JPH0317244A - 加工性と溶接性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
加工性と溶接性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法Info
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- JPH0317244A JPH0317244A JP15133589A JP15133589A JPH0317244A JP H0317244 A JPH0317244 A JP H0317244A JP 15133589 A JP15133589 A JP 15133589A JP 15133589 A JP15133589 A JP 15133589A JP H0317244 A JPH0317244 A JP H0317244A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
（産業上の利用分野）
本発明は、熱延鋼板ままで供される高強度鋼板の製造技
術に係り、特に曲げ加工などが加えられたり，比較的速
い昇降温の温度履歴を受けて溶接される高強度の熱延材
に適する高張力熱延鋼板とその製造方法に関するもので
ある。 （従来の技術及び解決しようとする課題）従来、熱延鋼
板ままの５０キロ級以上の高強度熱延鋼板としては、 ■材質製造コストの面より、フェライトーパーライト組
織をベースにＴｉ，Ｎｂなどを添加して析出強化鋼を得
る方法、 ■これらの析出強化元素を含まない場合では、ベイナイ
ト組織のような低温変態組織を均一に生或させる方法、 などが採用されている． しかし、前記■の方法では，コスト的に問題がある。 一方、前記■の方法としては、溶接性能とコスＩ・面を
考慮して、低Ｃ鋼を強冷却で低温変態組織を均一に生或
させる方法がある。しかし，溶接部においては硬さの上
限を抑制することはできても、熱影響部の軟化は避けら
れない。また、とりわけ加工性という面において劣り、
高い伸び値や穴広げ率が得られないという問題がある． 本発明は、上記従来技術の問題点を解決するためになさ
れたものであって，加工性の優れた高強度熱延鋼板を安
価に得られる技術を提供することを目的とするものであ
る． （ｉｌｌｌ題を解決するための手段） 前記目的を達或するため、本発明者は，通常の炭素鋼に
ついて加熱、圧延、冷却条件等を鋭意研究した結果、こ
こに本発明をなしたものである。 ｔ ｆｔ ｈ チ．本発１’ｌＪＨ：ｔ．． ｃ：ｏ．
ｏ ５−０．３ ０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｓｉ
：０．２５％以下、Ｐｒｏ．０２％以下及びＳ：０．０
１％以下を含有し、必要に応じて、更にＲＥＭ：０．０
０５〜０．１％又はＣａ：Ｏ．Ｏ Ｏ ２〜０．０ １
０％のいずれかを含有し，残部が鉄及び不可避的不純
物よりなる炭素鋼であって，熱延後の金属組織が１０〜
３０％の等軸粒の初析フェライトと、残部が微細な針状
フェライト、ペイナイト或いはマルテンサイトの混合組
織よりなることを特徴とする加工性と溶接性に優れた高
強度熱延渭仮を要旨とするものである。 また、か＼る熱延鋼板の製造方法に係る本発明は、上記
化学或分を有する鋼につき，Ａｃ３点以上の温度の鋼片
又は連続鋳造プロセスおいて圧延工程に直送された鋳片
をＡｒ，点を超える温度域で圧延した後、Ａｒ，点以上
から９０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷し、その冷却途中
の（Ａｒ３点−５０’Ｃ）〜（Ａｒ，点−１００℃）の
温度域において０．５〜１０秒の間、２℃／ｓ以下の冷
却速度で徐冷を行い、引続き、９０℃／ｓ以上の冷却速
度で急冷して、４５０℃以下の温度で巻取ることを特徴
とする加工性と溶接性に優れた高強度熱延鋼板の製造方
