JPH0143005B2 - - Google Patents
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- JPH0143005B2 JPH0143005B2 JP56030872A JP3087281A JPH0143005B2 JP H0143005 B2 JPH0143005 B2 JP H0143005B2 JP 56030872 A JP56030872 A JP 56030872A JP 3087281 A JP3087281 A JP 3087281A JP H0143005 B2 JPH0143005 B2 JP H0143005B2
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は、プレス成形性および抵抗溶接性のす
ぐれた高強度熱延鋼板の製造法に関する。 近年自動車の安全対策のための車体の強化と燃
費節約のための車体の軽量化が重要課題となつて
おり、その問題の解決策として複合組織を有する
高強度鋼板(デユアルフエイズ鋼)の使用が検討
されている。 この複合組織鋼はフエライト・マルテンサイト
組織を有し種々の特長を有しているものの、伸び
フランジ性が劣つており、ホイールデイスク等へ
の適用に際して、デイスク成形時あるいはその後
の疲労試験、走行テスト中に穴拡げ部から割れが
発生するという問題を抱えている。またホイール
リム等への適用に際しては、フラツシユバツト溶
接での熱影響部の硬度低下が大きいためにその後
のロール成形時に割れが発生するという問題もあ
る。 本発明者らは、複合組織鋼における上述の問題
を解決することのできる新しい複合組織鋼を先に
提案している。この新しい複合組織鋼は、フエラ
イト、ベイナイト及びマルテンサイトの3相組織
からなる鋼であつて、低降伏比、良好な強度−伸
びバランスを備えることは勿論、伸びフランジ性
に優れ、かつ抵抗溶接時の軟化抵抗性にも優れた
高強度熱延鋼板である。 本発明は、上述の新しい複合組織鋼板を熱処理
法ではなく、熱延法で製造する方法を提供するこ
とを目的としてなされたものであり、以下に示す
方法によつても3相組織鋼の特長である低降伏比
で且つ良好な強度−延性バランスを有すると共
に、優れた伸びフランジ性および抵抗溶接性を有
する高強度熱延鋼板が得られることを見い出し
た。 すなわち本発明は、C0.02〜0.2% Si0.2〜1.5
%、Mn0.7〜2%を含有する鋼を熱間圧延するに
際して、熱延仕上温度をAr3点以上として熱間圧
延を行なつて熱延終了温度からAr3点〜Ar1点の
範囲の温度までを5〜70℃/秒の平均冷却速度で
急冷するか、あるいは熱延仕上温度をAr3点の範
囲として熱間圧延を行ない、ついでその温度から
2〜20秒間放冷又は徐冷し、その後20℃/秒以上
の平均冷却速度で550℃以下まで冷却して巻取る
ことによりフエライト、ベイナイト及びマルテン
サイトからなる3相組織としたことを特徴とする
プレス成形性および抵抗溶接性のすぐれた高強度
熱延鋼板の製造法である。 以下本発明について更に詳細に説明する。 まず本発明の方法についてその基本的考え方を
第1図により説明する。 第1図においては本発明の方法の1つを示す
ものであり、所定成分の鋼スラブはT1にて加熱
処理したのち連続熱間圧延が開始され、熱延仕上
温度がT2(Ar3点相当)以上にて熱間圧延が終了
する。さらに熱延仕上温度からT2〜T3(Ar1点相
当)の間まで冷却速度C1で制御冷却したのち、
その間の温度にて所定時間放冷又は徐冷を行なつ
た後、直ちにT4(巻取温度)まで冷却速度C2にて
冷却し、T4以下の温度にて巻取られる。 また第1図のは本発明のもう1つの方法を示
すものであり、所定成分の鋼スラブT1にて加熱
処理したのち連続熱間圧延が開示され、T2〜T3
間ににて熱間圧延が終了する。それ以降の放冷又
は徐冷→冷却(C2)→巻取(T4)は上記と同
じである。 第1図に示す方法において、まずAr3点への制
御冷却(C1)、あるいはAr3〜Ar1までの仕上圧延
は、いずれも所望とする複合組織を得るための準
備段階として重要である。まずAr3点以上で仕上
圧延した後にAr3〜Ar1点の温度域に冷却する際
の平均冷却速度C1は5〜70℃/秒とするべきで
あり、70℃/秒以上に速い場合には温度制御が困
難になり、また5℃/秒未満では時間がかかりす
ぎる。望ましくはC1は30〜70℃/秒である。一
方Ar3〜Ar1点で仕上圧延する場合には、制御冷
却(C1)を要しない。なお仕上圧延温度は710℃
以上が望ましい。 制御冷却(C1)後、Ar3〜Ar1点で放冷又は徐
冷される。この放冷、徐冷はフエライト変態ノー
ズ付近で実施されることになる結果、フエライト
変態が促進され短時間にて所定のフエライト量が
えられ、さらにこの徐冷中に変態したフエライト
相中の固溶炭素は未変態オーステナイト相中へ濃
縮される。この結果フエライト相中の固溶炭素量
は減少し清浄となり延性は向上する。一方炭素量
の増加した未変態オーステナイトは安定化するた
めにその後の冷却過程にて低温度態生成物がえや
すくなる。この徐冷時間は、短かすぎると所望の
フエライト量がえらえず、長時間すぎるとすべて
フエライト変態したり、パーライト変態が起るこ
と、さらにはランアウトテーブルの長さによつて
もおのずと制限されることから放冷徐冷時間は2
〜20秒とする。 徐冷後の冷却C2は未変態オーステナイトを硬
質な低温変態生成物をえるためのものであつて本
発明による平均冷却速度C2は20℃/秒以上、望
ましくは30〜70℃/秒の範囲である。C2がこれ
以下では未変態オーステナイトの一部またはすべ
てがパーライト変態すること、また急冷しすぎる
と、強度−延性バランスを悪くし、かつ降伏比を
上げることになる。なお望ましくはC230〜60
℃/秒である。 このようにC2が比較的遅くても硬質相がえら
れる理由は、それまでの過程にて未変態オーステ
ナイトの安定度が高められているためであり、こ
のために熱延仕上温度から冷却速度C2による冷
却開始までの過程が重要である。さらに硬質相を
ベイナイト相主体にしていることも比較的ゆつく
りとした冷却速度C2を可能とし、強度−延性バ
ランスの改善に寄与する。 その後鋼板は所定の温度で巻取られるが、この
巻取り温度(T4)も本発明における重要な事項
である。すなわちマルテンサイト化するためには
室温まで冷却することが望ましいが、この場合に
は、T4までの過程にて残存した固溶炭素の存在
による強度−延性バランスの低下、降伏比の上昇
など多くの欠点をもたらすとともに、前述の欠点
がフエライト−マルテンサイト鋼には存在するた
め所望の組織をうるためにも300℃以上で巻取る
ことが望ましい。550℃以上になると多量の合金
元素を添加しないとパーライト変態が生じるため
巻取温度T4の上限は550℃とする。 このような方法により得られる熱延鋼板は、ポ
リゴナルフエライトとベイナイト(炭化物を内包
するベイナイト及びベイナイテイツクフエライト
を意味する)とマルテンサイト(一部残留オース
テナイトを含む)とからなる3相複合組織を有
し、特にベイナイト相の体積比率を5〜50%、マ
ルテンサイト相の体積比率を1〜15%とすること
により、低降伏比、強度−延性バランス、伸びフ
ランジ性、抵抗溶接性のいずれにおいても優れた
性質を有する鋼板となるのである。 次に本発明の方法の対象となる鋼の化学成分に
ついて述べる。 Cは、強化および焼入性向上効果を発揮させる
ために約0.02%以上必要とする。ただしあまり多
いと延性および溶接性の劣化を招くので上限を
0.2%とし、成形性を特に要求する時は0.10%以
下とする。 Siは、溶鋼の脱酸元素としての役割を有するほ
か置換型固溶強化元素としても有効な元素であり
高延性を与える働きをする。また本発明のような
複合組織鋼においては、熱延後のγ−α変態中に
αの変態を促進するとともにα中の固溶炭素をγ
中へ排出する作用があり、その結果α相の清浄性
を高め、しかもγ中への炭素の濃縮によりγの安
定化をはかり硬質相の生成が容易になるため機械
的性質が向上する。このため約0.2%以上の添加
を必要とする。ただし過剰に加えると溶接部の脆
化(遷移温度の上昇)を招くことおよび酸化スケ
ールの生成により表面状況を悪くすることなどに
より1.5%を上限とする。 Mnは、低炭素化による強度の確保および焼入
性の向上により鋼板の高強度化を助けるほか、熱
延後のγ−α変態中におけるγ相を安定化し機械
的性質を向上させるために必要な元素であり、こ
のためには、0.7%以上の添加が望ましい。ただ
し過剰に加えると伸びが低下し、加工性を害する
ばかりか溶接技術上の困難を伴うので上限を2%
とする。 本発明では必要に応じてCr0.1〜1.5%、Nb0.01
〜0.1%、Ti0.01〜0.1%、V0.02〜0.2%の1種又
は2種以上を含有せしめることができる。 Crは、固溶強化としては、ほとんど寄与しな
いが焼入性向上効果により高強度化および機械的
性質の改善をはかる元素である。本発明において
は必須的に添加する必要はないがSi量との兼ね合
いであり、Si量を低目にするような成分組成に対
