JP2829510B2 - 延性及び加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
延性及び加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法Info
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- JP2829510B2 JP2829510B2 JP11734796A JP11734796A JP2829510B2 JP 2829510 B2 JP2829510 B2 JP 2829510B2 JP 11734796 A JP11734796 A JP 11734796A JP 11734796 A JP11734796 A JP 11734796A JP 2829510 B2 JP2829510 B2 JP 2829510B2
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は自動車、産業機械等
に使用する高延性を有する高強度鋼板の製造に係り、特
に引張強度６５kgf/mm2 以上の高強度を有すると共に、
延性及び加工性に優れた熱延鋼板の製造方法に関する。
に使用する高延性を有する高強度鋼板の製造に係り、特
に引張強度６５kgf/mm2 以上の高強度を有すると共に、
延性及び加工性に優れた熱延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来より、高強度鋼板は、自動車、産業
機械等に広く用いられており、特に、自動車用鋼板は、
自動車の軽量化や、衝突時の安全性の確保等から、鋼板
の高強度化の要請が強い。しかし、単に、鋼板の高強度
化を図るだけでなく、併せて加工性、溶接性も求められ
ている。
機械等に広く用いられており、特に、自動車用鋼板は、
自動車の軽量化や、衝突時の安全性の確保等から、鋼板
の高強度化の要請が強い。しかし、単に、鋼板の高強度
化を図るだけでなく、併せて加工性、溶接性も求められ
ている。
【０００３】この種の要請に応えるものとしては、従来
より、フェライトとマルテンサイトよりなる二相鋼が知
られている。しかし、この二相鋼は、固溶強化型や析出
強化型の高強度鋼板よりも優れた強度−延性バランス
（ＴＳ×Ｅｌ）を有するが、しかし、ＴＳ×Ｅｌは、精
々２０００程度であり、より厳しい加工性の要求には耐
えられないのが現状である。
より、フェライトとマルテンサイトよりなる二相鋼が知
られている。しかし、この二相鋼は、固溶強化型や析出
強化型の高強度鋼板よりも優れた強度−延性バランス
（ＴＳ×Ｅｌ）を有するが、しかし、ＴＳ×Ｅｌは、精
々２０００程度であり、より厳しい加工性の要求には耐
えられないのが現状である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】そこで、この欠点を解
消するものとして、ＴＳ×Ｅｌ＞２０００を得るため
に、残留オーステナイトを含む組織とする熱延鋼板が開
発された。その例としては、一つに、Ｃ：0.１５〜0.８
０％、Ｓｉ：1.０〜3.０％及びＭｎ＋Ｃｒ：0.５〜3.０
％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる組成
の鋼をＡr3点以上の仕上圧延終了温度で熱間圧延を行な
い、続いて、３３０〜４３０℃までを冷却速度２０℃／
秒以上で冷却して巻取り、巻取り後、鋼板を５分以上、
この温度域に滞留させるよう徐冷若しくは保熱を行なっ
て、残留オーステナイトを体積分率で５％以上含む鋼板
を製造する方法（特開昭６０−１８４６３４号公報）が
知られている。
消するものとして、ＴＳ×Ｅｌ＞２０００を得るため
に、残留オーステナイトを含む組織とする熱延鋼板が開
発された。その例としては、一つに、Ｃ：0.１５〜0.８
０％、Ｓｉ：1.０〜3.０％及びＭｎ＋Ｃｒ：0.５〜3.０
％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる組成
の鋼をＡr3点以上の仕上圧延終了温度で熱間圧延を行な
い、続いて、３３０〜４３０℃までを冷却速度２０℃／
秒以上で冷却して巻取り、巻取り後、鋼板を５分以上、
この温度域に滞留させるよう徐冷若しくは保熱を行なっ
て、残留オーステナイトを体積分率で５％以上含む鋼板
を製造する方法（特開昭６０−１８４６３４号公報）が
知られている。
【０００５】更に、他の例として、Ｃ：0.１５〜0.４