法を要旨とするものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する． （作用） まず、本発明における化学或分の限定理由を説明する。 Ｃ： Ｃは炭素鋼の組織，材質を左右する主成分であり，強度
を確保するために必要な元素である。しかし、０．３０
％を超えると製品の加工性、溶接性を劣化させ、また、
０．０５％未満では熱延後に強冷却を行っても５０キロ
以上の高強度を得ることが難しくなる．したがって，Ｃ
量は０．０５〜０．３ ０％の範囲とする． Ｍｎ： Ｍｎは強度、靭性バランスを向上させ、組織を微細化す
るために必要な元素である。しかし、Ｏ．３％未満の場
合及び２．０％を超える場合，本発明プロセスにおいて
は上記Ｃ量の下で前記効果が得られない。したがって、
Ｍ ｎ ｉは０．３〜２．０％の範囲とする。 Ｓｉ： Ｓｉは特に添加を必要としないが、Ａｆｆなどと同様，
脱酸剤として通常含まれる量を許容できる。 但し、０．２５％を超えるＳｉの添加は，強度一延性バ
ランスを向上させるというメリットは確認されているも
のの、鋼の表面のスケール性状を悪化させるので好まし
くない。したがって，Ｓｉは０．２５％以下に規制する
。 ｐ．ｓ： Ｐ，Ｓはできるだけ少ない方が望ましいが、低減するた
めの経済性を考慮して、Ｐｉは０．０ ２％以下、Ｓｆ
ｋは０．０ １％以下であれば本発明の効果に支障がな
い． ＲＥＶ．Ｃａ： ＲＥＭ（希土類元素）、Ｃ８については、加工性を更に
改善することを目的として、ＭｎＳなどの非金属介在物
を形態制御するために必要に応じていずれかを添加する
ことができる。その場合、ＲＥＭが０．０ ０ ５％未
満、或いはＣａが０．０ ０ ２％未満ではその効果が
期待できない。また、ＲＥＭが０．１％を超え、或いは
Ｃａが０．０ １ ０％を超えるとクラスター状態とな
ってかえって加工性を害するので．ＲＥＭは０．０ ０
５〜０．１％の範囲で、またＣａは０．０ ０ ２
〜０．０ １． Ｏ％の範囲で添加する。 その他の成分としては、特に積極的な添加を必要としな
いが、ＡＱなどは脱酸剤として通常含まれる量である限
り、本発明の効果に影響を与えない。しかしながら、Ｃ
ｒ．Ｍｏ．Ｔｉ．Ｂなどの特殊戒分は、低温変態生或組
織を容易にするが、安価に製品を提供する上で不利とな
るので添加は好ましくない。しかし，これらの添加によ
って本発明の効果を減ずるものではない。 本発明は，上記化学成分を有する鋼において、熱延板の
組織として、微細な針状フェライト、ペイナイト或いは
マルテンサイトの混合組織よりなる低温変態生成組織の
中に等軸粒の初析フェライトを面積率にして１０〜３０
％含有するところに特徴がある。 その理由は、この範囲において等軸粒の初析フェライト
が含有すると、高強度のねりには伸びの低下が小さいた
めである．すなわち，第ｌ図に示すように、等軸粒の初
祈フエライト量が１０％よりも少ないと伸び改善の効果
が期待できず．１０％以上で伸びが著しく改善されてい
く。しかし、３０％よりも多いと強度の低下が著しく，
後述の如く９０℃／ｓ以上の冷却速度でも高強度鋼を得
ることが難しくなる．また、伸びの改善効果も顕著では
ない． また，第２図に示すように、等軸粒初析フェライト量が
１０％よりも少ないと５熱影響部の硬さが母材部より低
下し、軟化層の幅が大きくなる。 １０％以上であると軟化層はなくなりつつあるがその変
化は少ない。なお、第２図は、等軸粒初析フェライトと
低温変態生戊組織を含む熱延鋼板をスポット溶接した時
の熱影響部の軟化層の幅（硬度差）を、等軸粒初析フェ
ライト面積率との関係で示したものである。 以上の理由により，等軸粒初析フェライト量を１０〜３
０％とするものである。 次に、本発明の製造条件について説明する。 加熱、圧延条件： 上記化学或分を有する鋼の場合、Ａｃ３点以上の加熱或
いは圧延開始時にフエライトが存在すると、圧延により
加工組織が生じ、延性を著しく損なう．したがって、仕