しては、最低0.1%の添加が望ましく、通常は約
0.5%添加することにより、またSi量が1%とや
や多量に添加する場合は、Cr添加を必要とせず
ともよくいずれにおいても目的とする複合組織が
得られ機械的性質を向上させる。しかし過剰に加
えると、焼入性向上効果により低温変態相の割合
が必要以上に多くなり、伸び、加工性を劣化させ
るので、上限を1.5%とする。 Nb、V、Tiは析出強化元素であり、強度上昇
に必要であるのみならず、Mn等と共存して熱延
後の変態組織に影響を与え、ベイナイト組織をえ
やすくする働きがある。さらに組織を微細化し、
伸びフランジ性を向上させるとともに溶接後の熱
影響部の硬度低下を防止し疲労強度改善に役立
つ。 またBの焼入性向上効果を最大限に発揮させる
働きも有する。これらの効果を出すために、
Nb0.01〜0.1%、V0.02〜0.2%、Ti0.01〜0.1%を
含有せしめる。 その他本発明では、硫化物形態制御のために希
土類元素0.05〜0.2%、Ca0.0005〜0.01%、脱酸剤
としてAl0.005〜0.06%、あるいはさらにP0.03〜
0.15%Mo0.01〜0.2%、Cu0.1〜0.6%、Ni0.1〜1
%、B0.001〜0.1%等の添加が可能である。 以下発明の実施例について説明する。 高周波真空溶解炉にて第1表に示す各種成分組
成の鋼を溶製し、鍛造、粗圧延により30mm厚さの
スラブを得た。次にスラブを1200℃に加熱後、3
パスにて熱間圧延しAr1点以上の種々の温度で板
厚3.2mmに仕上げた後、620℃から室温までの種々
の温度で巻取つて熱延鋼板を製造した。その熱延
条件、並びに顕微鏡組織観察結果を第2表に示
す。なお、供試材7〜11の巻取温度は、いずれも
Ms点より高い温度である。また第3表には第2
表にて得られた鋼板の機械的性質及び下記の溶接
条件でのフラツシユバツト溶接後の靭性値及び硬
度変化の測定値を示す。 溶接条件 フラツシユ代:3mm フラツシユ時間:3秒 アツプセツト代:3mm アツプセツト時間:2/60秒 〃 速度:150mm/秒 素板形状:30mmw×75mml×3.5mmt 第3表において、降伏強さ(YP)/引張強さ
(TS)(降伏比)は成形性の良否を表示する指標
として用いられるもので、この値が低いほど、
「形状凍結性、加工性」にすぐれることを意味す
る。また「YPE」(降伏点伸び)は加工時の引張
応力を受けた部分のシワ模様出現の有無に関し、
同模様の発生を防ぐには、降伏点伸びの値が低い
程良い。 「引張強さ(TS)×伸(El)」(強度−伸びバラ
ンス)は強度と延性のバランスを示す指標であ
り、この値が高いほど同バランスの良好であるこ
とを意味する。穴拡げ率(λ)は伸びフランジ性
を示す指標であり、大きな値ほど伸びフランジ性
が良好なことを意味する。 次にフラツシユバツト溶接については、「vEs」
(アツパーシエルフエネルギー)、「vTrs」(衝撃
遷移温度)は溶接部の靭性を示す指標であり、
vEsは大きい程、vTrsは低いほど良い。「△Hv1」
は溶接接合部硬度−母材硬度を示し、「△Hv2」
は溶接熱影響部硬度−母材硬度を示し、△Hv1は
高すぎると、延性が失われてロール成形時に割れ
等が生じることからあまり高すぎない方がよく、
また△Hv2が低いとロール成形時に熱影響部から
破断するので、低くない方が良い。 第3表から知られるように、本発明の方法によ
つて得られた鋼板は、降伏比が低く、降伏点伸び
も認められず、また強度−伸びバランスも良好で
ある。更に伸びフランジ性に優れ、溶接部の靭性
が良好で溶接接合部の硬度上昇が少なく、熱影響
部の硬度低下が小さく全体として抵抗溶接性に優
れている。
ぐれた高強度熱延鋼板の製造法に関する。 近年自動車の安全対策のための車体の強化と燃
費節約のための車体の軽量化が重要課題となつて
おり、その問題の解決策として複合組織を有する
高強度鋼板(デユアルフエイズ鋼)の使用が検討
されている。 この複合組織鋼はフエライト・マルテンサイト
組織を有し種々の特長を有しているものの、伸び
フランジ性が劣つており、ホイールデイスク等へ
の適用に際して、デイスク成形時あるいはその後
の疲労試験、走行テスト中に穴拡げ部から割れが
発生するという問題を抱えている。またホイール
リム等への適用に際しては、フラツシユバツト溶
接での熱影響部の硬度低下が大きいためにその後
のロール成形時に割れが発生するという問題もあ
る。 本発明者らは、複合組織鋼における上述の問題
を解決することのできる新しい複合組織鋼を先に
提案している。この新しい複合組織鋼は、フエラ