０％、Ｓｉ：0.５〜2.０％及びＭｎ：0.５〜2.０％を含
有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる組成の鋼を
仕上圧延終了温度（Ａr3−５０℃）〜（Ａr3＋５０
℃）、全圧下率８０％以上で熱間圧延を行ない、続い
て、３００〜５００℃までを冷却速度４０℃／秒以上で
冷却し、巻取る方法や、更に、延性を高めるために、
巻取り後、鋼板を３０℃／時以上の冷却速度で２００℃
以下まで冷却して、残留オーステナイトを含有する鋼板
を製造する方法（特開昭６３−４０１７号公報）等が提
案されている。
０％、Ｓｉ：0.５〜2.０％及びＭｎ：0.５〜2.０％を含
有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる組成の鋼を
仕上圧延終了温度（Ａr3−５０℃）〜（Ａr3＋５０
℃）、全圧下率８０％以上で熱間圧延を行ない、続い
て、３００〜５００℃までを冷却速度４０℃／秒以上で
冷却し、巻取る方法や、更に、延性を高めるために、
巻取り後、鋼板を３０℃／時以上の冷却速度で２００℃
以下まで冷却して、残留オーステナイトを含有する鋼板
を製造する方法（特開昭６３−４０１７号公報）等が提
案されている。
【０００６】しかしながら、省エネルギー化、生産性向
上という観点からすると、巻取り後、ホットコイル全体
を保熱するという前記従来法は好ましくなく、また、前
記やの方法では、加工性に難点がある。更に、の
方法では、巻取り後の冷却の方法として、コイル横方向
からのミスト冷却や、コイル全体を水等に浸漬する冷却
が行なわれるため、鋼板の板幅方向の材質を著しく不均
一にする等、種々の問題かあった。
上という観点からすると、巻取り後、ホットコイル全体
を保熱するという前記従来法は好ましくなく、また、前
記やの方法では、加工性に難点がある。更に、の
方法では、巻取り後の冷却の方法として、コイル横方向
からのミスト冷却や、コイル全体を水等に浸漬する冷却
が行なわれるため、鋼板の板幅方向の材質を著しく不均
一にする等、種々の問題かあった。
【０００７】本発明は、上述した従来の技術における問
題を解決するためになされたものであって、引張強度６
０kgf/mm2 以上を有すると共に、ＴＳ×Ｅｌ＞２０００
以上の高強度−延性バランスを有し、延性及び加工性に
優れた熱延鋼板を得るために鋭意研究した結果、所定の
化学成分を有せしめた鋼の熱間圧延において、所定の圧
下率の下に所定の温度で仕上圧延を終了した後、所定の
巻取温度まで、パーライト変態を阻止し得る冷却速度で
冷却し、巻取ることによって、上記目的とする熱延鋼板
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。
題を解決するためになされたものであって、引張強度６
０kgf/mm2 以上を有すると共に、ＴＳ×Ｅｌ＞２０００
以上の高強度−延性バランスを有し、延性及び加工性に
優れた熱延鋼板を得るために鋭意研究した結果、所定の
化学成分を有せしめた鋼の熱間圧延において、所定の圧
下率の下に所定の温度で仕上圧延を終了した後、所定の
巻取温度まで、パーライト変態を阻止し得る冷却速度で
冷却し、巻取ることによって、上記目的とする熱延鋼板
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。
【０００８】本発明による延性及び加工性に優れた高強
度熱延鋼板の製造方法は、重量％でＣ 0.１４〜0.３
５％、Ｓｉ 1.０〜3.０％、Ｍｎ 0.５〜2.５％、及び
Ａｌ 0.１〜1.０％を含有し、残部が鉄及び不可避的不
純物からなる組成の鋼を仕上圧延終了温度（Ａr3−５０
℃）〜８５０℃、且つ、圧下率８０％以上で熱間圧延を
行い、その後、巻取温度３００〜５００℃までをパーラ
イト変態を阻止し得る冷却速度で冷却し、巻取ることを
特徴とする。以下、この方法を第１の方法ということが
ある。
度熱延鋼板の製造方法は、重量％でＣ 0.１４〜0.３
５％、Ｓｉ 1.０〜3.０％、Ｍｎ 0.５〜2.５％、及び
Ａｌ 0.１〜1.０％を含有し、残部が鉄及び不可避的不
純物からなる組成の鋼を仕上圧延終了温度（Ａr3−５０
℃）〜８５０℃、且つ、圧下率８０％以上で熱間圧延を
行い、その後、巻取温度３００〜５００℃までをパーラ
イト変態を阻止し得る冷却速度で冷却し、巻取ることを
特徴とする。以下、この方法を第１の方法ということが
ある。
【０００９】また、本発明によれば、上記第１の方法に
おいて、(a) Ｃ 0.１４〜0.３５％、Ｓｉ 1.０〜3.