上圧延温度は、オーステナイト温度域（Ａｒ，点を超え
る温度域）とする。もっとも、細粒組織を得ることを考
慮すると、仕上圧延終了温度は（Ａｒ，＋７０℃）を超
えない方がよい．なお、Ａｃ，点以上の加熱とは、Ａｃ
３点以上の温度域に加熱された鋼片の場合のほか、連続
鋳造プロセスにおいて鋳片が圧延工程に直送されＡｃ，
点以上にある鋳片の場合も意味している。 熱延直後の冷却： オーステナイトから低温変態相を得るためには、オース
テナイト温度域で熱延終了後、急冷する必要があるが、
０．０５％以上のＣを含有する鋼の場合、少なくとも９
０℃／ｓ以上の冷却速度による急冷が必要である。 初期保持条件： 上記急冷後の冷却途中では、等軸粒初析フエライトを目
標とする量で確保するために、その冷却途中（１）（Ａ
ｒ，点−５０℃）〜（Ａｒ３点−１００″ｃ）ノ温度域
において０．５〜１０秒の間、２℃／ｓ以下の冷却速度
で徐冷する必要がある． 急冷条件： この徐冷後、９０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷するのは
，第２相を微細なマルテンサイトやペイナイト，或いは
針状フェライトを生成させるためである． 巻取温度： 前述の成分組或の鋼で５０キロ以上の強度を得るために
は低温変態生或組織を得る必要があり，必要強度に応じ
て４５０℃以下の適当な温度範囲で巻取る必要がある．
巻取温度が４５０℃を超えるとそのような効果が得られ
ない。 以下に本発明の実施例を示す。 （実施例） 第１表に示す化学成分を有する供試材を用いて、厚さ１
００ｍ＋ｍの鋼片を１１５０℃に加熱し、第２表に示す
製造条件で熱延鋼板（仕上げ板厚：３開）を製造した． 得られた熱延鋼板の特性を第３表に示す．第３表におい
て，試験Ｎａ ５〜Ｎａ １ ０は比較例であって、Ｎ
Ｑ５は冷却速度が遅い例，Ｎα６は仕上圧延温度が低い
例，血７は化学成分が本発明範囲外の例．ＮＱ８は冷却
停止中間温度が高い例、Ｍ９は巻取温度が高い例、Ｎｌ
ｌ１０は中間温度での徐冷時間が長い例であり、いずれ
も本発明範囲のいずれかの条件を満たしていないため、
所望の機械的特性が得られていない． 一方、本発明例ＮＱＩ〜恥４は，！！通鋼でもって冷却
条件と冷却停止，保持温度の選択により，ク１張強度５
０キロ以上で伸び値の良い所望の機械的特性を得ること
ができる．また，熱影響部の軟化層が殆どなく、溶接性
能も優れていることも確認された。
術に係り、特に曲げ加工などが加えられたり，比較的速
い昇降温の温度履歴を受けて溶接される高強度の熱延材
に適する高張力熱延鋼板とその製造方法に関するもので
ある。 （従来の技術及び解決しようとする課題）従来、熱延鋼
板ままの５０キロ級以上の高強度熱延鋼板としては、 ■材質製造コストの面より、フェライトーパーライト組
織をベースにＴｉ，Ｎｂなどを添加して析出強化鋼を得
る方法、 ■これらの析出強化元素を含まない場合では、ベイナイ
ト組織のような低温変態組織を均一に生或させる方法、 などが採用されている． しかし、前記■の方法では，コスト的に問題がある。 一方、前記■の方法としては、溶接性能とコスＩ・面を
考慮して、低Ｃ鋼を強冷却で低温変態組織を均一に生或
させる方法がある。しかし，溶接部においては硬さの上
限を抑制することはできても、熱影響部の軟化は避けら
れない。また、とりわけ加工性という面において劣り、
高い伸び値や穴広げ率が得られないという問題がある． 本発明は、上記従来技術の問題点を解決するためになさ
れたものであって，加工性の優れた高強度熱延鋼板を安
価に得られる技術を提供することを目的とするものであ
る． （ｉｌｌｌ題を解決するための手段） 前記目的を達或するため、本発明者は，通常の炭素鋼に
ついて加熱、圧延、冷却条件等を鋭意研究した結果、こ
こに本発明をなしたものである。 ｔ ｆｔ ｈ チ．本発１’ｌＪＨ：ｔ．． ｃ：ｏ．
ｏ ５−０．３ ０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｓｉ
：０．２５％以下、Ｐｒｏ．０２％以下及びＳ：０．０
１％以下を含有し、必要に応じて、更にＲＥＭ：０．０
０５〜０．１％又はＣａ：Ｏ．Ｏ Ｏ ２〜０．０ １
０％のいずれかを含有し，残部が鉄及び不可避的不純
物よりなる炭素鋼であって，熱延後の金属組織が１０〜
３０％の等軸粒の初析フェライトと、残部が微細な針状
フェライト、ペイナイト或いはマルテンサイトの混合組
織よりなることを特徴とする加工性と溶接性に優れた高
強度熱延渭仮を要旨とするものである。 また、か＼る熱延鋼板の製造方法に係る本発明は、上記
化学或分を有する鋼につき，Ａｃ３点以上の温度の鋼片
又は連続鋳造プロセスおいて圧延工程に直送された鋳片
をＡｒ，点を超える温度域で圧延した後、Ａｒ，点以上
から９０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷し、その冷却途中
の（Ａｒ３点−５０’Ｃ）〜（Ａｒ，点−１００℃）の
温度域において０．５〜１０秒の間、２℃／ｓ以下の冷
却速度で徐冷を行い、引続き、９０℃／ｓ以上の冷却速
度で急冷して、４５０℃以下の温度で巻取ることを特徴
とする加工性と溶接性に優れた高強度熱延鋼板の製造方
法を要旨とするものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する． （作用） まず、本発明における化学或分の限定理由を説明する。 Ｃ： Ｃは炭素鋼の組織，材質を左右する主成分であり，強度
を確保するために必要な元素である。しかし、０．３０
％を超えると製品の加工性、溶接性を劣化させ、また、
０．０５％未満では熱延後に強冷却を行っても５０キロ
以上の高強度を得ることが難しくなる．したがって，Ｃ
量は０．０５〜０．３ ０％の範囲とする． Ｍｎ： Ｍｎは強度、靭性バランスを向上させ、組織を微細化す
るために必要な元素である。しかし、Ｏ．３％未満の場
合及び２．０％を超える場合，本発明プロセスにおいて
は上記Ｃ量の下で前記効果が得られない。したがって、
Ｍ ｎ ｉは０．３〜２．０％の範囲とする。 Ｓｉ： Ｓｉは特に添加を必要としないが、Ａｆｆなどと同様，
脱酸剤として通常含まれる量を許容できる。 但し、０．２５％を超えるＳｉの添加は，強度一延性バ
ランスを向上させるというメリットは確認されているも
のの、鋼の表面のスケール性状を悪化させるので好まし
くない。したがって，Ｓｉは０．２５％以下に規制する
。 ｐ．ｓ： Ｐ，Ｓはできるだけ少ない方が望ましいが、低減するた
めの経済性を考慮して、Ｐｉは０．０ ２％以下、Ｓｆ
ｋは０．０ １％以下であれば本発明の効果に支障がな
い． ＲＥＶ．Ｃａ： ＲＥＭ（希土類元素）、Ｃ８については、加工性を更に
改善することを目的として、ＭｎＳなどの非金属介在物
を形態制御するために必要に応じていずれかを添加する
ことができる。その場合、ＲＥＭが０．０ ０ ５％未
満、或いはＣａが０．０ ０ ２％未満ではその効果が
期待できない。また、ＲＥＭが０．１％を超え、或いは
Ｃａが０．０ １ ０％を超えるとクラスター状態とな
ってかえって加工性を害するので．ＲＥＭは０．０ ０
５〜０．１％の範囲で、またＣａは０．０ ０ ２
〜０．０ １． Ｏ％の範囲で添加する。 その他の成分としては、特に積極的な添加を必要としな
いが、ＡＱなどは脱酸剤として通常含まれる量である限
り、本発明の効果に影響を与えない。しかしながら、Ｃ
ｒ．Ｍｏ．Ｔｉ．Ｂなどの特殊戒分は、低温変態生或組
織を容易にするが、安価に製品を提供する上で不利とな
るので添加は好ましくない。しかし，これらの添加によ
って本発明の効果を減ずるものではない。 本発明は，上記化学成分を有する鋼において、熱延板の
組織として、微細な針状フェライト、ペイナイト或いは
マルテンサイトの混合組織よりなる低温変態生成組織の
中に等軸粒の初析フェライトを面積率にして１０〜３０
