JP3678018B2 - 材質均一性に優れた高加工性高張力熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
材質均一性に優れた高加工性高張力熱延鋼板の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3678018B2 JP3678018B2 JP25839298A JP25839298A JP3678018B2 JP 3678018 B2 JP3678018 B2 JP 3678018B2 JP 25839298 A JP25839298 A JP 25839298A JP 25839298 A JP25839298 A JP 25839298A JP 3678018 B2 JP3678018 B2 JP 3678018B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- cooling
- steel sheet
- rolled steel
- less
- austenite
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、自動車の構造部材等に用いられる引張強さが、５９０〜７８０ＭＰａ級熱延鋼板に関するものであり、残留オーステナイトを５％以上含有し、鋼帯内の材質均一性に優れた高加工性高張力熱延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の燃費向上を目的とする車体用構造部材として、軽量化と衝突安全性を同時に満足する加工性に優れた５９０〜７８０ＭＰａ級の高張力熱延鋼板が求められている。５９０〜７８０ＭＰａ級の高張力熱延鋼板の加工性の改善には強度と延性のバランスの向上と良好な伸びフランジ性が必要とされる。従来、強度と延性のバランスが優れた高張力熱延鋼板を製造する手段として、残留オーステナイトを含有させ、変形時のＴＲＩＰ現象により、延性を向上させる方法が提案されている。
【０００３】
例えば、特開昭６３−４０１７、特開昭６４−７９３４５には、Ｃ：０．１５〜０．４％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼を、仕上圧延温度Ａｒ3 ±５０℃、全圧下率８０％以上で熱間圧延し、冷却後、３５０〜５００℃で巻取り、残留オーステナイトを５％以上含有し、残部をフェライトとベイナイトとする高張力熱延鋼板の製造方法が開示されている。本技術は熱間圧延の圧下率、仕上げ圧延温度、ランナウト冷却条件および巻取り温度を規定し、ポリゴナルフェライトの生成促進により、オーステナイト中のＣを濃化し、さらにベイナイト変態によりＣ濃化を進行させて、オーステナイトの安定化を図り、最終的に５％以上の残留オーステナイトを含有するフェライトとベイナイトの混合組織を得ている。
【０００４】
しかし、この種の残留オーステナイトを含有する熱延鋼板は加工性は優れているが、鋼帯内での機械的性質の変動が大きく、歩留まりが悪く、例えば、引張強さを５９０〜６４０ＭＰａの範囲内に収める必要がある５９０ＭＰａ級高張力鋼板では、長手方向、巾方向での変動が１００ＭＰａを超えることがある。材質の変動は熱延工程での鋼帯長さ方向、巾方向の温度変動とコイル巻取り後における外周部、内周部等の各部の冷却速度の相違により、ミクロ組織が不均一化するためと考えられている。
【０００５】
このような問題点を解決するため、特開平５−２７１７６４はＣ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：０．８〜３．０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる熱延鋼板を最高到達温度：Ａｃ1 ＋（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）／６〜Ａｃ3 −（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）／６、保持時間１ｓｅｃ以上で再加熱し、その後、平均２０℃／Ｓ以上の冷却速度で冷却し、３５０〜４５０℃の温度域において巻取るか、またはこの温度域で１００ｓｅｃ以上保持した後５０℃以下まで冷却し、巻取ることによって、体積率６％以上の残留オーステナイトを含有する高強度熱延鋼板を製造する方法（以下、先行技術１）が開示されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、先行技術１による方法であっても最高加熱温度をフェライト＋オーステナイトの２相域中央部に限定するため、再加熱前の熱延鋼帯のミクロ組織が大幅に変動した場合は均一化することが困難で、材質安定性に問題があった。そこで本発明では長手方向、巾方向の材質均一性に極めて優れ、残留オーステナイトを５％以上含有する５９０〜７８０ＭＰａ級高張力熱延鋼板の製造方法を提供する。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは残留オーステナイトを含有する鋼帯の材質均一性を対象に、鋼の成分組成と熱延条件の影響について鋭意検討し、残留オーステナイトの生成を目的とする熱処理前の組織を均一なベイナイト単相組織とした場合、上記目的の達成されることを知見した。