０％、Ｍｎ 0.５〜2.５％、及びＡｌ 0.１〜1.０％を
含有し、更に、(b) Ｃｒ 0.１〜0.５％、Ｐ 0.０５
〜0.２％、及びＮｉ 0.２〜2.０％から選ばれる少なく
とも１種を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からな
る組成の鋼を用いることができる。以下、この方法を第
２の方法ということがある。
おいて、(a) Ｃ 0.１４〜0.３５％、Ｓｉ 1.０〜3.
０％、Ｍｎ 0.５〜2.５％、及びＡｌ 0.１〜1.０％を
含有し、更に、(b) Ｃｒ 0.１〜0.５％、Ｐ 0.０５
〜0.２％、及びＮｉ 0.２〜2.０％から選ばれる少なく
とも１種を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からな
る組成の鋼を用いることができる。以下、この方法を第
２の方法ということがある。
【００１０】
【発明の実施の形態】先ず、本発明の第１の方法におい
て用いる鋼の化学成分の限定理由を説明する。Ｃは、鋼
の強化に不可欠な元素であり、延性を向上させる残留オ
ーステナイトを十分に得るには、少なくとも0.１４％の
添加が必要である。Ｃの増加は、第二相ベイナイト又は
残留オーステナイトが加工誘起変態したマルテンサイト
相とフェライト相との硬度差を増大させる。マトリック
スと第二相との硬度差が大きい場合は、マトリックスと
第二相との界面で変形が伝達しにくいため、この界面が
クラックの起点となり、加工中に割れが入ることにな
る。この作用は、Ｃ量が0.３５％を超えるときに生成す
る第二相で顕著となる。また、0.３５％を超えるとき
は、溶接性を著しく劣化させるので好ましくない。従っ
て、Ｃ量は0.１４〜0.３５％の範囲とする。
て用いる鋼の化学成分の限定理由を説明する。Ｃは、鋼
の強化に不可欠な元素であり、延性を向上させる残留オ
ーステナイトを十分に得るには、少なくとも0.１４％の
添加が必要である。Ｃの増加は、第二相ベイナイト又は
残留オーステナイトが加工誘起変態したマルテンサイト
相とフェライト相との硬度差を増大させる。マトリック
スと第二相との硬度差が大きい場合は、マトリックスと
第二相との界面で変形が伝達しにくいため、この界面が
クラックの起点となり、加工中に割れが入ることにな
る。この作用は、Ｃ量が0.３５％を超えるときに生成す
る第二相で顕著となる。また、0.３５％を超えるとき
は、溶接性を著しく劣化させるので好ましくない。従っ
て、Ｃ量は0.１４〜0.３５％の範囲とする。
【００１１】Ｓｉは、その含有量を増すときは、延性の
向上に寄与しているフェライトの生成、純化に有利であ
り、また、Ｃを未変態オーステナイト中へ濃化させて、
残留オーステナイトを得るのに有利となる。更に、Ｓｉ
は、巻取り後のベイナイト変態の際、炭化物の形成を抑
制し、Ｃをより未変態オーステナイト中へ濃化させ、残
留オーステナイトを得るのに、より有利になる。更にま
た、Ｓｉ量を増加させるときは、フェライト相を固溶硬
化させるため、フェライトと第二相の硬度差が減少し
て、クラックの発生が高加工後まで抑制され、その結果
として、加工性が向上する。
向上に寄与しているフェライトの生成、純化に有利であ
り、また、Ｃを未変態オーステナイト中へ濃化させて、
残留オーステナイトを得るのに有利となる。更に、Ｓｉ
は、巻取り後のベイナイト変態の際、炭化物の形成を抑
制し、Ｃをより未変態オーステナイト中へ濃化させ、残
留オーステナイトを得るのに、より有利になる。更にま
た、Ｓｉ量を増加させるときは、フェライト相を固溶硬
化させるため、フェライトと第二相の硬度差が減少し
て、クラックの発生が高加工後まで抑制され、その結果
として、加工性が向上する。
【００１２】即ち、Ｓｉは、強度の増加の割に、延性及
び加工性の劣化を少なくすることができる元素である。
このような効果は、含有量が1.０％未満では十分に発揮
されない。しかし、3.０％を超えるときは、フェライト
の生成、純化及び残留オーステナイトの確保の効果が飽
和し、却って、スケール性状や溶接性を悪化させ、ま
た、規則相（Ｂ２）が形成されるので、好ましくない。
従って、Ｓｉ量は、1.０〜3.０％の範囲とする。
び加工性の劣化を少なくすることができる元素である。
このような効果は、含有量が1.０％未満では十分に発揮
