JP3762644B2 - 穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3762644B2 JP3762644B2 JP2001011215A JP2001011215A JP3762644B2 JP 3762644 B2 JP3762644 B2 JP 3762644B2 JP 2001011215 A JP2001011215 A JP 2001011215A JP 2001011215 A JP2001011215 A JP 2001011215A JP 3762644 B2 JP3762644 B2 JP 3762644B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- rolled steel
- ductility
- mgo
- 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
Images
Landscapes
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【発明の属する技術分野】
本発明は、主としてプレス加工される自動車用鋼板を対象とし、590N/mm2 以上の引張強度を有し、穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法に関するものである。
【0002】
【従来の技術】
近年、自動車の燃費改善対策としての車体軽量化、部品の一体成形によるコストダウンのニーズが強まり、プレス成形性に優れた冷延高強度鋼板の開発が進められてきた。従来、加工用冷延鋼板としてはフェライト・マルテンサイト組織からなるDual Phase鋼板が知られている。Dual Phase鋼板は、軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相の複合組織で構成されており、著しく硬度の異なる両相の界面からボイドが発生して割れを生じるため穴拡げ性に劣る問題があり、足廻り部品等の高い穴拡げ性が要求される用途には不向きであった。
例えば、特開平3−94017号公報に見られるように残留オーステナイトとマルテンサイトを主体とする組識の例があるが、この例のように硬質な2相が共存していると穴拡げ率は十分な値を得難い。さらにDual Phase鋼より均一伸びに優れたTRIP鋼も知られているが加工誘起変態に伴う体積膨張により内部ひずみが生じるため局部成形においては優位性を示さない。
【0003】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は590N/mm2 クラス以上の冷延鋼板に関するもので、優れた穴拡げ性と延性を両立した高強度冷延鋼板を提供しようとするものである。
【0004】
【課題を解決するための手段】
本発明の課題解決のため種々実験、検討を重ねた結果、穴拡げ性の改善には打抜き穴のクラックの状態が重要であることはよく知られるところであるが、本発明者らが鋭意検討した結果、Mgを添加することで打抜き穴の断面に発生するクラックを微細均一化することが可能であることを見出した。そして、鋼板中に存在する酸化物とこれらを核にした(Nb、Ti)Nの複合析出物を均一微細に分散析出させることにより、打抜き時に微細ボイドを発生させることでの応力の集中を緩和しうることが考えられ、粗大クラックの発生を抑制し穴拡げ性を向上させていると考えられる。これより、この発明をなすに至ったのである。これまで、Mg添加による酸化物を利用した提案には、例えば特開平11−323488号公報による面内異方性改善に関する提案ではMg酸化物による再結晶時の面方位の優先的な核生成・成長を抑制する事を目的にしており、特開平11−236645号公報の溶接部の靭性に関する提案ではMg複合酸化物により超大入熱溶接時のHAZ部のγ粒の成長を抑制することを目的としている。これらはいずれも微細酸化物によるピンニングによる効果を利用したものであり、本発明の打抜き時、介在物により発生する微細ボイドを利用するものとは異なり、これらを目的とする鋼板において穴拡げ性が向上しているかはさだかではない。本発明の要旨は、下記の通りである。
【0005】
(1) 熱間圧延、酸洗、冷間圧延、連続焼鈍の工程で製造される高強度冷延鋼板であって、重量%にて
C :0.01%以上、0.20%以下、
Si:0.3%以上、1.5%以下、
Mn:0.5%以上、2.5%以下、
P :0.10%以下、
S :0.009%以下、
N :0.010%以下、
Mg:0.0005%以上、0.01%以下、
Al:0.002%以上、0.07%以下、
および
Ti:0.003%以上、0.25%以下、
Nb:0.003%以上、0.04%以下
