物中のＴｉ／Ｍｏの値が０．１未満では、拡散の遅い
Ｍｏの含有率が高く、微細炭化物析出速度が遅くなり、
材質変動を有効に低減することができない。したがっ
て、Ｔｉ／Ｍｏの値を０．１以上とした。

【００２８】次に、上記組成について説明する。 Ｃ≦０．１％ ＣはＴｉとＭｏを含む炭化物として固定され、鋼の強度
を担うのに必要不可欠な元素である。しかし、含有量が
０．１％を超えると粗大なＦｅ炭化物の生成や、島状マ
ルテンサイトの生成により延性が劣化する。そのため、
Ｃ量の上限を０．１％とした。Ｆｅ炭化物の生成量を低
減する観点からは０．０６％以下が望ましい。一方、５
４０ＭＰａ以上の強度を維持するためには０．０２％以
上含有させることが望ましい。

【００２９】Ｍｏ：０．０５〜０．６％ Ｍｏは、上述したように、ランナウトテーブル上でのフ
ェライト変態を抑制し、組織形成に対するランナウトテ
ーブル上の熱履歴の影響を低減し、同時にパーライト変
態も遅延させ、粗大なＦｅ炭化物の析出を抑制する。ま
た、Ｔｉとともに微細な炭化物を形成し、鋼の高強度化
に寄与する。一方では後述するように、Ｓｉと合わさり
表面性状に影響を与える。Ｍｏが０．０５％未満では、
冷却中の粗大なＦｅ炭化物の析出を抑制することができ
ず、また０．６％を超えるとベイナイト変態点やマルテ
ンサイト変態点が上昇し、マトリックスがフェライトか
ら低温変態相に変化してしまう。したがって、Ｍｏ含有
量を０．０５〜０．６％とした。望ましくは０．５％以
下である。

【００３０】Ｔｉ：０．０２〜０．１０％ ＴｉはＭｏの炭化物形成を促進し、Ｍｏとともに微細炭
化物を形成して鋼の強度を担う。しかし、０．０２％未
満では微細析出物量が少なくなり、高強度を実現するこ
とができなくなり、一方、０．１０％を超えると変態点
の著しい上昇を招くとともに、結晶粒微細化により粗大
なＦｅ炭化物の析出を促進してしまう。したがって、Ｔ
ｉ含有量を０．０２〜０．１０％とした。

【００３１】本発明では上記組成および組織を満たして
いれば所望の効果を奏することができるが、より好まし
い成分組成は、重量％で、Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦０．
５％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００
５％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｃｒ：０．
０４〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：
０．０２〜０．１０％、Ｎｂ≦０．０８％を含み、残部
が実質的にＦｅからなるものである。また、Ｓｉ＋Ｍｏ
≦０．５％を満たすことがより好ましい。以下に上記
Ｃ、Ｍｏ、Ｔｉ以外の成分について説明する。

【００３２】Ｓｉ≦０．５％、Ｓｉ＋Ｍｏ≦０．５％ Ｓｉは固溶強化元素としてよく用いられてきた。しかし
ながら、Ｓｉは赤スケールを生成し、表面性状を劣化さ
せてしまう。したがって、Ｓｉ量は０．５％以下が好ま
しい。また、本発明で添加されるＭｏによりスケール地
鉄界面にＭｏが濃化し、赤スケール部の鋼板表面の凹凸
が助長されるため、０．２％以下がより好ましい。