されない。しかし、3.０％を超えるときは、フェライト
の生成、純化及び残留オーステナイトの確保の効果が飽
和し、却って、スケール性状や溶接性を悪化させ、ま
た、規則相（Ｂ２）が形成されるので、好ましくない。
従って、Ｓｉ量は、1.０〜3.０％の範囲とする。
【００１３】Ｍｎは、オーステナイトの安定化元素とし
て、オーステナイトの残留に寄与し、また、この残留オ
ーステナイトが加工誘起変態した後のマルテンサイト相
の強度を上昇させる効果がある。この効果は、Ｍｎ量が
0.５％未満では十分に得られず、他方、2.５％を超える
ときは、上記効果が飽和し、却って、溶接性を悪化させ
る。従って、Ｍｎ量は、0.５〜2.５％の範囲とする。
て、オーステナイトの残留に寄与し、また、この残留オ
ーステナイトが加工誘起変態した後のマルテンサイト相
の強度を上昇させる効果がある。この効果は、Ｍｎ量が
0.５％未満では十分に得られず、他方、2.５％を超える
ときは、上記効果が飽和し、却って、溶接性を悪化させ
る。従って、Ｍｎ量は、0.５〜2.５％の範囲とする。
【００１４】Ａｌは、Ｓｉと同様の効果をもたらし、フ
ェライトの生成及び純化に、また、残留オーステナイト
の形成に有利であり、また、強度の増加の割に、延性及
び加工性の劣化が少ない。上記効果を十分に発揮させる
には、少なくとも0.１％の添加が必要である。しかし、
添加量が1.０％を超えるときは、スケール性状や溶接性
を著しく劣化させるので好ましくない。従って、Ａｌ量
は、0.１〜1.０％の範囲とする。
ェライトの生成及び純化に、また、残留オーステナイト
の形成に有利であり、また、強度の増加の割に、延性及
び加工性の劣化が少ない。上記効果を十分に発揮させる
には、少なくとも0.１％の添加が必要である。しかし、
添加量が1.０％を超えるときは、スケール性状や溶接性
を著しく劣化させるので好ましくない。従って、Ａｌ量
は、0.１〜1.０％の範囲とする。
【００１５】本発明の第２の方法によれば、用いる鋼に
は、前述したＣ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＡｌの化学成分に加え
て、Ｃｒ、Ｐ及びＮｉから選ばれる少なくとも１種を添
加することができる。Ｃｒは、熱延鋼板が冷却され、ベ
イナイト変態温度域にあるとき、ベイナイト変態の進行
を遅らせ、残留オーステナイトを増加させるのに効果が
ある。この効果は、Ｃｒの添加量が0.１％未満では十分
に発揮されず、他方、0.５％を超えるときは、ベイナイ
ト変態の進行が過度に抑制され、冷却中に形成される硬
質のマルテンサイト量が増えるために、穴拡げ性を劣化
させる。従って、Ｃｒ量は、0.１〜0.５％の範囲とす
る。
は、前述したＣ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＡｌの化学成分に加え
て、Ｃｒ、Ｐ及びＮｉから選ばれる少なくとも１種を添
加することができる。Ｃｒは、熱延鋼板が冷却され、ベ
イナイト変態温度域にあるとき、ベイナイト変態の進行
を遅らせ、残留オーステナイトを増加させるのに効果が
ある。この効果は、Ｃｒの添加量が0.１％未満では十分
に発揮されず、他方、0.５％を超えるときは、ベイナイ
ト変態の進行が過度に抑制され、冷却中に形成される硬
質のマルテンサイト量が増えるために、穴拡げ性を劣化
させる。従って、Ｃｒ量は、0.１〜0.５％の範囲とす
る。
【００１６】Ｐも、ＳｉやＡｌと同様の効果をもたら
し、フェライトの生成及び純化に、また、残留オーステ
ナイトの形成に有利であり、強度の増加の割に、延性及
び加工性の劣化が少ない。このような効果は、添加量が
0.０５％未満では十分に得ることができない。しかし、
Ｐは、粒界脆化元素であるので、0.２％を超えるとき
は、粒界が著しく脆化され、延性及び加工性を著しく劣
化させる。そこで、本発明によれば、フェライトの生
成、純化及び残留オーステナイトの形成の効果のみを有
利に利用するために、Ｐ量は、0.０５〜0.２％の範囲と
する。
し、フェライトの生成及び純化に、また、残留オーステ
ナイトの形成に有利であり、強度の増加の割に、延性及
び加工性の劣化が少ない。このような効果は、添加量が
0.０５％未満では十分に得ることができない。しかし、
Ｐは、粒界脆化元素であるので、0.２％を超えるとき
は、粒界が著しく脆化され、延性及び加工性を著しく劣