の1種または2種含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、粒子径が0.005μm〜5.0μmの範囲にあるMgOまたは、MgOを含むAl2 O3 、MgOを含むSiO2 、MgOを含むMnO、MgOを含むTi2 O3 の1種もしくは2種以上の複合酸化物が1平方mmあたり1.0×103 個以上、1.0×107 個以下含む、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板。
【0006】
(2) 熱間圧延、酸洗、冷間圧延、連続焼鈍の工程で製造される高強度冷延鋼板であって、重量%にて
C :0.01%以上、0.20%以下、
Si:0.3%以上、1.5%以下、
Mn:0.5%以上、2.5%以下、
P :0.10%以下、
S :0.009%以下、
N :0.010%以下、
Mg:0.0005%以上、0.01%以下、
Al:0.002%以上、0.07%以下、
および
Ti:0.003%以上、0.25%以下、
Nb:0.003%以上、0.04%以下
の1種または2種含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、さらに、粒子径が0.005μm〜5.0μmのMgOまたは、MgOを含むAl2 O3 、MgOを含むSiO2 、MgOを含むMnO、MgOを含むTi2 O3 の1 種もしくは2種以上の複合酸化物とこれを核にして、その周辺に(Nb、Ti)Nを有する複合析出物のうち、そのサイズが0.05μm〜5.0μmの範囲の析出物が1平方mmあたり1.0×103 個以上、1.0×107 個以下含む、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板。
【0007】
(3) 熱間圧延、酸洗、冷間圧延、連続焼鈍の工程で製造される高強度冷延鋼板であって、重量%にて
C :0.01%以上、0.20%以下、
Si:0.3%以上、1.5%以下、
Mn:0.5%以上、2.5%以下、
P :0.10%以下、
S :0.009%以下、
N :0.010%以下、
Mg:0.0005%以上、0.01%以下、
Al:0.002%以上、0.07%以下、
および
Ti:0.003%以上、0.25%以下、
Nb:0.003%以上、0.04%以下
の1種または2種含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、さらに、
Ca:0.0005%以上、0.0100%以下
REM元素の合計:0.0005%以上、0.0100%以下
の1種または2種含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、粒子径が0.005μm〜5.0μmの範囲にあるMgOまたは、MgOを含むAl2 O3 、MgOを含むSiO2 、MgOを含むMnO、MgOを含むTi2 O3 の1種もしくは2種以上の複合酸化物が1平方mmあたり1.0×103 個以上、1.0×107 個以下含む、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板。
【0008】
(4) 熱間圧延、酸洗、冷間圧延、連続焼鈍の工程で製造される高強度冷延鋼板であって、重量%にて
C :0.01%以上、0.20%以下、
Si:0.3%以上、1.5%以下、
Mn:0.5%以上、2.5%以下、
P :0.10%以下、
S :0.009%以下、
N :0.010%以下、
Mg:0.0005%以上、0.01%以下、
Al:0.002%以上、0.07%以下、
および
Ti:0.003%以上、0.25%以下、
Nb:0.003%以上、0.04%以下
の1種または2種含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、さらに、
Ca:0.0005%以上、0.0100%以下
REM元素の合計:0.0005%以上、0.0100%以下
の1種または2種含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、粒子径が0.005μm〜5.0μmのMgOまたは、MgOを含むAl2 O3 、MgOを含むSiO2 、MgOを含むMnO、MgOを含むTi2 O3 の1 種もしくは2種以上の複合酸化物とこれを核にして、その周辺に(Nb、Ti)Nを有する複合析出物のうち、そのサイズが0.05μm〜5.0μmの範囲の析出物が1平方mmあたり1.0×103 個以上、1.0×107 個以下含む、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板。
【0009】