イト、ベイナイト及びマルテンサイトの3相組織
からなる鋼であつて、低降伏比、良好な強度−伸
びバランスを備えることは勿論、伸びフランジ性
に優れ、かつ抵抗溶接時の軟化抵抗性にも優れた
高強度熱延鋼板である。 本発明は、上述の新しい複合組織鋼板を熱処理
法ではなく、熱延法で製造する方法を提供するこ
とを目的としてなされたものであり、以下に示す
方法によつても3相組織鋼の特長である低降伏比
で且つ良好な強度−延性バランスを有すると共
に、優れた伸びフランジ性および抵抗溶接性を有
する高強度熱延鋼板が得られることを見い出し
た。 すなわち本発明は、C0.02〜0.2% Si0.2〜1.5
%、Mn0.7〜2%を含有する鋼を熱間圧延するに
際して、熱延仕上温度をAr3点以上として熱間圧
延を行なつて熱延終了温度からAr3点〜Ar1点の
範囲の温度までを5〜70℃/秒の平均冷却速度で
急冷するか、あるいは熱延仕上温度をAr3点の範
囲として熱間圧延を行ない、ついでその温度から
2〜20秒間放冷又は徐冷し、その後20℃/秒以上
の平均冷却速度で550℃以下まで冷却して巻取る
ことによりフエライト、ベイナイト及びマルテン
サイトからなる3相組織としたことを特徴とする
プレス成形性および抵抗溶接性のすぐれた高強度
熱延鋼板の製造法である。 以下本発明について更に詳細に説明する。 まず本発明の方法についてその基本的考え方を
第1図により説明する。 第1図においては本発明の方法の1つを示す
ものであり、所定成分の鋼スラブはT1にて加熱
処理したのち連続熱間圧延が開始され、熱延仕上
温度がT2(Ar3点相当)以上にて熱間圧延が終了
する。さらに熱延仕上温度からT2〜T3(Ar1点相
当)の間まで冷却速度C1で制御冷却したのち、
その間の温度にて所定時間放冷又は徐冷を行なつ
た後、直ちにT4(巻取温度)まで冷却速度C2にて
冷却し、T4以下の温度にて巻取られる。 また第1図のは本発明のもう1つの方法を示
すものであり、所定成分の鋼スラブT1にて加熱
処理したのち連続熱間圧延が開示され、T2〜T3
間ににて熱間圧延が終了する。それ以降の放冷又
は徐冷→冷却(C2)→巻取(T4)は上記と同
じである。 第1図に示す方法において、まずAr3点への制
御冷却(C1)、あるいはAr3〜Ar1までの仕上圧延
は、いずれも所望とする複合組織を得るための準
備段階として重要である。まずAr3点以上で仕上
圧延した後にAr3〜Ar1点の温度域に冷却する際
の平均冷却速度C1は5〜70℃/秒とするべきで
あり、70℃/秒以上に速い場合には温度制御が困
難になり、また5℃/秒未満では時間がかかりす
ぎる。望ましくはC1は30〜70℃/秒である。一
方Ar3〜Ar1点で仕上圧延する場合には、制御冷
却(C1)を要しない。なお仕上圧延温度は710℃
以上が望ましい。 制御冷却(C1)後、Ar3〜Ar1点で放冷又は徐
冷される。この放冷、徐冷はフエライト変態ノー
ズ付近で実施されることになる結果、フエライト
変態が促進され短時間にて所定のフエライト量が
えられ、さらにこの徐冷中に変態したフエライト
相中の固溶炭素は未変態オーステナイト相中へ濃
縮される。この結果フエライト相中の固溶炭素量
は減少し清浄となり延性は向上する。一方炭素量
の増加した未変態オーステナイトは安定化するた
めにその後の冷却過程にて低温度態生成物がえや
すくなる。この徐冷時間は、短かすぎると所望の
フエライト量がえらえず、長時間すぎるとすべて
フエライト変態したり、パーライト変態が起るこ
と、さらにはランアウトテーブルの長さによつて
もおのずと制限されることから放冷徐冷時間は2
〜20秒とする。 徐冷後の冷却C2は未変態オーステナイトを硬
質な低温変態生成物をえるためのものであつて本
発明による平均冷却速度C2は20℃/秒以上、望
ましくは30〜70℃/秒の範囲である。C2がこれ
以下では未変態オーステナイトの一部またはすべ
てがパーライト変態すること、また急冷しすぎる
と、強度−延性バランスを悪くし、かつ降伏比を
上げることになる。なお望ましくはC230〜60
℃/秒である。 このようにC2が比較的遅くても硬質相がえら
れる理由は、それまでの過程にて未変態オーステ
ナイトの安定度が高められているためであり、こ
のために熱延仕上温度から冷却速度C2による冷
却開始までの過程が重要である。さらに硬質相を
ベイナイト相主体にしていることも比較的ゆつく
りとした冷却速度C2を可能とし、強度−延性バ
ランスの改善に寄与する。 その後鋼板は所定の温度で巻取られるが、この
巻取り温度(T4)も本発明における重要な事項
である。すなわちマルテンサイト化するためには
室温まで冷却することが望ましいが、この場合に
は、T4までの過程にて残存した固溶炭素の存在
による強度−延性バランスの低下、降伏比の上昇
など多くの欠点をもたらすとともに、前述の欠点
がフエライト−マルテンサイト鋼には存在するた
め所望の組織をうるためにも300℃以上で巻取る
ことが望ましい。550℃以上になると多量の合金
元素を添加しないとパーライト変態が生じるため
巻取温度T4の上限は550℃とする。 このような方法により得られる熱延鋼板は、ポ
リゴナルフエライトとベイナイト(炭化物を内包
するベイナイト及びベイナイテイツクフエライト
を意味する)とマルテンサイト(一部残留オース
テナイトを含む)とからなる3相複合組織を有
し、特にベイナイト相の体積比率を5〜50%、マ
ルテンサイト相の体積比率を1〜15%とすること
により、低降伏比、強度−延性バランス、伸びフ
ランジ性、抵抗溶接性のいずれにおいても優れた
性質を有する鋼板となるのである。 次に本発明の方法の対象となる鋼の化学成分に
ついて述べる。 Cは、強化および焼入性向上効果を発揮させる
ために約0.02%以上必要とする。ただしあまり多
いと延性および溶接性の劣化を招くので上限を
0.2%とし、成形性を特に要求する時は0.10%以
下とする。 Siは、溶鋼の脱酸元素としての役割を有するほ
か置換型固溶強化元素としても有効な元素であり
高延性を与える働きをする。また本発明のような
複合組織鋼においては、熱延後のγ−α変態中に
αの変態を促進するとともにα中の固溶炭素をγ
中へ排出する作用があり、その結果α相の清浄性
を高め、しかもγ中への炭素の濃縮によりγの安
定化をはかり硬質相の生成が容易になるため機械
的性質が向上する。このため約0.2%以上の添加
を必要とする。ただし過剰に加えると溶接部の脆
化(遷移温度の上昇)を招くことおよび酸化スケ
ールの生成により表面状況を悪くすることなどに
より1.5%を上限とする。 Mnは、低炭素化による強度の確保および焼入
性の向上により鋼板の高強度化を助けるほか、熱
延後のγ−α変態中におけるγ相を安定化し機械
的性質を向上させるために必要な元素であり、こ
のためには、0.7%以上の添加が望ましい。ただ
し過剰に加えると伸びが低下し、加工性を害する
ばかりか溶接技術上の困難を伴うので上限を2%
とする。 本発明では必要に応じてCr0.1〜1.5%、Nb0.01
〜0.1%、Ti0.01〜0.1%、V0.02〜0.2%の1種又
は2種以上を含有せしめることができる。 Crは、固溶強化としては、ほとんど寄与しな
いが焼入性向上効果により高強度化および機械的
性質の改善をはかる元素である。本発明において
は必須的に添加する必要はないがSi量との兼ね合
いであり、Si量を低目にするような成分組成に対
しては、最低0.1%の添加が望ましく、通常は約
0.5%添加することにより、またSi量が1%とや
や多量に添加する場合は、Cr添加を必要とせず
ともよくいずれにおいても目的とする複合組織が
得られ機械的性質を向上させる。しかし過剰に加
えると、焼入性向上効果により低温変態相の割合
が必要以上に多くなり、伸び、加工性を劣化させ
るので、上限を1.5%とする。 Nb、V、Tiは析出強化元素であり、強度上昇
に必要であるのみならず、Mn等と共存して熱延
後の変態組織に影響を与え、ベイナイト組織をえ
やすくする働きがある。さらに組織を微細化し、
伸びフランジ性を向上させるとともに溶接後の熱
影響部の硬度低下を防止し疲労強度改善に役立
つ。 またBの焼入性向上効果を最大限に発揮させる
働きも有する。これらの効果を出すために、
Nb0.01〜0.1%、V0.02〜0.2%、Ti0.01〜0.1%を
含有せしめる。 その他本発明では、硫化物形態制御のために希
土類元素0.05〜0.2%、Ca0.0005〜0.01%、脱酸剤
としてAl0.005〜0.06%、あるいはさらにP0.03〜
0.15%Mo0.01〜0.2%、Cu0.1〜0.6%、Ni0.1〜1
%、B0.001〜0.1%等の添加が可能である。 以下発明の実施例について説明する。 高周波真空溶解炉にて第1表に示す各種成分組
成の鋼を溶製し、鍛造、粗圧延により30mm厚さの
スラブを得た。次にスラブを1200℃に加熱後、3
パスにて熱間圧延しAr1点以上の種々の温度で板
厚3.2mmに仕上げた後、620℃から室温までの種々
の温度で巻取つて熱延鋼板を製造した。その熱延
条件、並びに顕微鏡組織観察結果を第2表に示
す。なお、供試材7〜11の巻取温度は、いずれも
Ms点より高い温度である。また第3表には第2
表にて得られた鋼板の機械的性質及び下記の溶接
条件でのフラツシユバツト溶接後の靭性値及び硬
度変化の測定値を示す。 溶接条件 フラツシユ代:3mm フラツシユ時間:3秒 アツプセツト代:3mm アツプセツト時間:2/60秒 〃 速度:150mm/秒 素板形状:30mmw×75mml×3.5mmt 第3表において、降伏強さ(YP)/引張強さ
(TS)(降伏比)は成形性の良否を表示する指標
として用いられるもので、この値が低いほど、
「形状凍結性、加工性」にすぐれることを意味す
る。また「YPE」(降伏点伸び)は加工時の引張
応力を受けた部分のシワ模様出現の有無に関し、
同模様の発生を防ぐには、降伏点伸びの値が低い
程良い。 「引張強さ(TS)×伸(El)」(強度−伸びバラ
ンス)は強度と延性のバランスを示す指標であ
り、この値が高いほど同バランスの良好であるこ
とを意味する。穴拡げ率(λ)は伸びフランジ性
を示す指標であり、大きな値ほど伸びフランジ性
が良好なことを意味する。 次にフラツシユバツト溶接については、「vEs」
(アツパーシエルフエネルギー)、「vTrs」(衝撃
遷移温度)は溶接部の靭性を示す指標であり、
vEsは大きい程、vTrsは低いほど良い。「△Hv1」
は溶接接合部硬度−母材硬度を示し、「△Hv2」
は溶接熱影響部硬度−母材硬度を示し、△Hv1は
高すぎると、延性が失われてロール成形時に割れ
等が生じることからあまり高すぎない方がよく、
また△Hv2が低いとロール成形時に熱影響部から
破断するので、低くない方が良い。 第3表から知られるように、本発明の方法によ
つて得られた鋼板は、降伏比が低く、降伏点伸び
も認められず、また強度−伸びバランスも良好で
ある。更に伸びフランジ性に優れ、溶接部の靭性
が良好で溶接接合部の硬度上昇が少なく、熱影響
部の硬度低下が小さく全体として抵抗溶接性に優
れている。
【表】
【表】
【表】
【表】
【表】
(注) *〓ビツカース硬度
第1図は本発明の方法を概念的に示す図であ
る。
る。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 重量%で C 0.02〜0.2%、 Si 0.2〜1.5%、 Mn 0.7〜2% を含有する鋼を熱間圧延するに際して、熱延仕上
温度をAr3点以上として熱間圧延を行ない、熱延
終了温度からAr3点〜Ar1点の範囲の温度までを
5〜70℃/秒の平均冷却速度で急冷するか、或い
は熱延仕上温度をAr3点〜Ar1点の範囲として熱
間圧延を行ない、次いで、その温度から2〜20秒
間放冷又は徐冷し、その後、20〜70℃/秒の平均
冷却速度でマルテンサイトを生成させないように
冷却し、550〜300℃の範囲の温度で巻取つた後、
フエライト、ベイナイト及びマルテンサイトから
なる3相組織とすることを特徴とするプレス成形
性及び抵抗溶接性のすぐれた高強度熱延鋼板の製
造法。 2 鋼が Cr 0.1〜1.5%、 Nb 0.01〜0.1%、 Ti 0.01〜0.1%、及び V 0.02〜0.2% の1種又は2種以上を含有することを特徴とする
特許請求の範囲第1項に記載の高強度熱延鋼板の
製造法。 3 3相組織における体積比率がベイナイト相5
〜50%であり、マルテンサイト相1〜15%である
ことを特徴とする特許請求の範囲第1項又は第2
項に記載の高強度熱延鋼板の製造法。
Priority Applications (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3087281A JPS57145925A (en) | 1981-03-03 | 1981-03-03 | Production of high strength hot rolled steel plate |
US06/311,598 US4501626A (en) | 1980-10-17 | 1981-10-15 | High strength steel plate and method for manufacturing same |
CA000388173A CA1195152A (en) | 1980-10-17 | 1981-10-16 | High strength steel plate and method for manufacturing same |
FR8119609A FR2495189A1 (fr) | 1980-10-17 | 1981-10-19 | Tole d'acier de haute resistance et son procede de fabrication |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3087281A JPS57145925A (en) | 1981-03-03 | 1981-03-03 | Production of high strength hot rolled steel plate |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS57145925A JPS57145925A (en) | 1982-09-09 |
JPH0143005B2 true JPH0143005B2 (ja) | 1989-09-18 |
Family
ID=12315807
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP3087281A Granted JPS57145925A (en) | 1980-10-17 | 1981-03-03 | Production of high strength hot rolled steel plate |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS57145925A (ja) |
Families Citing this family (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JPS5855528A (ja) * | 1981-09-29 | 1983-04-01 | Kawasaki Steel Corp | 酸洗性が良好で加工性の優れた熱延鋼板の製造方法 |
JPS61194112A (ja) * | 1985-02-21 | 1986-08-28 | Nippon Steel Corp | スケ−ル密着性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
JP2640065B2 (ja) * | 1992-08-11 | 1997-08-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性の良好な730N/mm2以上の強度を有する高強度熱延鋼板とその製造方法 |
CN103695766B (zh) * | 2013-12-03 | 2016-06-29 | 武汉钢铁(集团)公司 | 抗拉强度440MPa级热轧高强薄钢板及其生产方法 |
CN106391734B (zh) * | 2016-08-17 | 2017-12-26 | 钢铁研究总院 | 一种用于热轧高强度钢筋的分段阶梯型冷却装置 |
Citations (3)
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JPS56133424A (en) * | 1980-03-21 | 1981-10-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Manufacture of composite structure type high-tensile hot-rolled steel plate |
JPS5735624A (en) * | 1980-08-09 | 1982-02-26 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high-tensile hot-rolled steel plate for working |
JPS5767130A (en) * | 1980-10-14 | 1982-04-23 | Kawasaki Steel Corp | Production of hot rolled dual phase high tensile steel plate |
-
1981
- 1981-03-03 JP JP3087281A patent/JPS57145925A/ja active Granted
Patent Citations (3)
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Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS57145925A (en) | 1982-09-09 |
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