JPH04341523A - 延性、加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
延性、加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH04341523A JPH04341523A JP14246691A JP14246691A JPH04341523A JP H04341523 A JPH04341523 A JP H04341523A JP 14246691 A JP14246691 A JP 14246691A JP 14246691 A JP14246691 A JP 14246691A JP H04341523 A JPH04341523 A JP H04341523A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet 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】本発明は自動車、産業機械等に使
用する高延性を有する高強度鋼板の製造に係り、特に引
張強度６５ｋｇｆｍｍ２以上の高強度で延性、加工性に
優れた熱延鋼板の製造方法に関するものである。
用する高延性を有する高強度鋼板の製造に係り、特に引
張強度６５ｋｇｆｍｍ２以上の高強度で延性、加工性に
優れた熱延鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来より、高強度鋼板は自動車、産業機
械等に使用されてきており、特に、自動車用鋼板は、自
動車の軽量化や、衝突時の安全性の確保等から鋼板の高
強度化の要請が強くなってきている。しかし、単に鋼板
の高強度化を図るだけでなく、併せて加工性、溶接性も
求められている。
械等に使用されてきており、特に、自動車用鋼板は、自
動車の軽量化や、衝突時の安全性の確保等から鋼板の高
強度化の要請が強くなってきている。しかし、単に鋼板
の高強度化を図るだけでなく、併せて加工性、溶接性も
求められている。
【０００３】この種の要請に応えるものとしては、従来
より、フェライトとマルテンサイトよりなる二相鋼があ
る。
より、フェライトとマルテンサイトよりなる二相鋼があ
る。
【０００４】しかし、この二相鋼は、固溶強化型や析出
強化型の高強度鋼板よりも優れた強度−延性バランス（
ＴＳ×Ｅｌ）を示すが、せいぜいＴＳ×Ｅｌ≒２０００
であり、より厳しい加工性の要求には耐えられないのが
現状である。
強化型の高強度鋼板よりも優れた強度−延性バランス（
ＴＳ×Ｅｌ）を示すが、せいぜいＴＳ×Ｅｌ≒２０００
であり、より厳しい加工性の要求には耐えられないのが
現状である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】そこで、この欠点を解
消するものとして、ＴＳ×Ｅｌ＞２０００を得るために
、残留オーステナイトを含む組織とする熱延鋼板が開発
された。
消するものとして、ＴＳ×Ｅｌ＞２０００を得るために
、残留オーステナイトを含む組織とする熱延鋼板が開発
された。
【０００６】その例としては、一つに、Ｃ：０．１５〜
０．８０％、Ｓｉ：１．０〜３．０％及びＭｎ＋Ｃｒ：
０．５〜３．０％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純
物からなる組成の鋼を、Ａｒ３点以上の仕上圧延終了温
度で熱間圧延を行い、続いて３３０〜４３０℃までを冷
却速度２０℃／ｓ以上で冷却して巻取り、巻取り後、鋼
板を５分以上この温度域に滞留させるよう徐冷若しくは
保熱を行って、残留オーステナイトを体積分率で５％以
上含む鋼板を製造する方法（特開昭６０−１８４６３４
号公報）がある。
０．８０％、Ｓｉ：１．０〜３．０％及びＭｎ＋Ｃｒ：
０．５〜３．０％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純
物からなる組成の鋼を、Ａｒ３点以上の仕上圧延終了温
度で熱間圧延を行い、続いて３３０〜４３０℃までを冷
却速度２０℃／ｓ以上で冷却して巻取り、巻取り後、鋼
板を５分以上この温度域に滞留させるよう徐冷若しくは
保熱を行って、残留オーステナイトを体積分率で５％以
上含む鋼板を製造する方法（特開昭６０−１８４６３４
号公報）がある。
【０００７】更に他の例として、■Ｃ：０．１５〜０．
４０％、Ｓｉ：０．５〜２．０％及びＭｎ：０．５〜２
．０％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる
組成の鋼を、仕上圧延終了温度（Ａｒ３−５０℃）〜（
Ａｒ３＋５０℃）、全圧下率８０％以上で熱間圧延を行
い、続いて３００〜５００℃までを冷却速度４０℃／ｓ
以上で冷却し巻取る方法、■或いは、更に延性を高める
ために、巻取り後、鋼板を３０℃／ｈｒ以上の冷却速度
