JPH04325657A - 伸びフランジ性の優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
伸びフランジ性の優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法Info
- Publication number
- JPH04325657A JPH04325657A JP12467691A JP12467691A JPH04325657A JP H04325657 A JPH04325657 A JP H04325657A JP 12467691 A JP12467691 A JP 12467691A JP 12467691 A JP12467691 A JP 12467691A JP H04325657 A JPH04325657 A JP H04325657A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- bainite
- steel sheet
- rolled steel
- less
- hot rolled
- 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.)
- Pending
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 45
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 45
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 9
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 30
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 25
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 15
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims abstract description 13
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 8
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 6
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 3
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 6
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 5
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 abstract description 3
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 abstract 1
- 238000000034 method Methods 0.000 description 17
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 16
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 10
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 8
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 7
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 6
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 4
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 4
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 3
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 2
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910001568 polygonal ferrite Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001297 Zn alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 1
- 230000003749 cleanliness Effects 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 230000001276 controlling effect Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 238000005246 galvanizing Methods 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 1
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 1
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 230000003014 reinforcing effect Effects 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 1
- 239000000725 suspension Substances 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は加工性の優れた高強度熱
延鋼板とその製造方法に係り、より詳細には、強度が4
0kgf/mm2以上、特に50〜80kgf/mm2
の高強度にて伸びフランジ性等の加工性に優れる熱延鋼
板、並びにこれを低コストで製造する方法に関するもの
である。
延鋼板とその製造方法に係り、より詳細には、強度が4
0kgf/mm2以上、特に50〜80kgf/mm2
の高強度にて伸びフランジ性等の加工性に優れる熱延鋼
板、並びにこれを低コストで製造する方法に関するもの
である。
【0002】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】近年、
自動車等の構造部材として用いられている熱延鋼板は、
安全性や燃費向上のために、板厚のゲージダウンと高強
度化の傾向を益々高めている。このため、低強度材と同
様に加工性の優れた高強度熱延鋼板が要求されている。
自動車等の構造部材として用いられている熱延鋼板は、
安全性や燃費向上のために、板厚のゲージダウンと高強
度化の傾向を益々高めている。このため、低強度材と同
様に加工性の優れた高強度熱延鋼板が要求されている。
【0003】従来より、熱延鋼板において加工性の優れ
た高強度鋼板を確保するための方法として、■鋼中にT
i、Nb等の特殊元素を添加する方法(例、特開昭60
−56024号)、■硬質相(マルテンサイト等)を導
入する方法(例、特開昭55−44551号)、■Mn
、C量を増加する方法(例、特開昭52−123920
号)などの技術が提案されている。
た高強度鋼板を確保するための方法として、■鋼中にT
i、Nb等の特殊元素を添加する方法(例、特開昭60
−56024号)、■硬質相(マルテンサイト等)を導
入する方法(例、特開昭55−44551号)、■Mn
、C量を増加する方法(例、特開昭52−123920
号)などの技術が提案されている。
【0004】しかし、■の方法は、コスト高になり、ま
た熱間圧延時の変形抵抗を高めるため、圧延性を損なう
という問題がある。■の方法は、硬質相の導入により、
降伏比を下げ、全伸びを改善させるのに有効な方法では
あるが、伸びフランジ性に好ましくない。また、多くの
Si、Mn等の添加元素が必須となり、コスト高となる
。 一方、■のMn、C量を増加させる方法は、高強度を得
るために最も容易な方法である。しかし、この■の方法
では、例えば、これらの元素を増すことによって高強度
は得られるものの、C、Mn量比により加工性が左右さ
れ、加工性を付与するためにはC量をある程度に抑えて
Mn量の増加(例、Mn≧1.5%)を図らねばならず
、したがって、どうしても伸びフランジ性のよい高強度
鋼板を安価に確保することができないという問題がある
。
た熱間圧延時の変形抵抗を高めるため、圧延性を損なう
という問題がある。■の方法は、硬質相の導入により、
降伏比を下げ、全伸びを改善させるのに有効な方法では
あるが、伸びフランジ性に好ましくない。また、多くの
Si、Mn等の添加元素が必須となり、コスト高となる
。 一方、■のMn、C量を増加させる方法は、高強度を得
るために最も容易な方法である。しかし、この■の方法
では、例えば、これらの元素を増すことによって高強度
は得られるものの、C、Mn量比により加工性が左右さ
れ、加工性を付与するためにはC量をある程度に抑えて
Mn量の増加(例、Mn≧1.5%)を図らねばならず
、したがって、どうしても伸びフランジ性のよい高強度
鋼板を安価に確保することができないという問題がある
。
【0005】以上のように、従来の方法では、いずれも
、高強度と伸びフランジ性と経済性を同時に満足するに
は至っていないのが実情である。
、高強度と伸びフランジ性と経済性を同時に満足するに
は至っていないのが実情である。
【0006】本発明は、上記従来技術の問題点を解決し
、伸びフランジ性の優れた高強度熱延鋼板を低コストで
提供し、またその製造方法を提供することを目的とする
ものである。
、伸びフランジ性の優れた高強度熱延鋼板を低コストで
提供し、またその製造方法を提供することを目的とする
ものである。
【0007】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、前記課題
を解決するために、鋼中の元素、結晶組織、熱間圧延・
冷却条件の面での制御について鋭意研究を重ねた。
を解決するために、鋼中の元素、結晶組織、熱間圧延・
冷却条件の面での制御について鋭意研究を重ねた。
【0008】その結果、低Mn、C系鋼において伸びフ
ランジ性を改善するにはN量を低減することが有効であ
ることを見出した。特にNの低減が変態組織の生成に大
きな影響を及ぼすという、これまで全く知られていない
新規な知見を利用し、更に詳細に検討を加えて、ここに
本発明をなしたものである。
ランジ性を改善するにはN量を低減することが有効であ
ることを見出した。特にNの低減が変態組織の生成に大
きな影響を及ぼすという、これまで全く知られていない
新規な知見を利用し、更に詳細に検討を加えて、ここに
本発明をなしたものである。
【0009】すなわち、本発明は、C:0.06〜0.
30%、Si:0.40%以下、Mn:0.20〜1.
30%、P:0.08%以下、S:0.008%以下、
Al:0.06%以下及びN:0.0007〜0.00
35%を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる
熱延鋼板であり、その組織がフェライトと面積率65%
以上のベイナイトとの混合組織又はベイナイト単相であ
ることを特徴とする加工性の優れた高強度熱延鋼板を要
旨とするものである。
30%、Si:0.40%以下、Mn:0.20〜1.
30%、P:0.08%以下、S:0.008%以下、
Al:0.06%以下及びN:0.0007〜0.00
35%を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる
熱延鋼板であり、その組織がフェライトと面積率65%
以上のベイナイトとの混合組織又はベイナイト単相であ
ることを特徴とする加工性の優れた高強度熱延鋼板を要
旨とするものである。
【0010】また、その製造方法は、上記化学成分を有
する鋼の熱間圧延において、常法にて加熱し、仕上温度
