JPH0248608B2 - - Google Patents
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- JPH0248608B2 JPH0248608B2 JP56140083A JP14008381A JPH0248608B2 JP H0248608 B2 JPH0248608 B2 JP H0248608B2 JP 56140083 A JP56140083 A JP 56140083A JP 14008381 A JP14008381 A JP 14008381A JP H0248608 B2 JPH0248608 B2 JP H0248608B2
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- JP
- Japan
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- bainite
- steel
- ferrite
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- cooling rate
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- Expired - Lifetime
Links
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
本発明は、ホイールリム、デイスクをはじめと
し、バンパーその他の自動車用部材等の苛酷な成
形を受ける部材に対してすぐれた加工性を発揮す
る高強度熱延鋼板の製造法に関する。 近時自動車部材への高強度鋼材の採用が図られ
つつあり、最近高強度鋼板としてフエライト＋マ
ルテンサイト組織鋼（D.P鋼）が注目されて来て
いる。本発明者らは先にこのD.P鋼に対してその
特徴をあまり劣化きせずに、良好な伸びフランジ
性、フラツシユバツト溶接性、疲労特性等を具備
せしめたフエライト＋ベイナイト鋼（ベイナイト
面積率５〜60％）を開発した。（特願昭55−
110829、同55−177842等） 本発明は、上述のフエライト＋ベイナイト鋼に
ついて熱間圧延法により製造する方法を提供する
ことを目的とする。 本発明による加工性のすぐれた高強度熱延鋼板
の製造法は、重量％にて Ｃ 0.01〜0.12％、 Si 0.1〜1.6％、 Mn 0.5〜2.3％、及び 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を仕上温
度700〜900℃で熱間圧延した後、10〜40℃／秒の
平均冷却速度で冷却し、次いで、575〜350℃で巻
取ることにより、ベイナイトを面積比率で３〜60
％含むポリゴナルフエライト＋ベイナイト組織と
したことを特徴とする。 本発明において金属組織をベイナイト５〜60％
＋ポリゴナルフエライト組織とすることは重要な
ことである。すなわち、上述の組織を有する鋼板
は、従来のD.P鋼の有する低降伏比、良好な強度
−伸びバランス等の特性をあまり劣化させずに、
伸びフランジ性、フラツシユバツト溶接性、疲労
強度等の特性を具備することができるのである。
ベイナイト面積率３％未満では、実質上パーライ
ト、あるいはセメンタイトが混入し、機械的性質
が劣化する。またベイナイト面積率60％以上では
特に伸びの劣化が著しく、特に加工の厳しい部品
に適用するのは困難となる。 次にポリゴナルフエライト＋５〜60％ベイナイ
ト組織とするための化学成分及び熱延条件につい
て説明する。 まず化学成分について述べると、Ｃは強化およ
び焼入性向上効果を発揮させるために0.01％以上
とする。但し、あまり多いと、延性の劣化が著し
く、またリムとのスポツト溶接あるいはアーク溶
接による接合に問題を生じてくるので、0.12％、
好ましくは0.09％を上限とする。 Mnは低Ｃ化による強度低下の補償、およびベ
イナイト組織を得るための不可欠の元素である。
含有量が0.5％に満たないと、所要の強度および
組織が得られず、一方2.3％を越えると、溶製技
術術上の困難のほか、延性の悪化を伴なう。従つ
て0.5〜2.3％の範囲で加えられる。 Siはポリゴナルフエライトの生成を促進し、適
正な組織を得るために有効な元素であり、更に高
強度及び高延性を与えるのに好適な元素である。
このため、約0.1％以上の添加を必要とする。但
し、過剰に加えると、溶接部の脆化（遷移温度の
上昇）を招くので、1.6％を上限とする。 また本発明では、上述の成分に加えて必要に応
じてNb、Ｖ、Ti、Zrの１種以上を含有せしめる
ことができる。 Nb、Ｖ、Ti、Zrはいずれもフラツシユバツト
溶接における熱影響部でのベイナイト組織の分
解、硬度低下を防止するのに有効な元素であり、
それらに起因する疲労強度の低下の防止にも寄与
する。また、これらの元素は析出強化作用がある