で２００℃以下まで冷却して残留オーステナイトを含有
する鋼板を製造する方法（特開昭６３−４０１７号公報
）等が提案されている。
４０％、Ｓｉ：０．５〜２．０％及びＭｎ：０．５〜２
．０％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる
組成の鋼を、仕上圧延終了温度（Ａｒ３−５０℃）〜（
Ａｒ３＋５０℃）、全圧下率８０％以上で熱間圧延を行
い、続いて３００〜５００℃までを冷却速度４０℃／ｓ
以上で冷却し巻取る方法、■或いは、更に延性を高める
ために、巻取り後、鋼板を３０℃／ｈｒ以上の冷却速度
で２００℃以下まで冷却して残留オーステナイトを含有
する鋼板を製造する方法（特開昭６３−４０１７号公報
）等が提案されている。
【０００８】しかしながら、省エネルギー化、生産性向
上という観点からすると、巻取後ホットコイル全体を保
熱するという前記従来法は好ましくない。また、前記■
、■の方法では加工性に難点があり、更に■の方法では
巻取後の冷却法としてコイル横方向からのミスト冷却や
、コイル全体を水などに浸漬する冷却が行われるため、
鋼板の板幅方向の材質を著しく不均一にする等々の問題
があった。
上という観点からすると、巻取後ホットコイル全体を保
熱するという前記従来法は好ましくない。また、前記■
、■の方法では加工性に難点があり、更に■の方法では
巻取後の冷却法としてコイル横方向からのミスト冷却や
、コイル全体を水などに浸漬する冷却が行われるため、
鋼板の板幅方向の材質を著しく不均一にする等々の問題
があった。
【０００９】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、ＴＳ×Ｅｌ＞２０００
以上の高強度−延性バランスを有し、引張強度６０ｋｇ
ｆｍｍ２以上で延性、加工性に優れた高強度熱延鋼板を
製造する方法を提供することを目的とするものである。
るためになされたものであって、ＴＳ×Ｅｌ＞２０００
以上の高強度−延性バランスを有し、引張強度６０ｋｇ
ｆｍｍ２以上で延性、加工性に優れた高強度熱延鋼板を
製造する方法を提供することを目的とするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】前記目的を達成するため
、本発明者は、組成、製造条件について総合的に研究を
重ねた結果、特定組成の鋼を熱延し、熱延中若しくは熱
延後の冷却中に、徐冷してフェライト変態を十分進行さ
せ、その後パーライト変態を阻止し得る冷却速度で巻取
温度３００〜５００℃まで冷却し巻取ることにより、可
能であることを見い出し、ここに本発明をなしたもので
ある。
、本発明者は、組成、製造条件について総合的に研究を
重ねた結果、特定組成の鋼を熱延し、熱延中若しくは熱
延後の冷却中に、徐冷してフェライト変態を十分進行さ
せ、その後パーライト変態を阻止し得る冷却速度で巻取
温度３００〜５００℃まで冷却し巻取ることにより、可
能であることを見い出し、ここに本発明をなしたもので
ある。
【００１１】すなわち、本発明に係る延性、加工性に優
れた高強度熱延鋼板の製造方法（本発明法１）は、Ｃ：
０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：１．０〜３．０％及びＭ
ｎ：０．５〜２．５％を含有し、更にＣｒ：０．１〜０
．５％、Ａｌ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．０５〜０．
２％及びＮｉ：０．２〜２．０％のうちの１種又は２種
以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる組
成の鋼を、仕上圧延終了温度（Ａｒ３−５０℃）〜９５
０℃で熱間圧延を行い、熱延終了後６００〜８００℃の
フェライト変態のノーズ温度域までを１〜２００℃／ｓ
の冷却速度で冷却し、その後３０℃／ｓ以下の冷却速度
でパーライト変態直上の温度まで徐冷し、更に巻取温度
３００〜５００℃までをパーライト変態を阻止し得る冷
却速度で冷却し、巻取ることを特徴とするものである。
れた高強度熱延鋼板の製造方法（本発明法１）は、Ｃ：
０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：１．０〜３．０％及びＭ
ｎ：０．５〜２．５％を含有し、更にＣｒ：０．１〜０
．５％、Ａｌ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．０５〜０．
２％及びＮｉ：０．２〜２．０％のうちの１種又は２種
以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる組
成の鋼を、仕上圧延終了温度（Ａｒ３−５０℃）〜９５
０℃で熱間圧延を行い、熱延終了後６００〜８００℃の