化させる。そこで、本発明によれば、フェライトの生
成、純化及び残留オーステナイトの形成の効果のみを有
利に利用するために、Ｐ量は、0.０５〜0.２％の範囲と
する。
【００１７】Ｎｉは、オーステナイトの安定化元素とし
て、オーステナイトの残留に寄与し、残留オーステナイ
ト増大の効果がある。この効果は、Ｍｎのそれよりも非
常に大きいが、添加量が0.２％未満では十分に得ること
ができない。しかし、Ｎｉは、高価な元素であり、2.０
％を超える添加は、鋼板の製造コストを著しく増大させ
るので、実用的ではない。従って、Ｎｉの添加量は、0.
２〜2.０％の範囲とする。
て、オーステナイトの残留に寄与し、残留オーステナイ
ト増大の効果がある。この効果は、Ｍｎのそれよりも非
常に大きいが、添加量が0.２％未満では十分に得ること
ができない。しかし、Ｎｉは、高価な元素であり、2.０
％を超える添加は、鋼板の製造コストを著しく増大させ
るので、実用的ではない。従って、Ｎｉの添加量は、0.
２〜2.０％の範囲とする。
【００１８】上述したような成分組成を有する鋼の熱延
鋼板の延性を向上させるためには、フェライト及びベイ
ナイトの二相マトリックス中に残留オーステナイトを体
積率で好ましくは５％以上生ぜしめることが必要であ
り、そのためには、オーステナイトをＣ等の元素の濃化
により安定化させることが必要である。
鋼板の延性を向上させるためには、フェライト及びベイ
ナイトの二相マトリックス中に残留オーステナイトを体
積率で好ましくは５％以上生ぜしめることが必要であ
り、そのためには、オーステナイトをＣ等の元素の濃化
により安定化させることが必要である。
【００１９】そこで、本発明によれば、上述したような
化学成分を有する鋼を仕上圧延終了温度（Ａr3−５０
℃）〜８５０℃、且つ、圧下率８０％以上で熱間圧延を
行なって、加工誘起フェライトを生ぜしめるのである。
仕上圧延終了温度が（Ａr3−５０℃）を下回るときは、
延性を損なう加工フェライト組織が形成される。このよ
うに、本発明に従って、加工誘起フェライト変態を利用
する場合には、熱間圧延中に十分な量のフェライトを得
なければならない。しかし、仕上圧延終了温度が高すぎ
るときは、フェライト変態を十分に進行させるために
は、非常に大きい圧下率を要し、かくして、熱延中に実
施可能な範囲でフェライト変態を十分に進行させるため
には、仕上圧延終了温度の上限を８５０℃にする必要が
ある。また、延性を害する加工フェライト組織が形成さ
れない（Ａr3−５０℃）以上の温度で十分にフェライト
変態を進行させるためには、本発明に従って、仕上圧延
の圧下率を８０％以上とする必要がある。
化学成分を有する鋼を仕上圧延終了温度（Ａr3−５０
℃）〜８５０℃、且つ、圧下率８０％以上で熱間圧延を
行なって、加工誘起フェライトを生ぜしめるのである。
仕上圧延終了温度が（Ａr3−５０℃）を下回るときは、
延性を損なう加工フェライト組織が形成される。このよ
うに、本発明に従って、加工誘起フェライト変態を利用
する場合には、熱間圧延中に十分な量のフェライトを得
なければならない。しかし、仕上圧延終了温度が高すぎ
るときは、フェライト変態を十分に進行させるために
は、非常に大きい圧下率を要し、かくして、熱延中に実
施可能な範囲でフェライト変態を十分に進行させるため
には、仕上圧延終了温度の上限を８５０℃にする必要が
ある。また、延性を害する加工フェライト組織が形成さ
れない（Ａr3−５０℃）以上の温度で十分にフェライト
変態を進行させるためには、本発明に従って、仕上圧延
の圧下率を８０％以上とする必要がある。
【００２０】フェライト変態が終了した後、パーライト
変態が開始すると、オーステナイトの残留に有効なＣが
消費され、残留オーステナイトが減少する。また、パー
ライトが形成されると、パーライト中のセメンタイトと
フェライトの界面や層状のセメンタイトから加工中にク
ラックが発生しやすくなり、加工性を阻害する。従っ
て、本発明によれば、仕上圧延終了後は、パーライト変
態を阻止し得る冷却速度、好ましくは、３０℃／秒以上
で巻取温度まで冷却することが必要である。
変態が開始すると、オーステナイトの残留に有効なＣが
消費され、残留オーステナイトが減少する。また、パー
ライトが形成されると、パーライト中のセメンタイトと
フェライトの界面や層状のセメンタイトから加工中にク