ため強度上昇の補助的元素としても意味を持つ
が、過剰に添加し、析出強化量を大きくした場合
には、延性の低下のみならず、熱影響部で析出物
が再固溶することによる軟化を生じるため、
Nb0.01〜0.08％、V0.02〜1.5％、Ti0.01〜0.08％、
Zr0.02〜0.18％の範囲で一種以上含有せしめる。
これら共通の作用に加えて、Nbは熱延後の組織
の変態挙動に影響を与え、ベイナイト組織を作る
のに最も有効な元素である。 また希土類元素、Ca、Mgは硫化物の形状制御
の観点で0.01％以下含有されることがある。また
Alは溶製時の脱酸剤として0.06％以下含有され
る。またＳは0.02％以下に規制することが望まし
い。特に伸びフランジ性を要求されるデザインの
デイスク等に適用する場合にはS0.009％以下が望
ましい。 次に熱延条件について述べる。 均熱は1125〜1275℃の間で実施する。1275℃を
越えるとスケール附着量が増し、表面性状が劣化
する他、熱エネルギー的にも無駄となるため、そ
れ以上に加熱することは不必要である。また逆に
1125℃を下回ると、圧延温度が低下し、特性が劣
化し、また熱間圧延機に過負荷がかかるためそれ
以上の温度に加熱しなければならない。 熱延条件は、化学組成との関連で決定される
が、１つは所望のフエライト率を得るために、仕
上温度および冷却速度が規定され、他の１つは第
２相をベイナイトとするために、巻取温度が規定
される。 第１図に本発明における熱延過程を模式的に示
す。第１図において熱延仕上温度（F.T）は900
〜700℃とする必要がある。通常は825〜900℃の
γ域で仕上げられるが、それ以下700〜825℃まで
のいわゆる２相域圧延もその後の冷却巻取条件と
の関連から採用され、材質特性上何ら影響がな
い。 次に熱延後の冷却速度（C.R）について述べ
る。第２図は、第１表に示す化学成分を有する鋼
を1200℃に加熱し、仕上温度850℃で熱間圧延し、
熱延終了後種々の冷却速度で冷却した際のフエラ
イト分率が70％となる70％フエライト変態曲線
（等高線）を示したものである。第２図から知ら
れるように、最も変態時間の短かい鋼１でも平均
冷却速度が40℃／秒を越えて冷却した場合には、
70％フエライト変態完了がかなりの低温となり、
未変態分がマルテンサイトになる危険が生ずる。
一方最も変態時間の長い鋼５でも平均冷却速度10
℃／秒未満の場合には、70％フエライト変態完了
が相当高温で完了してしまい、未変態分がパーラ
イトになる危険が生ずる。したがつて熱延終了後
の冷却は、平均冷却速度10〜40℃／秒とするべき
である。もちろんこれらの現象を出来るだけ回避
するため、圧延仕上げ温度を700〜900℃の間で変
化させ、巻取り温度が575〜350℃の間に入るよう
適宜調整される。
し、バンパーその他の自動車用部材等の苛酷な成
形を受ける部材に対してすぐれた加工性を発揮す
る高強度熱延鋼板の製造法に関する。 近時自動車部材への高強度鋼材の採用が図られ
つつあり、最近高強度鋼板としてフエライト＋マ
ルテンサイト組織鋼（D.P鋼）が注目されて来て
いる。本発明者らは先にこのD.P鋼に対してその
特徴をあまり劣化きせずに、良好な伸びフランジ
性、フラツシユバツト溶接性、疲労特性等を具備
せしめたフエライト＋ベイナイト鋼（ベイナイト
面積率５〜60％）を開発した。（特願昭55−
110829、同55−177842等） 本発明は、上述のフエライト＋ベイナイト鋼に
ついて熱間圧延法により製造する方法を提供する
ことを目的とする。 本発明による加工性のすぐれた高強度熱延鋼板
の製造法は、重量％にて Ｃ 0.01〜0.12％、 Si 0.1〜1.6％、 Mn 0.5〜2.3％、及び 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を仕上温
度700〜900℃で熱間圧延した後、10〜40℃／秒の
平均冷却速度で冷却し、次いで、575〜350℃で巻
取ることにより、ベイナイトを面積比率で３〜60
％含むポリゴナルフエライト＋ベイナイト組織と
したことを特徴とする。 本発明において金属組織をベイナイト５〜60％
＋ポリゴナルフエライト組織とすることは重要な
ことである。すなわち、上述の組織を有する鋼板
は、従来のD.P鋼の有する低降伏比、良好な強度
−伸びバランス等の特性をあまり劣化させずに、
伸びフランジ性、フラツシユバツト溶接性、疲労
強度等の特性を具備することができるのである。
ベイナイト面積率３％未満では、実質上パーライ
ト、あるいはセメンタイトが混入し、機械的性質
が劣化する。またベイナイト面積率60％以上では
特に伸びの劣化が著しく、特に加工の厳しい部品
に適用するのは困難となる。 次にポリゴナルフエライト＋５〜60％ベイナイ
ト組織とするための化学成分及び熱延条件につい
て説明する。 まず化学成分について述べると、Ｃは強化およ
び焼入性向上効果を発揮させるために0.01％以上
とする。但し、あまり多いと、延性の劣化が著し