フェライト変態のノーズ温度域までを１〜２００℃／ｓ
の冷却速度で冷却し、その後３０℃／ｓ以下の冷却速度
でパーライト変態直上の温度まで徐冷し、更に巻取温度
３００〜５００℃までをパーライト変態を阻止し得る冷
却速度で冷却し、巻取ることを特徴とするものである。
【００１２】また、他の本発明（本発明法２）は、Ｃ：
０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：１．０〜３．０％及びＭ
ｎ：０．５〜２．５％を含有し、更にＣｒ：０．１〜０
．５％、Ａｌ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．０５〜０．
２％及びＮｉ：０．２〜２．０％のうちの１種又は２種
以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる組
成の鋼を、仕上圧延終了温度（Ａｒ３−５０℃）〜８５
０℃、かつ、圧下率８０％以上で熱間圧延を行い、その
後、巻取温度３００〜５００℃までをパーライト変態を
阻止し得る冷却速度で冷却し、巻取ることを特徴とする
ものである。
０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：１．０〜３．０％及びＭ
ｎ：０．５〜２．５％を含有し、更にＣｒ：０．１〜０
．５％、Ａｌ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．０５〜０．
２％及びＮｉ：０．２〜２．０％のうちの１種又は２種
以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる組
成の鋼を、仕上圧延終了温度（Ａｒ３−５０℃）〜８５
０℃、かつ、圧下率８０％以上で熱間圧延を行い、その
後、巻取温度３００〜５００℃までをパーライト変態を
阻止し得る冷却速度で冷却し、巻取ることを特徴とする
ものである。
【００１３】以下に本発明を更に詳細に説明する。
【００１４】
【作用】まず、本発明に用いる鋼の化学成分の限定理由
を説明する。
を説明する。
【００１５】Ｃ：Ｃは鋼の強化に不可欠な元素であり、
延性を向上させる残留オーステナイト量を充分得るには
０．１０％のＣ量が必要である。Ｃの増加は、第二相ベ
イナイト若しくは残留オーステナイトが加工誘起変態し
たマルテンサイト相とフェライト相との硬度差を増大さ
せる。マトリックスと第二相との硬度差が大きい場合は
、マトリックスと第二相との界面で変形が伝達しにくい
ため、この界面がクラックの起点となり、加工中に割れ
が入ることになる。この作用は、Ｃ量が０．３５％を超
えるときに生成する第二相で顕著となる。また、０．３
５％を超えると溶接性を著しく劣化させるので好ましく
ない。したがって、Ｃ量は０．１０〜０．３５％の範囲
とする。
延性を向上させる残留オーステナイト量を充分得るには
０．１０％のＣ量が必要である。Ｃの増加は、第二相ベ
イナイト若しくは残留オーステナイトが加工誘起変態し
たマルテンサイト相とフェライト相との硬度差を増大さ
せる。マトリックスと第二相との硬度差が大きい場合は
、マトリックスと第二相との界面で変形が伝達しにくい
ため、この界面がクラックの起点となり、加工中に割れ
が入ることになる。この作用は、Ｃ量が０．３５％を超
えるときに生成する第二相で顕著となる。また、０．３
５％を超えると溶接性を著しく劣化させるので好ましく
ない。したがって、Ｃ量は０．１０〜０．３５％の範囲
とする。
【００１６】Ｓｉ：Ｓｉは含有量を増すと、延性向上に
寄与しているフェライトの生成、純化に有利であり、ま
た、Ｃを未変態オーステナイト中へ濃化させて、残留オ
ーステナイトを得るのに有利となる。更に、Ｓｉは巻取
後のベイナイト変態の際、炭化物形成を抑制し、Ｃをよ
り未変態オーステナイト中へ濃化させ、残留オーステナ
イトを得るのにより有利になる。更にまた、Ｓｉ量を増
加させると、フェライト相を固溶硬化させるため、フェ
ライトと第二相の硬度差を減少させるため、クラックの
発生が高加工度まで抑制され、その結果、加工性が向上
する。つまり、強度の増加の割に延性、加工性の劣化を
少なくし得る元素である。このような効果は、１．０％
未満では十分発揮されない。しかし、３．０％を超える
とフェライトの生成、純化、並びに残留オーステナイト
の確保の効果は飽和し、かえってスケール性状、溶接性
を悪化させ、また規則相（Ｂ２）が形成されるので、好
ましくない。したがって、Ｓｉ量は１．０〜３．０％の
範囲とする。
寄与しているフェライトの生成、純化に有利であり、ま
た、Ｃを未変態オーステナイト中へ濃化させて、残留オ
ーステナイトを得るのに有利となる。更に、Ｓｉは巻取
後のベイナイト変態の際、炭化物形成を抑制し、Ｃをよ
り未変態オーステナイト中へ濃化させ、残留オーステナ
イトを得るのにより有利になる。更にまた、Ｓｉ量を増