(5)請求項1又は請求項2又は請求項3又は請求項4に記した鋼を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延し、その後、連続焼鈍する際において、700℃以上、900℃以下の温度にて10秒以上保持し、その後の冷却において、冷却終了温度を350℃以上、600℃以下とし、この温度範囲に30s以上保持することを特徴とする、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【0010】
(6)請求項5に記した鋼の製造方法における溶製工程の成分調整段階において、SiとMnを添加した後、Tiを添加し、その後にMgとAlを添加することを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【0011】
(7)請求項5又請求項6において、Mgの希釈溶媒金属としてSi、Ni、Cu、Al、REM(希土類元素)の1 種あるいは2種以上から成るMg合金を用いることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【0012】
(8)請求項7において、Mg合金中のMg濃度が1%以上10%未満であることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【0013】
(9)請求項6から8において、Mg合金中のFe、Mn、Crの濃度の和が10%未満であることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【0014】
【発明の実施の形態】
本発明は穴拡げ性の改善のために打抜き穴の粗大クラックを抑制するため、Mgを添加し、酸化物を均一微細析出させ、これにより、打抜き時の粗大クラックの発生を抑制させ穴拡げ性を改善させるものである。以下に本発明の個々の構成要件について詳細に説明する。
まず、本発明の成分の限定理由について述べる。
【0015】
Cは、鋼の加工性に影響を及ぼす元素であり、含有量が多くなると、加工性は劣化する。特に0.20%を超えると穴拡げ性に有害な炭化物(パーライト、セメンタイト)が生成するので、0.20%以下、ただし、好ましくは0.15%以下が望ましい。また、強度確保の面で0.01%以上は必要である。
【0016】
Siは、有害な炭化物の生成を抑えフェライト組織主体+残ベイナイトの複合組織を得るために重要な元素である。また、Si添加により強度と延性の両立させる作用もある。このような作用を得るためには0.3%以上の添加が必要である。しかし、添加量が増加すると化成処理性が低下するほか、点溶接性も劣化するため1.5%を上限とする。
【0017】
Mnは、強度確保に必要な元素であり、最低0.50%の添加が必要である。しかし、多量に添加するとミクロ偏析、マクロ偏析が起こりやすくなり、これらは穴拡げ性を劣化させる。これより2.50%を上限とする。
【0018】
Pは鋼板の強度を上げる元素であるが、添加量が高いと溶接性、加工性、靭性の劣化を引き起こす元素である。これより、0.10%以下とし、好ましくは0.03%以下が望ましい。
【0019】
SはMnS等の非金属介在物を生成し、延性穴拡げ性を劣化させるので鋼中に存在しない方が好ましい元素であり、添加量は少ない程望ましく、0.009%以下とする。ただし、0.005%以下でこの効果は顕著に現れるため0.005%以下が望ましい。
【0020】
Nは、加工性を確保するためには少ない方が良い。0.010%を越えると加工性が劣化してくるので、0.010%以下とし、好ましくは0.005%以下が望ましい。
【0021】
Mgは、本発明における最も重要な添加元素の一つである。Mgはこの添加により、酸素と結合して酸化物を形成するが、このとき生成されるMgOまたはMgOを含むAl 2 O 3 、MgOを含むSiO 2 、MgOを含むMnO、MgOを含むTi 2 O 3 の複合酸化物微細化はMgを添加しない従来の鋼に比べ、個々の酸化物のサイズが小さく、均一に分散した分布状態となることを見出した。鋼中に微細に分散したこれらの酸化物は、明確ではないが打抜き時に微細ボイドを形成し、応力集中を抑制することで粗大クラックの発生を抑制する効果があると考えられ、穴広げ性の向上に効果があると考えられる。ただし、0.0005%未満ではその効果が不十分である。一方で0.01%超の添加は添加量に対する改善代が飽和するばかりでなく、逆に鋼の清浄度を劣化させ、穴拡げ性、延性を劣化させるため上限を0.01%とする。
【0022】
Alは本発明における最も重要な添加元素の一つである。AlはMgが添加されている時、スピネル構造をもつMgAl2 O4 複合酸化物を生成しやすい。MgAl2 O4 複合酸化物はMgOを含むAl2 O3 、SiO2 、MnO、Ti2 O3 の複合酸化物のうち最も微細な酸化物の存在状態のひとつであり、酸化物の分散状態を均一微細化するのに効果的であると考えられる。このため、打抜き時に微細ボイドを形成し、これが応力集中を抑制することで粗大クラックの発生を抑制する効果があると考えられ、穴広げ性の向上に効果があると考えられる。これより0.002%以上添加する。ただし添加量が増加するとMg添加の効果を阻害するため、0.07%以下とする。特に複合酸化物のうちMgAl複合酸化物の酸化物に占める割合を向上し酸化物の微細化を効率よく達成させるためには添加量は0.002%〜0.07%が望ましい。