Ar3点以上で熱間圧延を行い、その後、10〜200
℃/sの冷却速度で冷却し、550℃以下で巻取り、最
終組織としてフェライトと面積率65%以上のベイナイ
ト組織又はベイナイト単相組織を得ることを特徴とする
ものである。
する鋼の熱間圧延において、常法にて加熱し、仕上温度
Ar3点以上で熱間圧延を行い、その後、10〜200
℃/sの冷却速度で冷却し、550℃以下で巻取り、最
終組織としてフェライトと面積率65%以上のベイナイ
ト組織又はベイナイト単相組織を得ることを特徴とする
ものである。
【0011】以下に本発明を更に詳細に説明する。
【0012】まず、本発明者等が前述の知見を得るに至
った基礎実験の結果について説明する。
った基礎実験の結果について説明する。
【0013】
【表1】
に示す化学成分を有する鋼を溶製し、熱間粗圧延により
30mm厚のスラブにした後、加熱温度1200℃、仕
上温度900℃にて3.2mm厚に仕上げ、平均冷却速
度5〜50℃/sにて冷却した後、図1に示す各種巻取
温度に30分間保持後炉却し、実ラインでの巻取り〜冷
却過程をシミュレートした。更に、得られた熱延鋼板に
ついて、1.6mm厚に両面研削を行い、1%の調質圧
延を行った後、JIS5号引張試験と穴拡げ試験(10
mmφ打抜穴)を行い、強度と伸びフランジ性を調査し
た。機械的性質と巻取温度の関係を図1及び図2に示す
。
30mm厚のスラブにした後、加熱温度1200℃、仕
上温度900℃にて3.2mm厚に仕上げ、平均冷却速
度5〜50℃/sにて冷却した後、図1に示す各種巻取
温度に30分間保持後炉却し、実ラインでの巻取り〜冷
却過程をシミュレートした。更に、得られた熱延鋼板に
ついて、1.6mm厚に両面研削を行い、1%の調質圧
延を行った後、JIS5号引張試験と穴拡げ試験(10
mmφ打抜穴)を行い、強度と伸びフランジ性を調査し
た。機械的性質と巻取温度の関係を図1及び図2に示す
。
【0014】これより明らかなように、低N鋼(鋼A、
●印)は、強度については高N鋼(鋼B、▲印)とほぼ
同じレベルであるのに対して、冷却速度50℃/sでか
つ巻取温度350〜550℃の範囲において、穴拡がり
率(λ値)が著しく優れている。また強度−λバランス
が優れていることがわかる。
●印)は、強度については高N鋼(鋼B、▲印)とほぼ
同じレベルであるのに対して、冷却速度50℃/sでか
つ巻取温度350〜550℃の範囲において、穴拡がり
率(λ値)が著しく優れている。また強度−λバランス
が優れていることがわかる。
【0015】このように、Mn1.30%以下の低N鋼
で高λ値が得られる理由は、高N鋼に比べて、ベイナイ
ト変態が速く起り易いためであると考えられる。この理
由については、更に今後の詳細な調査を必要とするが、
鋼の加熱状態及び熱延直後のオーステナイト粒度では説
明されず、熱延段階でのAlN等の析出物の析出分散状
態が異なるためであると考えられる。また、ベイナイト
変態が起こり易いわりには、強度が殆ど変わらない理由
は、生成するベイナイト相の硬さが、低Mn系鋼では微
細フェライト相とあまり変わらないためと考えられる。
で高λ値が得られる理由は、高N鋼に比べて、ベイナイ
ト変態が速く起り易いためであると考えられる。この理
由については、更に今後の詳細な調査を必要とするが、
鋼の加熱状態及び熱延直後のオーステナイト粒度では説
明されず、熱延段階でのAlN等の析出物の析出分散状
態が異なるためであると考えられる。また、ベイナイト
変態が起こり易いわりには、強度が殆ど変わらない理由
は、生成するベイナイト相の硬さが、低Mn系鋼では微
細フェライト相とあまり変わらないためと考えられる。
【0016】なお、Nの効果については、特開昭52−
12392号、特開昭55−44551号、特開昭60
−121225号などがあるが、これらは、N35pp
m以下でのNの効果を確認したものではなく、また、N
に対する考え方も固溶Cの効果と同様であり、低N化が
ベイナイトなどの低温変態組織の生成を助長するという
考えを提示しているものでもない。例えば、前述の特開
昭55−44551号には、N量が0.030%以下と
規定されているものの、0.004%以上でしか実証さ
れておらず、したがって、Nの及ぼす影響についても、
「Nによってオーステナイトが強化し、安定化し、オー
ステナイトへの歪の蓄積が熱間圧延によって増加し、圧
延直後の徐冷区間でポリゴナルフェライトの多量発生に
効果をもつことと、残りの少量の未変態オーステナイト
がパーライトあるいはベーナイトに変態するのを抑制す
ることの2つの効果が重要なもの」と説明されており、
実施例においてもポリゴナルフェライト量が75%以上
含む組織が得られている。この理由は上述の本発明の場
合の理由とは根本的に異なるものである。
12392号、特開昭55−44551号、特開昭60
−121225号などがあるが、これらは、N35pp
m以下でのNの効果を確認したものではなく、また、N
に対する考え方も固溶Cの効果と同様であり、低N化が
ベイナイトなどの低温変態組織の生成を助長するという
考えを提示しているものでもない。例えば、前述の特開
昭55−44551号には、N量が0.030%以下と
規定されているものの、0.004%以上でしか実証さ
れておらず、したがって、Nの及ぼす影響についても、
「Nによってオーステナイトが強化し、安定化し、オー
ステナイトへの歪の蓄積が熱間圧延によって増加し、圧
延直後の徐冷区間でポリゴナルフェライトの多量発生に
効果をもつことと、残りの少量の未変態オーステナイト
がパーライトあるいはベーナイトに変態するのを抑制す
ることの2つの効果が重要なもの」と説明されており、
実施例においてもポリゴナルフェライト量が75%以上
含む組織が得られている。この理由は上述の本発明の場
合の理由とは根本的に異なるものである。
【0017】次に本発明における化学成分の限定理由に
ついて説明する。
ついて説明する。
【0018】C:Cは高加工性の確保のために限定され
る元素であり、0.30%よりも多いと加工性、溶接性
の劣化を招く。しかし、0.08%以下、特に0.06
%未満ではTS>40kgf/mm2の高強度熱延鋼板
が低コストで得られにくい。したがって、C量は0.0
6〜0.30%の範囲とするが、0.08%より多くす