く、またリムとのスポツト溶接あるいはアーク溶
接による接合に問題を生じてくるので、0.12％、
好ましくは0.09％を上限とする。 Mnは低Ｃ化による強度低下の補償、およびベ
イナイト組織を得るための不可欠の元素である。
含有量が0.5％に満たないと、所要の強度および
組織が得られず、一方2.3％を越えると、溶製技
術術上の困難のほか、延性の悪化を伴なう。従つ
て0.5〜2.3％の範囲で加えられる。 Siはポリゴナルフエライトの生成を促進し、適
正な組織を得るために有効な元素であり、更に高
強度及び高延性を与えるのに好適な元素である。
このため、約0.1％以上の添加を必要とする。但
し、過剰に加えると、溶接部の脆化（遷移温度の
上昇）を招くので、1.6％を上限とする。 また本発明では、上述の成分に加えて必要に応
じてNb、Ｖ、Ti、Zrの１種以上を含有せしめる
ことができる。 Nb、Ｖ、Ti、Zrはいずれもフラツシユバツト
溶接における熱影響部でのベイナイト組織の分
解、硬度低下を防止するのに有効な元素であり、
それらに起因する疲労強度の低下の防止にも寄与
する。また、これらの元素は析出強化作用がある
ため強度上昇の補助的元素としても意味を持つ
が、過剰に添加し、析出強化量を大きくした場合
には、延性の低下のみならず、熱影響部で析出物
が再固溶することによる軟化を生じるため、
Nb0.01〜0.08％、V0.02〜1.5％、Ti0.01〜0.08％、
Zr0.02〜0.18％の範囲で一種以上含有せしめる。
これら共通の作用に加えて、Nbは熱延後の組織
の変態挙動に影響を与え、ベイナイト組織を作る
のに最も有効な元素である。 また希土類元素、Ca、Mgは硫化物の形状制御
の観点で0.01％以下含有されることがある。また
Alは溶製時の脱酸剤として0.06％以下含有され
る。またＳは0.02％以下に規制することが望まし
い。特に伸びフランジ性を要求されるデザインの
デイスク等に適用する場合にはS0.009％以下が望
ましい。 次に熱延条件について述べる。 均熱は1125〜1275℃の間で実施する。1275℃を
越えるとスケール附着量が増し、表面性状が劣化
する他、熱エネルギー的にも無駄となるため、そ
れ以上に加熱することは不必要である。また逆に
1125℃を下回ると、圧延温度が低下し、特性が劣
化し、また熱間圧延機に過負荷がかかるためそれ
以上の温度に加熱しなければならない。 熱延条件は、化学組成との関連で決定される
が、１つは所望のフエライト率を得るために、仕
上温度および冷却速度が規定され、他の１つは第
２相をベイナイトとするために、巻取温度が規定
される。 第１図に本発明における熱延過程を模式的に示
す。第１図において熱延仕上温度（F.T）は900
〜700℃とする必要がある。通常は825〜900℃の
γ域で仕上げられるが、それ以下700〜825℃まで
のいわゆる２相域圧延もその後の冷却巻取条件と
の関連から採用され、材質特性上何ら影響がな
い。 次に熱延後の冷却速度（C.R）について述べ
る。第２図は、第１表に示す化学成分を有する鋼
を1200℃に加熱し、仕上温度850℃で熱間圧延し、
熱延終了後種々の冷却速度で冷却した際のフエラ
イト分率が70％となる70％フエライト変態曲線
（等高線）を示したものである。第２図から知ら
れるように、最も変態時間の短かい鋼１でも平均
冷却速度が40℃／秒を越えて冷却した場合には、
70％フエライト変態完了がかなりの低温となり、
未変態分がマルテンサイトになる危険が生ずる。
一方最も変態時間の長い鋼５でも平均冷却速度10
℃／秒未満の場合には、70％フエライト変態完了
が相当高温で完了してしまい、未変態分がパーラ
イトになる危険が生ずる。したがつて熱延終了後
の冷却は、平均冷却速度10〜40℃／秒とするべき
である。もちろんこれらの現象を出来るだけ回避
するため、圧延仕上げ温度を700〜900℃の間で変
化させ、巻取り温度が575〜350℃の間に入るよう
適宜調整される。
【表】
次に巻取温度（CT）は、第２相をベイナイト
にするため575〜350℃とすることが必要である。
575℃以上で巻取るとパーライトの出現の危険性
があり、また350℃未満ではマルテンサイトが出
現することがある。 次に本発明の実施例と比較例を共に示す。 第２表に供試材の化学成分、第３表に熱延条件
及び製造された熱延鋼板の組織、更に第４表にそ
の機械的性質を示す。
にするため575〜350℃とすることが必要である。
575℃以上で巻取るとパーライトの出現の危険性
があり、また350℃未満ではマルテンサイトが出
現することがある。 次に本発明の実施例と比較例を共に示す。 第２表に供試材の化学成分、第３表に熱延条件
及び製造された熱延鋼板の組織、更に第４表にそ
の機械的性質を示す。
【表】
【表】
【表】
【表】
第２〜４表から知られるように、本発明によれ
ば、ベイナイト面積率３〜60％の範囲内のＦ＋Ｂ
鋼が得られ、高強度、比較的低い降伏比、良好な
強度−伸びバランス、更には優れた伸びフランジ
性（穴拡げ率）の諸特性が得られる。一方冷却速
度が本発明を外れる鋼Ｂの50℃／秒の例、巻取温
度が本発明を外れる鋼Ｅの650℃の例、更には化
学成分が本発明を外れる鋼Ｉ、Ｋの場合には上記
特性等のいずれかを満足しない。また鋼Ｊの場合
には、フラツシユバツト溶接における溶接部の靭
性劣化が著しかつた。 次に第５表は、鋼Ｃについて均熱温度1250℃、
熱延仕上温度850℃、平均冷却速度25℃／秒、巻
取温度450℃の条件で製造した熱延鋼板について
実際にホイールに成形した際の結果を示したもの
である。またこの際のフラツシユバツト溶接部の
硬度分布を、DP鋼（フエライト＋マルテンサイ
ト）及び通常のHSLA（フエライト＋パーライト）
との関係において第３図に示す。
ば、ベイナイト面積率３〜60％の範囲内のＦ＋Ｂ
鋼が得られ、高強度、比較的低い降伏比、良好な
強度−伸びバランス、更には優れた伸びフランジ
性（穴拡げ率）の諸特性が得られる。一方冷却速
度が本発明を外れる鋼Ｂの50℃／秒の例、巻取温
度が本発明を外れる鋼Ｅの650℃の例、更には化
学成分が本発明を外れる鋼Ｉ、Ｋの場合には上記
特性等のいずれかを満足しない。また鋼Ｊの場合
には、フラツシユバツト溶接における溶接部の靭
性劣化が著しかつた。 次に第５表は、鋼Ｃについて均熱温度1250℃、
熱延仕上温度850℃、平均冷却速度25℃／秒、巻
取温度450℃の条件で製造した熱延鋼板について
実際にホイールに成形した際の結果を示したもの
である。またこの際のフラツシユバツト溶接部の
硬度分布を、DP鋼（フエライト＋マルテンサイ
ト）及び通常のHSLA（フエライト＋パーライト）
との関係において第３図に示す。
【表】
第５表、第３図から知られるように、本発明に
よる鋼板をホイールに成形した場合には、フラツ
シユバツト溶接部近傍における軟化現象が認めら
れず、また成形の不良率も極めて小さい。
よる鋼板をホイールに成形した場合には、フラツ
シユバツト溶接部近傍における軟化現象が認めら
れず、また成形の不良率も極めて小さい。
第１図は、本発明の方法における熱延過程を模
式的に示した図、第２図は種々の化学成分を有す
る鋼について熱延後の冷却速度を変えてフエライ
ト分率が70％となる70％フエライト変態曲線（等
高線）を示した図、第３図は本発明による鋼板及
び比較例の鋼板についてのフラツシユバツト溶接
部の硬度分布を示す図である。
式的に示した図、第２図は種々の化学成分を有す
る鋼について熱延後の冷却速度を変えてフエライ
ト分率が70％となる70％フエライト変態曲線（等
高線）を示した図、第３図は本発明による鋼板及
び比較例の鋼板についてのフラツシユバツト溶接
部の硬度分布を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％にて Ｃ 0.01〜0.12％、 Si 0.1〜1.6％、 Mn 0.5〜2.3％、及び 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を仕上温
度700〜900℃で熱間圧延した後、10〜40℃／秒の
平均冷却速度で冷却し、次いで、575〜350℃で巻
取ることにより、ベイナイトを面積比率で３〜60
％含むポリゴナルフエライト＋ベイナイト組織と
したことを特徴とする加工性のすぐれた高強度熱
延鋼板の製造法。 ２ 重量％にて (a) Ｃ 0.01〜0.12％、 Si 0.1〜1.6％、及び Mn 0.5〜2.3％を含むと共に、 (b) Nb 0.01〜0.08％、 Ｖ 0.02〜1.5％、 Ti 0.01〜0.08％、及び Zr 0.02〜0.18％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を
含み、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を仕上温
度700〜900℃で熱間圧延した後、10〜40℃／秒の
平均冷却速度で冷却し、次いで、575〜350℃で巻
取ることにより、ベイナイトを面積比率で３〜60
％含むポリゴナルフエライト＋ベイナイト組織と
したことを特徴とする加工性のすぐれた高強度熱
延鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14008381A JPS5842725A (ja) | 1981-09-04 | 1981-09-04 | 加工性のすぐれた高強度熱延鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14008381A JPS5842725A (ja) | 1981-09-04 | 1981-09-04 | 加工性のすぐれた高強度熱延鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5842725A JPS5842725A (ja) | 1983-03-12 |
| JPH0248608B2 true JPH0248608B2 (ja) | 1990-10-25 |
Family
ID=15260559
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14008381A Granted JPS5842725A (ja) | 1981-09-04 | 1981-09-04 | 加工性のすぐれた高強度熱延鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5842725A (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JPS6091910A (ja) * | 1983-10-24 | 1985-05-23 | 株式会社クボタ | 刈取収穫機 |
| JPH0613731B2 (ja) * | 1984-02-29 | 1994-02-23 | 新日本製鐵株式会社 | 伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
| JPS60184630A (ja) * | 1984-02-29 | 1985-09-20 | Nippon Steel Corp | 加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
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| JPS62202048A (ja) * | 1985-11-26 | 1987-09-05 | Kobe Steel Ltd | 高強度熱間圧延鋼板及びその製造法 |
| JP2783809B2 (ja) * | 1988-06-28 | 1998-08-06 | 川崎製鉄株式会社 | 冷間加工性および溶接性に優れた引張り強さが５５▲ｋｇ▼ｆ／▲ｍｍ▼▲上２▼以上の高張力熱延鋼帯 |
| KR100257900B1 (ko) * | 1995-03-23 | 2000-06-01 | 에모토 간지 | 인성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판 및 그 제조방법 |
| DE102022124366A1 (de) * | 2022-09-22 | 2024-03-28 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlflachprodukts zum Einsatz in der Rohrfertigung |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5562121A (en) * | 1978-10-30 | 1980-05-10 | Nippon Steel Corp | Preparation of low yield ratio high tension hot rolled steel sheet excellent in ductility |
| JPS5760053A (en) * | 1980-09-29 | 1982-04-10 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | High-tensile hot-rolled steel plate with superior workability and its manufacture |
-
1981
- 1981-09-04 JP JP14008381A patent/JPS5842725A/ja active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5562121A (en) * | 1978-10-30 | 1980-05-10 | Nippon Steel Corp | Preparation of low yield ratio high tension hot rolled steel sheet excellent in ductility |
| JPS5760053A (en) * | 1980-09-29 | 1982-04-10 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | High-tensile hot-rolled steel plate with superior workability and its manufacture |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5842725A (ja) | 1983-03-12 |
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