加させると、フェライト相を固溶硬化させるため、フェ
ライトと第二相の硬度差を減少させるため、クラックの
発生が高加工度まで抑制され、その結果、加工性が向上
する。つまり、強度の増加の割に延性、加工性の劣化を
少なくし得る元素である。このような効果は、１．０％
未満では十分発揮されない。しかし、３．０％を超える
とフェライトの生成、純化、並びに残留オーステナイト
の確保の効果は飽和し、かえってスケール性状、溶接性
を悪化させ、また規則相（Ｂ２）が形成されるので、好
ましくない。したがって、Ｓｉ量は１．０〜３．０％の
範囲とする。
【００１７】Ｍｎ：Ｍｎはオーステナイトの安定化元素
としてオーステナイトの残留に寄与し、また、この残留
オーステナイトが加工誘起変態した後のマルテンサイト
相の強度を上昇させる効果がある。この効果は０．５％
未満では十分得られず、また、２．５％を超えると効果
は飽和し、かえって溶接性を悪化させる。したがって、
Ｍｎ量は０．５〜２．５％の範囲とする。
としてオーステナイトの残留に寄与し、また、この残留
オーステナイトが加工誘起変態した後のマルテンサイト
相の強度を上昇させる効果がある。この効果は０．５％
未満では十分得られず、また、２．５％を超えると効果
は飽和し、かえって溶接性を悪化させる。したがって、
Ｍｎ量は０．５〜２．５％の範囲とする。
【００１８】以上の元素を必須成分とするが、更に、以
下の元素の１種又は２種以上を適量で含有させる。
下の元素の１種又は２種以上を適量で含有させる。
【００１９】Ｃｒ：Ｃｒは熱延鋼板が冷却され、ベイナ
イト変態温度域にあるとき、ベイナイト変態の進行を遅
らせ、残留オーステナイトを増加させるのに効果がある
。 この効果は、０．１％未満では充分に発揮されず、また
０．５％を超えるとベイナイト変態の進行が過度に抑制
され、冷却中に形成される硬質なマルテンサイト量が増
えるために穴拡げ性を劣化させる。したがって、Ｃｒ量
は０．１〜０．５％の範囲とする。
イト変態温度域にあるとき、ベイナイト変態の進行を遅
らせ、残留オーステナイトを増加させるのに効果がある
。 この効果は、０．１％未満では充分に発揮されず、また
０．５％を超えるとベイナイト変態の進行が過度に抑制
され、冷却中に形成される硬質なマルテンサイト量が増
えるために穴拡げ性を劣化させる。したがって、Ｃｒ量
は０．１〜０．５％の範囲とする。
【００２０】Ａｌ：ＡｌはＳｉと同様の効果をもたらし
、フェライトの生成及び純化に、また残留オーステナイ
トの形成に有利であり、また、強度の増加の割に延性、
加工性の劣化が少ない。この効果は、０．１％未満では
充分得られず、また１．０％を超えるとスケール性状、
溶接性を著しく劣化させるので好ましくない。したがっ
て、Ａｌ量は０．１〜１．０％との範囲とする。
、フェライトの生成及び純化に、また残留オーステナイ
トの形成に有利であり、また、強度の増加の割に延性、
加工性の劣化が少ない。この効果は、０．１％未満では
充分得られず、また１．０％を超えるとスケール性状、
溶接性を著しく劣化させるので好ましくない。したがっ
て、Ａｌ量は０．１〜１．０％との範囲とする。
【００２１】Ｐ：ＰもＳｉ、Ａｌと同様の効果をもたら
し、フェライトの生成及び純化に、また残留オーステナ
イトの形成に有利であり、強度の増加の割に延性、加工
性の劣化が少ない。この効果は、０．０５％未満では充
分得られない。また、Ｐは粒界脆化元素であるため、０
．２％を超えると粒界が著しく脆化され、延性及び加工
性を甚だ劣化させる。フェライトの生成、純化及び残留
オーステナイトの形成の効果だけを有効に利用するため
、Ｐ量は０．０５〜０．２％の範囲とする。
し、フェライトの生成及び純化に、また残留オーステナ
イトの形成に有利であり、強度の増加の割に延性、加工
性の劣化が少ない。この効果は、０．０５％未満では充
分得られない。また、Ｐは粒界脆化元素であるため、０
．２％を超えると粒界が著しく脆化され、延性及び加工
性を甚だ劣化させる。フェライトの生成、純化及び残留
オーステナイトの形成の効果だけを有効に利用するため
、Ｐ量は０．０５〜０．２％の範囲とする。
【００２２】Ｎｉ：Ｎｉはオーステナイトの安定化元素
としてオーステナイトの残留に寄与し、残留オーステナ
イト増加の効果がある。この効果は、Ｍｎのそれよりず
っと大きいが、０．２％未満では充分得られない。しか
し、Ｎｉは高価な元素であり、２．０％を超える添加は
、鋼板の製造コストを著しく増大させるため、現実的で
はない。したがって、Ｎｉ量は０．２〜２．０％の範囲
とする。
としてオーステナイトの残留に寄与し、残留オーステナ
イト増加の効果がある。この効果は、Ｍｎのそれよりず
っと大きいが、０．２％未満では充分得られない。しか
し、Ｎｉは高価な元素であり、２．０％を超える添加は
、鋼板の製造コストを著しく増大させるため、現実的で