るのが好ましい。
る元素であり、0.30%よりも多いと加工性、溶接性
の劣化を招く。しかし、0.08%以下、特に0.06
%未満ではTS>40kgf/mm2の高強度熱延鋼板
が低コストで得られにくい。したがって、C量は0.0
6〜0.30%の範囲とするが、0.08%より多くす
るのが好ましい。
【0019】Si:Siは全伸びを損なわずに強度増加
に有効な元素であるが、表面性状を損なうため、上限値
を0.40%とする。
に有効な元素であるが、表面性状を損なうため、上限値
を0.40%とする。
【0020】Mn:Mnは、Nと同様、本発明の重要な
成分である。すなわち、強度を確保することの他に、低
温変態組織(ベイナイト組織)を得るために不可欠であ
るが、中低炭素鋼のもとでは、0.20%未満では強度
や低温変態組織が得にくくなる。一方、Mnが1.0%
以上、特に1.30%を超えると同強度グレード鋼のコ
スト的なメリットは小さくなる。したがって、Mn量は
0.20〜1.30%の範囲とする。
成分である。すなわち、強度を確保することの他に、低
温変態組織(ベイナイト組織)を得るために不可欠であ
るが、中低炭素鋼のもとでは、0.20%未満では強度
や低温変態組織が得にくくなる。一方、Mnが1.0%
以上、特に1.30%を超えると同強度グレード鋼のコ
スト的なメリットは小さくなる。したがって、Mn量は
0.20〜1.30%の範囲とする。
【0021】P:Pは固溶強化元素であり、微量で強化
に寄与するが、余り多いと加工性、靭性を損なうので、
その上限値を0.08%とする。
に寄与するが、余り多いと加工性、靭性を損なうので、
その上限値を0.08%とする。
【0022】S:Sは非金属介在物として析出し、鋼板
の加工性を劣化させるため、0.008%以下に規制す
る必要があり、好ましくは0.003%以下である。
の加工性を劣化させるため、0.008%以下に規制す
る必要があり、好ましくは0.003%以下である。
【0023】Al:Alは主に脱酸作用により鋼の健全
性を確保するために添加されるが、多すぎると析出物が
増し、加工性を損なうため、上限値を0.06%とする
。 なお、脱酸が充分に行なわれば0.008〜0.030
%が望ましい。
性を確保するために添加されるが、多すぎると析出物が
増し、加工性を損なうため、上限値を0.06%とする
。 なお、脱酸が充分に行なわれば0.008〜0.030
%が望ましい。
【0024】N:Nは本発明ではC、Mnと同様、重要
な成分であり、前述のようにフェライト変態の抑制とベ
イナイト変態促進のために規制される。すなわち、0.
0035%より多いとフェライト変態が促進され、目的
とする強度が得られにくくなるばかりでなく、目的とす
る材質を得るための冷却条件の制御が厳しくなり、また
、図3に示すようにλ値の低下も顕著となるので、上限
値を0.0035%とする。しかし、0.0007%未
満になると、AlNの減少に伴うγ粒の粗大化が原因と
考えられるλ値の低下及びλ−TSバランスの低下が認
められ始めるので、下限値を0.0007%とする。な
お、図3は、C:0.15%、Si:0.06%、Mn
:0.75%、P:0.018%、S:0.006%、
Al:0.031%、仕上温度:890℃、冷却速度5
0℃/s、巻取温度450℃の条件での場合である。
な成分であり、前述のようにフェライト変態の抑制とベ
イナイト変態促進のために規制される。すなわち、0.
0035%より多いとフェライト変態が促進され、目的
とする強度が得られにくくなるばかりでなく、目的とす
る材質を得るための冷却条件の制御が厳しくなり、また
、図3に示すようにλ値の低下も顕著となるので、上限
値を0.0035%とする。しかし、0.0007%未
満になると、AlNの減少に伴うγ粒の粗大化が原因と
考えられるλ値の低下及びλ−TSバランスの低下が認
められ始めるので、下限値を0.0007%とする。な
お、図3は、C:0.15%、Si:0.06%、Mn
:0.75%、P:0.018%、S:0.006%、
Al:0.031%、仕上温度:890℃、冷却速度5
0℃/s、巻取温度450℃の条件での場合である。
【0025】なお、上記成分の他に、必要に応じて、更
に、Nb、Cr、Ni、Cuの1種又は2種以上を適量
で添加しても、本発明の効果を何ら損なうものではない
。更にまた、Ca及びREMの1種又は2種を適量で添
加することもできる。
に、Nb、Cr、Ni、Cuの1種又は2種以上を適量
で添加しても、本発明の効果を何ら損なうものではない
。更にまた、Ca及びREMの1種又は2種を適量で添
加することもできる。
【0026】Nb、Cr、Ni:Nb、Cr、Niは焼
入性向上元素であり、低温変態組織の生成を促進して、
強化に寄与するが、Cr、Niは、それぞれ0.1%未
満ではその効果が小さく、またあまりに多いとマルテン
サイト等の高硬質相を生成し、加工性を損なうばかりか
、コスト増になる。したがって、Cr量とNi量はそれ
ぞれ0.1〜1.0%の範囲とする。Nbについては、
0.01%未満ではその効果が小さく、またあまりに多
いと加工性を損なうため、0.01〜0.2%の範囲と
する。
入性向上元素であり、低温変態組織の生成を促進して、
強化に寄与するが、Cr、Niは、それぞれ0.1%未
満ではその効果が小さく、またあまりに多いとマルテン
サイト等の高硬質相を生成し、加工性を損なうばかりか
、コスト増になる。したがって、Cr量とNi量はそれ
ぞれ0.1〜1.0%の範囲とする。Nbについては、
0.01%未満ではその効果が小さく、またあまりに多
いと加工性を損なうため、0.01〜0.2%の範囲と
する。
【0027】Cu:Cuは強化や耐食性に寄与する元素
であり、その効果を発揮するためには0.1%以上の添
加が必要であるが、あまり多いと効果が飽和するばかり
でなく、コスト増となるため、Cu量は0.1〜0.6
%の範囲とする。
であり、その効果を発揮するためには0.1%以上の添
加が必要であるが、あまり多いと効果が飽和するばかり
でなく、コスト増となるため、Cu量は0.1〜0.6
%の範囲とする。
【0028】Ca、REM:Ca、REM(希土類元素
)は硫化物形態制御を通して加工性、特に伸びフランジ
性の改善に寄与する成分である。しかし、それぞれ0.