ラックが発生しやすくなり、加工性を阻害する。従っ
て、本発明によれば、仕上圧延終了後は、パーライト変
態を阻止し得る冷却速度、好ましくは、３０℃／秒以上
で巻取温度まで冷却することが必要である。
【００２１】本発明において、巻取温度は、３００〜５
００℃の範囲の温度である。巻取温度が５００℃を超え
るときは、巻取り後、パーライトが生成するか、又はベ
イナイト変態が過度に進行し、十分な量の残留オーステ
ナイトを得ることができない。パーライトが生成する
と、前述したように、加工性が劣化する。また、３００
℃未満の巻取温度では、形成されるベイナイトの硬度が
高くなり、また、一部に硬質のマルテンサイトが生成さ
れ、フェライトとの硬度差が大きくなって、加工中にこ
れら界面でクラックが発生しやすくなるため、加工性
（特に、穴拡げ性）が劣化する。従って、巻取温度は、
３００〜５００℃の範囲とする。
００℃の範囲の温度である。巻取温度が５００℃を超え
るときは、巻取り後、パーライトが生成するか、又はベ
イナイト変態が過度に進行し、十分な量の残留オーステ
ナイトを得ることができない。パーライトが生成する
と、前述したように、加工性が劣化する。また、３００
℃未満の巻取温度では、形成されるベイナイトの硬度が
高くなり、また、一部に硬質のマルテンサイトが生成さ
れ、フェライトとの硬度差が大きくなって、加工中にこ
れら界面でクラックが発生しやすくなるため、加工性
（特に、穴拡げ性）が劣化する。従って、巻取温度は、
３００〜５００℃の範囲とする。
【００２２】このようにして、本発明に従って得られる
熱延鋼板は、フェライトとベイナイトの二相マトリック
ス中に５％以上の残留オーステナイトが均一に分散した
組織を有する。
熱延鋼板は、フェライトとベイナイトの二相マトリック
ス中に５％以上の残留オーステナイトが均一に分散した
組織を有する。
【００２３】
【実施例】以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、
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に示す化学成分の供試鋼を表２に示す条件で熱
間圧延を行なって、巻取り、空冷した。尚、熱間圧延
は、３０ｍｍ→１３ｍｍ→６ｍｍ→３ｍｍ（但し、一部
は、１３ｍｍ→６ｍｍ→３ｍｍ）のパススケジュールで
行なった。
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に示す化学成分の供試鋼を表２に示す条件で熱
間圧延を行なって、巻取り、空冷した。尚、熱間圧延
は、３０ｍｍ→１３ｍｍ→６ｍｍ→３ｍｍ（但し、一部
は、１３ｍｍ→６ｍｍ→３ｍｍ）のパススケジュールで
行なった。
【００２４】得られた熱延鋼板について、機械的性質及
び組織を調べると共に、加工性（穴拡げ性）を調べた。
その結果を表２に示す。
び組織を調べると共に、加工性（穴拡げ性）を調べた。
その結果を表２に示す。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】表２に示すように、本発明例１、２、４〜
６は、いずれも、ＴＳ×Ｅｌ＞２６００という非常に高
い強度−延性バランスを示し、更には、降伏強さが低
く、加工性が優れている。一方、比較例３は、仕上圧延
率が低いのに、熱延後、直ちに巻取温度まで高い冷却速
度（５０℃／秒）で冷却したので、フェライト量が不足
し、その結果、延性に劣っている。
６は、いずれも、ＴＳ×Ｅｌ＞２６００という非常に高
い強度−延性バランスを示し、更には、降伏強さが低
く、加工性が優れている。一方、比較例３は、仕上圧延
率が低いのに、熱延後、直ちに巻取温度まで高い冷却速
度（５０℃／秒）で冷却したので、フェライト量が不足
し、その結果、延性に劣っている。
【００２８】
【発明の効果】以上のように、本発明によれば、引張強
度６５kgf/mm2 以上を有すると共に、強度−延性バラン
スと加工性とに優れた高強度熱延鋼板を安定して製造す
ることができる。
度６５kgf/mm2 以上を有すると共に、強度−延性バラン
スと加工性とに優れた高強度熱延鋼板を安定して製造す
ることができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C21D 9/46 C21D 8/02