％含有するところに特徴がある。 その理由は、この範囲において等軸粒の初析フェライト
が含有すると、高強度のねりには伸びの低下が小さいた
めである．すなわち，第ｌ図に示すように、等軸粒の初
祈フエライト量が１０％よりも少ないと伸び改善の効果
が期待できず．１０％以上で伸びが著しく改善されてい
く。しかし、３０％よりも多いと強度の低下が著しく，
後述の如く９０℃／ｓ以上の冷却速度でも高強度鋼を得
ることが難しくなる．また、伸びの改善効果も顕著では
ない． また，第２図に示すように、等軸粒初析フェライト量が
１０％よりも少ないと５熱影響部の硬さが母材部より低
下し、軟化層の幅が大きくなる。 １０％以上であると軟化層はなくなりつつあるがその変
化は少ない。なお、第２図は、等軸粒初析フェライトと
低温変態生戊組織を含む熱延鋼板をスポット溶接した時
の熱影響部の軟化層の幅（硬度差）を、等軸粒初析フェ
ライト面積率との関係で示したものである。 以上の理由により，等軸粒初析フェライト量を１０〜３
０％とするものである。 次に、本発明の製造条件について説明する。 加熱、圧延条件： 上記化学或分を有する鋼の場合、Ａｃ３点以上の加熱或
いは圧延開始時にフエライトが存在すると、圧延により
加工組織が生じ、延性を著しく損なう．したがって、仕
上圧延温度は、オーステナイト温度域（Ａｒ，点を超え
る温度域）とする。もっとも、細粒組織を得ることを考
慮すると、仕上圧延終了温度は（Ａｒ，＋７０℃）を超
えない方がよい．なお、Ａｃ，点以上の加熱とは、Ａｃ
３点以上の温度域に加熱された鋼片の場合のほか、連続
鋳造プロセスにおいて鋳片が圧延工程に直送されＡｃ，
点以上にある鋳片の場合も意味している。 熱延直後の冷却： オーステナイトから低温変態相を得るためには、オース
テナイト温度域で熱延終了後、急冷する必要があるが、
０．０５％以上のＣを含有する鋼の場合、少なくとも９
０℃／ｓ以上の冷却速度による急冷が必要である。 初期保持条件： 上記急冷後の冷却途中では、等軸粒初析フエライトを目
標とする量で確保するために、その冷却途中（１）（Ａ
ｒ，点−５０℃）〜（Ａｒ３点−１００″ｃ）ノ温度域
において０．５〜１０秒の間、２℃／ｓ以下の冷却速度
で徐冷する必要がある． 急冷条件： この徐冷後、９０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷するのは
，第２相を微細なマルテンサイトやペイナイト，或いは
針状フェライトを生成させるためである． 巻取温度： 前述の成分組或の鋼で５０キロ以上の強度を得るために
は低温変態生或組織を得る必要があり，必要強度に応じ
て４５０℃以下の適当な温度範囲で巻取る必要がある．
巻取温度が４５０℃を超えるとそのような効果が得られ
ない。 以下に本発明の実施例を示す。 （実施例） 第１表に示す化学成分を有する供試材を用いて、厚さ１
００ｍ＋ｍの鋼片を１１５０℃に加熱し、第２表に示す
製造条件で熱延鋼板（仕上げ板厚：３開）を製造した． 得られた熱延鋼板の特性を第３表に示す．第３表におい
て，試験Ｎａ ５〜Ｎａ １ ０は比較例であって、Ｎ
Ｑ５は冷却速度が遅い例，Ｎα６は仕上圧延温度が低い
例，血７は化学成分が本発明範囲外の例．ＮＱ８は冷却
停止中間温度が高い例、Ｍ９は巻取温度が高い例、Ｎｌ
ｌ１０は中間温度での徐冷時間が長い例であり、いずれ
も本発明範囲のいずれかの条件を満たしていないため、
所望の機械的特性が得られていない． 一方、本発明例ＮＱＩ〜恥４は，！！通鋼でもって冷却
条件と冷却停止，保持温度の選択により，ク１張強度５
０キロ以上で伸び値の良い所望の機械的特性を得ること
ができる．また，熱影響部の軟化層が殆どなく、溶接性
能も優れていることも確認された。
（発明の効果）
以上詳述したように、本発明によれば、高価な合金元素
を含有しない普通鋼において５０キロ以上の高強度で且
つ加工性及び溶接性の良好な熱延鋼板を低コストで提供
することができる。
を含有しない普通鋼において５０キロ以上の高強度で且