【0023】
Ti、Nbは本発明における最も重要な添加元素の一つである。Ti、Nbは微細均一に析出している酸化物のうち特に小さいMgOまたはMgAl2 O4 を主とする複合酸化物を核に析出し、これら酸化物上に析出することで析出物サイズを大きくし、MgOまたはMgAl2 O4 の微細ボイド形成を助成する働きがあると考えられる。また、強度の増加にも有効である。これらの結果を有効に発揮させるためにはNb、Tiともに少なくとも0.003%の添加が必要であり、0.01%以上の添加が望ましい。しかし、これらの添加が過度になると析出強化により延性が劣化するため、上限としてTiは0.15%以下、Nbは0.04%以下とする。これらの元素は単独で添加しても効果があり、複合添加しても効果がある。
【0024】
Caは硫化物系の介在物の形状制御し、穴拡げ性の向上に有効である。これを有効に発揮させるためには0.0005%以上の添加が必要である。一方、多量の添加は逆に鋼の清浄度を悪化させるため穴拡げ性、延性を損なう。これより上限を0.0100%とする。
【0025】
REM元素はCaと同様の効果を有する。すなわち、硫化物系の介在物を形状制御し、穴拡げ性の向上に有効である。これを有効に発揮させるためにはREM元素の合計で0.0005%以上の添加が必要である。一方、多量の添加は逆に鋼の清浄度を悪化させるため穴拡げ性、延性を損なう。これより上限を0.0100%とする。
【0026】
酸化物としてはMgOまたは、MgOを含むAl 2 O 3 、MgOを含むSiO 2 、MgOを含むMnO、MgOを含むTi 2 O 3 の1種もしくは2種以上の複合酸化物がよい。本発明者らが鋭意検討した結果、複合酸化物のうちMgO、MgAl2 O4 とこれ以外の複合酸化物とで異なった存在状態にて微細クラックの形成に効果を発揮しており、これらはともにMg添加によって得られる効果であり、相乗効果によって穴拡げ性を向上させていることがわかった。
【0027】
MgO、MgAl2 O4 は主に(Nb、Ti)Nを周辺に析出させることで微細ボイド形成の効果を得ており、MgO、MgAl2 O4 は均一な分散析出の核として寄与していると考えられる。一方で、MgO、MgAl2 O4 以外の微細な複合酸化物はMgOとの複合酸化物化により微細分散析出し、(Nb、Ti)Nを周辺に析出させることなく酸化物単独にて微細ボイド形成の効果がある。特に、MgO、MgAl2 O4 以外の微細な複合酸化物としてはMgO、Al2 O3 、SiO2 主体の複合酸化物がほとんどであり、この時、全体に占めるMgO、Al2 O3 、SiO2 酸化物の割合は90%以上である。
【0028】
酸化物の粒子径は0.005μm未満ではこれを核にした(Nb、Ti)Nの析出も少ないこと、一方で、このサイズの酸化物は(Nb、Ti)Nの複合析出なしでは微細クラックを発生させる核とはなり難く、微細ボイド生成の効果が得られ難くなるため0.005μm以上とする。逆に5.0μm超では粒子数の確保が困難であり、また、粗大析出物は延性の劣化を招くため5.0μm以下とする。
【0029】
酸化物と複合析出物のサイズはこれが小さい時、微細ボイドの起点とならないため効果を発揮できない。従って、0.005μm以上とする。一方、5.0μm超では粒子数の確保が困難であり、これが粗大クラックの生成を助長し穴拡げ性を低減させるため5.0μm以下とする。
【0030】
析出物密度は個数が少ないと、打抜き時に発生する微細ボイドが不足し、粗大なクラックの発生を抑制する効果が得られないと考えられる。この効果を得るには1平方mmあたり1.0×103 以上必要である。一方で個数が多くなると効果は飽和し、逆に延性を劣化させるため、1.0×107 個以下とする。ただし、この効果の飽和と延性のバランスから1.0×106 個以下が望ましい。
【0031】
また、穴拡げ性を高める手段として打抜き穴の性状の他、母材の局部延性能を高めることが効果的である。母材の局部延性能を高めるためには組織の均一化が有効であるが、単相鋼では本発明の目的とする強度において延性の劣化が大きく、目的とする特性が得られない。このため、鋼の組織としてはフェライト組織主体の複合組織とする。但し、フェライト組織の占有率が高く単相鋼となると延性または強度の低下を引き起こし、また、この占有率が低い時、伸びの低い第2相の影響を受け、延性が低下する。このため、フェライト組織の占有率は50%以上、95%以下が望ましい。また、残りの組織はこれが、マルテンサイト、粗大セメンタイト、パーライト組織であるとき、フェライト組織とこれらの組織の界面でクラックが発生し局部変形能が低下する。一方で、ベイナイト組織はフェライト組織中に微細なセメンタイトの分散した組織であり、母材の局部延性能を低下させないため、鋼の組織としてフェライト組織を主体とし、残ベイナイト組織とする。