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で Ｃ 0.１４〜0.３５％、 Ｓｉ 1.０〜3.０％、 Ｍｎ 0.５〜2.５％、及びＡｌ 0.１〜1.０％を含有
し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる組成の鋼を仕
上圧延終了温度（Ａr3−５０℃）〜８５０℃、且つ、圧
下率８０％以上で熱間圧延を行い、その後、巻取温度３
００〜５００℃までをパーライト変態を阻止し得る冷却
速度で冷却し、巻取ることを特徴とする延性及び加工性
に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】重量％で (a) Ｃ 0.１４〜0.３５％、 Ｓｉ 1.０〜3.０％、 Ｍｎ 0.５〜2.５％、及びＡｌ 0.１〜1.０％を含有
し、更に、 (b) Ｃｒ 0.１〜0.５％、 Ｐ 0.０５〜0.２％、及びＮｉ 0.２〜2.０％から選
ばれる少なくとも１種を含有し、残部が鉄及び不可避的
不純物からなる組成の鋼を仕上圧延終了温度（Ａr3−５
０℃）〜８５０℃、且つ、圧下率８０％以上で熱間圧延
を行い、その後、巻取温度３００〜５００℃までをパー
ライト変態を阻止し得る冷却速度で冷却し、巻取ること
を特徴とする延性及び加工性に優れた高強度熱延鋼板の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11734796A JP2829510B2 (ja) | 1996-05-13 | 1996-05-13 | 延性及び加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11734796A JP2829510B2 (ja) | 1996-05-13 | 1996-05-13 | 延性及び加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3142466A Division JP2805112B2 (ja) | 1991-05-17 | 1991-05-17 | 延性、加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08295944A JPH08295944A (ja) | 1996-11-12 |
| JP2829510B2 true JP2829510B2 (ja) | 1998-11-25 |
Family
ID=14709454
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11734796A Expired - Fee Related JP2829510B2 (ja) | 1996-05-13 | 1996-05-13 | 延性及び加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2829510B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103031419A (zh) * | 2012-12-24 | 2013-04-10 | 首钢总公司 | 提高Ti微合金化高强机械用钢通卷性能均匀性的方法 |
| CN106521335A (zh) * | 2016-10-28 | 2017-03-22 | 东北大学 | 一种高强塑积trip钢棒材及等通道转角挤压制备方法 |
-
1996
- 1996-05-13 JP JP11734796A patent/JP2829510B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103031419A (zh) * | 2012-12-24 | 2013-04-10 | 首钢总公司 | 提高Ti微合金化高强机械用钢通卷性能均匀性的方法 |
| CN106521335A (zh) * | 2016-10-28 | 2017-03-22 | 东北大学 | 一种高强塑积trip钢棒材及等通道转角挤压制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08295944A (ja) | 1996-11-12 |
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