はない。したがって、Ｎｉ量は０．２〜２．０％の範囲
とする。
【００２３】以上のＣｒ、Ａｌ、Ｐ及びＮｉの各元素は
、本発明法では、高強度化、高延性化に必須の元素であ
り、これら４元素のうちいずれも含まないとすれば、後
述の実施例の欄で比較例として示されているように、Ｔ
Ｓ×Ｅｌ＞２６００という非常に高い強度−延性バラン
スは得られない。
、本発明法では、高強度化、高延性化に必須の元素であ
り、これら４元素のうちいずれも含まないとすれば、後
述の実施例の欄で比較例として示されているように、Ｔ
Ｓ×Ｅｌ＞２６００という非常に高い強度−延性バラン
スは得られない。
【００２４】次に本発明法の条件について説明する。
【００２５】上記組成の熱延鋼板の延性を向上させるた
めには、フェライト及びベイナイトの二相マトリックス
中に残留オーステナイトを、体積率で好ましくは５％以
上生じせしめることが必要であり、そのためには、オー
ステナイトをＣ等の元素の濃化により安定化させる。
めには、フェライト及びベイナイトの二相マトリックス
中に残留オーステナイトを、体積率で好ましくは５％以
上生じせしめることが必要であり、そのためには、オー
ステナイトをＣ等の元素の濃化により安定化させる。
【００２６】このため、本発明では、上記の如く化学成
分を調整することを前提に、２通りの製造条件を採用す
ることにした。
分を調整することを前提に、２通りの製造条件を採用す
ることにした。
【００２７】すなわち、第１の手段（本発明法１）とし
ては、上記鋼を（Ａｒ３−５０℃）〜９５０℃で仕上圧
延を終了し、熱延終了後６００〜８００℃のフェライト
変態のノーズ温度域まで１〜２００℃／ｓの冷却速度で
冷却し、その後３０℃／ｓ以下の冷却速度で、望ましく
は５〜３０℃／ｓの範囲の冷却速度でパーライト変態直
上の温度まで徐冷することによって、フェライト変態を
充分進行せしめ、オーステナイト中へのＣ等の元素の濃
化を促進させ、オーステナイトの残留に寄与せしめるの
である。
ては、上記鋼を（Ａｒ３−５０℃）〜９５０℃で仕上圧
延を終了し、熱延終了後６００〜８００℃のフェライト
変態のノーズ温度域まで１〜２００℃／ｓの冷却速度で
冷却し、その後３０℃／ｓ以下の冷却速度で、望ましく
は５〜３０℃／ｓの範囲の冷却速度でパーライト変態直
上の温度まで徐冷することによって、フェライト変態を
充分進行せしめ、オーステナイト中へのＣ等の元素の濃
化を促進させ、オーステナイトの残留に寄与せしめるの
である。
【００２８】第２の手段（本発明法２）としては、上記
鋼を仕上圧延終了温度が（Ａｒ３−５０℃）〜８５０℃
で、かつ８０％以上の圧下率で仕上圧延して、加工誘起
フェライト変態を生じせしめるのである。
鋼を仕上圧延終了温度が（Ａｒ３−５０℃）〜８５０℃
で、かつ８０％以上の圧下率で仕上圧延して、加工誘起
フェライト変態を生じせしめるのである。
【００２９】第１手段及び第２手段の場合、仕上圧延終
了温度が（Ａｒ３−５０℃）を下回ると延性を損なう加
工フェライト組織が形成されるため、いずれの手段の場
合にも仕上圧延終了温度を（Ａｒ３−５０℃）以上にす
る必要がある。
了温度が（Ａｒ３−５０℃）を下回ると延性を損なう加
工フェライト組織が形成されるため、いずれの手段の場
合にも仕上圧延終了温度を（Ａｒ３−５０℃）以上にす
る必要がある。
【００３０】但し、第１手段の如くフェライト変態のノ
ーズ付近まで冷却した後フェライト変態のノーズ付近を
徐冷してフェライト変態を促進せしめる場合には、仕上
圧延中にフェライト変態を進行せしめる必要がないため
、圧下率の規定は必要ではないが、仕上圧延終了温度が
極端に高いときにはオーステナイト粒径が大きすぎて、
フェライト変態のノーズ付近でのフェライト変態進行に
長い時間を要するようになり、実際的でなくなるため、
仕上圧延終了温度は９５０℃以下にする必要がある。更
に、熱延終了後、６００〜８００℃のフェライト変態の
ノーズ温度域までパーライト変態させずに鋼板を冷却さ
せるために１℃／ｓ以上の冷却速度が必要である。しか
し、２００℃／ｓを超える冷却速度の制御が困難であり
、過冷却のおそれがあるので望ましくなく、冷却速度の
上限は２００℃／ｓとする。その後、充分な量のフェラ
イトを確保するために６００〜８００℃のフェライト変
態のノーズ温度域を３０℃／ｓ以下の冷却速度（等温保
持を含む）で冷却する。この場合、３０℃／ｓを超える
冷却速度では、フェライト変態が充分に進行しないので
、延性の向上に欠かせないフェライトを充分に確保でき
ない。したがって、熱延後フェライト変態のノーズ温度
まで冷却した後は、３０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却す
る必要がある。
ーズ付近まで冷却した後フェライト変態のノーズ付近を
徐冷してフェライト変態を促進せしめる場合には、仕上