つ加工性及び溶接性の良好な熱延鋼板を低コストで提供
することができる。
第１図は等軸粒初析フエライト面積率と引張強さ及び伸
びの関係を示す図、 第２図は等軸粒初析フェライトと低温変態生成組織を含
む熱延鋼板をスポット溶接した時の熱影響部の軟化層の
幅と、等軸粒初析フエライト面積率との関係を示す図で
ある。
びの関係を示す図、 第２図は等軸粒初析フェライトと低温変態生成組織を含
む熱延鋼板をスポット溶接した時の熱影響部の軟化層の
幅と、等軸粒初析フエライト面積率との関係を示す図で
ある。
Claims (3)
- （１）重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．０５〜０． ３０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｓｉ：０．２５％以
下、Ｐ：０．０２％以下及びＳ：０．０１％以下を含有
し、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる炭素鋼であっ
て、熱延後の金属組織が１０〜３０％の等軸粒の初析フ
ェライトと、残部が微細な針状フェライト、ベイナイト
或いはマルテンサイトの混合組織よりなることを特徴と
する加工性と溶接性に優れた高強度熱延鋼板。 - （２）前記鋼が更にＲＥＭ：０．００５〜０．１％又は
Ｃａ：０．００２〜０．０１０％のいずれかを含有する
ものである請求項１に記載の熱延鋼板。 - （３）請求項１又は２に記載の化学成分を有する鋼につ
き、Ａｃ＿３点以上の温度の鋼片又は連続鋳造プロセス
おいて圧延工程に直送された鋳片をＡｒ＿３点を超える
温度域で圧延した後、Ａｒ＿３点以上から９０℃／ｓ以
上の冷却速度で急冷し、その冷却途中の（Ａｒ＿３点−
５０℃）〜（Ａｒ＿３点−１００℃）の温度域において
０．５〜１０秒の間、２℃／ｓ以下の冷却速度で徐冷を
行い、引続き、９０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷して、
４５０℃以下の温度で巻取ることを特徴とする加工性と
溶接性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 |
|---|---|---|---|
| JP15133589A JPH0317244A (ja) | 1989-06-14 | 1989-06-14 | 加工性と溶接性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15133589A JPH0317244A (ja) | 1989-06-14 | 1989-06-14 | 加工性と溶接性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0317244A true JPH0317244A (ja) | 1991-01-25 |
Family
ID=15516329
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15133589A Pending JPH0317244A (ja) | 1989-06-14 | 1989-06-14 | 加工性と溶接性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0317244A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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-
1989
- 1989-06-14 JP JP15133589A patent/JPH0317244A/ja active Pending
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