0010%未満ではその効果を発揮できず、一方、0.
0100%を超えてもその効果が飽和に達し、却ってコ
スト増を招き、また清浄性を劣化する。したがって、C
a量とREM量はそれぞれ0.0010〜0.0100
%の範囲とする。なお、REMは希土類元素の1種又は
2種以上を用いることができることは云うまでもない。
)は硫化物形態制御を通して加工性、特に伸びフランジ
性の改善に寄与する成分である。しかし、それぞれ0.
0010%未満ではその効果を発揮できず、一方、0.
0100%を超えてもその効果が飽和に達し、却ってコ
スト増を招き、また清浄性を劣化する。したがって、C
a量とREM量はそれぞれ0.0010〜0.0100
%の範囲とする。なお、REMは希土類元素の1種又は
2種以上を用いることができることは云うまでもない。
【0029】次に、本発明法の製造条件について説明す
る。
る。
【0030】上記化学成分を有する鋼スラブは、常法に
よる造塊又は連続鋳造により得た後、ホットコイルにす
るが、以下のとおり、熱間圧延と冷却条件を規定するも
のである。
よる造塊又は連続鋳造により得た後、ホットコイルにす
るが、以下のとおり、熱間圧延と冷却条件を規定するも
のである。
【0031】スラブ加熱温度:スラブ加熱温度は特に限
定するものではないが、常法の1100℃以上であれば
良い。また省エネルギーを図るには1000℃以上でも
良い。
定するものではないが、常法の1100℃以上であれば
良い。また省エネルギーを図るには1000℃以上でも
良い。
【0032】仕上温度:熱間圧延の仕上温度は、冷却速
度、冷却停止温度の影響を小さくするため、ベイナイト
組織が生成し易いAr3点以上とする。好ましくは85
0〜950℃である。
度、冷却停止温度の影響を小さくするため、ベイナイト
組織が生成し易いAr3点以上とする。好ましくは85
0〜950℃である。
【0033】冷却速度:仕上圧延後の冷却速度について
は、ベイナイト変態の促進のため、平均冷却速度で10
〜200℃/sで良い。10℃/s未満ではフェライト
量が増え、ベイナイト量が少ないために目的とする強度
と伸びフランジ性が得られず、また200℃/sを超え
るとマルテンサイト量が増え、伸びフランジ性を劣化さ
せるので好ましくない。なお、冷却パターンは等速冷却
、及び途中でステップを行うステップ冷却のいずれを用
いても良い。
は、ベイナイト変態の促進のため、平均冷却速度で10
〜200℃/sで良い。10℃/s未満ではフェライト
量が増え、ベイナイト量が少ないために目的とする強度
と伸びフランジ性が得られず、また200℃/sを超え
るとマルテンサイト量が増え、伸びフランジ性を劣化さ
せるので好ましくない。なお、冷却パターンは等速冷却
、及び途中でステップを行うステップ冷却のいずれを用
いても良い。
【0034】巻取温度:巻取温度は、図2からも明らか
なように、550℃以下の範囲とする。すなわち、55
0℃より高い巻取温度ではフェライト量が増し、加工性
が劣化し、好ましくない。
なように、550℃以下の範囲とする。すなわち、55
0℃より高い巻取温度ではフェライト量が増し、加工性
が劣化し、好ましくない。
【0035】得られたコイルは、必要により、酸洗が施
される。また、必要により、伸び率0.5〜1.2%の
調質圧延を実施することができる。上記以外の圧延方法
として、直接圧延法(HDR)、熱片装入圧延法(HC
R)を用いても良い。更に、本鋼は、熱延後、酸洗して
通常の溶融亜鉛めっき又は溶融亜鉛合金化めっきを施し
ても特性上何ら差し支えない。
される。また、必要により、伸び率0.5〜1.2%の
調質圧延を実施することができる。上記以外の圧延方法
として、直接圧延法(HDR)、熱片装入圧延法(HC
R)を用いても良い。更に、本鋼は、熱延後、酸洗して
通常の溶融亜鉛めっき又は溶融亜鉛合金化めっきを施し
ても特性上何ら差し支えない。
【0036】かくして、得られる熱延鋼板の組織の形態
は、フェライト以外の低温変態組織がベイナイトである
。その面積率は、強度と伸びフランジ性確保のため、6
5%以上が必要であり、100%(ベイナイト単相)も
可能である。なお、この場合のベイナイトは、いわゆる
アシキュラーフェライト、ベイナイティックフェライト
、下部ベイナイト、上部ベイナイトを云い、上部ベイナ
イト中に生成する微細な島状マルテンサイトも含包され
る。
は、フェライト以外の低温変態組織がベイナイトである
。その面積率は、強度と伸びフランジ性確保のため、6
5%以上が必要であり、100%(ベイナイト単相)も
可能である。なお、この場合のベイナイトは、いわゆる
アシキュラーフェライト、ベイナイティックフェライト
、下部ベイナイト、上部ベイナイトを云い、上部ベイナ
イト中に生成する微細な島状マルテンサイトも含包され
る。
【0037】次に本発明の実施例を示す。なお、本発明
はこの実施例のみに限定されないことは云うまでもなく
、また前述の基礎実験も実施例足り得るものである。
はこの実施例のみに限定されないことは云うまでもなく
、また前述の基礎実験も実施例足り得るものである。
【0038】
【表2】
に示す化学成分を有する鋼を溶製し、30mm厚のスラ
ブとした。次いで、
ブとした。次いで、
【表3】
に示す熱延条件で熱延鋼板を製造した。得られた熱延鋼
板について、1.6mm厚まで機械研削した後、1%の
調質圧延を行い、引張試験(JIS5号試験)、穴拡げ
試験(穴拡げ性)、ミクロ組織の同定等を行った。それ
らの結果を表3に併記する。
板について、1.6mm厚まで機械研削した後、1%の
調質圧延を行い、引張試験(JIS5号試験)、穴拡げ
試験(穴拡げ性)、ミクロ組織の同定等を行った。それ
らの結果を表3に併記する。
【0039】なお、穴拡げ率は、初期穴径10mmφと
し、 {(初期穴径)−(試験後穴径)}/(初期穴径)×1
00の式により求め、穴拡げ性を評価した。
し、 {(初期穴径)−(試験後穴径)}/(初期穴径)×1
00の式により求め、穴拡げ性を評価した。