【0032】
本発明で規定した介在物の分散状態は例えば以下の方法により定量的に測定される。母材鋼板の任意の場所から抽出レプリカ試料を作成し、これを前記の透過電子顕微鏡(TEM)を用いて倍率は5000〜20000倍で少なくとも5000μm2 以上の面積にわたって観察し、対象となる複合介在物の個数を測定し、単位面積当たりの個数に換算する。この時、酸化物と(Nb、Ti)Nの同定にはTEMに付属のエネルギー分散型X線分光法(EDS)による組成分析とTEMによる電子線回折像の結晶構造解析によって行われる。このような同定を測定する全ての複合介在物に対して行うことが煩雑な場合、簡易的に次に手順による。まず、対象となるサイズの個数を形状、サイズ別に上記の要領にて測定し、これらのうち、形状、サイズの異なる全てに対し、各々10個以上に対し上記の要領にて同定を行い、酸化物と(Nb、Ti)Nの割合を算出する。そして、はじめに測定された介在物の個数にこの割合を掛け合わせる。鋼中の炭化物が以上のTEM観察を邪魔する場合、熱処理によって炭化物を凝集粗大化、または溶解させ対象とする複合介在物の観察を容易にすることができる。
【0033】
次に製造方法について説明する。
熱延工程の仕上圧延終了温度はフェライトの生成を妨げ、穴拡げ性を良好にするためAr3 変態点以上とする必要がある。冷間圧延は通常の方法に従い、冷延率は40%から80%でよい。連続焼鈍工程では、まず、700℃以上、900℃以下の温度で焼鈍する。これ未満では組識が不均一となる。この際、層状の組識を解消するためには10秒以上の保持が必要である。一方、これを超える温度ではオーステナイト粒が大きくなり製品の組識が粗くなる。また、経済的な点からも焼鈍温度は900℃以下とする。続いて、冷却終了温度を350℃以上、600℃以下の温度とする。350℃未満ではマルテンサイト変態により、マルテンサイトの量が増えるとともに、変態によるひずみ量が増大して穴拡げ性の劣化を招く。600℃を超えるとオーステナイトが残留しやすくなり、遅れ破壊の問題が生じ易くなる。また、350℃以上、600℃以下の温度域で30s以上保持する。これ以下の保持ではベイナイト生成が不十分な上、冷却により発生する多量のひずみを解消することができないために30秒以上の保持が必要である。
【0034】
次に溶製工程における成分調整段階の添加順序は本発明者らが鋭意検討した結果、SiとMnを添加した後、Tiを添加、その後にMgとAlを添加することを行うとき、溶鋼中へのMg歩留が増加することと、さらに酸化物のサイズがより微細化して、本発明で請求している酸化物のサイズの分散状態が安定に得られ易くなることから、より好ましい。
【0035】
Mgは溶鋼中での揮発性が高く、Mg純金属で溶鋼中へ投入するとMg歩留が非常に低い。このため、Mgは希釈溶媒金属との合金の形で溶鋼中へ投入する。このとき、本発明者らが鋭意検討した結果、Mgの希釈溶媒金属としてSi、Ni、Cu、Al、REM(希土類元素)の1種あるいは2種以上から成るMg合金を用いたとき、鋼中へ残存するMg量は向上し、これら以外の金属を主体とする合金では、効果が得られなかった。Mgの希釈溶媒金属としてMgと原子間引力の相互作用を有するSi、Ni、Cu、Al、REM(希土類元素)を選び、これらのうち、1種あるいは2種以上から成るMg合金を用いて溶鋼中へのMgの投入を行うことが好ましい。
ここで希土類元素の範囲は、例えば理化学辞典第5版、309頁、岩波書店、1998年発行の記載通り、周期律表3族に属するSc、Yおよびランタノイド(原子番号57のLaから71のLu)の総称である。
【0036】
また、本発明者らが鋭意検討した結果、Mg合金中のMg濃度としては10%未満ではMg歩留が顕著に増加することと、さらに適正な酸化物サイズと個数が安定に得やすくなり好ましいことを見出した。一方、1%未満であるとMg合金添加時に希釈溶媒金属が鋼中へ過剰に溶解するため、成分調整が困難となる。従って、合金中のMg濃度は1%以上10%未満とすることが好ましい。
【0037】
Mg合金中のFe、Mn、Crの濃度の和として10%未満の時、Mg歩留が顕著に増加することと、さらに適正な酸化物サイズと個数が安定に得やすくなり好ましいことを見出した。これはMg合金が溶鋼に溶解中に生じるMgとこれらの元素との間の原子間反発作用によると解釈される。従って、Mg合金中のFe、Mn、Crの濃度の和は10%未満とすることが好ましい。
本発明の鋼板はめっきを施しても本発明の効果は損なわれない。また、電気めっき、有機複合皮膜を施した場合も効果は損なわれない。
【0038】
【実施例】
次に本発明を実施例に基づいて説明する.
