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 |
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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
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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 |
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Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2805112B2 (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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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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