圧延中にフェライト変態を進行せしめる必要がないため
、圧下率の規定は必要ではないが、仕上圧延終了温度が
極端に高いときにはオーステナイト粒径が大きすぎて、
フェライト変態のノーズ付近でのフェライト変態進行に
長い時間を要するようになり、実際的でなくなるため、
仕上圧延終了温度は９５０℃以下にする必要がある。更
に、熱延終了後、６００〜８００℃のフェライト変態の
ノーズ温度域までパーライト変態させずに鋼板を冷却さ
せるために１℃／ｓ以上の冷却速度が必要である。しか
し、２００℃／ｓを超える冷却速度の制御が困難であり
、過冷却のおそれがあるので望ましくなく、冷却速度の
上限は２００℃／ｓとする。その後、充分な量のフェラ
イトを確保するために６００〜８００℃のフェライト変
態のノーズ温度域を３０℃／ｓ以下の冷却速度（等温保
持を含む）で冷却する。この場合、３０℃／ｓを超える
冷却速度では、フェライト変態が充分に進行しないので
、延性の向上に欠かせないフェライトを充分に確保でき
ない。したがって、熱延後フェライト変態のノーズ温度
まで冷却した後は、３０℃／ｓ以下の冷却速度で冷却す
る必要がある。
【００３１】また、第２手段の如く、加工誘起フェライ
ト変態を利用する場合には熱間圧延中に充分な量のフェ
ライトを得なければならない。しかし、仕上圧延終了温
度が高すぎるとフェライト変態を充分進行せしめるため
には、非常に大きな圧下率を要するので、実施可能な範
囲でフェライト変態を充分進行させるためには、仕上圧
延終了温度の上限を８５０℃にする必要があり、また、
延性を害する加工フェライト組織が形成されない。（Ａ
ｒ３−５０℃）以上の温度で充分にフェライト変態を進
行させるためには、仕上圧延の圧下率を８０％以上にす
る必要がある。
ト変態を利用する場合には熱間圧延中に充分な量のフェ
ライトを得なければならない。しかし、仕上圧延終了温
度が高すぎるとフェライト変態を充分進行せしめるため
には、非常に大きな圧下率を要するので、実施可能な範
囲でフェライト変態を充分進行させるためには、仕上圧
延終了温度の上限を８５０℃にする必要があり、また、
延性を害する加工フェライト組織が形成されない。（Ａ
ｒ３−５０℃）以上の温度で充分にフェライト変態を進
行させるためには、仕上圧延の圧下率を８０％以上にす
る必要がある。
【００３２】また、上記いずれの手段の場合にも、フェ
ライト変態が終了した後、パーライト変態が開始すると
、オーステナイトの残留に有効なＣが消費され、残留オ
ーステナイト量が減少する。また、パーライトが形成さ
れると、パーライト中のセメンタイトとフェライトの界
面、若しくは層状のセメンタイトから加工中にクラック
が発生し易くなり、加工性を害する。したがって、上記
冷却後は、パーライト変態を阻止し得る冷却速度（好ま
しくは、３０℃／ｓ以上）で巻取温度まで冷却する必要
がある。
ライト変態が終了した後、パーライト変態が開始すると
、オーステナイトの残留に有効なＣが消費され、残留オ
ーステナイト量が減少する。また、パーライトが形成さ
れると、パーライト中のセメンタイトとフェライトの界
面、若しくは層状のセメンタイトから加工中にクラック
が発生し易くなり、加工性を害する。したがって、上記
冷却後は、パーライト変態を阻止し得る冷却速度（好ま
しくは、３０℃／ｓ以上）で巻取温度まで冷却する必要
がある。
【００３３】巻取温度は、５００℃を超えると、巻取後
パーライトが生成して、或いはベイナイト変態が過度に
進行し、充分な残留オーステナイトが得られない。パー
ライトが生成すると上述のように加工性が劣化する。ま
た、３００℃未満の巻取温度では形成されるベイナイト
の硬度が高くなり、また一部に硬質なマルテンサイト相
ができ、フェライトとの硬度差が大きくなり、これらの
界面で加工中にクラックが発生し易くなるため、加工性
（穴拡げ性）が劣化する。したがって、巻取温度は３０
０〜５００℃の範囲とする。
パーライトが生成して、或いはベイナイト変態が過度に
進行し、充分な残留オーステナイトが得られない。パー
ライトが生成すると上述のように加工性が劣化する。ま
た、３００℃未満の巻取温度では形成されるベイナイト
の硬度が高くなり、また一部に硬質なマルテンサイト相
ができ、フェライトとの硬度差が大きくなり、これらの
界面で加工中にクラックが発生し易くなるため、加工性
（穴拡げ性）が劣化する。したがって、巻取温度は３０
０〜５００℃の範囲とする。
【００３４】得られる熱延鋼板はフェライトとベイナイ
トの二相マトリックス中に５％以上の残留オーステナイ
トが均一に分散している組織を有している。
トの二相マトリックス中に５％以上の残留オーステナイ
トが均一に分散している組織を有している。
【００３５】次に本発明の実施例を示す。
【００３６】
【表１】
に示す化学成分の供試鋼Ａ〜Ｆを、
【表２】
に示す条件で熱間圧延を行なって巻取り、空冷した。な
お、熱間圧延は３０ｍｍ→１３ｍｍ→６ｍｍ→３ｍｍ（
一部は１３ｍｍ→６ｍｍ→３ｍｍ）のパススケジュール
で行った。
お、熱間圧延は３０ｍｍ→１３ｍｍ→６ｍｍ→３ｍｍ（
一部は１３ｍｍ→６ｍｍ→３ｍｍ）のパススケジュール
で行った。
【００３７】得られた熱延鋼板について機械的性質、組
織を調べると共に加工性（穴拡げ性）を調べた。その結
果を第２表に併記する。また、強度−延性バランス（Ｔ
Ｓ×Ｅｌ）を図１に整理して図示する。
織を調べると共に加工性（穴拡げ性）を調べた。その結
果を第２表に併記する。また、強度−延性バランス（Ｔ
Ｓ×Ｅｌ）を図１に整理して図示する。
【００３８】第２表より、以下の如く考察される。
【００３９】本発明例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３、Ｎｏ．１２
〜Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１５はいずれもＴＳ×Ｅｌ＞２６
００という非常に高い強度−延性バランスを示し（図１
参照）、更には、降伏強さが低く、加工性が優れている
。特にＣｒを添加したＮｏ．１５は非常に優れているこ
とがわかる。
〜Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１５はいずれもＴＳ×Ｅｌ＞２６
００という非常に高い強度−延性バランスを示し（図１
参照）、更には、降伏強さが低く、加工性が優れている
。特にＣｒを添加したＮｏ．１５は非常に優れているこ
とがわかる。
【００４０】一方、比較例のＮｏ．４は、Ａｌ、Ｐ、Ｎ
ｉ、Ｃｒのいずれの元素も本発明範囲下限以下であるの
で、加工性は充分なものの、強度が不足している。その
ため、結果として強度−延性バランスも本発明例よりも
劣っている。但し、通常の二相鋼よりは優れた強度−延
性バランスを有している。
ｉ、Ｃｒのいずれの元素も本発明範囲下限以下であるの
で、加工性は充分なものの、強度が不足している。その
ため、結果として強度−延性バランスも本発明例よりも
劣っている。但し、通常の二相鋼よりは優れた強度−延
性バランスを有している。
【００４１】比較例のＮｏ．５はＳｉが低いため、Ｎｏ
．６はＣが低いため、いずれも残留オーステナイトが殆
ど生成しないために延性が低いし、加工性も悪い。
．６はＣが低いため、いずれも残留オーステナイトが殆
ど生成しないために延性が低いし、加工性も悪い。
【００４２】比較例Ｎｏ．７は仕上圧延温度が低すぎ、
加工フェライト組織が形成されたために延性が低い。
加工フェライト組織が形成されたために延性が低い。
【００４３】比較例Ｎｏ．８はパーライト変態開始温度
（この場合は６８０℃）以下になってもゆっくりとした
冷却速度で冷却しているためにパーライト変態が進行し
、残留オーステナイトが生成せず、延性が低い。
（この場合は６８０℃）以下になってもゆっくりとした
冷却速度で冷却しているためにパーライト変態が進行し
、残留オーステナイトが生成せず、延性が低い。
【００４４】比較例Ｎｏ．９は巻取温度が高く、残留オ
ーステナイトが生成せず、延性が低い。加工性も悪い。 比較例Ｎｏ．１０は巻取温度が低すぎて穴拡げ性が劣っ
ている。
ーステナイトが生成せず、延性が低い。加工性も悪い。 比較例Ｎｏ．１０は巻取温度が低すぎて穴拡げ性が劣っ
ている。
【００４５】比較例Ｎｏ．１１は、圧延後の冷却速度を
、仕上圧延温度との関係で小さくしなければならないと
ころを大きくしたので、フェライト変態が充分に進行し
ていないので、延性が低い。加工性も悪い。
、仕上圧延温度との関係で小さくしなければならないと
ころを大きくしたので、フェライト変態が充分に進行し
ていないので、延性が低い。加工性も悪い。
【００４６】比較例Ｎｏ．１４は仕上圧下率が低いのに
熱延後すぐに巻取温度まで高い冷却速度（５０℃／ｓ）
で冷却しているため、フェライト量が不足し、延性、穴
拡げ性ともに劣っている。
熱延後すぐに巻取温度まで高い冷却速度（５０℃／ｓ）
で冷却しているため、フェライト量が不足し、延性、穴
拡げ性ともに劣っている。
【００４７】
【発明の効果】以上の詳述したように、本発明によれば
、引張強度６５ｋｇｆ／ｍｍｍ２以上で高強度−延性バ
ランスを有し、かつ加工性に優れた高強度熱延鋼板を安
定的に製造することができる。そのため、産業上の効果
は非常に大きい。
、引張強度６５ｋｇｆ／ｍｍｍ２以上で高強度−延性バ
ランスを有し、かつ加工性に優れた高強度熱延鋼板を安
定的に製造することができる。そのため、産業上の効果
は非常に大きい。
【図１】引張強さＴＳと伸びＥｌの関係（強度−延性バ
ランス）を示した図である。
ランス）を示した図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．１
０〜０．３５％、Ｓｉ：１．０〜３．０％及びＭｎ：０
．５〜２．５％を含有し、更にＣｒ：０．１〜０．５％
、Ａｌ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．０５〜０．２％及
びＮｉ：０．２〜２．０％のうちの１種又は２種以上を
含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる組成の鋼
を、仕上圧延終了温度（Ａｒ３−５０℃）〜９５０℃で
熱間圧延を行い、熱延終了後６００〜８００℃のフェラ
イト変態のノーズ温度域までを１〜２００℃／ｓの冷却
速度で冷却し、その後３０℃／ｓ以下の冷却速度でパー
ライト変態直上の温度まで徐冷し、更に巻取温度３００
〜５００℃までをパーライト変態を阻止し得る冷却速度
で冷却し、巻取ることを特徴とする延性、加工性に優れ
た高強度熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 Ｃ：０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：１
．０〜３．０％及びＭｎ：０．５〜２．５％を含有し、
更にＣｒ：０．１〜０．５％、Ａｌ：０．１〜１．０％
、Ｐ：０．０５〜０．２％及びＮｉ：０．２〜２．０％
のうちの１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可
避的不純物からなる組成の鋼を、仕上圧延終了温度（Ａ
ｒ３−５０℃）〜８５０℃、かつ、圧下率８０％以上で
熱間圧延を行い、その後、巻取温度３００〜５００℃ま
でをパーライト変態を阻止し得る冷却速度で冷却し、巻
取ることを特徴とする延性、加工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 |
|---|---|---|---|
| JP3142466A JP2805112B2 (ja) | 1991-05-17 | 1991-05-17 | 延性、加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3142466A JP2805112B2 (ja) | 1991-05-17 | 1991-05-17 | 延性、加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11734796A Division JP2829510B2 (ja) | 1996-05-13 | 1996-05-13 | 延性及び加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04341523A true JPH04341523A (ja) | 1992-11-27 |
| JP2805112B2 JP2805112B2 (ja) | 1998-09-30 |
Family
ID=15315974
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3142466A Expired - Fee Related JP2805112B2 (ja) | 1991-05-17 | 1991-05-17 | 延性、加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2805112B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5470529A (en) * | 1994-03-08 | 1995-11-28 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High tensile strength steel sheet having improved formability |
| WO2001023625A1 (fr) * | 1999-09-29 | 2001-04-05 | Nkk Corporation | Tole d'acier et son procede de fabrication |
| JP2001192736A (ja) * | 2000-01-14 | 2001-07-17 | Nkk Corp | 板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
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-
1991
- 1991-05-17 JP JP3142466A patent/JP2805112B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2805112B2 (ja) | 1998-09-30 |
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