表1に示す鋼成分の鋼を溶製するために、溶銑270tを転炉で目標C濃度に脱炭したのち取鍋に溶鋼を移し、脱酸と合金調整をCAS法(日本鉄鋼協会編、梶岡博幸著、取鍋精錬法、104頁、地人書館、1997年発行に記載)により実施した。溶鋼の脱酸をSiとMnを添加した後、Tiを添加、その後にMgとAlを添加する順序で行った例とそれ以外の例を表1に示す。ここではSi、Mn、Ti原料としてFeSi、FeMn、FeTiを用いた。また、Mg、Alは希釈溶媒金属としてSi、Ni、Cu、Al、REM(希土類元素)の1種あるいは2種以上を用い、Mg合金中のMg濃度が1%以上10%未満であり、Mg合金中のFe、Mn、Crの濃度の和が10%未満のMg合金を用いた例とこれら以外の合金を用いた例も表1に示した。脱酸後、必要元素を目標成分濃度範囲に調整した後、ただちに連続鋳造機により厚さ250mm、幅1300mmのスラブを製造した。これらの鋼を1200℃以上にて加熱炉中で加熱し、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施した後、表2に示す焼鈍条件にて熱処理を行い冷延鋼板を得た。
【0039】
一方、表3にMgの添加は希釈溶媒金属としてSi、Ni、Cu、Al、REM(希土類元素)の1種あるいは2種以上を用い、Mg合金中のMg濃度が1%以上10%未満であり、Mg合金中のFe、Mn、Crの濃度の和が10%未満のMg合金を用い、溶製工程の成分調整段階において、SiとMnを添加した後、Tiを添加、その後にMgとAlを添加する脱酸を行ったもので、成分を変化させたものを示す。符号D〜Yが本発明に従った鋼でこれ以外はC、Si、Mn、S、Al、Mg、Nb、Tiの添加量が本発明の範囲外である。これらの鋼を1200℃以上にて加熱炉中で加熱し、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施した後、表4に示す焼鈍条件にて熱処理を行い冷延鋼板を得た。
【0040】
また、鋼板母材より抽出レプリカ試料を作成し、前述の方法にて酸化物とこれを核に存在する(Ti、Nb)N複合酸化物の粒径、個数を測定し、単位面積当たりの個数に換算した。これを表1、3に表記する。
【0041】
このようにして得られた冷延鋼板についてJIS5号片による引張試験、穴拡げ試験、組織観察を行った。穴拡げ性(λ)は径10mmの打抜き穴を60°円錐ポンチにて押し拡げ、クラックが板厚を貫通した時点での穴径(d)と初期穴径(d0:12mm)から λ=(d−d0)/d0×100 で評価した。
【0042】
各試験片のTS、El、λを表2、4に示す、図1に強度と伸びの関係を、図2に強度と穴拡げ比の関係を示す。本発明鋼は比較鋼1と比べて穴拡げ比が、比較鋼2と比べると穴拡げ比と伸びの両特性が高くなっていることがわかる。このように、本発明の鋼板は穴拡げ比、延性をともに優れていることがわかる。
【0043】
なお、ここでは合金投入をCAS法で行ったがこれは特に限定するものではなく、RH脱ガス装置の真空槽内合金添加法、溶鋼取鍋内ワイヤー添加法、粉体インジェクション法等の公知の方法も問題なく使用できることを付記する。
【0044】
【表1】
【0045】
【表2】
【0046】
【表3】
【0047】
【表4】
【0048】
【発明の効果】
本発明によれば強度レベルが590N/mm2 クラス以上で、従来にない伸び−延性バランスを有した冷延高強度鋼板を供給できるようになったもので、産業上極めて有用なものである。
【図面の簡単な説明】
【図1】引張強度と伸びの関係を示す散布図である。
【図2】引張強度と穴拡げ比の関係を示す散布図である。
Claims (9)
- 熱間圧延、酸洗、冷間圧延、連続焼鈍の工程で製造される高強度冷延鋼板であって、
重量%にて
C :0.01%以上、0.20%以下、
Si:0.3%以上、1.5%以下、
Mn:0.5%以上、2.5%以下、
P :0.10%以下、
S :0.009%以下、
N :0.010%以下、
Mg:0.0005%以上、0.01%以下、
Al:0.002%以上、0.07%以下、
および
Ti:0.003%以上、0.25%以下、
Nb:0.003%以上、0.04%以下
の1種または2種含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、粒子径が0.005μm〜5.0μmの範囲にあるMgOまたは、MgOを含むAl2 O3 、MgOを含むSiO2 、MgOを含むMnO、MgOを含むTi2 O3 の1種もしくは2種以上の複合酸化物が1平方mmあたり1.0×103 個以上、1.0×107 個以下含む、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板。 - 熱間圧延、酸洗、冷間圧延、連続焼鈍の工程で製造される高強度冷延鋼板であって、
重量%にて
C :0.01%以上、0.20%以下、
Si:0.3%以上、1.5%以下、
Mn:0.5%以上、2.5%以下、
P :0.10%以下、
S :0.009%以下、
N :0.010%以下、
Mg:0.0005%以上、0.01%以下、
Al:0.002%以上、0.07%以下、
および
Ti:0.003%以上、0.25%以下、
Nb:0.003%以上、0.04%以下
の1種または2種含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、さらに、粒子径が0.005μm〜5.0μmのMgOまたは、MgOを含むAl2 O3 、MgOを含むSiO2 、MgOを含むMnO、MgOを含むTi2 O3 の1種もしくは2種以上の複合酸化物とこれを核にして、その周辺に(Nb、Ti)Nを有する複合析出物のうち、そのサイズが0.05μm〜5.0μmの範囲の析出物が1平方mmあたり1.0×103 個以上、1.0×107 個以下含む、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板。 - 熱間圧延、酸洗、冷間圧延、連続焼鈍の工程で製造される高強度冷延鋼板であって、
重量%にて
C :0.01%以上、0.20%以下、
Si:0.3%以上、1.5%以下、
Mn:0.5%以上、2.5%以下、
P :0.10%以下、
S :0.009%以下、
N :0.010%以下、
Mg:0.0005%以上、0.01%以下、
Al:0.002%以上、0.07%以下、
および
Ti:0.003%以上、0.25%以下、
Nb:0.003%以上、0.04%以下
の1種または2種含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、さらに、
Ca:0.0005%以上、0.0100%以下
REM元素の合計:0.0005%以上、0.0100%以下