【０００８】
すなわち、本発明は、
１． 質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．８０〜１．８０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．００５〜０．０４％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０８５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、仕上げ圧延温度Ａｒ3点以上で熱間圧延後、フェライト変態域にかからないように冷却し、４００〜５５０℃で巻取り、その後、再加熱を温度Ａｃ1〜Ａｃ3で１ｓｅｃ以上の保持で行った後、冷却速度１０℃／ｓｅｃ以上で冷却を行い、冷却途中、３５０〜５００℃の温度範囲で３０ｓｅｃ以上保持し、更に冷却後巻取ることを特徴とする残留オーステナイトを５％以上含有する高加工性高張力熱延鋼板の製造方法である。
【０００９】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の成分組成、熱延工程および連続焼鈍について詳細に説明する。
１．成分組成
Ｃはオーステナイトの安定性を高めるが、０．０８％未満では残留オーステナイトを５％以上得ることができず、０．２０％を超えるとスポット溶接性など溶接性が劣化するため、０．０８〜０．２０％とする。
【００１０】
Ｓｉはフェライト形成元素であり、連続焼鈍におけるＡｃ1 〜Ａｃ3 の２相域加熱後の冷却においてフェライトの生成を促進し、オーステナイト中にＣを濃化させ、さらに冷却途中での３５０〜５００℃での保持においてオーステナイトからセメンタイトの析出を遅らせる作用によって、残留オーステナイトを確保する。０．８０％未満では残留オーステナイトを５％以上得ることができず、１．８％を超えると溶接性が劣化し、鋼帯酸洗時の酸洗ライン入側でのフラッシュ溶接などが困難になるため、０．８０〜１．８０％とする。
【００１１】
Ｍｎはオーステナイトの安定性を高め、連続焼鈍におけるＡｃ1 〜Ａｃ3 の２相域加熱後の冷却においてパーライトやマルテンサイト変態を抑制するが、１．０％未満では残留オーステナイトを５％以上得ることができず、２．０％を超えると偏析により層状組織が形成され、伸びフランジ加工性や曲げ加工性が劣化するため、１．０〜２．０％とする。
【００１２】
ＰはＳｉと同様にフェライト中に固溶して鋼板強度を高め、Ｓｉ添加による赤スケール発生を抑制するが、０．００５％未満では効果が十分でなく、０．０４％を超えて過剰に添加すると偏析により伸びフランジ性が劣化するため、０．００５〜０．０４％とする。尚、Ｐの鋼板強度を高め、Ｓｉ添加による赤スケール発生を抑制する効果は、０．０２％以上添加するとその効果が顕著になるため、特にその効果を期待する場合は０．０２％以上添加する。
【００１３】
本発明においては、上記元素以外に、伸びフランジ性改善のために、Ｃａ０．１％以下、Ｍｇ０．１％以下、ＲＥＭ０．１％以下、焼入れ性改善などのためにＣｒ１．５％以下、Ｎｉ１．５％以下、Ｗ１．０％以下、Ｍｏ１．５％以下の範囲で添加できる。また、析出強化または溶接部のＨＡＺ軟化防止などを目的にＮｂ０．２％以下，Ｔｉ０．２％以下、Ｂ０．０１％以下、Ｖ０．２％以下、Ｚｒ０．１％以下、耐食性向上などを目的にＳｎ０．１％以下、Ｃｕ０．５％以下の範囲で添加できる。また、脱酸剤として使用されるｓｏｌ．Ａｌ，不純物であるＳ等の元素を本発明の効果を損なわない範囲で含有することは差し支えない。尚、本発明においては鋼の溶製方法は特に限定せず、転炉法、電気炉法、あるいは両者の組み合わせ等何れの方法を用いてもよい。
【００１４】
２．熱延工程
本発明のポイントは、連続焼鈍前の組織を均一な単相ベイナイトとすることにあり、熱延の仕上圧延をオーステナイト単相域とし、その後のランナウトテーブルの冷却において、フェライト変態のノーズにかかることなく冷却し、フェライトの生成を回避した状態で、巻取らなければならない。尚、スラブは連続鋳造法または造塊法によるものでよく、特に規定しない。
【００１５】
２．１ 仕上圧延温度はＡｒ3 点以上のオーステナイト単相域とする。Ａｒ3 点未満の２相域とした場合、層状組織が形成され、連続焼鈍における熱処理時の再加熱温度をＡｃ3 点直上まで高めても十分均一な組織とならず伸びフランジ性が劣化する。
【００１６】
２．２ ランナウトテーブルでの冷却は、フェライト変態のノーズにかかることなく冷却し、初析フェライトの生成を抑制することが重要で、そのため、前段バンクを使用する前段冷却とし、冷却速度を２０℃／ｓｅｃ以上とするのがよい。
【００１７】
２．３ 巻取りは、フェライトの生成を回避したまま冷却し、ベイナイト変態温度４００〜５５０℃で行う。巻取り温度は４００℃以下になるとマルテンサイトが生成し、５５０℃以上となるとパーライトが生成するため、熱処理後の均一性が低下し、残留オーステナイトも５％以上得ることが困難となる。
【００１８】
以上の条件により、鋼帯は熱延工程において長手方向および巾方向で均一なベイナイト組織となり、連続焼鈍炉での熱処理後に極めて均一なミクロ組織が生成され、機械的性質の均一性が達成される。
【００１９】
３．連続焼鈍設備における熱処理条件
熱間圧延後のランナウト前段冷却でベイナイト単相組織とした鋼帯を酸洗後、連続焼鈍により、フェライト＋ベイナイト＋残留オーステナイト組織とする。
【００２０】
３．１ 熱処理はＡｃ1 〜Ａｃ3 の２相域温度範囲に再加熱し、保持時間を１ｓｅｃ以上とする。再加熱温度がＡｃ1 以下ではフェライト＋オーステナイトの２相域にならず、残留オーステナイトを生成することができない。Ａｃ3 以上の場合、ミクロ組織上、問題はないが、省エネルギーの観点から好ましくなく、Ａｃ3 未満とする。保持時間は鋼板全体を均一に加熱し、オーステナイトを生成させるため、１ｓｅｃ以上とする。
【００２１】
３．２ 再加熱後の冷却は残留オーステナイトを生成させるため、１０℃／ｓｅｃ以上とし、冷却途中の３５０〜５００℃の温度範囲で３０ｓｅｃ以上保持後、さらに冷却し巻取りを行う。冷却は２００℃まで行うのがよい。冷却速度は、冷却途中におけるパーライト変態を抑制し、ベイナイト変態を促進させるため、１０℃／ｓｅｃ以上とする。冷却途中の保持における温度は、５００℃を超えるとオーステナイトがパーライトに変態し、３５０℃未満ではオーステナイトがマルテンサイトに変態し、残留オーステナイトの体積率として５％以上の確保が難しくなるため、３５０〜５００℃とする。保持時間は３０ｓｅｃ未満の場合、ベイナイト変態が十分進行せず、オーステナイト中へのＣの濃化が不十分となり、残留オーステナイトが５％以上確保できなくなるため、３０ｓｅｃ以上とする。
【００２２】
本発明による熱延鋼板の組織は、主にフェライトと残留オーステナイト５％以上とからなるが、ベイナイト、マルテンサイトおよびパーライトが混在する場合もある。尚、熱延鋼帯の形状が悪く、スキンパス圧延を行う場合は、圧下量をできるだけ低くするのが望ましい。
【００２３】
【実施例】
表１に示す発明鋼Ａ〜Ｆ，比較鋼Ｇ〜Ｍを転炉で溶製し、連続鋳造によりスラブとした後、熱間圧延、酸洗、熱処理、圧下量１％以下のスキンパス圧延を順次実施し、板厚１．６ｍｍの熱延鋼板を製造した。表２に熱間圧延、熱処理の条件および鋼帯の評価結果を示す。鋼帯の評価は、引張試験、穴広げ試験、Ｘ線による残留オーステナイト体積率の測定でおこなった。引張試験はＪＩＳ５号試験片を板巾方向の中央部からエッジ部までの全巾に渡って切り出して行い、機械的性質の変動を評価した。
【００２４】
表２には、降伏強度、引張強さ、伸び、および巾方向の引張強さの最大値と最小値の差を示した。穴広げ試験は、１５０＊１５０ｍｍ試験片の中央部に１０ｍｍΦの穴を打ち抜き、バリが発生した側をポンチ側とし、これを頂角６０°の円錐ポンチで押し広げ、穴縁に板厚を貫通する亀裂が入った時点での穴径を測定、次式により穴広がり率（λ）を求めた。穴広がり率：λ＝（ｄｆ−ｄｏ）／ｄｏ＊１００（％）
但し、ｄｏ：初期穴径、ｄｆ：破断時の穴径
残留オーステナイト体積率は板厚１／４位置のＸ線回折により測定した。
【００２５】
表２に示されるように、本発明例Ｎｏ．１〜１０は、残留オーステナイトが５％以上であり、良好な伸びと穴広がり率を有し、また、巾方向の引張り強さの変動も２５ＭＰａ以内と機械的性質の均一性も極めて良好である。
【００２６】
一方、比較例Ｎｏ．１およびＮｏ．２は、本発明の成分組成であるが熱延で前段冷却を実施しなかったため、組織が不均一であり、巾方向の機械的性質の変動が大きかった。比較例Ｎｏ．３は熱延の巻取り温度が本発明の範囲外で高温のため、熱延工程でフェライトやパーライトが生成する不均一な組織となり、穴広がり率が低く、巾方向の機械的性質の変動が大きかった。連続焼鈍での再加熱温度が本発明の範囲外で低い比較例Ｎｏ．４、熱処理の中間保持温度が本発明の範囲外で高い比較例Ｎｏ．５、本発明の範囲外で低い比較例Ｎｏ．６は何れも残留オーステナイトが得られず、伸びが低く十分な成形性が確保できなかった。
【００２７】
比較例Ｎｏ．７はＣ量が本発明範囲外で少なく、残留オーステナイト量が不足し良好な伸びが得られなかった。比較例Ｎｏ．８はＣ量が本発明範囲外で多く、残留オーステナイトは５％以上生成し、機械的性質もほぼ良好であるが、スポット溶接性が悪く実用的でなかった。比較例Ｎｏ．９はＳｉ量が本発明範囲外で低く、残留オーステナイトが生成せず、伸びが低かった。比較例Ｎｏ．１０はＳｉ量が本発明範囲外で多く、残留オーステナイト量は５％以上得られるものの溶接性が悪く、製造上、問題が生じた。
【００２８】
比較例Ｎｏ．１１はＭｎ量が本発明範囲外で低く、残留オーステナイトが得られず、伸びが低く、比較例Ｎｏ．１２はＭｎ量が本発明範囲外で高く、強い層状組織が形成され、穴広がり率が低かった。比較例Ｎｏ．１３はＰ量が本発明範囲外で高く、Ｐの偏析により、穴広がり率が低かった。比較例Ｎｏ．１４は連続焼鈍炉での熱処理を実施しないため、鋼帯の中央部とエッジ部との材質差が非常に大きくなった。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、自動車など各種構造物の軽量化に有効な、残留オーステナイトを５％以上含有する延性、伸びフランジ性が良好で、鋼帯内の材質均一性が極めて高い５９０〜７８０ＭＰａ級高張力熱延鋼板を安定して製造することが可能で、工業上、極めて有用である。
【発明の属する技術分野】
この発明は、自動車の構造部材等に用いられる引張強さが、５９０〜７８０ＭＰａ級熱延鋼板に関するものであり、残留オーステナイトを５％以上含有し、鋼帯内の材質均一性に優れた高加工性高張力熱延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の燃費向上を目的とする車体用構造部材として、軽量化と衝突安全性を同時に満足する加工性に優れた５９０〜７８０ＭＰａ級の高張力熱延鋼板が求められている。５９０〜７８０ＭＰａ級の高張力熱延鋼板の加工性の改善には強度と延性のバランスの向上と良好な伸びフランジ性が必要とされる。従来、強度と延性のバランスが優れた高張力熱延鋼板を製造する手段として、残留オーステナイトを含有させ、変形時のＴＲＩＰ現象により、延性を向上させる方法が提案されている。
【０００３】
例えば、特開昭６３−４０１７、特開昭６４−７９３４５には、Ｃ：０．１５〜０．４％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼を、仕上圧延温度Ａｒ3 ±５０℃、全圧下率８０％以上で熱間圧延し、冷却後、３５０〜５００℃で巻取り、残留オーステナイトを５％以上含有し、残部をフェライトとベイナイトとする高張力熱延鋼板の製造方法が開示されている。本技術は熱間圧延の圧下率、仕上げ圧延温度、ランナウト冷却条件および巻取り温度を規定し、ポリゴナルフェライトの生成促進により、オーステナイト中のＣを濃化し、さらにベイナイト変態によりＣ濃化を進行させて、オーステナイトの安定化を図り、最終的に５％以上の残留オーステナイトを含有するフェライトとベイナイトの混合組織を得ている。
【０００４】
しかし、この種の残留オーステナイトを含有する熱延鋼板は加工性は優れているが、鋼帯内での機械的性質の変動が大きく、歩留まりが悪く、例えば、引張強さを５９０〜６４０ＭＰａの範囲内に収める必要がある５９０ＭＰａ級高張力鋼板では、長手方向、巾方向での変動が１００ＭＰａを超えることがある。材質の変動は熱延工程での鋼帯長さ方向、巾方向の温度変動とコイル巻取り後における外周部、内周部等の各部の冷却速度の相違により、ミクロ組織が不均一化するためと考えられている。
【０００５】
このような問題点を解決するため、特開平５−２７１７６４はＣ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：０．８〜３．０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる熱延鋼板を最高到達温度：Ａｃ1 ＋（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）／６〜Ａｃ3 −（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）／６、保持時間１ｓｅｃ以上で再加熱し、その後、平均２０℃／Ｓ以上の冷却速度で冷却し、３５０〜４５０℃の温度域において巻取るか、またはこの温度域で１００ｓｅｃ以上保持した後５０℃以下まで冷却し、巻取ることによって、体積率６％以上の残留オーステナイトを含有する高強度熱延鋼板を製造する方法（以下、先行技術１）が開示されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、先行技術１による方法であっても最高加熱温度をフェライト＋オーステナイトの２相域中央部に限定するため、再加熱前の熱延鋼帯のミクロ組織が大幅に変動した場合は均一化することが困難で、材質安定性に問題があった。そこで本発明では長手方向、巾方向の材質均一性に極めて優れ、残留オーステナイトを５％以上含有する５９０〜７８０ＭＰａ級高張力熱延鋼板の製造方法を提供する。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは残留オーステナイトを含有する鋼帯の材質均一性を対象に、鋼の成分組成と熱延条件の影響について鋭意検討し、残留オーステナイトの生成を目的とする熱処理前の組織を均一なベイナイト単相組織とした場合、上記目的の達成されることを知見した。
【０００８】
すなわち、本発明は、
１． 質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．８０〜１．８０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．００５〜０．０４％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０８５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、仕上げ圧延温度Ａｒ3点以上で熱間圧延後、フェライト変態域にかからないように冷却し、４００〜５５０℃で巻取り、その後、再加熱を温度Ａｃ1〜Ａｃ3で１ｓｅｃ以上の保持で行った後、冷却速度１０℃／ｓｅｃ以上で冷却を行い、冷却途中、３５０〜５００℃の温度範囲で３０ｓｅｃ以上保持し、更に冷却後巻取ることを特徴とする残留オーステナイトを５％以上含有する高加工性高張力熱延鋼板の製造方法である。
【０００９】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の成分組成、熱延工程および連続焼鈍について詳細に説明する。
１．成分組成
Ｃはオーステナイトの安定性を高めるが、０．０８％未満では残留オーステナイトを５％以上得ることができず、０．２０％を超えるとスポット溶接性など溶接性が劣化するため、０．０８〜０．２０％とする。
【００１０】
Ｓｉはフェライト形成元素であり、連続焼鈍におけるＡｃ1 〜Ａｃ3 の２相域加熱後の冷却においてフェライトの生成を促進し、オーステナイト中にＣを濃化させ、さらに冷却途中での３５０〜５００℃での保持においてオーステナイトからセメンタイトの析出を遅らせる作用によって、残留オーステナイトを確保する。０．８０％未満では残留オーステナイトを５％以上得ることができず、１．８％を超えると溶接性が劣化し、鋼帯酸洗時の酸洗ライン入側でのフラッシュ溶接などが困難になるため、０．８０〜１．８０％とする。
【００１１】
Ｍｎはオーステナイトの安定性を高め、連続焼鈍におけるＡｃ1 〜Ａｃ3 の２相域加熱後の冷却においてパーライトやマルテンサイト変態を抑制するが、１．０％未満では残留オーステナイトを５％以上得ることができず、２．０％を超えると偏析により層状組織が形成され、伸びフランジ加工性や曲げ加工性が劣化するため、１．０〜２．０％とする。
【００１２】
ＰはＳｉと同様にフェライト中に固溶して鋼板強度を高め、Ｓｉ添加による赤スケール発生を抑制するが、０．００５％未満では効果が十分でなく、０．０４％を超えて過剰に添加すると偏析により伸びフランジ性が劣化するため、０．００５〜０．０４％とする。尚、Ｐの鋼板強度を高め、Ｓｉ添加による赤スケール発生を抑制する効果は、０．０２％以上添加するとその効果が顕著になるため、特にその効果を期待する場合は０．０２％以上添加する。
【００１３】
本発明においては、上記元素以外に、伸びフランジ性改善のために、Ｃａ０．１％以下、Ｍｇ０．１％以下、ＲＥＭ０．１％以下、焼入れ性改善などのためにＣｒ１．５％以下、Ｎｉ１．５％以下、Ｗ１．０％以下、Ｍｏ１．５％以下の範囲で添加できる。また、析出強化または溶接部のＨＡＺ軟化防止などを目的にＮｂ０．２％以下，Ｔｉ０．２％以下、Ｂ０．０１％以下、Ｖ０．２％以下、Ｚｒ０．１％以下、耐食性向上などを目的にＳｎ０．１％以下、Ｃｕ０．５％以下の範囲で添加できる。また、脱酸剤として使用されるｓｏｌ．Ａｌ，不純物であるＳ等の元素を本発明の効果を損なわない範囲で含有することは差し支えない。尚、本発明においては鋼の溶製方法は特に限定せず、転炉法、電気炉法、あるいは両者の組み合わせ等何れの方法を用いてもよい。
【００１４】
２．熱延工程
本発明のポイントは、連続焼鈍前の組織を均一な単相ベイナイトとすることにあり、熱延の仕上圧延をオーステナイト単相域とし、その後のランナウトテーブルの冷却において、フェライト変態のノーズにかかることなく冷却し、フェライトの生成を回避した状態で、巻取らなければならない。尚、スラブは連続鋳造法または造塊法によるものでよく、特に規定しない。
【００１５】
２．１ 仕上圧延温度はＡｒ3 点以上のオーステナイト単相域とする。Ａｒ3 点未満の２相域とした場合、層状組織が形成され、連続焼鈍における熱処理時の再加熱温度をＡｃ3 点直上まで高めても十分均一な組織とならず伸びフランジ性が劣化する。
【００１６】
２．２ ランナウトテーブルでの冷却は、フェライト変態のノーズにかかることなく冷却し、初析フェライトの生成を抑制することが重要で、そのため、前段バンクを使用する前段冷却とし、冷却速度を２０℃／ｓｅｃ以上とするのがよい。
【００１７】
２．３ 巻取りは、フェライトの生成を回避したまま冷却し、ベイナイト変態温度４００〜５５０℃で行う。巻取り温度は４００℃以下になるとマルテンサイトが生成し、５５０℃以上となるとパーライトが生成するため、熱処理後の均一性が低下し、残留オーステナイトも５％以上得ることが困難となる。
【００１８】
以上の条件により、鋼帯は熱延工程において長手方向および巾方向で均一なベイナイト組織となり、連続焼鈍炉での熱処理後に極めて均一なミクロ組織が生成され、機械的性質の均一性が達成される。
【００１９】
３．連続焼鈍設備における熱処理条件
熱間圧延後のランナウト前段冷却でベイナイト単相組織とした鋼帯を酸洗後、連続焼鈍により、フェライト＋ベイナイト＋残留オーステナイト組織とする。
【００２０】
３．１ 熱処理はＡｃ1 〜Ａｃ3 の２相域温度範囲に再加熱し、保持時間を１ｓｅｃ以上とする。再加熱温度がＡｃ1 以下ではフェライト＋オーステナイトの２相域にならず、残留オーステナイトを生成することができない。Ａｃ3 以上の場合、ミクロ組織上、問題はないが、省エネルギーの観点から好ましくなく、Ａｃ3 未満とする。保持時間は鋼板全体を均一に加熱し、オーステナイトを生成させるため、１ｓｅｃ以上とする。
【００２１】
３．２ 再加熱後の冷却は残留オーステナイトを生成させるため、１０℃／ｓｅｃ以上とし、冷却途中の３５０〜５００℃の温度範囲で３０ｓｅｃ以上保持後、さらに冷却し巻取りを行う。冷却は２００℃まで行うのがよい。冷却速度は、冷却途中におけるパーライト変態を抑制し、ベイナイト変態を促進させるため、１０℃／ｓｅｃ以上とする。冷却途中の保持における温度は、５００℃を超えるとオーステナイトがパーライトに変態し、３５０℃未満ではオーステナイトがマルテンサイトに変態し、残留オーステナイトの体積率として５％以上の確保が難しくなるため、３５０〜５００℃とする。保持時間は３０ｓｅｃ未満の場合、ベイナイト変態が十分進行せず、オーステナイト中へのＣの濃化が不十分となり、残留オーステナイトが５％以上確保できなくなるため、３０ｓｅｃ以上とする。
【００２２】
本発明による熱延鋼板の組織は、主にフェライトと残留オーステナイト５％以上とからなるが、ベイナイト、マルテンサイトおよびパーライトが混在する場合もある。尚、熱延鋼帯の形状が悪く、スキンパス圧延を行う場合は、圧下量をできるだけ低くするのが望ましい。
【００２３】
【実施例】
表１に示す発明鋼Ａ〜Ｆ，比較鋼Ｇ〜Ｍを転炉で溶製し、連続鋳造によりスラブとした後、熱間圧延、酸洗、熱処理、圧下量１％以下のスキンパス圧延を順次実施し、板厚１．６ｍｍの熱延鋼板を製造した。表２に熱間圧延、熱処理の条件および鋼帯の評価結果を示す。鋼帯の評価は、引張試験、穴広げ試験、Ｘ線による残留オーステナイト体積率の測定でおこなった。引張試験はＪＩＳ５号試験片を板巾方向の中央部からエッジ部までの全巾に渡って切り出して行い、機械的性質の変動を評価した。
【００２４】
表２には、降伏強度、引張強さ、伸び、および巾方向の引張強さの最大値と最小値の差を示した。穴広げ試験は、１５０＊１５０ｍｍ試験片の中央部に１０ｍｍΦの穴を打ち抜き、バリが発生した側をポンチ側とし、これを頂角６０°の円錐ポンチで押し広げ、穴縁に板厚を貫通する亀裂が入った時点での穴径を測定、次式により穴広がり率（λ）を求めた。穴広がり率：λ＝（ｄｆ−ｄｏ）／ｄｏ＊１００（％）
但し、ｄｏ：初期穴径、ｄｆ：破断時の穴径
残留オーステナイト体積率は板厚１／４位置のＸ線回折により測定した。
【００２５】
表２に示されるように、本発明例Ｎｏ．１〜１０は、残留オーステナイトが５％以上であり、良好な伸びと穴広がり率を有し、また、巾方向の引張り強さの変動も２５ＭＰａ以内と機械的性質の均一性も極めて良好である。
【００２６】
一方、比較例Ｎｏ．１およびＮｏ．２は、本発明の成分組成であるが熱延で前段冷却を実施しなかったため、組織が不均一であり、巾方向の機械的性質の変動が大きかった。比較例Ｎｏ．３は熱延の巻取り温度が本発明の範囲外で高温のため、熱延工程でフェライトやパーライトが生成する不均一な組織となり、穴広がり率が低く、巾方向の機械的性質の変動が大きかった。連続焼鈍での再加熱温度が本発明の範囲外で低い比較例Ｎｏ．４、熱処理の中間保持温度が本発明の範囲外で高い比較例Ｎｏ．５、本発明の範囲外で低い比較例Ｎｏ．６は何れも残留オーステナイトが得られず、伸びが低く十分な成形性が確保できなかった。
【００２７】
比較例Ｎｏ．７はＣ量が本発明範囲外で少なく、残留オーステナイト量が不足し良好な伸びが得られなかった。比較例Ｎｏ．８はＣ量が本発明範囲外で多く、残留オーステナイトは５％以上生成し、機械的性質もほぼ良好であるが、スポット溶接性が悪く実用的でなかった。比較例Ｎｏ．９はＳｉ量が本発明範囲外で低く、残留オーステナイトが生成せず、伸びが低かった。比較例Ｎｏ．１０はＳｉ量が本発明範囲外で多く、残留オーステナイト量は５％以上得られるものの溶接性が悪く、製造上、問題が生じた。
【００２８】
比較例Ｎｏ．１１はＭｎ量が本発明範囲外で低く、残留オーステナイトが得られず、伸びが低く、比較例Ｎｏ．１２はＭｎ量が本発明範囲外で高く、強い層状組織が形成され、穴広がり率が低かった。比較例Ｎｏ．１３はＰ量が本発明範囲外で高く、Ｐの偏析により、穴広がり率が低かった。比較例Ｎｏ．１４は連続焼鈍炉での熱処理を実施しないため、鋼帯の中央部とエッジ部との材質差が非常に大きくなった。
【００２９】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、自動車など各種構造物の軽量化に有効な、残留オーステナイトを５％以上含有する延性、伸びフランジ性が良好で、鋼帯内の材質均一性が極めて高い５９０〜７８０ＭＰａ級高張力熱延鋼板を安定して製造することが可能で、工業上、極めて有用である。
Claims (1)
- 質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．８０〜１．８０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．００５〜０．０４％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０８５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、仕上げ圧延温度Ａｒ3点以上で熱間圧延後、フェライト変態域にかからないように冷却し、４００〜５５０℃で巻取り、その後、再加熱を温度Ａｃ1〜Ａｃ3で１ｓｅｃ以上の保持で行った後、冷却速度１０℃／ｓｅｃ以上で冷却を行い、冷却途中、３５０〜５００℃の温度範囲で３０ｓｅｃ以上保持し、更に冷却後巻取ることを特徴とする残留オーステナイトを５％以上含有する高加工性高張力熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25839298A JP3678018B2 (ja) | 1998-09-11 | 1998-09-11 | 材質均一性に優れた高加工性高張力熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25839298A JP3678018B2 (ja) | 1998-09-11 | 1998-09-11 | 材質均一性に優れた高加工性高張力熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000087144A JP2000087144A (ja) | 2000-03-28 |
| JP3678018B2 true JP3678018B2 (ja) | 2005-08-03 |
Family
ID=17319611
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25839298A Expired - Fee Related JP3678018B2 (ja) | 1998-09-11 | 1998-09-11 | 材質均一性に優れた高加工性高張力熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3678018B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| TW567231B (en) * | 2001-07-25 | 2003-12-21 | Nippon Steel Corp | Multi-phase steel sheet excellent in hole expandability and method of producing the same |
| US7981224B2 (en) | 2003-12-18 | 2011-07-19 | Nippon Steel Corporation | Multi-phase steel sheet excellent in hole expandability and method of producing the same |
-
1998
- 1998-09-11 JP JP25839298A patent/JP3678018B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2000087144A (ja) | 2000-03-28 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6210175B2 (ja) | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP6700398B2 (ja) | 高降伏比型高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP7261822B2 (ja) | ＴＷＢ溶接特性に優れた熱間成形用Ａｌ－Ｆｅ合金化めっき鋼板、熱間成形部材の製造方法 | |
| JP2000109951A (ja) | 伸びフランジ性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3990553B2 (ja) | 形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板およびその製造方法 | |
| JP7467462B2 (ja) | マルテンサイト鋼の製造方法及びそのマルテンサイト鋼 | |
| KR101115739B1 (ko) | 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판 및 그 제조방법 | |
| JP4306078B2 (ja) | 焼付け硬化性および耐衝撃性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2004027249A (ja) | 高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5391606B2 (ja) | 溶接性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3864663B2 (ja) | 高強度薄鋼板の製造方法 | |
| JP4214840B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP3678018B2 (ja) | 材質均一性に優れた高加工性高張力熱延鋼板の製造方法 | |
| JPH0213013B2 (ja) | ||
| JP3716639B2 (ja) | ベイナイト系高張力熱延鋼帯の製造方法 | |
| JP2621744B2 (ja) | 超高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4670135B2 (ja) | 歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板の製造方法 | |
| JP3307164B2 (ja) | 耐水素遅れ割れ特性に優れた超高張力電縫鋼管の製造方法 | |
| JP2004225131A (ja) | 加工性に優れた高強度鋼管とその製造方法 | |
| JPH10204576A (ja) | 加工性および低温靱性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2003055738A (ja) | 形状凍結性に優れたフェライト系薄鋼板 | |
| JP3475788B2 (ja) | 加工性の優れた高張力熱延鋼板の製造方法 | |
| JPH0143005B2 (ja) | ||
| JP2618563B2 (ja) | 溶接熱影響部の軟化しにくい高強度電縫鋼管およびその製造方法 | |
| JP7244715B2 (ja) | 耐久性に優れた熱延鋼板及びその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20040727 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20040927 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050125 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050328 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20050419 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20050502 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090520 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090520 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100520 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110520 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120520 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120520 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130520 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140520 Year of fee payment: 9 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |