JP2001247918A - 高強度薄鋼板の製造方法 - Google Patents
高強度薄鋼板の製造方法Info
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Abstract
う加工性、及び高い降伏強度による耐衝撃特性に優れた
鋼板の製造方法を提供することにある。 【解決手段】質量%で、C:0.05〜0.14%、S
i:0.5%以下、Mn:0.5〜2.5%、P:0.
05%以下、S:0.01%以下、O:0.005%以
下、Ca:0.0005%未満、更にTi,Nb,V,
Mo,Zr,Crの一種又は二種以上を合計で0.01
〜0.3%含有する鋼スラブを偏析低減処理を行なう連
続鋳造により製造し、その後直ちに、または再加熱後、
仕上圧延終了温度をAr3以上とする熱間圧延を行な
い、仕上圧延終了後、2秒以内に冷却速度100〜20
00℃/sの一次冷却を開始し、600〜750℃の温
度範囲まで冷却し、更に一次冷却後、冷却速度50℃/
s未満で二次冷却し、450〜650℃で巻取る。
Description
品、および産業機械に用いられる薄鋼板で、特に、プレ
ス加工における加工性(伸びフランジ性、破断伸び)及
び耐衝撃特性の両者に優れたものに関する。
製品、産業機械等に広く使用されている。これらの用途
では、プレス加工により成形された部材として用いられ
ることが多く、その形状に応じて様々な加工性が要求さ
れている。
ニーズが強く、高強度薄鋼板の使用比率が高くなる傾向
にあるが、ハイテン材は270MPa級の軟質材と比較
して加工性に劣るため、製品製造時の歩留まり(プレス
加工時の割れ)、品質のバラツキが問題となり、材質面
における基本特性である加工性の向上が必要とされてい
る。
以上のハイテン材においてはバーリング加工時の伸び−
フランジ性が高いことが熱延鋼板、冷延鋼板において要
求される。更に、近年、自動車用途においては重要な性
能の一つとして衝突安全性が要求され、耐衝撃特性に優
れていること(衝突安全性の評価項目の一つとして衝突
吸収エネルギーが高いこと)が要求されるようになって
きている。
技術として特許第2555436号が提案されている。
Ti系の析出強化鋼を用い、仕上圧延後の冷却速度を3
0〜150℃/s,巻取温度を250〜540℃とし、
フェライト+ベイナイト組織により、50〜60K級ハ
イテンの伸び−フランジ性を向上させる技術が開示され
ている。しかし、仕上圧延後の冷却速度30〜150℃
/sでは、伸び−フランジ性は抜本的に改善されたとは
言い難く、また、巻取り温度が低温のため、破断伸びが
低いという問題を有している。
50K鋼のフェライト+パーライト鋼を用いて、熱延仕
上げ後の冷却速度を10℃/s以上(実施例では,最大
95℃/s)とすることにより、熱延下地の溶融亜鉛め
っき鋼板の伸び−フランジ性を向上させることを提案し
ている。しかし、冷却速度は高々、95℃/sで、伸び
−フランジ性の本質的改善は図られていない。
イト+パーライト鋼を用いて、Caを0.0005〜
0.0050%添加し、熱間圧延をAr3+60〜95
0℃の高温で仕上た後、直ちに3秒以内で冷却速度50
℃/s以上、但し、好ましくは150℃/s以下で冷却
し、鋼の成分に応じて冷却を停止(410〜620℃)
した後、空冷を経て350〜500℃で巻取ることによ
り、50〜70K級ハイテンの伸び−フランジ性を向上
させることを提案している。しかし、Caを微量添加す
るため製鋼段階でRH脱ガス工程が必要で、製鋼コスト
が高くなり、本技術が特徴としている熱延仕上後の冷却
条件によっても伸び−フランジ性を飛躍的に向上させる
ことはできず、また、巻取り温度が低いため、破断伸び
も低い。
の先行技術によっても、伸び−フランジ性および、破断
伸びについて、十分な特性が得られているとは言い難
く、また、耐衝撃特性の向上については全く記載されて
いない。
で、自動車、産業機械等の需要家において、製品形状に
成形する際の不良が少なく、コイルからの製品採取を高
歩留まりで行うことが可能で、伸び−フランジ性、破断
伸びという加工性、及び耐衝撃特性に優れた引張り強さ
340MPa以上の薄鋼板の製造方法を提供することに
ある。
スラブを再加熱後、または直接熱間圧延して製造される
ハイテン材を対象に、伸び−フランジ性、破断伸び、及
び耐衝撃特性を向上させるべく、鋭意検討を行った。そ
の結果、伸び−フランジ性、破断伸びには板厚中央部な
どにおけるC,Mnなどが濃化したバンド組織の存在が
影響を与え、また、耐衝撃特性の向上には材料の降伏強
度を加工性が損なわれない範囲で高めることが有効であ
ることを見出した。
えてなされたもので、すなわち、本発明は 1. 下記の工程を備えたことを特徴とする質量%で、
C:0.05〜0.14%、Si:0.5%以下、M
n:0.5〜2.5%、P:0.05%以下、S:0.
01%以下、O:0.005%以下、Ca:0.000
5%未満を含有する高強度薄鋼板の製造方法。
りスラブを製造する工程。
る熱間圧延工程。
00〜2000℃/sの一次冷却を開始し、600〜7
50℃の温度範囲まで冷却する工程。
満で二次冷却し、450〜650℃で巻取る工程。
る質量%で、C:0.05〜0.14%、Si:0.5
%以下、Mn:0.5〜2.5%、P:0.05%以
下、S:0.01%以下、O:0.005%以下、C
a:0.0005%未満を含有する高強度薄鋼板の製造
方法。
りスラブを製造する工程。
る工程。
る熱間圧延工程。
00〜2000℃/sの一次冷却を開始し、600〜7
50℃の温度範囲まで冷却する工程。
満で二次冷却し、450〜650℃で巻取る工程。
たことを特徴とする1または2に記載の高強度薄鋼板の
製造方法。
V,Mo,Zr,Crの一種または二種以上を合計で
0.01〜0.3%添加する添加する1乃至3の何れか
に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
め、成分組成、製造条件を規定する。以下にそれらの限
定理由を詳述する。
満の場合、本発明で対象とする340MPa以上の強度
が得られず、0.14%を超えると加工性の劣化が著し
くなるため、0.05%以上、0.14%以下とする。
が、0.5%を超えると表面性状が劣化するため、0.
5%以下とする。
上させるため、0.5%以上添加する。2.5%を超え
ると加工性の劣化が顕著となるため、0.5%以上、
2.5%以下とする。
0.05%を超えると偏析による加工性の劣化が生じる
ため、0.05%以下とする。
増加し、加工性が劣化するため、0.01%以下とす
る。
おける割れの発生を抑制するため、その含有量を0.0
05%以下に規制する。
生成物であるアルミナ酸化物を低融点のAl−Ca−O
系の酸化物とする。Al−Ca−O系酸化物は熱延時に
展伸し、加工性(伸び−フランジ性)を劣化させるた
め、本発明ではCaを不可避不純物として扱い、添加せ
ず、その含有量を無添加の水準である0.0005%未
満に規制する。
更に特性を向上させるため、Ti,Nb,V,Mo,Z
r,Crの一種または二種以上を添加することが可能で
ある。
Mo,Zr,Crの一種または二種以上を合計で0.0
1〜0.3%添加することが可能である。
い範囲で上述した以外の元素を含有することは差し支え
なく、例えば、Cuを2%以下、Snを0.04%以下
含有することが許容される。
造する工程 本発明では、生産コストを低減し、高歩留まりでスラブ
を製造するため、連続鋳造とする。
板厚中央部などでバンド組織が生成するのを防止し、後
述する仕上圧延後の一次冷却速度の制御と合わせて、優
れた加工性(伸び−フランジ性)を得るため、鋳造時、
偏析低減処理を行なう。偏析低減処理として、電磁攪
拌、軽圧下鋳造、スラブ等の鋳片冷却速度の増加などが
あり、これらを単独または複合して適用することができ
る。
る工程。
向の機械的性質を均一にし、加工性をより改善するた
め、連続鋳造後、室温まで冷却することなく再加熱し、
粗圧延を開始することが望ましく、再加熱温度は125
0℃以下が好ましい。
る熱間圧延工程。
とし、変態後のフェライト結晶粒径及びパーライトを微
細化し、伸び−フランジ性及び耐衝撃特性を向上させ
る。
00〜2000℃/sの一次冷却を開始し、600〜7
50℃の温度範囲まで冷却する工程。
冷却)は、変態後のフェライト結晶粒径及びパーライト
を微細化し、優れた加工性と高い降伏強度による耐衝撃
特性を向上させるため、仕上圧延後、2秒以内、より好
ましくは1秒以内に開始する。図2に一次冷却開始時間
が機械的性質に及ぼす影響を示す。仕上圧延終了後、2
秒以内に冷却を開始した場合、優れた加工性と高強度が
得られる。
ト結晶粒径及びパーライトの微細化、板厚中央部のバン
ド組織の抑制により伸び−フランジ性を向上させるた
め、規定する。バンド組織は凝固段階でのC,Mnの濃
化部に対応し、通常の100℃/s以下の冷却速度で
は、オーステナイトからフェライトへの変態温度が低
く、他の部位と比較して最も遅く変態するため、パーラ
イトが多く生成し、伸び−フランジ性を劣化させる。
C,Mnの濃化部でもフェライト変態が容易となり、結
果として元素が均質化し、バンド組織が抑制される。冷
却速度は早ければ早いほど良いが、工業的実現可能性の
観点より、2000℃/sを上限とする。図1にミクロ
組織に及ぼす冷却速度の影響を示す。冷却速度が本発明
範囲外となる比較法の場合、バンド組織が観察され、結
晶粒径も本発明法によるミクロ組織と比較して、大き
い。
ーライトの微細化の観点より、より好ましくは200℃
/s以上、更に加工性を向上させる場合は400℃/s
以上が好ましい。
合、フェライトの微細化が困難となり、600℃未満で
は、第2相が硬質な低温変態相となるため、600℃以
上、750℃未満とする。
満で二次冷却し、450〜650℃で巻取る工程。
次冷却は、一次冷却停止後、直ちに開始しても、しばら
く放冷後を開始しても良く、特に規定しない。二次冷却
の冷却速度はオーステナイト組織を適切にパーライト変
態させ、優れた加工性とするため、50℃/s以下とす
る。
有害な粗大なパーライトが生成し、450℃未満の場
合、低温変態相を主体とする組織となり加工性が劣化す
るため、450℃以上、650℃以下とする。尚、より
均一な機械的性質を所望する場合、冷却制御性が優れる
冷却設備の併用などにより、コイル内の温度差は50℃
以内とすることが望ましい。
焼鈍、または酸洗ー冷間圧延ー焼鈍しても、その効果が
損なわれることはない。更に、熱延及び冷延下地の、溶
融亜鉛めっき材としても本発明の効果は損なわれない。
延前、または、仕上圧延のスタンド間において、誘導加
熱装置などにより、幅方向エッジ部を加熱することによ
り、より均一な機械的性質を得ることが可能となる。ま
た、粗圧延後、粗圧延バーを溶接し、仕上げ圧延を連続
的に行う連続熱延においても、本発明の効果が損なわれ
ることはない。
成分の鋼を溶製後、表2に示す製造方法で板厚2.0m
mの熱延板とした。材料No.1〜2、5〜9は熱延ま
までの機械的性質を、材料No.3は、熱延後、酸洗
し、冷延後溶融亜鉛メッキし、材料No.4は、熱延
後、酸洗し、溶融亜鉛メッキし、機械的性質を調べた。
伸び−フランジ性の評価は穴拡げ率(λ)を測定した。
表2にこれらの評価結果を合わせて示す。
発明例の材料No.1〜4は、製造条件の規定のいずれ
か一つが本発明の規定外で比較例となる材料No.5〜
9と比較すると、加工性(強度−穴拡げバランス)に優
れ、降伏強度も高く、耐衝撃特性に優れていることが明
らかである。図3に本発明例と比較例の引張り強さと穴
拡げ率を合わせて示す。本発明により、優れた特性が得
られるのは明らかである。
性や破断伸び等の加工性および降伏強度が高く耐衝撃特
性に優れた340MPa級以上の高張力鋼薄鋼板が得ら
れ、自動車等の軽量化及び衝突安全性の向上に有効であ
り、産業上極めて有効である。
比較法、(b)は本発明法によるものを示す金属組織写
真。
示す図
果を示す図
Claims (4)
- 【請求項1】 下記の工程を備えたことを特徴とする質
量%で、C:0.05〜0.14%、Si:0.5%以
下、Mn:0.5〜2.5%、P:0.05%以下、
S:0.01%以下、O:0.005%以下、Ca:
0.0005%未満を含有する高強度薄鋼板の製造方
法。 (1)偏析低減処理を行なう連続鋳造によりスラブを製
造する工程。 (2)仕上圧延終了温度をAr3以上とする熱間圧延工
程。 (3)熱間圧延後、2秒以内に冷却速度100〜200
0℃/sの一次冷却を開始し、600〜750℃の温度
範囲まで冷却する工程。 (4)該温度範囲まで冷却後、冷却速度50℃/s未満
で二次冷却し、450〜650℃で巻取る工程。 - 【請求項2】 下記の工程を備えたことを特徴とする質
量%で、C:0.05〜0.14%、Si:0.5%以
下、Mn:0.5〜2.5%、P:0.05%以下、
S:0.01%以下、O:0.005%以下、Ca:
0.0005%未満を含有する高強度薄鋼板の製造方
法。 (1)偏析低減処理を行なう連続鋳造によりスラブを製
造する工程。 (2)熱間圧延前に、該スラブを再加熱する工程。 (3)仕上圧延終了温度をAr3以上とする熱間圧延工
程。 (4)熱間圧延後、2秒以内に冷却速度100〜200
0℃/sの一次冷却を開始し、600〜750℃の温度
範囲まで冷却する工程。 (5)一次冷却後、冷却速度50℃/s未満で二次冷却
し、450〜650℃で巻取る工程。 - 【請求項3】 更に、下記の工程の何れかを付与したこ
とを特徴とする請求項1または2に記載の高強度薄鋼板
の製造方法。 (1)酸洗後、焼鈍する工程。 (2)酸洗後、冷延し、焼鈍する工程。 - 【請求項4】 鋼成分として、更にTi,Nb,V,M
o,Zr,Crの一種または二種以上を合計で0.01
〜0.3%添加する請求項1乃至3の何れかに記載の高
強度薄鋼板の製造方法。
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