の1種または2種含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、粒子径が0.005μm〜5.0μmの範囲にあるMgOまたは、MgOを含むAl2 O3 、MgOを含むSiO2 、MgOを含むMnO、MgOを含むTi2 O3 の1種もしくは2種以上の複合酸化物が1平方mmあたり1.0×103 個以上、1.0×107 個以下含む、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板。 - 熱間圧延、酸洗、冷間圧延、連続焼鈍の工程で製造される高強度冷延鋼板であって、
重量%にて
C :0.01%以上、0.20%以下、
Si:0.3%以上、1.5%以下、
Mn:0.5%以上、2.5%以下、
P :0.10%以下、
S :0.009%以下、
N :0.010%以下、
Mg:0.0005%以上、0.01%以下、
Al:0.002%以上、0.07%以下、
および
Ti:0.003%以上、0.25%以下、
Nb:0.003%以上、0.04%以下
の1種または2種含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、さらに、
Ca:0.0005%以上、0.0100%以下
REM元素の合計:0.0005%以上、0.0100%以下
の1種または2種含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、粒子径が0.005μm〜5.0μmのMgOまたは、MgOを含むAl2 O3 、MgOを含むSiO2 、MgOを含むMnO、MgOを含むTi2 O3 の1種もしくは2種以上の複合酸化物とこれを核にして、その周辺に(Nb、Ti)Nを有する複合析出物のうち、そのサイズが0.05μm〜5.0μmの範囲の析出物が1平方mmあたり1.0×103 個以上、1.0×107 個以下含む、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板。 - 請求項1又は請求項2又は請求項3又は請求項4に記した鋼を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延し、その後、連続焼鈍する際において、700℃以上、900℃以下の温度にて10秒以上保持し、その後の冷却において、冷却終了温度を350℃以上、600℃以下とし、この温度範囲に30s以上保持することを特徴とする、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 請求項5に記した鋼の製造方法における溶製工程の成分調整段階において、SiとMnを添加した後、Tiを添加し、その後にMgとAlを添加することを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 請求項5又請求項6において、Mgの希釈溶媒金属としてSi、Ni、Cu、Al、REM(希土類元素)の1種あるいは2種以上から成るMg合金を用いることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 請求項7において、Mg合金中のMg濃度が1%以上10%未満であることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 請求項6から8において、Mg合金中のFe、Mn、Crの濃度の和が10%未満であることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2001011215A JP3762644B2 (ja) | 2001-01-19 | 2001-01-19 | 穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2001011215A JP3762644B2 (ja) | 2001-01-19 | 2001-01-19 | 穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2002212674A JP2002212674A (ja) | 2002-07-31 |
JP3762644B2 true JP3762644B2 (ja) | 2006-04-05 |
Family
ID=18878377
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2001011215A Expired - Fee Related JP3762644B2 (ja) | 2001-01-19 | 2001-01-19 | 穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3762644B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR20040075971A (ko) | 2002-02-07 | 2004-08-30 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그 제조방법 |
JP4235030B2 (ja) * | 2003-05-21 | 2009-03-04 | 新日本製鐵株式会社 | 局部成形性に優れ溶接部の硬さ上昇を抑制した引張強さが780MPa以上の高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板 |
KR100711410B1 (ko) * | 2004-12-09 | 2007-04-30 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 연성이 높은 박강판 및 그 제조방법 |
JP5124988B2 (ja) * | 2005-05-30 | 2013-01-23 | Jfeスチール株式会社 | 耐遅れ破壊特性に優れた引張強度900MPa以上の高張力鋼板およびその製造方法 |
JP5407168B2 (ja) * | 2008-04-10 | 2014-02-05 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度鋼板の製造方法および高強度電気亜鉛系めっき鋼板の製造方法 |
-
2001
- 2001-01-19 JP JP2001011215A patent/JP3762644B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2002212674A (ja) | 2002-07-31 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP5093422B2 (ja) | 高強度鋼板及びその製造方法 | |
JP6588440B2 (ja) | 高強度低比重鋼板及びその製造方法 | |
KR100968013B1 (ko) | 고장력강판 및 그 제조방법 | |
KR102016432B1 (ko) | 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법 | |
JP4575893B2 (ja) | 強度延性バランスに優れた高強度鋼板 | |
JP3545696B2 (ja) | 穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
JP5400484B2 (ja) | 伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板 | |
JP5158272B2 (ja) | 伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法 | |
JP4304473B2 (ja) | 超微細結晶粒熱延鋼板の製造方法 | |
JP5466552B2 (ja) | 伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板 | |
WO2016148037A1 (ja) | 冷間加工性と浸炭熱処理後の靱性に優れる浸炭用鋼板 | |
WO2014097559A1 (ja) | 低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
JP2012026034A (ja) | 加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP5915412B2 (ja) | 曲げ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
WO2012115181A1 (ja) | 伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板及びその溶鋼の溶製方法 | |
JP2005298956A (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 | |
WO2013073136A1 (ja) | 薄鋼板およびその製造方法 | |
JP2004514060A (ja) | 溶接構造物用のTiN+CuSを析出させている鋼板、及びそれを製造するための方法、並びにそれを用いた溶接構造物 | |
JP3802810B2 (ja) | Haz靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼とその製造方法 | |
JP5483562B2 (ja) | 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板 | |
JP4317418B2 (ja) | 穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板 | |
JP4712842B2 (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板 | |
WO2020196311A1 (ja) | 高強度鋼板及びその製造方法 | |
JP3762644B2 (ja) | 穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
JP2008174813A (ja) | 高張力鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20041130 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050111 |
|
A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050309 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A132 Effective date: 20050506 |
|
A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050704 |
|
A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821 Effective date: 20050704 |
|
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: 20060106 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20060113 |
|
R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 3762644 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100120 Year of fee payment: 4 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110120 Year of fee payment: 5 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120120 Year of fee payment: 6 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130120 Year of fee payment: 7 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130120 Year of fee payment: 7 |
|
S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130120 Year of fee payment: 7 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130120 Year of fee payment: 7 |
|
S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130120 Year of fee payment: 7 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140120 Year of fee payment: 8 |
|
S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |