JP3338502B2 - 加工性及び表面性状に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
加工性及び表面性状に優れた高強度熱延鋼板の製造方法Info
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- JP3338502B2 JP3338502B2 JP07179893A JP7179893A JP3338502B2 JP 3338502 B2 JP3338502 B2 JP 3338502B2 JP 07179893 A JP07179893 A JP 07179893A JP 7179893 A JP7179893 A JP 7179893A JP 3338502 B2 JP3338502 B2 JP 3338502B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、４４０Ｎ／ｍｍ2 を超
える引張り強さをもち、延性及び伸びフランジ性が要求
される自動車足廻り部品等の部品として好適な熱延鋼板
を製造する方法に関する。
える引張り強さをもち、延性及び伸びフランジ性が要求
される自動車足廻り部品等の部品として好適な熱延鋼板
を製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、燃費の向上を図るために車体を軽
量化する研究・開発が行われており、鉄鋼材料に関して
も従来からの製品と同等のプレス成形性をもち且つ優れ
た強度を呈する材料が要求されている。この要求に応え
る材料として、フェライト＋マルテンサイト組織をもつ
デュアルフェイス鋼板や残留オーステナイトを利用した
高強度鋼板が提案されている。デュアルフェイス鋼板と
しては、たとえば特公昭５７−４２１２７号公報，特公
昭６１−１０００９号公報，特公昭６１−１１２９１号
公報，特開昭５７−１４３４３３号公報等で紹介されて
いる。残留オーステナイトを利用した高強度鋼板につい
ても、多くの研究が報告されており、強度−延性バラン
スの優れた鋼材を得る方法が種々提案されている（特開
昭６２−１９６３３６号公報，特開昭６３−４０１７号
公報，特開平１−７９３４５号公報等参照）。
量化する研究・開発が行われており、鉄鋼材料に関して
も従来からの製品と同等のプレス成形性をもち且つ優れ
た強度を呈する材料が要求されている。この要求に応え
る材料として、フェライト＋マルテンサイト組織をもつ
デュアルフェイス鋼板や残留オーステナイトを利用した
高強度鋼板が提案されている。デュアルフェイス鋼板と
しては、たとえば特公昭５７−４２１２７号公報，特公
昭６１−１０００９号公報，特公昭６１−１１２９１号
公報，特開昭５７−１４３４３３号公報等で紹介されて
いる。残留オーステナイトを利用した高強度鋼板につい
ても、多くの研究が報告されており、強度−延性バラン
スの優れた鋼材を得る方法が種々提案されている（特開
昭６２−１９６３３６号公報，特開昭６３−４０１７号
公報，特開平１−７９３４５号公報等参照）。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】従来のデュアルフェイ
ス鋼板では、低温変態相のマルテンサイトを利用してい
ることから、溶接を行ったときに熱影響部の軟質化が避
けられない。また、軟質のフェライトと硬質のマルテン
サイトが混在した組織となっているため、伸びフランジ
加工すると、相界面に応力が集中して割れの起点とな
り、加工された製品に亀裂・破断等の欠陥が発生し易
い。すなわち、デュアルフェイス鋼板は伸びフランジ性
が劣る材料であり、目的形状をもった製品を高い歩留り
で製造できない現状にある。
ス鋼板では、低温変態相のマルテンサイトを利用してい
ることから、溶接を行ったときに熱影響部の軟質化が避
けられない。また、軟質のフェライトと硬質のマルテン
サイトが混在した組織となっているため、伸びフランジ
加工すると、相界面に応力が集中して割れの起点とな
り、加工された製品に亀裂・破断等の欠陥が発生し易
い。すなわち、デュアルフェイス鋼板は伸びフランジ性
が劣る材料であり、目的形状をもった製品を高い歩留り
で製造できない現状にある。
【０００４】他方、残留オーステナイトを利用した高強
度鋼板で所望の残留オーステナイトを得るためには、圧
延後の冷却条件，巻取り温度等の厳格な制御が必要とさ
れる。そのため、鋼板製造工程が面倒なものとなり、熱
間圧延ラインでの製造安定性や材質安定性等において多
くの問題が未解決のままである。しかも、デュアルフェ
イス鋼板及び残留オーステナイトを利用した高強度鋼板
の何れにおいても、比較的多量のＳｉを含有している。
そのため、表面肌の劣化が避けられず、足廻り部品等の
製品としての外観が悪く、商品価値を低下させる。
度鋼板で所望の残留オーステナイトを得るためには、圧
延後の冷却条件，巻取り温度等の厳格な制御が必要とさ
れる。そのため、鋼板製造工程が面倒なものとなり、熱
間圧延ラインでの製造安定性や材質安定性等において多
くの問題が未解決のままである。しかも、デュアルフェ
イス鋼板及び残留オーステナイトを利用した高強度鋼板
の何れにおいても、比較的多量のＳｉを含有している。
そのため、表面肌の劣化が避けられず、足廻り部品等の
製品としての外観が悪く、商品価値を低下させる。
【０００５】本発明は、このような問題を解消すべく案
出されたものであり、合金設計及び熱延条件の管理によ
って、微細なフェライトマトリックスにパーライト又は
セメンタイトが微細に分散した組織を作り込み、延性，
伸びフランジ性等の加工性及び表面性状に優れ、引張り
強さ４４０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度熱延鋼板を安定して
製造することを目的とする。
出されたものであり、合金設計及び熱延条件の管理によ
って、微細なフェライトマトリックスにパーライト又は
セメンタイトが微細に分散した組織を作り込み、延性，
伸びフランジ性等の加工性及び表面性状に優れ、引張り
強さ４４０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度熱延鋼板を安定して
製造することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の高強度熱延鋼板
製造方法は、その目的を達成するため、Ｃ：０．０２〜
０．０８重量％，Ｓｉ：０．３〜１．５重量％，Ｍｎ：
１．０〜２．０重量％，Ｐ：０．０２〜０．１０重量
％，Ｎｂ：０．０１〜０．０３重量％，Ｓ：０．００５
重量％以下を含み、残部が実質的にＦｅからなる鋼鋳片
に仕上げ圧延温度１０００〜８５０℃の熱間圧延を施し
た後、６００℃までは４０℃／秒以上で、６００℃以下
は３０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、４００〜５
５０℃の温度範囲で巻き取ることを特徴とする。鋼鋳片
は、必要に応じＴｉ：０．０１〜０．０５重量％を含む
こともできる。
製造方法は、その目的を達成するため、Ｃ：０．０２〜
０．０８重量％，Ｓｉ：０．３〜１．５重量％，Ｍｎ：
１．０〜２．０重量％，Ｐ：０．０２〜０．１０重量
％，Ｎｂ：０．０１〜０．０３重量％，Ｓ：０．００５
重量％以下を含み、残部が実質的にＦｅからなる鋼鋳片
に仕上げ圧延温度１０００〜８５０℃の熱間圧延を施し
た後、６００℃までは４０℃／秒以上で、６００℃以下
は３０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、４００〜５
５０℃の温度範囲で巻き取ることを特徴とする。鋼鋳片
は、必要に応じＴｉ：０．０１〜０．０５重量％を含む
こともできる。
【０００７】
【作用】本発明においては、ベーナイトやマルテンサイ
ト等の低温変態相や残留オーステナイトを利用せず、微
細なフェライト＋微細に分散したパーライト又はセメン
タイト組織にすることを狙った合金設計及び製造条件を
採用している。なお、本発明でいうフェライトとは、ポ
リゴナルフェライトやアシキュラーフェライトを含む。
本発明に従って製造された熱延鋼板は、微細なフェライ
トマトリックスにパーライト又はセメンタイトが微細に
分散した組織をもっており、熱延条件の厳格な制御を必
要とすることなく安定して製造される。この組織におい
ては、ベーナイトやマルテンサイトに比べて比較的軟質
なパーライトを微細に分散させることによって伸びフラ
ンジ性を向上させている。
ト等の低温変態相や残留オーステナイトを利用せず、微
細なフェライト＋微細に分散したパーライト又はセメン
タイト組織にすることを狙った合金設計及び製造条件を
採用している。なお、本発明でいうフェライトとは、ポ
リゴナルフェライトやアシキュラーフェライトを含む。
本発明に従って製造された熱延鋼板は、微細なフェライ
トマトリックスにパーライト又はセメンタイトが微細に
分散した組織をもっており、熱延条件の厳格な制御を必
要とすることなく安定して製造される。この組織におい
ては、ベーナイトやマルテンサイトに比べて比較的軟質
なパーライトを微細に分散させることによって伸びフラ
ンジ性を向上させている。
【０００８】微細なフェライトマトリックスにパーライ
ト又はセメンタイトが微細に分散した組織は、マトリッ
クスに粒径の小さいフェライトを分散させ、その結果フ
ェライト変態後に生じるパーライト又はセメンタイトを
微細で且つ分散させた組織である。なかでも、パーライ
トは、バンド状に連続的に生成することなく分散状態に
あるので、良好な伸びフランジ性を呈する鋼材が得られ
る。このような組織は、合金の成分設計、特に微細フェ
ライトの生成に有効なＮｂの含有量を規定し、且つ熱延
後の冷却及び巻取りを所定温度条件の下で行うことによ
って形成される。また、所定量のＰを添加することによ
り、表面肌も良好なものとなる。
ト又はセメンタイトが微細に分散した組織は、マトリッ
クスに粒径の小さいフェライトを分散させ、その結果フ
ェライト変態後に生じるパーライト又はセメンタイトを
微細で且つ分散させた組織である。なかでも、パーライ
トは、バンド状に連続的に生成することなく分散状態に
あるので、良好な伸びフランジ性を呈する鋼材が得られ
る。このような組織は、合金の成分設計、特に微細フェ
ライトの生成に有効なＮｂの含有量を規定し、且つ熱延
後の冷却及び巻取りを所定温度条件の下で行うことによ
って形成される。また、所定量のＰを添加することによ
り、表面肌も良好なものとなる。
【０００９】以下、本発明で規定した合金成分及び製造
条件について説明する。 Ｃ： 強度を確保するための有効な合金元素であり、引
張り強さ４４０Ｎ／ｍｍ2 以上の目標強度を得る上で
０．０２重量％以上が必要である。しかし、０．０８重
量％を超える多量のＣを含有すると、鋼材の成形性が著
しく劣化する。したがって、本発明においては、０．０
２〜０．０８重量％の範囲にＣ含有量を定めた。
条件について説明する。 Ｃ： 強度を確保するための有効な合金元素であり、引
張り強さ４４０Ｎ／ｍｍ2 以上の目標強度を得る上で
０．０２重量％以上が必要である。しかし、０．０８重
量％を超える多量のＣを含有すると、鋼材の成形性が著
しく劣化する。したがって、本発明においては、０．０
２〜０．０８重量％の範囲にＣ含有量を定めた。
【００１０】Ｓｉ： 固溶強化によって強度を向上させ
ると共に、延性，伸びフランジ性を向上させる合金元素
である。Ｓｉによる性質改善は、含有量が０．３重量％
以上で顕著になる。しかし、１．５重量％を超えるＳｉ
含有量では、熱延板の表面性状が著しく劣化する。した
がって、本発明においては、０．３〜１．５重量％の範
囲にＳｉ含有量を設定した。 Ｍｎ： 固溶強化によって鋼の強度を向上させる合金元
素であり、１．０重量％以上の添加が必要とされる。し
かし、２．０重量％を超えて多量のＭｎを含くませる
と、スラブ内で中心偏析が助長され、バンドストラクチ
ャーが形成される。その結果、板材の伸びフランジ性が
劣化する。また、溶接性も低下する。したがって、本発
明においては、１．０〜２．０重量％の範囲にＭｎ含有
量を設定した。
ると共に、延性，伸びフランジ性を向上させる合金元素
である。Ｓｉによる性質改善は、含有量が０．３重量％
以上で顕著になる。しかし、１．５重量％を超えるＳｉ
含有量では、熱延板の表面性状が著しく劣化する。した
がって、本発明においては、０．３〜１．５重量％の範
囲にＳｉ含有量を設定した。 Ｍｎ： 固溶強化によって鋼の強度を向上させる合金元
素であり、１．０重量％以上の添加が必要とされる。し
かし、２．０重量％を超えて多量のＭｎを含くませる
と、スラブ内で中心偏析が助長され、バンドストラクチ
ャーが形成される。その結果、板材の伸びフランジ性が
劣化する。また、溶接性も低下する。したがって、本発
明においては、１．０〜２．０重量％の範囲にＭｎ含有
量を設定した。
【００１１】Ｐ： 固溶強化元素であり、強度の向上に
有効に寄与する。また、Ｓｉによる弊害も、Ｐの複合添
加によって抑制できる。すなわち、０．３重量％を超え
るＳｉが含有される鋼においては、熱間圧延時にデスケ
ール性を低下させるファイアライトが生成し、表面肌が
劣化し易い。このようなＳｉを含む鋼に０．０２重量％
以上のＰを添加するとき、その原因は明確でないもの
の、Ｓｉに起因した悪影響が解消される。しかし、多量
のＰを添加すると、靭性の劣化や中心偏析等が助長され
る。たとえば、Ｐ含有量が０．１０重量％を超えると、
スラブにおける中心偏析が助長され、バンド状のパーラ
イトが鋼板の板厚方向中心部に生じ易くなる。バンド状
のパーライトは、割れ発生の起点となり、結果として伸
びフランジ性が劣化する。したがって、本発明において
は、０．０２〜０．１０重量％の範囲にＰ含有量を設定
した。
有効に寄与する。また、Ｓｉによる弊害も、Ｐの複合添
加によって抑制できる。すなわち、０．３重量％を超え
るＳｉが含有される鋼においては、熱間圧延時にデスケ
ール性を低下させるファイアライトが生成し、表面肌が
劣化し易い。このようなＳｉを含む鋼に０．０２重量％
以上のＰを添加するとき、その原因は明確でないもの
の、Ｓｉに起因した悪影響が解消される。しかし、多量
のＰを添加すると、靭性の劣化や中心偏析等が助長され
る。たとえば、Ｐ含有量が０．１０重量％を超えると、
スラブにおける中心偏析が助長され、バンド状のパーラ
イトが鋼板の板厚方向中心部に生じ易くなる。バンド状
のパーライトは、割れ発生の起点となり、結果として伸
びフランジ性が劣化する。したがって、本発明において
は、０．０２〜０．１０重量％の範囲にＰ含有量を設定
した。
【００１２】Ｎｂ： 析出強化元素として働き、強度の
向上に有効な合金元素である。また、圧延中においてオ
ーステナイトの再結晶を抑制し、フェライト粒を微細化
すると共に、延性，伸びフランジ性の向上に有効なポリ
ゴナルフェライトの生成を容易にする。これらの効果を
確保するためには、０．０１重量％以上のＮｂ含有が必
要である。しかし、０．０３重量％を超える多量のＮｂ
が含有されると、析出強化に起因して強度が過度に上昇
し、延性が著しく低下する。したがって、本発明におい
ては、０．０１〜０．０３重量％の範囲にＮｂ含有量を
定めた。 Ｓ： ＭｎＳを形成し、伸びフランジ性を著しく劣化さ
せる有害元素である。そのため、本発明においてはＳ含
有量を０．００５重量％以下，好ましくは０．００３重
量％以下に規制した。
向上に有効な合金元素である。また、圧延中においてオ
ーステナイトの再結晶を抑制し、フェライト粒を微細化
すると共に、延性，伸びフランジ性の向上に有効なポリ
ゴナルフェライトの生成を容易にする。これらの効果を
確保するためには、０．０１重量％以上のＮｂ含有が必
要である。しかし、０．０３重量％を超える多量のＮｂ
が含有されると、析出強化に起因して強度が過度に上昇
し、延性が著しく低下する。したがって、本発明におい
ては、０．０１〜０．０３重量％の範囲にＮｂ含有量を
定めた。 Ｓ： ＭｎＳを形成し、伸びフランジ性を著しく劣化さ
せる有害元素である。そのため、本発明においてはＳ含
有量を０．００５重量％以下，好ましくは０．００３重
量％以下に規制した。
【００１３】Ｔｉ： 本発明の鋼材において、必要に応
じて添加される合金元素である。Ｔｉは、Ｓと化合して
ＴｉＳを形成し、伸びフランジ性を劣化させるＭｎＳの
生成を抑制する。この点で、０．０１重量％以上のＴｉ
添加は、伸びフランジ性の向上に極めて有効である。し
かしながら、Ｔｉ添加による性質改善は０．０５重量％
で飽和し、それ以上含有させても逆に鋼製造時における
経済性を損なう。したがって、Ｔｉを含有させるとき、
その含有量を０．０１〜０．０５重量％の範囲に定め
る。
じて添加される合金元素である。Ｔｉは、Ｓと化合して
ＴｉＳを形成し、伸びフランジ性を劣化させるＭｎＳの
生成を抑制する。この点で、０．０１重量％以上のＴｉ
添加は、伸びフランジ性の向上に極めて有効である。し
かしながら、Ｔｉ添加による性質改善は０．０５重量％
で飽和し、それ以上含有させても逆に鋼製造時における
経済性を損なう。したがって、Ｔｉを含有させるとき、
その含有量を０．０１〜０．０５重量％の範囲に定め
る。
【００１４】仕上げ圧延温度： 熱間圧延は、仕上げ圧
延温度が１０００〜８５０℃の温度範囲となるように行
われる。１０００℃を超える仕上げ圧延温度では、熱延
中にオーステナイトの再結晶が進行し、冷却後に安定し
てフェライトが得難くなる。その結果、得られた熱延板
の延性が劣化する。逆に、８５０℃を下回る仕上げ圧延
温度では、本発明のようにＮｂを含有する鋼の場合、未
再結晶状態で圧延が行われるために変形抵抗が増大し、
通板性が著しく劣化する。また、板厚精度の悪化や電力
原単位の増大も引き起こす。したがって、熱間圧延の仕
上げ圧延温度を、１０００〜８５０℃の温度範囲に設定
した。
延温度が１０００〜８５０℃の温度範囲となるように行
われる。１０００℃を超える仕上げ圧延温度では、熱延
中にオーステナイトの再結晶が進行し、冷却後に安定し
てフェライトが得難くなる。その結果、得られた熱延板
の延性が劣化する。逆に、８５０℃を下回る仕上げ圧延
温度では、本発明のようにＮｂを含有する鋼の場合、未
再結晶状態で圧延が行われるために変形抵抗が増大し、
通板性が著しく劣化する。また、板厚精度の悪化や電力
原単位の増大も引き起こす。したがって、熱間圧延の仕
上げ圧延温度を、１０００〜８５０℃の温度範囲に設定
した。
【００１５】冷却速度： 仕上げ圧延後の冷却は、目標
とする微細なフェライト＋パーライト又はセメンタイト
の組織を熱延板に作り込む上で重要な製造条件である。
仕上げ圧延後から６００℃までの温度領域では、フェラ
イト及びパーライトの変態を抑制しながら、伸びフラン
ジ性に有害なパーライトを微細化し分散させる。そのた
め、この温度領域は、４０℃／秒以上の冷却速度で冷却
することが必要となる。他方、６００℃以下の温度領域
においては、ベーナイト変態を抑制しながら微細なフェ
ライトを生成させる上で、冷却速度を３０℃／秒以下に
することが必要である。
とする微細なフェライト＋パーライト又はセメンタイト
の組織を熱延板に作り込む上で重要な製造条件である。
仕上げ圧延後から６００℃までの温度領域では、フェラ
イト及びパーライトの変態を抑制しながら、伸びフラン
ジ性に有害なパーライトを微細化し分散させる。そのた
め、この温度領域は、４０℃／秒以上の冷却速度で冷却
することが必要となる。他方、６００℃以下の温度領域
においては、ベーナイト変態を抑制しながら微細なフェ
ライトを生成させる上で、冷却速度を３０℃／秒以下に
することが必要である。
【００１６】巻取り温度： 本発明者等は、多数の実験
から、粗大なパーライトの生成を抑制する条件下でフェ
ライトを十分に微細化するために、熱延板の巻取り温度
を５５０℃以下にすることが必要であることを見い出し
た。しかし、４００℃を下回る巻取り温度では、ベーナ
イトが生成し易くなり、延性の劣化を引き起こす。そこ
で、本発明においては、５５０〜４００℃の巻取り温度
を採用した。
から、粗大なパーライトの生成を抑制する条件下でフェ
ライトを十分に微細化するために、熱延板の巻取り温度
を５５０℃以下にすることが必要であることを見い出し
た。しかし、４００℃を下回る巻取り温度では、ベーナ
イトが生成し易くなり、延性の劣化を引き起こす。そこ
で、本発明においては、５５０〜４００℃の巻取り温度
を採用した。
【００１７】
【実施例】成分を表１に示す各種鋼を溶製した。表１に
おけるＡ系列の鋼は、本発明で規定した成分に関する要
件を満足する鋼である。他方、Ｂ系列の鋼は、本発明で
規定した範囲を外れる鋼である。
おけるＡ系列の鋼は、本発明で規定した成分に関する要
件を満足する鋼である。他方、Ｂ系列の鋼は、本発明で
規定した範囲を外れる鋼である。
【表１】
【００１８】各種鋼を表２に示す熱延条件下で、板厚３
ｍｍの熱延板に熱間圧延した。熱延板から試験片を切り
出し、ＪＩＳ ５号引張り試験機で強度試験を行った。
また、試験片に直径１０ｍｍの初期孔径ｄ0 で打抜き孔
を穿設し、頂角６０度の円錐ポンチで打抜き孔を孔径ｄ
1 に押し広げ、試験片に亀裂や破断が生じない限界孔広
げ率λ％［＝（ｄ1 −ｄ0 ）／ｄ0 ×１００］を測定す
る孔広げ試験によって、伸びフランジ性を調査した。調
査結果を、製造条件と併せて表２に示す。
ｍｍの熱延板に熱間圧延した。熱延板から試験片を切り
出し、ＪＩＳ ５号引張り試験機で強度試験を行った。
また、試験片に直径１０ｍｍの初期孔径ｄ0 で打抜き孔
を穿設し、頂角６０度の円錐ポンチで打抜き孔を孔径ｄ
1 に押し広げ、試験片に亀裂や破断が生じない限界孔広
げ率λ％［＝（ｄ1 −ｄ0 ）／ｄ0 ×１００］を測定す
る孔広げ試験によって、伸びフランジ性を調査した。調
査結果を、製造条件と併せて表２に示す。
【表２】
【００１９】試験結果を示す表２から明らかなように、
試験番号１５〜１７の比較例は、材料強度，延性，孔広
げ性，表面肌の何れかが劣っていた。この傾向は、成分
的に本発明で規定する要件を満足する試験番号１３及び
１４の試験片においてもみられた。特に、試験番号１３
及び１４の試験片では、孔広げ率が９７％及び６７％と
低い値を示している。これに対し、成分及び製造条件の
両者共に本発明で規定する要件を満足する試験番号１〜
１２の試験片では、優れた延性，伸びフランジ性及び表
面肌が示されている。このように合金設計及び製造条件
を特定条件下で組み合わせるとき、優れた特性をもつ高
強度熱延鋼板が安定して得られることが判った。
試験番号１５〜１７の比較例は、材料強度，延性，孔広
げ性，表面肌の何れかが劣っていた。この傾向は、成分
的に本発明で規定する要件を満足する試験番号１３及び
１４の試験片においてもみられた。特に、試験番号１３
及び１４の試験片では、孔広げ率が９７％及び６７％と
低い値を示している。これに対し、成分及び製造条件の
両者共に本発明で規定する要件を満足する試験番号１〜
１２の試験片では、優れた延性，伸びフランジ性及び表
面肌が示されている。このように合金設計及び製造条件
を特定条件下で組み合わせるとき、優れた特性をもつ高
強度熱延鋼板が安定して得られることが判った。
【００２０】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、合金設計に併せて熱延条件を特定することにより、
微細なフェライト＋パーライト又はセメンタイトの組織
をもつ熱延板を安定して製造している。この熱延板は、
延性及び伸びフランジ性に優れていると共に、良好な表
面肌を呈し、４４０Ｎ／ｍｍ2 以上の引張り強さをもっ
ている。そのため、軽量化を図った自動車用部品を始め
として、種々の分野で軽量高強度材料として使用され
る。また、優れた外観をもっていることから、高級感の
ある製品として取り扱われる。
は、合金設計に併せて熱延条件を特定することにより、
微細なフェライト＋パーライト又はセメンタイトの組織
をもつ熱延板を安定して製造している。この熱延板は、
延性及び伸びフランジ性に優れていると共に、良好な表
面肌を呈し、４４０Ｎ／ｍｍ2 以上の引張り強さをもっ
ている。そのため、軽量化を図った自動車用部品を始め
として、種々の分野で軽量高強度材料として使用され
る。また、優れた外観をもっていることから、高級感の
ある製品として取り扱われる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 肥後 裕一 東京都千代田区丸の内三丁目４番１号 日新製鋼株式会社内 (56)参考文献 特開 平６−264139（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−88125（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−2717（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−312032（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−24014（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/02 - 8/04 C21D 9/46 - 9/48 C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０２〜０．０８重量％，Ｓｉ：
０．３〜１．５重量％，Ｍｎ：１．０〜２．０重量％，
Ｐ：０．０２〜０．１０重量％，Ｎｂ：０．０１〜０．
０３重量％，Ｓ：０．００５重量％以下を含み、残部が
実質的にＦｅからなる鋼鋳片に仕上げ圧延温度１０００
〜８５０℃の熱間圧延を施した後、６００℃までは４０
℃／秒以上で、６００℃以下は３０℃／秒以下の平均冷
却速度で冷却し、４００〜５５０℃の温度範囲で巻き取
ることを特徴とする加工性及び表面性状に優れた高強度
熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 Ｃ：０．０２〜０．０８重量％，Ｓｉ：
０．３〜１．５重量％，Ｍｎ：１．０〜２．０重量％，
Ｐ：０．０２〜０．１０重量％，Ｎｂ：０．０１〜０．
０３重量％，Ｓ：０．００５重量％以下，Ｔｉ：０．０
１〜０．０５重量％を含み、残部が実質的にＦｅからな
る鋼鋳片に仕上げ圧延温度１０００〜８５０℃の熱間圧
延を施した後、６００℃までは４０℃／秒以上で、６０
０℃以下は３０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、４
００〜５５０℃の温度範囲で巻き取ることを特徴とする
加工性及び表面性状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 |
|---|---|---|---|
| JP07179893A JP3338502B2 (ja) | 1993-03-30 | 1993-03-30 | 加工性及び表面性状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 |
|---|---|---|---|
| JP07179893A JP3338502B2 (ja) | 1993-03-30 | 1993-03-30 | 加工性及び表面性状に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06279853A JPH06279853A (ja) | 1994-10-04 |
| JP3338502B2 true JP3338502B2 (ja) | 2002-10-28 |
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ID=13470946
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07179893A Expired - Fee Related JP3338502B2 (ja) | 1993-03-30 | 1993-03-30 | 加工性及び表面性状に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3338502B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100559660B1 (ko) * | 1999-12-15 | 2006-03-10 | 현대자동차주식회사 | 사이드 멤버용 고인성 강판 |
| JP5423737B2 (ja) * | 2010-08-10 | 2014-02-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
-
1993
- 1993-03-30 JP JP07179893A patent/JP3338502B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06279853A (ja) | 1994-10-04 |
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