【００３３】このようなＳｉ量およびＭｏ量と赤スケー
ルによる表面状態への影響との関係を実験結果に基づい
て説明する。重量％でＣ≒０．０５％、Ｐ≒０．０１
％、Ｓ≒０．００２％、Ａｌ≒０．０４％、Ｎ≒０．０
０３％を含み、Ｓｉ：０．０５〜０．６５％、Ｍｏ：
０．０５〜０．６５％まで変化させた鋼を溶製し、熱間
圧延を行った。仕上温度は８９０℃、巻取温度は６００
℃とした。酸洗後の表面性状を目視で評価した結果を図
２に示す。表面に赤スケールに起因する圧延方向にのび
た模様が認められないものを◎、若干認められるが実用
上問題ないものを○、模様が著しく実用上問題となる場
合を×とした。Ｓｉが０．５％以下、Ｍｏが０．７％以
下およびＳｉ＋Ｍｏ≦０．７の領域で実用上問題がな
く、さらにＳｉ＋Ｍｏが０．５％以下のとき良好な表面
性状であることが分かる。また、Ｓｉ量が０．２％以下
であれば、Ｍｏ量が上限の０．５％以下のときに実用上
問題ないことがわかる。以上より、表面性状を良好にす
る観点から、Ｓｉ量が０．２％以下が好ましく、また、
Ｍｏ量との関係においてＳｉ＋Ｍｏ≦０．５とすること
が特に好ましい。

【００３４】Ｍｎ：１〜２％ Ｍｎは固溶強化元素として使用される。しかし、１％未
満では延性の劣化と材質変動をもたらすパーライトの生
成を抑制できず、また、５４０ＭＰａ以上の強度が得難
くなる。一方、２％を超えると硬質低延性の低温変態相
が生成する。したがって、Ｍｎ量は１〜２％が好まし
い。

【００３５】Ｐ≦０．０６％ Ｐは固溶強化元素であるが、０．０６％を超えて添加さ
れると粒界への著しい偏析を招き延性が劣化するので、
０．０６％以下が好ましい。

【００３６】Ｓ≦０．００５％ ＳはＭｎＳ、ＴｉＳとして固定される。このためＳは材
質特性に有効に作用するＭｎ、Ｔｉ量を低減させ、また
延性も低下させることから、０．００５％以下が好まし
い。

【００３７】Ａｌ≦０．１％ 鋼中Ａｌは脱酸剤として使用される。しかし、その含有
量が０．１％を超えると鋼の延性低下を招くことから、
０．１％以下が好ましい。

【００３８】Ｎ≦０．００６％ Ｎは鋼中の不純物である。その含有量が０．００６％を
超えると延性を低下させる粗大な窒化物形成の原因とな
ることから、０．００６％以下が好ましい。

【００３９】Ｃｒ：０．０４〜０．５％ ＣｒはＭｏとともに添加されるとフェライト変態抑制効
果が顕著となる。圧延後フェライト変態がランナウトテ
ーブル上で著しく進行した場合、ストリップの幅方向の
温度変動がそのままフェライト変態タイミング（ランナ
ウトテーブル上の位置）のずれを招き、変態後のフェラ
イト組織に影響を与える。すなわち、幅方向の中央部と
端部とでは異なる熱履歴をたどるため組織が変動してし
まう。ＣｒはＭｏとともに添加されると、仕上圧延直後
の高温域において幅方向中央部のフェライト変態を遅延
させて、組織の均一化を促進させる働きがある。しかし
ながら、Ｃｒ量が０．０４％未満ではこのような効果を
十分に発揮することができず、一方、０．５％を超えて
過剰に添加するとＭｎと同様に低延性の低温変態相が生
成してしまう。したがって、Ｃｒ含有量は０．０４〜
０．５％が好ましい。

【００４０】Ｎｂ≦０．０８％ Ｎｂは鋼を適度に微細化し、結晶粒形状を整粒化する目
的で添加する。しかし、０．０８％を超えると結晶粒の
極度の微細化をもたらし、均一伸びが低下する傾向があ
ることから０．０８％以下が好ましい。

【００４１】０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）
＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５ 鋼中のＣと（Ｔｉ＋Ｍｏ）との原子数比が０．５〜１．
５となるように、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏの含有量を制御する
と、ＴｉとＭｏとを含む炭化物が微細に析出しやすくな
る。その結果、高成形性でかつ高強度の実現が容易とな
り、材質均一性も向上する。したがって、（Ｃ／１２）
／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝の値が以下の
（１）式を満たすことが望ましい。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５ …（ １） ただし、上記（１）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏは各成分の重
量％を表す。上記（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋
（Ｍｏ／９６）｝の値は、０．８〜１．３を満たすこと
がより望ましい。

【００４２】なお、本発明の効果が維持される範囲で上
記以外の元素を微量に添加してもよく、また他の不可避
的な不純物元素が含有されていてもよい。

【００４３】次に、以上のような本発明の熱延鋼板の好
ましい製造条件について述べる。ここでは、上記成分組
成を有する鋼をオーステナイト単相域の温度に加熱後、
熱間圧延するにあたり、８８０℃以上で仕上圧延を完了
し、５５０〜７００℃で巻取る。

【００４４】仕上圧延温度：８８０℃以上 仕上圧延温度は材質均一化のために重要である。８８０
℃未満では幅方向の温度変化で加工γの再結晶率が変化
してしまい、変態組織に変動が認められるようになるこ
とから、仕上圧延温度を８８０℃以上とした。

【００４５】巻取り温度：５５０〜７００℃ 本発明鋼ではＴｉとＭｏを含む炭化物の析出で粒界セメ
ンタイトの析出を抑制することから、巻取り温度をＴｉ
とＭｏを含む炭化物の析出しやすい５５０〜７００℃と
した。さらに望ましくは６００〜６６０℃である。ま
た、本発明鋼では、Ｍｏによりフェライト変態が適度に
抑制されているため、コイル内の巻取温度変動によらず
フェライト変態が鋼板の幅方向で同時に起こり、巻取り
時のフェライト変態直後にＴｉとＭｏを含む炭化物が析
出する。このため、強度、延性ともに安定する。

【００４６】本発明の高張力熱延鋼板には、表面に溶融
亜鉛系めっき皮膜を形成し、溶融亜鉛系めっき鋼板とし
たものも含む。本発明の高張力熱延鋼板は良好な加工性
を有することから、溶融亜鉛系めっき皮膜を形成しても
良好な加工性を維持することができる。ここで、溶融亜
鉛系めっきとは、亜鉛および亜鉛を主体とした溶融めっ
きであり、亜鉛の他にＡｌ、Ｃｒ等の合金元素を含んだ
ものを含む。このような溶融亜鉛系めっきを施した本発
明の高張力熱延鋼板は、めっきままでもめっき後合金化
処理を行ってもかまわない。めっき前焼鈍温度について
は、４５０℃未満ではめっきがつかず、７５０℃超えで
は強度低下が生じやすい。そのため、焼鈍温度は４５０
℃以上、７５０℃以下が好ましい。

【００４７】なお、本発明の熱延鋼板は、黒皮ままでも
酸洗材でもその特性に差違はない。調質圧延についても
通常行われているものであれば特に規定はない。また、
上記溶融亜鉛めっきは酸洗後でも黒皮ままでも問題はな
い。亜鉛めっきについては電気めっきも可能である。化
成処理についても特に問題はない。鋳造後直ちにもしく
は補熱を目的とした加熱を施した後にそのまま熱間圧延
を行う直送圧延を行っても本発明の効果に影響はない。
さらに、粗圧延後に仕上圧延前で、圧延材を加熱して
も、粗圧延後、圧延材を接合して行う連続圧延を行って
も、さらには圧延材の加熱と連続圧延を同時に行っても
本発明の効果は損なわれない。

【００４８】本発明の熱延鋼板は、表面性状と延性に優
れ、コイル内材質変動も少ないのでこれをプレス成形し
た場合、その特質が活かされ、自動車用部材、特にサス
ペンションアーム等の足廻り部材のようなプレス時の断
面形状が複雑な部材を良好な品質で製造することがで
き、特に、プレス成形品の軽量化に資することができ
る。以下に具体的に、本発明に係る熱延鋼板の加工方
法、換言すればプレス成形品の製造方法について説明す
る。

【００４９】図４は、本発明に係る熱延鋼板の加工方法
の作業フローの一例を示すフローチャートである。この
作業フローは、通常、本発明に係る鋼板を製造すること
またはその製造された鋼板を例えばコイルにして目的場
所に搬送することを前工程としており、まず、本発明に
係る熱延鋼板を準備することから始まる（Ｓ０、Ｓ
１）。この鋼板に対してプレス加工を施す前に、鋼板に
対して前処理的な加工を施すこともあれば（Ｓ２）、裁
断機により所定の寸法や形状に加工することもある（Ｓ
３）。前者のＳ２の工程では、例えば鋼板の幅方向の所
定箇所に切り込みや穿孔を行い、引き続くプレス加工を
終えた段階またはそのプレス加工の過程で、所定の寸法
および形状のプレス成形品または被プレス加工部材とし
て切り離すことができるようにしておく。後者のＳ３の
工程では、最終的なプレス成形品の寸法、形状等を予め
考慮して、所定の寸法および形状の鋼板部材に加工（し
たがって裁断）するようにしておく。その後、Ｓ２およ
びＳ３の工程を経由した部材には、プレス加工が施さ
れ、最終的に目的とする寸法・形状の所望のプレス成形
品が製造される（Ｓ４）。このプレス加工は、通常は多
段階で行われ、３段階以上７段階以下であることが多
い。

【００５０】Ｓ４の工程は、Ｓ２およびＳ３の工程を経
由した部材に対してさらに所定の寸法や形状に裁断する
工程を含む場合もある。この場合の「裁断」という作業
は、例えば、少なくともプレス加工の過程で、Ｓ２およ
びＳ３の工程を経由した部材の端部のような最終的なプ
レス成形品には不要部分を切り離す作業であっても構わ
ないし、また、Ｓ２の工程で設けられた鋼板の幅方向の
切り込みや穿孔に沿って被プレス加工部材を切り離す作
業であっても構わない。

【００５１】なお、図４中、Ｎ１ないしＮ３は、鋼板、
部材、プレス成形品を、機械的にあるいは作業員による
搬送作業である場合がある。

【００５２】こうして製造されるプレス成形品は、必要
に応じて次工程に送られる。次工程としては、例えば、
プレス成形品にさらに機械加工を施し、寸法や形状を調
整する工程、プレス成形品を所定場所に搬送し、格納す
る工程、プレス成形品に表面処理を施す工程、プレス成
形品を用いて自動車のような目的物を組み立てる組立工
程がある。

【００５３】図５は、図４に示した作業を実際に行う装
置と鋼板、部材、プレス成形品の流れとの関係を示すブ
ロック図である。この図においては、本発明に係る熱延
鋼板はコイル状で準備されており、プレス加工機により
プレス成形品が製造される。プレス加工機は多段プレス
を行う機種のものであるが、本件発明はこれに限定され
ない。

【００５４】プレス加工機の前段に、裁断機その他の前
処理機械を設置する場合（図５の（ａ））もあれば、設
置しない場合（図５の（ｂ））もある。裁断機が設置さ
れる場合には、コイルから供給される長尺の本発明に係
る鋼板から、必要な寸法又は形状の部材を裁断し、この
部材がプレス加工機においてプレス加工され、所定のプ
レス成形品となる。鋼板の幅方向に切り欠きや穿孔を施
す前処理機械が設置される場合には、プレス加工機にお
いてその切り欠きや穿孔に沿って裁断が行われても構わ
ない。前処理機械を設置しない場合には、プレス加工機
において鋼板がプレス加工される過程で、裁断が行わ
れ、最終的に所定の寸法、形状を有するプレス成形品が
製造される。なお、図５における「裁断」の意味は、図
４における裁断と同じである。

【００５５】こうして製造されるプレス成形品は、その
原材料として表面性状と延性に優れ、コイル内材質変動
も少ない本発明に係る鋼板を使用しているので、良好で
均一な品質を有するに至り、かかるプレス成型品の製造
歩留も高い。このような特長は、プレス成形品が自動車
用部材、特にサスペンションアーム等の足廻り部材であ
る場合に特に有用である。

【００５６】

【実施例】［実施例１］表１に示す化学成分を有する鋼
を溶製し、加熱温度１２５０℃、仕上圧延温度約８９０
℃、巻取温度約６５０℃で熱間圧延を行い、板厚約３．
２ｍｍの鋼板を作製した。得られた鋼板の長手方向中央
部よりＪＩＳ５号試験片を採取し、幅方向中央部と端部
から６５ｍｍの位置の引張特性およびその変化を調査し
た。引張特性として幅方向中央部の引張強度（ＴＳ）お
よび伸び（Ｅｌ）を求め、引張特性の変化については、
幅方向中央部と端部の材質差の絶対値で評価した。ま
た、表面性状については、長手方向に延びた赤スケール
起因の模様がほとんど認められないものを◎、多少認め
られるが実用上問題ないものを○、模様が著しく発生し
たものを×とし、目視判定した。さらに、鋼板から作製
した薄膜を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって析出物
を観察するとともに析出物中のＴｉ、Ｍｏの組成をＴＥ
Ｍに装備されたエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤ
Ｘ）による分析から把握し、析出物のＴｉ／Ｍｏ（原子
比）の値を求めた。これらの結果を表１に示す。表１
中、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５は主にＭｏ量を変化させたも
の、Ｎｏ．６〜Ｎｏ．１０は主にＭｏ、Ｃｒ量を変化さ
せたもの、Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１５はＴｉ量を変化させ
たもの、Ｎｏ．１６〜Ｎｏ．２０は主にＭｏ量を変化さ
せたものである。また、表１のＡ値は、上記（１）式の
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝の
値を示す。

【００５７】Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５の中では、本発明例の
Ｎｏ．２〜Ｎｏ．４では良好な材質安定性および表面性
状を得ることができた。また、Ｓｉ＋Ｍｏが０．５以下
である本発明例のＮｏ．２およびＮｏ．３で極めて良好
な表面性状を得ることができた。なお、図３に、Ｎｏ．
３の鋼板の透過型電子顕微鏡写真を示す。この写真か
ら、微細なＴｉおよびＭｏを含む炭化物がフェライト単
相組織中に均一に分散していることがわかる。これに対
して、Ｍｏが無添加の比較例のＮｏ．１は組成がフェラ
イト＋パーライトであり、材質差がΔＴＳで３０ＭＰａ
以上、ΔＥｌで２％以上と大きく、材質変動が抑えられ
ていない。また、Ｍｏ添加量が多く、Ｔｉ／Ｍｏが０．
１未満の比較例のＮｏ．５では材質変動は小さいが延性
低下が大きい。

【００５８】Ｎｏ．６〜Ｎｏ．１０の中では、本発明例
のＮｏ．７〜Ｎｏ．９では良好な材質安定性および極め
て良好な表面性状を得ることができた。これに対して、
Ｍｏが無添加の比較例のＮｏ．６では組成がフェライト
＋パーライトであり、材質差がΔＴＳで３０ＭＰａ以
上、ΔＥｌで２％以上と材質変動が大きいことがわか
る。Ｃｒ添加量が多い比較例のＮｏ．１０では低温変態
相の生成が抑制できなかったため、延性の低下が著し
い。なお、これらは全てＳｉ＋Ｍｏが０．５％以下であ
ることから表面性状が極めて良好であった。

【００５９】Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１５については、Ｔｉ
量の増大とともに析出強化により強度が上昇しており、
本発明例のＮｏ．１２〜Ｎｏ．１４では良好な材質安定
性および表面性状を得ることができた。これに対して、
Ｔｉが無添加の比較例のＮｏ．１１ではパーライトおよ
び粒界のセメンタイトが析出し、低強度であるにも関わ
らず延性がＮｏ．１２と同程度であり、延性の低下が認
められ、かつ、材質変動も大きかった。Ｔｉ量が多い比
較例のＮｏ．１５では部分的に結晶粒が微細化し組織が
混粒であることから材質変動が大きい。

【００６０】Ｎｏ．１６〜Ｎｏ．２０については、本発
明例のＮｏ．１７〜Ｎｏ．１９では良好な材質安定性お
よび表面性状を得ることができた。特にＳｉ＋Ｍｏが
０．５％以下であるＮｏ．１７では表面性状が極めて良
好であった。これに対して、Ｍｏ添加されていない比較
例のＮｏ．１６では材質変動が大きく、Ｍｏ添加量が多
い比較例のＮｏ．２０では延性が低下していた。

【００６１】

【表１】

【００６２】［実施例２］表２に示す成分の鋼を溶製
し、表２に示す条件で熱間圧延を行った。板厚は３．６
ｍｍとした。得られた熱延板を酸洗し、長手方向中央部
よりＪＩＳ５号試験片を採取し、幅方向中央部と端部の
引張特性の変化を調査した。幅方向中央部と端部の引張
特性の差の絶対値を引張特性とともに表２に示す。ま
た、実施例１と同様にして把握した析出物のＴｉ／Ｍｏ
（原子比）の値も表２に併記する。

【００６３】表２に示すように、Ｎｏ．２１〜Ｎｏ．２
５は仕上温度を変化させた例であるが、仕上温度が８８
０℃以上で材質安定性が極めて良好になることが確認さ
れる。Ｎｏ．２６〜Ｎｏ．３０は巻取温度を変化させた
例であり、その中で巻取温度が５５０℃〜７００℃の間
にあるＮｏ．２７〜Ｎｏ．２９は極めて良好な材質安定
性を示し、伸びも大きかった。これに対して、巻き取り
温度が５５０〜７００℃から外れるＮｏ．２６，３０
は、Ｎｏ．２７〜Ｎｏ．２９より材質安定性が劣ってい
た。Ｎｏ．３１〜Ｎｏ．３５は仕上温度と巻取温度とを
変化させたものであるが、仕上温度が８８０℃以上、か
つ、巻取温度が５５０℃〜７００℃であるＮｏ．３２〜
３４で極めて良好な材質均一性を示していた。

【００６４】なお、Ｎｏ．３６〜３８は、析出物のＴｉ
／Ｍｏの値が０．１未満であり、その中でＮｏ．３６，
３７では仕上温度が８８０℃以上かつ巻取温度が５５０
℃〜７００℃であるにもかかわらず材質安定性に劣って
いた。また、Ｎｏ．３８は巻取温度も５００℃と低く、
組織がベイナイトとなり、材質安定性、特に強度の安定
性に劣っていた。

【００６５】

【表２】

【００６６】［実施例３］表３に示す鋼を仕上げ温度９
００℃、巻取温度６５０℃で熱間圧延を行い、板厚約
３．２ｍｍの鋼板を作製した。得られた鋼板を酸洗後、
合金化溶融亜鉛めっきした。得られた鋼板から作製した
薄膜について透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって析出
物を観察するとともに析出物中のＴｉ、Ｍｏの組成をＴ
ＥＭに装備されたエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤ
Ｘ）による分析から把握し、析出物のＴｉ／Ｍｏ（原子
比）の値を求めた。また、マトリックスの組織観察を行
った。さらに、得られた鋼板の長手方向中央部よりＪＩ
Ｓ５号試験片を採取し、幅方向中央部と端部から６５ｍ
ｍの位置の引張特性およびその変化を調査した。引張特
性として幅方向中央部の引張強度（ＴＳ）および伸び
（Ｅｌ）を求め、引張特性の変化については、幅方向中
央部と端部の材質差の絶対値で評価した。これらの結果
を表３に示す。

【００６７】表３に示すように、鋼組成および組織が本
発明例であるＮｏ．３９は、溶融亜鉛系めっきを行って
も加工性は良好であり、幅方向の材質変動も小さいこと
が確認された。これに対し、比較例のＮｏ．４０は加工
性が低く、幅方向の材質変動が大きかった。

【００６８】

【表３】

【００６９】

【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
鋼の成分組成を適切に制御し、実質的にフェライト組織
に特定組成のＴｉおよびＭｏを含む炭化物を分散析出し
た構成としたので、セメンタイト等の製造熱履歴で形態
が変化する粗大Ｆｅ炭化物の析出を最小限に抑えること
ができ、またＭｏの作用によりランナウトテーブル上の
γ→α変態が遅延され、広い温度域で安定的に析出する
Ｔｉ、Ｍｏを含む微細炭化物が巻取り時に進行するフェ
ライト変態とともに析出するようになるので、ランナウ
トテーブル上の温度変化やコイル内変動が生じても組織
変動が抑えられ、材質均一性に優れた熱延鋼板を得るこ
とができる。また、実質的にフェライト組織にＴｉとＭ
ｏとを含む微細な炭化物が分散析出するため、高成形性
でかつ高強度の熱延鋼板を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明に係る熱延鋼板の金属組織を示す走査型
電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真。

【図２】Ｓｉ量およびＭｏ量と、熱延鋼板の表面性状と
の関係を示すグラフ。

【図３】本発明に係る高張力熱延鋼板の金属組織を示す
透過型電子顕微鏡写真。

【図４】本発明に係る熱延鋼板の加工方法の作業フロー
の一例を示すフローチャート。

【図５】図４に示した作業を実際に行う装置と鋼板、部
材、プレス成形品の流れとの関係を示すブロック図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/14 Ｃ２２Ｃ 38/14 38/38 38/38 (72)発明者 山本 徹夫 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 前田 英司 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 中田 博士 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 冨田 邦和 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 斉藤 孝信 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 山下 敬士 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 益本 博司 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA04 EA05 EA11 EA15 EA17 EA18 EA19 EA23 EA25 EA27 EA31 EB02 EB05 EB08 FA02 FA03 FB00 FC04 FF01 FF02 GA05 HA04 JA06

Claims (9)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ≦０．１％、Ｍｏ：０．０
   ５〜０．６％、Ｔｉ：０．０２〜０．１０％を含み、実
   質的にフェライト組織に、原子比でＴｉ／Ｍｏ≧０．１
   を満たす範囲でＴｉおよびＭｏを含む炭化物が分散析出
   してなることを特徴とする材質均一性に優れた高成形性
   高張力熱延鋼板。
2. 【請求項２】 重量％で、Ｃ≦０．０６％、Ｓｉ≦０．
   ５％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．００
   ５％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｃｒ：０．
   ０４〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：
   ０．０２〜０．１０％、Ｎｂ≦０．０８％を含み、残部
   が実質的にＦｅからなり、実質的にフェライト組織に、
   原子比でＴｉ／Ｍｏ≧０．１を満たす範囲でＴｉおよび
   Ｍｏを含む炭化物が分散析出してなることを特徴とする
   材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。
3. 【請求項３】 Ｓｉ＋Ｍｏ≦０．５％を満たすことを特
   徴とする請求項２に記載の材質均一性に優れた高成形性
   高張力熱延鋼板。
4. 【請求項４】 Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏを以下の（１）式を満足
   するように含有することを特徴とする請求項１から請求
   項３のいずれか１項に記載の材質均一性に優れた高成形
   性高張力熱延鋼板。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５ …（ １） ただし、上記（１）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏは各成分の重
   量％を表す。
5. 【請求項５】 表面に溶融亜鉛系めっき皮膜を有するこ
   とを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか１項に
   記載の材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。
6. 【請求項６】 請求項１から請求項４のいずれかの成分
   組成を有する鋼をオーステナイト単相域の温度に加熱
   後、熱間圧延を行うにあたり、８８０℃以上で仕上圧延
   を完了し、５５０〜７００℃で巻取ることを特徴とする
   材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板の製造方
   法。
7. 【請求項７】 請求項１から請求項５のいずれかに記載
   の鋼板からなる部材を準備する第１の工程と、前記部材
   にプレス成形を施して所望の形状のプレス成形品に加工
   する第２の工程とを有する高成形性高張力熱延鋼板の加
   工方法。
8. 【請求項８】 前記プレス成形品は、自動車用部品であ
   る請求項７に記載の高成形性高張力熱延鋼板の加工方
   法。
9. 【請求項９】 請求項１から請求項５のいずれかに記載
   の鋼板により製造された自動車用部品。