JP3322152B2 - 加工性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
加工性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、加工性（延性，穴拡
げ性，打抜き穴拡げ性等）に優れ、プレス加工や伸びフ
ランジ加工等により様々な形状に成形し自動車あるいは
産業機器等の構造部材として用いるのに好適な加工用熱
延高張力鋼板の製造方法に関するものである。
げ性，打抜き穴拡げ性等）に優れ、プレス加工や伸びフ
ランジ加工等により様々な形状に成形し自動車あるいは
産業機器等の構造部材として用いるのに好適な加工用熱
延高張力鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来技術とその課題】連続熱間圧延によって製造され
るいわゆる熱延鋼板は、比較的安価な構造材料として自
動車を始めとする各種の産業機器に広く使用されている
が、その用途にはプレス加工で成形される部材が多く、
従って高強度と高延性の両立に関する強い要求がある。
るいわゆる熱延鋼板は、比較的安価な構造材料として自
動車を始めとする各種の産業機器に広く使用されている
が、その用途にはプレス加工で成形される部材が多く、
従って高強度と高延性の両立に関する強い要求がある。
【０００３】ところで、高強度鋼板の延性改善を図る手
段としては“残留オ−ステナイトのＴＲＩＰ（変態誘起
塑性）を利用する方法”が知られており、例えば特開昭
６３−４０１７号公報にはこれに関連した「高Si含有鋼
を低温オ−ステナイト域で大圧下する方法」が開示され
ている。この方法は、ベイナイト変態を起こさせること
によってＣを未変態オ−ステナイト中に濃化することで
オ−ステナイトの安定化を図り、これにより残留オ−ス
テナイトを得ようとしたものであって、この方法で得ら
れる熱延鋼板は実質的にフェライトとベイナイトと残留
オ−ステナイトからなる組織を有したものとなる。
段としては“残留オ−ステナイトのＴＲＩＰ（変態誘起
塑性）を利用する方法”が知られており、例えば特開昭
６３−４０１７号公報にはこれに関連した「高Si含有鋼
を低温オ−ステナイト域で大圧下する方法」が開示され
ている。この方法は、ベイナイト変態を起こさせること
によってＣを未変態オ−ステナイト中に濃化することで
オ−ステナイトの安定化を図り、これにより残留オ−ス
テナイトを得ようとしたものであって、この方法で得ら
れる熱延鋼板は実質的にフェライトとベイナイトと残留
オ−ステナイトからなる組織を有したものとなる。
【０００４】しかし、上記方法では残留オ−ステナイト
生成に重要な“炭化物を含まないベイナイト”に加え
“炭化物を含む硬いベイナイト”までもが粗大かつバン
ド状に生成しやすく、そのため得られる熱延鋼板は高延
性ではあるが穴拡げ性が著しく劣るといった問題があっ
た。
生成に重要な“炭化物を含まないベイナイト”に加え
“炭化物を含む硬いベイナイト”までもが粗大かつバン
ド状に生成しやすく、そのため得られる熱延鋼板は高延
性ではあるが穴拡げ性が著しく劣るといった問題があっ
た。
【０００５】そこで、このような残留オ−ステナイトの
ＴＲＩＰを利用した高延性高強度熱延鋼板の穴拡げ性を
改善すべく、特開平５−１９５１５０号公報には、「Nb
添加によってパ−ライト生成量を適度にコントロ−ル
し、 パ−ライトを適度に含む残留オ−ステナイト組織を
確保するようにした熱延高張力鋼板」に関する技術が提
案されている。しかしながら、この方法では、添加する
Nbの析出強化能が大きくて製品の強度が高くなり過ぎ、
それ故にプレス加工を施した際に寸法精度が悪化する等
の問題が生じた。
ＴＲＩＰを利用した高延性高強度熱延鋼板の穴拡げ性を
改善すべく、特開平５−１９５１５０号公報には、「Nb
添加によってパ−ライト生成量を適度にコントロ−ル
し、 パ−ライトを適度に含む残留オ−ステナイト組織を
確保するようにした熱延高張力鋼板」に関する技術が提
案されている。しかしながら、この方法では、添加する
Nbの析出強化能が大きくて製品の強度が高くなり過ぎ、
それ故にプレス加工を施した際に寸法精度が悪化する等
の問題が生じた。
【０００６】加工時の寸法精度が問題とならないような
低強度化を実現するためには、特開平５−５９４８５号
公報に開示されているような「Siの代わりに固溶強化能
の低いAlを添加する方法」が考えられるが、Al含有量が
多くなると今度は溶接性に問題を生じ、何れも性能的に
今一つの改善の余地が残るものであった。
低強度化を実現するためには、特開平５−５９４８５号
公報に開示されているような「Siの代わりに固溶強化能
の低いAlを添加する方法」が考えられるが、Al含有量が
多くなると今度は溶接性に問題を生じ、何れも性能的に
今一つの改善の余地が残るものであった。
【０００７】このようなことから、本発明が目的とした
のは、前述の如き従来技術の問題を解決し、十分な延性
を有していてプレス加工が容易な上に、穴拡げ性にも優
れ、かつ溶接性の点でも満足できる熱延高張力鋼板の安
定提供手段を確立することであった。
のは、前述の如き従来技術の問題を解決し、十分な延性
を有していてプレス加工が容易な上に、穴拡げ性にも優
れ、かつ溶接性の点でも満足できる熱延高張力鋼板の安
定提供手段を確立することであった。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、上記目的
を達成すべく鋭意研究を行った結果、次の知見を得るこ
とができた。 a) 熱延高張力鋼板に十分に満足できる高延性を確保す
るためには残留オ−ステナイトのＴＲＩＰ効果を利用す
ることが欠かせず、そのためには体積率で５％以上の残
留オ−ステナイトを残存させておくことが是非とも必要
である。 b) そして、良好な溶接性をも確保するためにはＣ含有
量の低減とAl含有量の抑制が必要となるが、Ｃ含有量が
低くなると鋼板の強度が低下が懸念されることとなる。
しかし、Ｃ含有量の低い鋼板であっても、その組織を残
留オ−ステナイトとパ−ライトを含むポリゴナルフェラ
イト及びベイナイトからなる組織にすると、自動車用高
張力鋼板等に必要な強度を安定して確保できるようにな
る。 c) また、上述のように鋼板組織中に適量（体積率で３
〜２０％）のパ−ライトを導入すると、硬質なベイナイ
トの量が減少されて鋼板の穴拡げ性が著しく向上する。
を達成すべく鋭意研究を行った結果、次の知見を得るこ
とができた。 a) 熱延高張力鋼板に十分に満足できる高延性を確保す
るためには残留オ−ステナイトのＴＲＩＰ効果を利用す
ることが欠かせず、そのためには体積率で５％以上の残
留オ−ステナイトを残存させておくことが是非とも必要
である。 b) そして、良好な溶接性をも確保するためにはＣ含有
量の低減とAl含有量の抑制が必要となるが、Ｃ含有量が
低くなると鋼板の強度が低下が懸念されることとなる。
しかし、Ｃ含有量の低い鋼板であっても、その組織を残
留オ−ステナイトとパ−ライトを含むポリゴナルフェラ
イト及びベイナイトからなる組織にすると、自動車用高
張力鋼板等に必要な強度を安定して確保できるようにな
る。 c) また、上述のように鋼板組織中に適量（体積率で３
〜２０％）のパ−ライトを導入すると、硬質なベイナイ
トの量が減少されて鋼板の穴拡げ性が著しく向上する。
【０００９】d) ところが、最近の製鋼原料事情等から
鋼板中にNbが混入する頻度が増しており、またNbは残留
オ−ステナイトの残存を容易化する作用も有しているの
でＴＲＩＰ効果を利用する自動車用高張力鋼板等ではこ
のNbの効果を積極的に利用するのが有利であるが、前述
したようにNbは析出強化能が大きく、従ってNbを含有す
る高張力鋼板はプレス加工によって寸法精度の高い製品
を製造する上で大きな不利を伴う（プレス時の寸法精度
を確保するには６９０Ｎ/mm2以下の引張強さに抑える必
要があるもののNbが含有されると強度をこの範囲に抑え
るのが困難となる）。そのため、プレス加工性を考慮し
た場合にはNb含有量を十分に規制しなければならない。
鋼板中にNbが混入する頻度が増しており、またNbは残留
オ−ステナイトの残存を容易化する作用も有しているの
でＴＲＩＰ効果を利用する自動車用高張力鋼板等ではこ
のNbの効果を積極的に利用するのが有利であるが、前述
したようにNbは析出強化能が大きく、従ってNbを含有す
る高張力鋼板はプレス加工によって寸法精度の高い製品
を製造する上で大きな不利を伴う（プレス時の寸法精度
を確保するには６９０Ｎ/mm2以下の引張強さに抑える必
要があるもののNbが含有されると強度をこの範囲に抑え
るのが困難となる）。そのため、プレス加工性を考慮し
た場合にはNb含有量を十分に規制しなければならない。
【００１０】e) しかしながら、Nbを含まない鋼であっ
て、しかも溶接性への悪影響が問題とならない 1.6％以
下のAl含有量のものを素材として、優れた伸びにつなが
る適量の残留オ−ステナイトを安定して確保され、かつ
コントロ−ルされた適量のパ−ライトが現出されて穴拡
げ性もが改善された高張力熱延鋼板を実現する手段は全
く不知であった。ところが、熱間圧延後の加速冷却に先
立つ所定時間の空冷によってフェライトの核生成を行わ
せ、また加速冷却途中における特定の温度域でも所定時
間の徐冷（空冷）を行うと、上述のような素材からも５
体積％以上の残留オ−ステナイトと３〜２０％のパ−ラ
イトを含むポリゴナルフェライト及びベイナイトからな
る組織を有し、プレス時の寸法精度を確保できる６９０
Ｎ/mm2を上回らない引張強さの、伸びと穴拡げ性に優れ
る熱延高張力鋼板が得られることを見出した。
て、しかも溶接性への悪影響が問題とならない 1.6％以
下のAl含有量のものを素材として、優れた伸びにつなが
る適量の残留オ−ステナイトを安定して確保され、かつ
コントロ−ルされた適量のパ−ライトが現出されて穴拡
げ性もが改善された高張力熱延鋼板を実現する手段は全
く不知であった。ところが、熱間圧延後の加速冷却に先
立つ所定時間の空冷によってフェライトの核生成を行わ
せ、また加速冷却途中における特定の温度域でも所定時
間の徐冷（空冷）を行うと、上述のような素材からも５
体積％以上の残留オ−ステナイトと３〜２０％のパ−ラ
イトを含むポリゴナルフェライト及びベイナイトからな
る組織を有し、プレス時の寸法精度を確保できる６９０
Ｎ/mm2を上回らない引張強さの、伸びと穴拡げ性に優れ
る熱延高張力鋼板が得られることを見出した。
【００１１】本発明は、上記知見事項等に基づいてなさ
れたもので、次に示す加工性に優れた熱延高張力鋼板の
製造方法を提供するものである。 Ｃ：0.05〜0.25％（以降 、 成分割合を表す％は重量
％とする), Si： 2.0％以下， Al： 1.6％以下， Mn： 0.8〜 2.0％， Ti：０〜0.04％ を含むと共に Ｎ：0.0100％以下， Nb： 0.003％未満， Si(%) ＋Al(%) ≧ 1.0 の各条件を満たしていて残部がFe及び不可避的不純物か
らなる鋼片を、１１００℃以上に加熱して熱間圧延を行
い、仕上温度Ａr3点以上で熱間圧延を終了した後１〜５
秒間の空冷を行ってから３０℃/s以上の冷却速度にて５
５０〜６５０℃まで冷却し、更に２〜１０秒間の空冷を
行った後、再度３０℃/s以上の冷却速度にて３５０〜５
２０℃まで冷却して巻取ることを特徴とする、体積率で
５％以上の残留オ−ステナイトと３〜２０％のパ−ライ
トとを含み残りがポリゴナルフェライトとベイナイトか
らなる組織を有する引張強さが６９０Ｎ/mm2以下の加工
性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法。 Ｃ：0.05〜0.25％， Si： 2.0％以下， Al：
1.6％以下， Mn： 0.8〜 2.0％， Ti：０〜0.04％ を含み、更に Ca：0.0002〜0.01％， Zr：0.01〜0.10％， 希土類元素：0.002 〜0.10％ の１種以上をも含むと共に Ｎ：0.0100％以下， Nb： 0.003％未満， Si(%) ＋Al(%) ≧ 1.0 の各条件を満たしていて残部がFe及び不可避的不純物か
らなる鋼片を、１１００℃以上に加熱して熱間圧延を行
い、仕上温度Ａr3点以上で熱間圧延を終了した後１〜５
秒間の空冷を行ってから３０℃/s以上の冷却速度にて５
５０〜６５０℃まで冷却し、更に２〜１０秒間の空冷を
行った後、再度３０℃/s以上の冷却速度にて３５０〜５
２０℃まで冷却して巻取ることを特徴とする、体積率で
５％以上の残留オ−ステナイトと３〜２０％のパ−ライ
トとを含み残りがポリゴナルフェライトとベイナイトか
らなる組織を有する引張強さが６９０Ｎ/mm2以下の加工
性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法。
れたもので、次に示す加工性に優れた熱延高張力鋼板の
製造方法を提供するものである。 Ｃ：0.05〜0.25％（以降 、 成分割合を表す％は重量
％とする), Si： 2.0％以下， Al： 1.6％以下， Mn： 0.8〜 2.0％， Ti：０〜0.04％ を含むと共に Ｎ：0.0100％以下， Nb： 0.003％未満， Si(%) ＋Al(%) ≧ 1.0 の各条件を満たしていて残部がFe及び不可避的不純物か
らなる鋼片を、１１００℃以上に加熱して熱間圧延を行
い、仕上温度Ａr3点以上で熱間圧延を終了した後１〜５
秒間の空冷を行ってから３０℃/s以上の冷却速度にて５
５０〜６５０℃まで冷却し、更に２〜１０秒間の空冷を
行った後、再度３０℃/s以上の冷却速度にて３５０〜５
２０℃まで冷却して巻取ることを特徴とする、体積率で
５％以上の残留オ−ステナイトと３〜２０％のパ−ライ
トとを含み残りがポリゴナルフェライトとベイナイトか
らなる組織を有する引張強さが６９０Ｎ/mm2以下の加工
性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法。 Ｃ：0.05〜0.25％， Si： 2.0％以下， Al：
1.6％以下， Mn： 0.8〜 2.0％， Ti：０〜0.04％ を含み、更に Ca：0.0002〜0.01％， Zr：0.01〜0.10％， 希土類元素：0.002 〜0.10％ の１種以上をも含むと共に Ｎ：0.0100％以下， Nb： 0.003％未満， Si(%) ＋Al(%) ≧ 1.0 の各条件を満たしていて残部がFe及び不可避的不純物か
らなる鋼片を、１１００℃以上に加熱して熱間圧延を行
い、仕上温度Ａr3点以上で熱間圧延を終了した後１〜５
秒間の空冷を行ってから３０℃/s以上の冷却速度にて５
５０〜６５０℃まで冷却し、更に２〜１０秒間の空冷を
行った後、再度３０℃/s以上の冷却速度にて３５０〜５
２０℃まで冷却して巻取ることを特徴とする、体積率で
５％以上の残留オ−ステナイトと３〜２０％のパ−ライ
トとを含み残りがポリゴナルフェライトとベイナイトか
らなる組織を有する引張強さが６９０Ｎ/mm2以下の加工
性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法。
【００１２】上述のように、本発明は、溶接性を満足で
きる範囲の低Ｃ，低Al含有量であって、かつＴＲＩＰ効
果で高延性を発揮するのに十分な量のオ−ステナイトが
確保されたところの、プレス加工が容易で穴拡げ性も良
好な熱延高張力鋼板を安定提供できるようにするもので
あるが、以下、鋼の化学組成と組織並びにその製造条件
の前記の如くに規定した理由を説明する。
きる範囲の低Ｃ，低Al含有量であって、かつＴＲＩＰ効
果で高延性を発揮するのに十分な量のオ−ステナイトが
確保されたところの、プレス加工が容易で穴拡げ性も良
好な熱延高張力鋼板を安定提供できるようにするもので
あるが、以下、鋼の化学組成と組織並びにその製造条件
の前記の如くに規定した理由を説明する。
【００１３】[A] 鋼の化学組成 a) Ｃ Ｃは重要な構成成分であって、熱延後の冷却過程で未変
態オ−ステナイト中に濃縮してオ−ステナイトを安定化
することにより熱延鋼板中にＴＲＩＰ効果を得るのに十
分な残留オ−ステナイトを得ることができる。しかし、
Ｃ含有量が0.05％未満では十分な残留オ−ステナイトを
得ることができず、一方0.25％を超えてＣを含有させる
と溶接性が問題となる上、第２相が多くなり過ぎて穴拡
げ性も劣化する。従って、Ｃ含有量は0.05〜0.25％と定
めたが、好ましくは0.08〜0.20％に調整するのが良い。
態オ−ステナイト中に濃縮してオ−ステナイトを安定化
することにより熱延鋼板中にＴＲＩＰ効果を得るのに十
分な残留オ−ステナイトを得ることができる。しかし、
Ｃ含有量が0.05％未満では十分な残留オ−ステナイトを
得ることができず、一方0.25％を超えてＣを含有させる
と溶接性が問題となる上、第２相が多くなり過ぎて穴拡
げ性も劣化する。従って、Ｃ含有量は0.05〜0.25％と定
めたが、好ましくは0.08〜0.20％に調整するのが良い。
【００１４】b) Si Siは、ポリゴナルフェライト生成を促進してＣの未変態
オ−ステナイトへの濃縮を助け、またセメンタイトの析
出を遅らせる作用を有しているので、残留オ−ステナイ
トを得やすくする効果を発揮する。しかしながら、過度
の添加は、固溶強化によって鋼板を著しく強化するので
プレス成形性が問題となるばかりか、表面品質や溶接性
も悪化させる。従って、Si含有量の上限を 2.0％とした
が、好ましくは 1.1％以下、より好ましくは 0.5％以下
に調整するのが良い。
オ−ステナイトへの濃縮を助け、またセメンタイトの析
出を遅らせる作用を有しているので、残留オ−ステナイ
トを得やすくする効果を発揮する。しかしながら、過度
の添加は、固溶強化によって鋼板を著しく強化するので
プレス成形性が問題となるばかりか、表面品質や溶接性
も悪化させる。従って、Si含有量の上限を 2.0％とした
が、好ましくは 1.1％以下、より好ましくは 0.5％以下
に調整するのが良い。
【００１５】c) Al Alは、Siと同様にポリゴナルフェライト生成を促進して
Ｃの未変態オ−ステナイトへの濃縮を助け、またセメン
タイトの析出を遅らせるて残留オ−ステナイトを得やす
くする作用を有するが、Siの場合に比べて鋼板をあまり
強化することがないため加工性及びプレス時の寸法精度
を劣化させることがない。しかし、 1.6％を超えてAlを
含有させると溶接性が問題となることからその含有量を
1.6％以下と定めたが、好ましくは 1.3％以下に規制す
るのが良い。なお、このようにAl含有量を規制する必要
があることからも、上述したSi含有量は0.05％を下回ら
ないことが望まれる。また、ポリゴナルフェライト生成
を促進してＣの未変態オ−ステナイトへの濃縮を助け、
かつセメンタイトの析出を遅らせて残留オ−ステナイト
を得やすくするSi及びAlの効果を十分ならしめるために
は、SiとAlの合計含有量が 「Si(%) ＋Al(%) ≧ 1.0」 な
る条件を満たす必要がある。
Ｃの未変態オ−ステナイトへの濃縮を助け、またセメン
タイトの析出を遅らせるて残留オ−ステナイトを得やす
くする作用を有するが、Siの場合に比べて鋼板をあまり
強化することがないため加工性及びプレス時の寸法精度
を劣化させることがない。しかし、 1.6％を超えてAlを
含有させると溶接性が問題となることからその含有量を
1.6％以下と定めたが、好ましくは 1.3％以下に規制す
るのが良い。なお、このようにAl含有量を規制する必要
があることからも、上述したSi含有量は0.05％を下回ら
ないことが望まれる。また、ポリゴナルフェライト生成
を促進してＣの未変態オ−ステナイトへの濃縮を助け、
かつセメンタイトの析出を遅らせて残留オ−ステナイト
を得やすくするSi及びAlの効果を十分ならしめるために
は、SiとAlの合計含有量が 「Si(%) ＋Al(%) ≧ 1.0」 な
る条件を満たす必要がある。
【００１６】d) Mn Mnも重要な構成元素であって、未変態オ−ステナイトが
過度にパ−ライトに変態するのを抑制する。しかし、こ
の効果はMn含有量が 0.8％未満では十分ではなく、一
方、 2.5％を超えて含有させると熱延後の冷却過程で十
分なポリゴナルフェライトを得られず、またそのためＣ
の未変態オ−ステナイトへの濃縮も不十分となって目的
とする高延性あるいはＴＲＩＰ効果が得られない。従っ
て、Mnの含有量は 0.8〜 2.5％と定めた。
過度にパ−ライトに変態するのを抑制する。しかし、こ
の効果はMn含有量が 0.8％未満では十分ではなく、一
方、 2.5％を超えて含有させると熱延後の冷却過程で十
分なポリゴナルフェライトを得られず、またそのためＣ
の未変態オ−ステナイトへの濃縮も不十分となって目的
とする高延性あるいはＴＲＩＰ効果が得られない。従っ
て、Mnの含有量は 0.8〜 2.5％と定めた。
【００１７】e) Ti Tiはスラブのひび割れ防止に効果があり、そのため必要
に応じて添加される成分であるが、0.04％を超えて添加
してもその効果は飽和してしまうことから、Ti含有量の
上限を0.04％と定めた。
に応じて添加される成分であるが、0.04％を超えて添加
してもその効果は飽和してしまうことから、Ti含有量の
上限を0.04％と定めた。
【００１８】f) Ｎ Ｎはスラブ鋳造過程で窒化物として析出し、スラブのひ
び割れの原因となる好ましくない元素である。そのた
め、Ｎ含有量は0.0100％以下と定めた。
び割れの原因となる好ましくない元素である。そのた
め、Ｎ含有量は0.0100％以下と定めた。
【００１９】g) Nb Nbは、鋼板の強化作用が著しくてプレス成形性を悪化さ
せ、かつ本発明においてはパ−ライト変態を過度に抑制
する好ましくない元素であり、Nb含有量の規制は本発明
鋼板の大きな特徴の１つである。ただ、Nb含有量が 0.0
03％未満の領域に規制されておれば前記弊害は顕著化し
ないことから、本発明鋼板ではNb含有量を 0.003％未満
と定めた。
せ、かつ本発明においてはパ−ライト変態を過度に抑制
する好ましくない元素であり、Nb含有量の規制は本発明
鋼板の大きな特徴の１つである。ただ、Nb含有量が 0.0
03％未満の領域に規制されておれば前記弊害は顕著化し
ないことから、本発明鋼板ではNb含有量を 0.003％未満
と定めた。
【００２０】h) Ca，Zr及び希土類元素 これらの成分は、何れも介在物の形状を調整して冷間加
工性を改善する作用を有するので必要に応じて１種以上
を含有させるのが良い。しかしながら、その含有量がCa
の場合は0.0002％未満、Zrの場合は0.01％未満、そして
希土類元素の場合は 0.002％未満であると前記作用によ
る所望の効果が得られず、一方、Caでは0.01％、Zrでは
0.10％そして希土類元素では0.10％を超えて含有される
と逆に鋼中の介在物が多くなり過ぎて冷間加工性が劣化
するようになることから、それぞれの含有量を、Ca：0.
0002〜0.01％、Zr：0.10〜0.10％、希土類元素： 0.002
〜0.10と定めた。
工性を改善する作用を有するので必要に応じて１種以上
を含有させるのが良い。しかしながら、その含有量がCa
の場合は0.0002％未満、Zrの場合は0.01％未満、そして
希土類元素の場合は 0.002％未満であると前記作用によ
る所望の効果が得られず、一方、Caでは0.01％、Zrでは
0.10％そして希土類元素では0.10％を超えて含有される
と逆に鋼中の介在物が多くなり過ぎて冷間加工性が劣化
するようになることから、それぞれの含有量を、Ca：0.
0002〜0.01％、Zr：0.10〜0.10％、希土類元素： 0.002
〜0.10と定めた。
【００２１】i) 残余成分鋼 における上記以外の成分はFe及び前述しない不可避不
純物である。この不可避不純物としてはＯ，Ｐ，Ｓ，C
u，Ni，Cr，Mo等の鋼中に不可避的に混入する元素が含
まれる。これらの中でも、Ｐは溶接性に悪影響を及ぼす
不純物元素であるので低含有量であるほど好ましく、所
望の溶接性を確保するためにはＰの含有量を0.05％以下
に抑えるのが望ましい。また、ＳはMnＳ系介在物を形成
して加工性を低下させる不純物元素であるのでやはり低
含有量であるほど好ましく、できればその含有量を0.02
％以下とするのが望ましい。
純物である。この不可避不純物としてはＯ，Ｐ，Ｓ，C
u，Ni，Cr，Mo等の鋼中に不可避的に混入する元素が含
まれる。これらの中でも、Ｐは溶接性に悪影響を及ぼす
不純物元素であるので低含有量であるほど好ましく、所
望の溶接性を確保するためにはＰの含有量を0.05％以下
に抑えるのが望ましい。また、ＳはMnＳ系介在物を形成
して加工性を低下させる不純物元素であるのでやはり低
含有量であるほど好ましく、できればその含有量を0.02
％以下とするのが望ましい。
【００２２】[B] 鋼板の組織 本発明のように比較的Ｃ含有量が低い熱延鋼板では強度
確保が問題となるが、その組織を残留オ−ステナイトと
パ−ライトを含むポリゴナルフェライト及びベイナイト
からなる組織にすると、自動車用高張力鋼板等に必要な
強度を安定して確保できるようになる。また、この場
合、残留オ−ステナイトのＴＲＩＰ効果を利用して熱延
鋼板に加工用としての高延性を付与するためには、体積
率で５％以上の残留オ−ステナイトの確保は欠かせな
い。しかも、上記鋼板組織中のパ−ライトの体積率を３
〜２０％とすることで、硬質なベイナイトの量が減少さ
れて鋼板の穴拡げ性が著しく向上する。ここで、パ−ラ
イトの体積率が３％未満であると上記効果が十分でな
く、一方、パ−ライトの体積率が２０％を超える組織に
すると残留オ−ステナイトの確保が困難となって所望の
高延性を達成できなくなる。なお、上記組織は、鋼板の
化学組成調整と、次に説明する製造条件の調整によって
実現することができる。
確保が問題となるが、その組織を残留オ−ステナイトと
パ−ライトを含むポリゴナルフェライト及びベイナイト
からなる組織にすると、自動車用高張力鋼板等に必要な
強度を安定して確保できるようになる。また、この場
合、残留オ−ステナイトのＴＲＩＰ効果を利用して熱延
鋼板に加工用としての高延性を付与するためには、体積
率で５％以上の残留オ−ステナイトの確保は欠かせな
い。しかも、上記鋼板組織中のパ−ライトの体積率を３
〜２０％とすることで、硬質なベイナイトの量が減少さ
れて鋼板の穴拡げ性が著しく向上する。ここで、パ−ラ
イトの体積率が３％未満であると上記効果が十分でな
く、一方、パ−ライトの体積率が２０％を超える組織に
すると残留オ−ステナイトの確保が困難となって所望の
高延性を達成できなくなる。なお、上記組織は、鋼板の
化学組成調整と、次に説明する製造条件の調整によって
実現することができる。
【００２３】[C] 熱延鋼板の製造条件 熱間圧延に供する鋼は、例えば転炉，電気炉又は平炉等
により溶製することができ、鋼種もリムド鋼，キャップ
ド鋼，セミキルド鋼又はキルド鋼の何れであっても良
い。そして、圧延素材である鋼片の製造にも“造塊−分
塊圧延”あるいは“連続鋳造”等の何れの手段が採用さ
れても構わない。
により溶製することができ、鋼種もリムド鋼，キャップ
ド鋼，セミキルド鋼又はキルド鋼の何れであっても良
い。そして、圧延素材である鋼片の製造にも“造塊−分
塊圧延”あるいは“連続鋳造”等の何れの手段が採用さ
れても構わない。
【００２４】ただ、本発明においては、熱間圧延に供す
る鋼片は１１００℃以上で加熱保持してから熱間圧延を
開始し、仕上圧延はＡr3点以上の温度で仕上げる。１１
００℃未満の加熱では熱間圧延中に鋼片が冷却され、Ａ
r3点以上の仕上温度が確保できない。そして、仕上温度
がＡr3点未満になると、熱間圧延中にフェライト変態が
生じ、生成したフェライト粒に熱間圧延による歪が導入
されて得られる熱延鋼板の加工性が劣化してしまう。な
お、加熱炉に装入する鋼片は、鋳造後の高温のままでの
スラブでも、室温で放置されたスラブでも構わない。
る鋼片は１１００℃以上で加熱保持してから熱間圧延を
開始し、仕上圧延はＡr3点以上の温度で仕上げる。１１
００℃未満の加熱では熱間圧延中に鋼片が冷却され、Ａ
r3点以上の仕上温度が確保できない。そして、仕上温度
がＡr3点未満になると、熱間圧延中にフェライト変態が
生じ、生成したフェライト粒に熱間圧延による歪が導入
されて得られる熱延鋼板の加工性が劣化してしまう。な
お、加熱炉に装入する鋼片は、鋳造後の高温のままでの
スラブでも、室温で放置されたスラブでも構わない。
【００２５】本発明においては、圧延後の冷却条件が重
要である。つまり、熱間圧延終了後の１〜５秒間の空冷
と、加速冷却途中の５５０〜６５０℃からの２〜１０秒
間の空冷が特に重要である。
要である。つまり、熱間圧延終了後の１〜５秒間の空冷
と、加速冷却途中の５５０〜６５０℃からの２〜１０秒
間の空冷が特に重要である。
【００２６】まず、本発明のようにNbを添加することな
しにコントロ−ルされた適量のパ−ライトを生成させる
ためには、５５０〜６５０℃の温度からの２〜１０秒間
の空冷が必要であることが確認された。そして、この温
度域でのパ−ライト変態は比較的遅いため、適量の未変
態オ−ステナイトも含有しており、その後の加速冷却の
巻取りでベイナイト変態させることで延性に有効な５％
以上の残留オ−ステナイトを残存させることが可能とな
る。この場合、空冷開始温度が６５０℃を上回っている
とパ−ライト生成量の適量に調整することができなくな
り、一方、空冷開始温度が５５０℃を下回ってしまうと
炭化物を含むベイナイトが生成してしまい、何れも所望
量のパ−ライトを確保できなくなることから、加速冷却
途中の空冷開始温度を５５０〜６５０℃と定めたが、好
ましくは５５０〜６００℃の範囲に調整するのが良い。
しにコントロ−ルされた適量のパ−ライトを生成させる
ためには、５５０〜６５０℃の温度からの２〜１０秒間
の空冷が必要であることが確認された。そして、この温
度域でのパ−ライト変態は比較的遅いため、適量の未変
態オ−ステナイトも含有しており、その後の加速冷却の
巻取りでベイナイト変態させることで延性に有効な５％
以上の残留オ−ステナイトを残存させることが可能とな
る。この場合、空冷開始温度が６５０℃を上回っている
とパ−ライト生成量の適量に調整することができなくな
り、一方、空冷開始温度が５５０℃を下回ってしまうと
炭化物を含むベイナイトが生成してしまい、何れも所望
量のパ−ライトを確保できなくなることから、加速冷却
途中の空冷開始温度を５５０〜６５０℃と定めたが、好
ましくは５５０〜６００℃の範囲に調整するのが良い。
【００２７】また、パ−ライトの生成はオ−ステナイト
中のＣ濃度が共析点（約 0.8％) 以上に達することで開
始され、オ−ステナイトへのＣの濃化（残留オ−ステナ
イトの確保に欠かせない）はフェライトが生成すること
により未変態のオ−ステナイト中にＣが吐き出されるこ
とで生じる。本発明者等は、鋭意研究の結果、フェライ
トの生成促進のためには熱間圧延後１〜５秒間の空冷が
重要であることを見出した。
中のＣ濃度が共析点（約 0.8％) 以上に達することで開
始され、オ−ステナイトへのＣの濃化（残留オ−ステナ
イトの確保に欠かせない）はフェライトが生成すること
により未変態のオ−ステナイト中にＣが吐き出されるこ
とで生じる。本発明者等は、鋭意研究の結果、フェライ
トの生成促進のためには熱間圧延後１〜５秒間の空冷が
重要であることを見出した。
【００２８】この知見事項は、初期のフェライト生成核
が重要な役割を持つことを意味している。即ち、熱間圧
延後の空冷が１秒未満ではフェライト核の生成が不十分
で、その結果十分なフェライトが生成せずにオ−ステナ
イトへのＣの濃化が不十分となって、加速冷却途中で空
冷を実施しても十分なパ−ライトが得られず、炭化物を
含むベイナイトが生成してしまう。一方、この空冷が５
秒を超えると、フェライト生成量が多くなるために高温
域からパ−ライトの生成が開始される。このような高温
域でのパ−ライトへの変態速度は非常に速いため、未変
態オ−ステナイトのほぼ全量がパ−ライト変態してしま
い、延性向上に有効な残留オ−ステナイトが得られなく
なる。
が重要な役割を持つことを意味している。即ち、熱間圧
延後の空冷が１秒未満ではフェライト核の生成が不十分
で、その結果十分なフェライトが生成せずにオ−ステナ
イトへのＣの濃化が不十分となって、加速冷却途中で空
冷を実施しても十分なパ−ライトが得られず、炭化物を
含むベイナイトが生成してしまう。一方、この空冷が５
秒を超えると、フェライト生成量が多くなるために高温
域からパ−ライトの生成が開始される。このような高温
域でのパ−ライトへの変態速度は非常に速いため、未変
態オ−ステナイトのほぼ全量がパ−ライト変態してしま
い、延性向上に有効な残留オ−ステナイトが得られなく
なる。
【００２９】ところで、上述した空冷以外は巻取り温度
まで３０℃/s以上の冷却速度で加速冷却を行うが、これ
は本発明鋼がNbを積極的に含まない鋼であるためにパ−
ライト生成速度が速く、そのため空冷により組織制御で
きる温度以外は過度の組織変化が生じるのを抑制するた
めである。即ち、この加速冷却での冷却速度が３０℃/s
未満では、過度にパ−ライトが生成して狙いとする組織
が得られなくなる。
まで３０℃/s以上の冷却速度で加速冷却を行うが、これ
は本発明鋼がNbを積極的に含まない鋼であるためにパ−
ライト生成速度が速く、そのため空冷により組織制御で
きる温度以外は過度の組織変化が生じるのを抑制するた
めである。即ち、この加速冷却での冷却速度が３０℃/s
未満では、過度にパ−ライトが生成して狙いとする組織
が得られなくなる。
【００３０】このように、本発明における“圧延直後の
空冷によるフェライト核の生成”と“加速冷却途中の５
５０〜６５０℃での空冷”との組み合わせは、適量のフ
ェライトとパ−ライトを生成させる上で極めて重要な処
理である。
空冷によるフェライト核の生成”と“加速冷却途中の５
５０〜６５０℃での空冷”との組み合わせは、適量のフ
ェライトとパ−ライトを生成させる上で極めて重要な処
理である。
【００３１】なお、前記加速冷却は３５０〜５２０℃ま
で実施し、その後に巻取りを行う。この温度域で巻き取
ることにより、未変態オ−ステナイトが炭化物を含まな
いベイナイトへ変態し、Ｃが未変態オ−ステナイトへ更
に濃化することでマルテンサイト変態が抑制され、高延
性に必要な５％以上のオ−ステナイトが残留する。即
ち、５２０℃を超える温度で巻取りを行うと炭化物が生
成してオ−ステナイトが残留せず、一方、３５０℃を下
回る温度で巻取るとベイナイト変態ではなくマルテンサ
イト変態が生じてしまい、何れも５％以上の残留オ−ス
テナイトを得ることができない。
で実施し、その後に巻取りを行う。この温度域で巻き取
ることにより、未変態オ−ステナイトが炭化物を含まな
いベイナイトへ変態し、Ｃが未変態オ−ステナイトへ更
に濃化することでマルテンサイト変態が抑制され、高延
性に必要な５％以上のオ−ステナイトが残留する。即
ち、５２０℃を超える温度で巻取りを行うと炭化物が生
成してオ−ステナイトが残留せず、一方、３５０℃を下
回る温度で巻取るとベイナイト変態ではなくマルテンサ
イト変態が生じてしまい、何れも５％以上の残留オ−ス
テナイトを得ることができない。
【００３２】続いて、本発明を実施例によって説明す
る。
る。
【実施例】表１に示す化学組成の鋼５０kgを真空溶解炉
で溶製後、熱間鍛造により６０mm厚のスラブを製造し、
表２に示す条件で２mm厚の熱延鋼板とした。
で溶製後、熱間鍛造により６０mm厚のスラブを製造し、
表２に示す条件で２mm厚の熱延鋼板とした。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】次いで、このようにして得られた各熱延鋼
板からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、その機械的性質
を調べた。また、各熱延鋼板から別の試験片を採取し、
１５％クリアランスで打ち抜いた打ち抜き穴の“限界穴
拡げ率”を６０φ円錐ポンチで拡げて調査した。更に、
各熱延鋼板中央部よりＸ線試験用の試験片を採取し、残
留オ−ステナイト量を測定した。また、パ−ライト量
は、断面研磨後ナイタル腐食したサンプルをＳＥＭで観
察し、画像処理にて測定した。これらの結果を表３に示
す。
板からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、その機械的性質
を調べた。また、各熱延鋼板から別の試験片を採取し、
１５％クリアランスで打ち抜いた打ち抜き穴の“限界穴
拡げ率”を６０φ円錐ポンチで拡げて調査した。更に、
各熱延鋼板中央部よりＸ線試験用の試験片を採取し、残
留オ−ステナイト量を測定した。また、パ−ライト量
は、断面研磨後ナイタル腐食したサンプルをＳＥＭで観
察し、画像処理にて測定した。これらの結果を表３に示
す。
【００３６】
【表３】
【００３７】表３に示す結果からは次のことを確認する
ことができる。即ち、本発明法に従って製造された試験
番号１〜６及び試験番号18〜28に係る高張力熱延鋼板
は、５％を超える残留オ−ステナイトと３〜２０％のパ
−ライトを有し、そのため引張強さが６９０Ｎ/mm2以下
で、伸びが３５％以上、穴拡げ率８０％以上と優れた加
工性を示した。
ことができる。即ち、本発明法に従って製造された試験
番号１〜６及び試験番号18〜28に係る高張力熱延鋼板
は、５％を超える残留オ−ステナイトと３〜２０％のパ
−ライトを有し、そのため引張強さが６９０Ｎ/mm2以下
で、伸びが３５％以上、穴拡げ率８０％以上と優れた加
工性を示した。
【００３８】これに対して、熱延加熱温度の低い試験番
号７に係る熱延鋼板は、圧延時の温度降下により仕上温
度がＡr3点を下回り、試験番号８に係る熱延鋼板と共
に、熱間圧延中にフェライトに歪が加わるため延性が低
下した。また、熱延後の空冷時間が短い試験番号９に係
る熱延鋼板は、パ−ライトの生成が不十分で穴拡げ性に
劣った。加速冷却時の冷却速度の遅い試験番号10及び15
に係る熱延鋼板と、中間の空冷時間が長い試験番号14に
係る熱延鋼板、更に巻取温度の高い試験番号16に係る熱
延鋼板は、何れもパ−ライト変態が過度に進行して残留
オ−ステナイト量が不足し、伸びが低い。更に、加速冷
却途中の空冷開始温度の高い試験番号11と空冷開始温度
の低い試験番号12に係る熱延鋼板、更に空冷時間の短い
試験番号13と巻取温度の低い試験番号17に係る熱延鋼板
は、何れもパ−ライトの生成が不足して穴拡げ性が低
い。
号７に係る熱延鋼板は、圧延時の温度降下により仕上温
度がＡr3点を下回り、試験番号８に係る熱延鋼板と共
に、熱間圧延中にフェライトに歪が加わるため延性が低
下した。また、熱延後の空冷時間が短い試験番号９に係
る熱延鋼板は、パ−ライトの生成が不十分で穴拡げ性に
劣った。加速冷却時の冷却速度の遅い試験番号10及び15
に係る熱延鋼板と、中間の空冷時間が長い試験番号14に
係る熱延鋼板、更に巻取温度の高い試験番号16に係る熱
延鋼板は、何れもパ−ライト変態が過度に進行して残留
オ−ステナイト量が不足し、伸びが低い。更に、加速冷
却途中の空冷開始温度の高い試験番号11と空冷開始温度
の低い試験番号12に係る熱延鋼板、更に空冷時間の短い
試験番号13と巻取温度の低い試験番号17に係る熱延鋼板
は、何れもパ−ライトの生成が不足して穴拡げ性が低
い。
【００３９】一方、Si含有量が高い試験番号29に係る熱
延鋼板は強度が高過ぎ、Al量が高い試験番号30に係る熱
延鋼板は特性は良好であったがフラッシュバット溶接を
実施すると十分な溶接強度が得られなかった。また、Nb
含有量が高い試験番号31及び32に係る熱延鋼板は、本発
明に係る製造条件ではパ−ライト量が不足し、穴拡げ性
が低い。そして、Si＋Alの合計含有量が低い試験番号33
に係る熱延鋼板は、パ−ライト変態が過度に進行し残留
オ−ステナイト量が不足するため伸びが低い。
延鋼板は強度が高過ぎ、Al量が高い試験番号30に係る熱
延鋼板は特性は良好であったがフラッシュバット溶接を
実施すると十分な溶接強度が得られなかった。また、Nb
含有量が高い試験番号31及び32に係る熱延鋼板は、本発
明に係る製造条件ではパ−ライト量が不足し、穴拡げ性
が低い。そして、Si＋Alの合計含有量が低い試験番号33
に係る熱延鋼板は、パ−ライト変態が過度に進行し残留
オ−ステナイト量が不足するため伸びが低い。
【００４０】
【効果の総括】以上に説明した如く、この発明によれ
ば、高延性を示す上に穴拡げ性，溶接性も良好で自動車
足廻り部品等として好適な加工用高張力熱延鋼板を安定
提供することが可能となるなど、産業上有用な効果がも
たらされる。
ば、高延性を示す上に穴拡げ性，溶接性も良好で自動車
足廻り部品等として好適な加工用高張力熱延鋼板を安定
提供することが可能となるなど、産業上有用な効果がも
たらされる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平５−195150（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−180445（ＪＰ，Ａ) 特開 平10−204576（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−202048（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−27549（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−42725（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−228654（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−105986（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】 重量割合で Ｃ：0.05〜0.25％， Si： 2.0％以下， Al： 1.6
％以下， Mn： 0.8〜 2.0％， Ti：０〜0.04％ を含むと共に Ｎ：0.0100％以下， Nb： 0.003％未満， Si(%) ＋Al(%) ≧ 1.0 の各条件を満たしていて残部がFe及び不可避的不純物か
らなる鋼片を、１１００℃以上に加熱して熱間圧延を行
い、仕上温度Ａr3点以上で熱間圧延を終了した後１〜５
秒間の空冷を行ってから３０℃/s以上の冷却速度にて５
５０〜６５０℃まで冷却し、更に２〜１０秒間の空冷を
行った後、再度３０℃/s以上の冷却速度にて３５０〜５
２０℃まで冷却して巻取ることを特徴とする、体積率で
５％以上の残留オ−ステナイトと３〜２０％のパ−ライ
トとを含み残りがポリゴナルフェライトとベイナイトか
らなる組織を有する引張強さが６９０Ｎ/mm2以下の加工
性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量割合で Ｃ：0.05〜0.25％， Si： 2.0％以下， Al： 1.6
％以下， Mn： 0.8〜 2.0％， Ti：０〜0.04％ を含み、更に Ca：0.0002〜0.01％， Zr：0.01〜0.10％， 希土類元
素：0.002 〜0.10％ の１種以上をも含むと共に Ｎ：0.0100％以下， Nb： 0.003％未満， Si(%) ＋Al(%) ≧ 1.0 の各条件を満たしていて残部がFe及び不可避的不純物か
らなる鋼片を、１１００℃以上に加熱して熱間圧延を行
い、仕上温度Ａr3点以上で熱間圧延を終了した後１〜５
秒間の空冷を行ってから３０℃/s以上の冷却速度にて５
５０〜６５０℃まで冷却し、更に２〜１０秒間の空冷を
行った後、再度３０℃/s以上の冷却速度にて３５０〜５
２０℃まで冷却して巻取ることを特徴とする、体積率で
５％以上の残留オ−ステナイトと３〜２０％のパ−ライ
トとを含み残りがポリゴナルフェライトとベイナイトか
らなる組織を有する引張強さが６９０Ｎ/mm2以下の加工
性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3555997A JP3322152B2 (ja) | 1997-02-04 | 1997-02-04 | 加工性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3555997A JP3322152B2 (ja) | 1997-02-04 | 1997-02-04 | 加工性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10219387A JPH10219387A (ja) | 1998-08-18 |
| JP3322152B2 true JP3322152B2 (ja) | 2002-09-09 |
Family
ID=12445104
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3555997A Expired - Fee Related JP3322152B2 (ja) | 1997-02-04 | 1997-02-04 | 加工性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3322152B2 (ja) |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2002046486A1 (fr) * | 2000-12-07 | 2002-06-13 | Nippon Steel Corporation | Tole d'acier laminee a chaud tres resistante possedant d'excellentes caracteristiques d'agrandissement et de ductilite et son procede de fabrication |
| EP1288322A1 (en) | 2001-08-29 | 2003-03-05 | Sidmar N.V. | An ultra high strength steel composition, the process of production of an ultra high strength steel product and the product obtained |
| JP4806887B2 (ja) * | 2002-06-18 | 2011-11-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 疲労き裂伝播特性に優れた鋼材およびその製造方法 |
| EP1396550A1 (de) * | 2002-08-28 | 2004-03-10 | ThyssenKrupp Stahl AG | Verfahren zum Herstellen eines Warmbandes |
| EP1431406A1 (en) * | 2002-12-20 | 2004-06-23 | Sidmar N.V. | A steel composition for the production of cold rolled multiphase steel products |
| JP6455599B2 (ja) | 2015-07-31 | 2019-01-23 | 新日鐵住金株式会社 | 加工誘起変態型複合組織鋼板およびその製造方法 |
| TWI575084B (zh) * | 2015-07-31 | 2017-03-21 | 新日鐵住金股份有限公司 | 應變誘發相變態型複合組織鋼板及其製造方法 |
| CN115161548B (zh) * | 2022-05-25 | 2023-03-24 | 昆明理工大学 | 一种Ti-Zr复合微合金化700MPa级高强度高韧性钢板及制备方法 |
-
1997
- 1997-02-04 JP JP3555997A patent/JP3322152B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JPH10219387A (ja) | 1998-08-18 |
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