【0040】表3より、本発明例のNo.1〜No.7
は、本発明範囲内の製造条件で得られたものであり、し
かもフェライトと65%以上のベイナイト組織からなり
、強度、穴拡げ性に優れていることが明らかである。
は、本発明範囲内の製造条件で得られたものであり、し
かもフェライトと65%以上のベイナイト組織からなり
、強度、穴拡げ性に優れていることが明らかである。
【0041】一方、比較例No.8〜No.9は、本発
明範囲外の製造条件による例で、No.8は巻取温度が
高く、No.9は冷却速度が遅いため、ベイナイト組織
が65%以下でパーライトも含まれている。比較例No
.10は、N量が多いため、ベイナイト組織が65%以
下である。 比較例No.11は巻取温度が高いため、ベイナイト組
織が65%より少ない。これらの比較例は、いずれもλ
値が低い。
明範囲外の製造条件による例で、No.8は巻取温度が
高く、No.9は冷却速度が遅いため、ベイナイト組織
が65%以下でパーライトも含まれている。比較例No
.10は、N量が多いため、ベイナイト組織が65%以
下である。 比較例No.11は巻取温度が高いため、ベイナイト組
織が65%より少ない。これらの比較例は、いずれもλ
値が低い。
【0042】また、比較例No.12はN量が少ないた
め、フェライトと90%のベイナイト組織が得られてい
るものの、λ値が低い。比較例No.13はC量が少な
いため、強度不足である。
め、フェライトと90%のベイナイト組織が得られてい
るものの、λ値が低い。比較例No.13はC量が少な
いため、強度不足である。
【0043】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
引張強さ40kgf/mm2以上、特に50〜80kg
f/mm2の高強度熱延鋼板において、加工性、特に伸
びフランジ性の良好な鋼板を低コストで製造することが
できる。自動車の補強部材及び足回り部材やパイプ、コ
ラム等の構造用部材にも好適である。
引張強さ40kgf/mm2以上、特に50〜80kg
f/mm2の高強度熱延鋼板において、加工性、特に伸
びフランジ性の良好な鋼板を低コストで製造することが
できる。自動車の補強部材及び足回り部材やパイプ、コ
ラム等の構造用部材にも好適である。
【図1】各種の冷却速度(5℃/s、50℃/s)にお
ける巻取温度と強度との関係を示す図である。
ける巻取温度と強度との関係を示す図である。
【図2】各種の冷却速度(5℃/s、50℃/s)及び
巻取温度(350℃、450℃、550℃、650℃)
におけるTS−λバランスを示す図である。
巻取温度(350℃、450℃、550℃、650℃)
におけるTS−λバランスを示す図である。
【図3】TS及びλとN量の関係を示す図である。
Claims (3)
- 【請求項1】 重量%で(以下、同じ)、C:0.0
6〜0.30%、Si:0.40%以下、Mn:0.2
0〜1.30%、P:0.08%以下、S:0.008
%以下、Al:0.06%以下及びN:0.0007〜
0.0035%を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物
からなる熱延鋼板であり、その組織がフェライトと面積
率65%以上のベイナイトとの混合組織又はベイナイト
単相であることを特徴とする加工性の優れた高強度熱延
鋼板。 - 【請求項2】 前記鋼が、更にNb:0.01〜0.
2%、Cr:0.1〜1.0%、Ni:0.1〜1.0
%、Cu:0.1〜0.6%、Ca:0.0010〜0
.0100%及びREM:0.0010〜0.0100
%のうちの1種又は2種以上を含有している請求項1に
記載の熱延鋼板。 - 【請求項3】 請求項1又は2に記載の化学成分を有
する鋼の熱間圧延において、常法にて加熱し、仕上温度
Ar3点以上で熱間圧延を行い、その後、10〜200
℃/sの冷却速度で冷却し、550℃以下で巻取り、最
終組織としてフェライトと面積率65%以上のベイナイ
ト組織又はベイナイト単相組織を得ることを特徴とする
加工性の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 |
---|---|---|---|
JP12467691A JPH04325657A (ja) | 1991-04-26 | 1991-04-26 | 伸びフランジ性の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 |
---|---|---|---|
JP12467691A JPH04325657A (ja) | 1991-04-26 | 1991-04-26 | 伸びフランジ性の優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04325657A true JPH04325657A (ja) | 1992-11-16 |
Family
ID=14891312
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP12467691A Pending JPH04325657A (ja) | 1991-04-26 | 1991-04-26 | 伸びフランジ性の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) | JPH04325657A (ja) |
Cited By (12)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1995029268A1 (fr) * | 1994-04-26 | 1995-11-02 | Nippon Steel Corporation | Feuille en acier haute resistance convenant a l'emboutissage profond et son procede de fabrication |
JP2003253339A (ja) * | 2002-02-28 | 2003-09-10 | Nisshin Steel Co Ltd | 材質均一性、穴拡げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法および鋼板 |
JP2004508944A (ja) * | 2000-09-29 | 2004-03-25 | ニューコア・コーポレーション | 薄鋼ストリップの製造 |
JP2006111966A (ja) * | 2004-09-15 | 2006-04-27 | Nippon Steel Corp | 高強度部品の製造方法および高強度部品 |
JP2008266792A (ja) * | 2008-05-28 | 2008-11-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延鋼板 |
JP2009084637A (ja) * | 2007-09-28 | 2009-04-23 | Kobe Steel Ltd | 疲労特性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 |
EP2152451A1 (en) * | 2007-05-06 | 2010-02-17 | Nucor Corporation | A thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same |
CN104471099A (zh) * | 2012-06-28 | 2015-03-25 | Posco公司 | 耐蚀性及抗起皱性得到提高的低铬铁素体系不锈钢 |
US9149868B2 (en) | 2005-10-20 | 2015-10-06 | Nucor Corporation | Thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same |
JP2018502987A (ja) * | 2014-12-22 | 2018-02-01 | ポスコPosco | 表面品質の優れた高強度亜鉛メッキ鋼板用熱延鋼板及びその製造方法 |
US9999918B2 (en) | 2005-10-20 | 2018-06-19 | Nucor Corporation | Thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same |
CN111763876A (zh) * | 2019-04-02 | 2020-10-13 | 上海梅山钢铁股份有限公司 | 一种机动车消音片用冷轧钢板及其生产方法 |
-
1991
- 1991-04-26 JP JP12467691A patent/JPH04325657A/ja active Pending
Cited By (17)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1995029268A1 (fr) * | 1994-04-26 | 1995-11-02 | Nippon Steel Corporation | Feuille en acier haute resistance convenant a l'emboutissage profond et son procede de fabrication |
US5618355A (en) * | 1994-04-26 | 1997-04-08 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel sheet suitable for deep drawing and process for producing the same |
JP2004508944A (ja) * | 2000-09-29 | 2004-03-25 | ニューコア・コーポレーション | 薄鋼ストリップの製造 |
JP4875280B2 (ja) * | 2000-09-29 | 2012-02-15 | ニューコア・コーポレーション | 薄鋼ストリップの製造 |
JP2003253339A (ja) * | 2002-02-28 | 2003-09-10 | Nisshin Steel Co Ltd | 材質均一性、穴拡げ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法および鋼板 |
JP2006111966A (ja) * | 2004-09-15 | 2006-04-27 | Nippon Steel Corp | 高強度部品の製造方法および高強度部品 |
US9999918B2 (en) | 2005-10-20 | 2018-06-19 | Nucor Corporation | Thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same |
US9149868B2 (en) | 2005-10-20 | 2015-10-06 | Nucor Corporation | Thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same |
EP2162251A1 (en) * | 2007-05-06 | 2010-03-17 | Nucor Corporation | A thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same |
EP2152451A1 (en) * | 2007-05-06 | 2010-02-17 | Nucor Corporation | A thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same |
EP2152451A4 (en) * | 2007-05-06 | 2014-08-20 | Nucor Corp | THIN CASTED STEEL BANDING PRODUCT WITH MICRO-ALLOYING EQUIPMENT AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
EP2162251A4 (en) * | 2007-05-06 | 2014-08-27 | Nucor Corp | THIN CASTED STEEL BANDING PRODUCT WITH MICRO-ALLOYING EQUIPMENT AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
JP2009084637A (ja) * | 2007-09-28 | 2009-04-23 | Kobe Steel Ltd | 疲労特性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 |
JP2008266792A (ja) * | 2008-05-28 | 2008-11-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延鋼板 |
CN104471099A (zh) * | 2012-06-28 | 2015-03-25 | Posco公司 | 耐蚀性及抗起皱性得到提高的低铬铁素体系不锈钢 |
JP2018502987A (ja) * | 2014-12-22 | 2018-02-01 | ポスコPosco | 表面品質の優れた高強度亜鉛メッキ鋼板用熱延鋼板及びその製造方法 |
CN111763876A (zh) * | 2019-04-02 | 2020-10-13 | 上海梅山钢铁股份有限公司 | 一种机动车消音片用冷轧钢板及其生产方法 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
US11920207B2 (en) | Cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof | |
JP5042232B2 (ja) | 成形性及びメッキ特性に優れた高強度冷延鋼板、これを用いた亜鉛系メッキ鋼板及びその製造方法 | |
JP6179461B2 (ja) | 高強度鋼板の製造方法 | |
US20080000555A1 (en) | High Strength Thin-Gauge Steel Sheet Excellent in Elongation and Hole Expandability and Method of Production of Same | |
KR101445465B1 (ko) | 가공성과 스폿 용접성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 | |
WO2013160928A1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
KR20120121811A (ko) | 고강도 강판 및 그 제조 방법 | |
JP2012122093A (ja) | 成形性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
JPH0711382A (ja) | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法 | |
JP2001303186A (ja) | バーリング加工性に優れる複合組織鋼板およびその製造方法 | |
JP4211520B2 (ja) | 耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
JPH04325657A (ja) | 伸びフランジ性の優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
KR101403076B1 (ko) | 신장 플랜지성 및 도금밀착성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법 | |
JP4265152B2 (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
JP4265153B2 (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
KR20130027794A (ko) | 저항복비형 초고강도 냉연강판, 용융도금강판 및 그 제조 방법 | |
JP2002241897A (ja) | 降伏強さと破断伸びの変動が小さく高成形性と低降伏比とを有する鋼板およびその製造方法 | |
JP2521553B2 (ja) | 焼付硬化性を有する深絞り用冷延鋼板の製造方法 | |
KR100933882B1 (ko) | 가공성이 우수한 용융아연도금강판의 제조방법 | |
JP2000265244A (ja) | 強度と延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
JP4848722B2 (ja) | 加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法 | |
KR101489243B1 (ko) | 가공성 및 도금밀착성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연도금강판 및 그 제조방법 | |
JP5678695B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP2002363685A (ja) | 低降伏比高強度冷延鋼板 | |
JP2563021B2 (ja) | 伸びフランジ性の優れた高強度熱延原板合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |