JPH05195150A - 加工性に優れた熱延高張力鋼板とその製造法 - Google Patents
加工性に優れた熱延高張力鋼板とその製造法Info
- Publication number
- JPH05195150A JPH05195150A JP2729892A JP2729892A JPH05195150A JP H05195150 A JPH05195150 A JP H05195150A JP 2729892 A JP2729892 A JP 2729892A JP 2729892 A JP2729892 A JP 2729892A JP H05195150 A JPH05195150 A JP H05195150A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- hot
- content
- pearlite
- 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.)
- Granted
Links
Abstract
(57)【要約】
【目的】 高い引張強度と優れた延性，穴拡げ性及び溶
接性とを兼備した熱延高張力鋼板を安定して提供する。 【構成】 熱延高張力鋼板を、Ｃ：0.05〜0.25％，Si:
2.5％以下，Mn:0.8〜 2.5％，Nb:0.003〜0.05％，Ti：
0.04％以下，Al:2.0％以下，Ｎ：0.0100％以下 を含有
するか、或いは更にCa：0.0002〜0.01％，Zr：0.01〜0.
10％及び希土類元素:0.002〜0.10％の１種以上をも含
み、かつ Si(%)＋Al(%) ≧ 1.0を満足すると共に残部が
Fe及び不可避的不純物から成る成分組成であって、かつ
体積率で５％以上の残留オ−ステナイトと３〜20％のパ
−ライトを含み残部がポリゴナルフェライトとベイナイ
トである組織に構成する。また、前記成分組成の鋼片を
1100℃以上に再加熱して熱間圧延すると共にＡr3点以上
の温度域で仕上げ圧延を終了し、0.5 〜20℃/sの冷却速
度で 550℃以下まで冷却して上記熱延鋼板を製造する。
接性とを兼備した熱延高張力鋼板を安定して提供する。 【構成】 熱延高張力鋼板を、Ｃ：0.05〜0.25％，Si:
2.5％以下，Mn:0.8〜 2.5％，Nb:0.003〜0.05％，Ti：
0.04％以下，Al:2.0％以下，Ｎ：0.0100％以下 を含有
するか、或いは更にCa：0.0002〜0.01％，Zr：0.01〜0.
10％及び希土類元素:0.002〜0.10％の１種以上をも含
み、かつ Si(%)＋Al(%) ≧ 1.0を満足すると共に残部が
Fe及び不可避的不純物から成る成分組成であって、かつ
体積率で５％以上の残留オ−ステナイトと３〜20％のパ
−ライトを含み残部がポリゴナルフェライトとベイナイ
トである組織に構成する。また、前記成分組成の鋼片を
1100℃以上に再加熱して熱間圧延すると共にＡr3点以上
の温度域で仕上げ圧延を終了し、0.5 〜20℃/sの冷却速
度で 550℃以下まで冷却して上記熱延鋼板を製造する。
Description
【０００１】この発明は、プレス加工や伸びフランジ加
工等により様々な形状に成形される構造部材として好適
な、加工性に優れると共に５０kgf/mm2 以上の引張強度
を有した高張力熱延鋼板並びにその製造方法に関するも
のである。
工等により様々な形状に成形される構造部材として好適
な、加工性に優れると共に５０kgf/mm2 以上の引張強度
を有した高張力熱延鋼板並びにその製造方法に関するも
のである。
【０００２】
【従来技術とその課題】連続熱間圧延によって製造され
るところの所謂“熱延鋼板”は、比較的安価な構造材料
として自動車を始めとする各種の産業機器類に広く適用
されるようになったが、その用途にはプレス加工により
成形されて使用される部材が多く、従って「高強度と高
延性の両立」に対する要求が強い。
るところの所謂“熱延鋼板”は、比較的安価な構造材料
として自動車を始めとする各種の産業機器類に広く適用
されるようになったが、その用途にはプレス加工により
成形されて使用される部材が多く、従って「高強度と高
延性の両立」に対する要求が強い。
【０００３】なお、強度と延性が共に優れるとされる鋼
材としては、例えば特開昭５５−４４５５１号公報に記
載されているようなＤＰ鋼（Dual Phase鋼：フェライト
＋マルテンサイト２相組織鋼）が知られている。このＤ
Ｐ鋼の特徴は「降伏比が低く延性が高い」ことであると
されているが、それでも引張強度：６０kgf/mm2 の材料
でその伸びは約３０％というのが現状であり、延性の面
でより一層改善された材料が望まれていた。
材としては、例えば特開昭５５−４４５５１号公報に記
載されているようなＤＰ鋼（Dual Phase鋼：フェライト
＋マルテンサイト２相組織鋼）が知られている。このＤ
Ｐ鋼の特徴は「降伏比が低く延性が高い」ことであると
されているが、それでも引張強度：６０kgf/mm2 の材料
でその伸びは約３０％というのが現状であり、延性の面
でより一層改善された材料が望まれていた。
【０００４】ところで、高強度鋼板の延性を改善する手
段として、残留オ−ステナイトのＴＲＩＰ（変態誘起塑
性）を利用する方法が開発されている（例えば特開昭５
５−１４５１２１号公報参照）。そして、この方法によ
ると、引張強度(Ts)が１１０kgf/mm2 以上で伸び(EL)が
２２％以上を示し、「Ts×ELの値」として２４００を超
える高延性高強度鋼板の製造が可能である。しかし、こ
の方法ではＣ含有量を0.35〜0.85％（以降、 成分割合を
表す％は重量％とする）と高めに調整する必要があるこ
とから、得られる鋼板は溶接性の点で劣り、自動車用鋼
板としての適用範囲は狭いものであった。
段として、残留オ−ステナイトのＴＲＩＰ（変態誘起塑
性）を利用する方法が開発されている（例えば特開昭５
５−１４５１２１号公報参照）。そして、この方法によ
ると、引張強度(Ts)が１１０kgf/mm2 以上で伸び(EL)が
２２％以上を示し、「Ts×ELの値」として２４００を超
える高延性高強度鋼板の製造が可能である。しかし、こ
の方法ではＣ含有量を0.35〜0.85％（以降、 成分割合を
表す％は重量％とする）と高めに調整する必要があるこ
とから、得られる鋼板は溶接性の点で劣り、自動車用鋼
板としての適用範囲は狭いものであった。
【０００５】なお、低いＣ含有量の下で残留オ−ステナ
イトを確保して鋼に高延性を得る手段として、高Si含有
鋼を低温オ−ステナイト域で大圧下する方法が提案され
ている（特開昭６３−４０１７号）。この方法は、鋼板
組織を実質的にフェライト，ベイナイト及び残留オ−ス
テナイトの組織とするもので、ベイナイト変態によりＣ
を未変態オ−ステナイト中に濃化して安定化し、残留オ
−ステナイトを得る方法である。
イトを確保して鋼に高延性を得る手段として、高Si含有
鋼を低温オ−ステナイト域で大圧下する方法が提案され
ている（特開昭６３−４０１７号）。この方法は、鋼板
組織を実質的にフェライト，ベイナイト及び残留オ−ス
テナイトの組織とするもので、ベイナイト変態によりＣ
を未変態オ−ステナイト中に濃化して安定化し、残留オ
−ステナイトを得る方法である。
【０００６】しかしながら、上記方法で得られる鋼板は
高延性ではあるが、残留オ−ステナイト生成に重要な
“炭化物を含まないベイナイト”のほかに“炭化物を含
む硬いベイナイト”が粗大かつバンド状に生成しやす
く、そのため穴拡げ性に劣るという問題を有していた。
また、オ−ステナイトを残留させるための製造条件は許
容範囲が非常に狭く、所望鋼板の安定製造が困難である
との問題もあった。特に、鋼板の製造過程でパ−ライト
が生成するようなことがあるとオ−ステナイトの残留量
は著しく減少し、残留オ−ステナイトを含む組織の実現
は極めて不安定となった。
高延性ではあるが、残留オ−ステナイト生成に重要な
“炭化物を含まないベイナイト”のほかに“炭化物を含
む硬いベイナイト”が粗大かつバンド状に生成しやす
く、そのため穴拡げ性に劣るという問題を有していた。
また、オ−ステナイトを残留させるための製造条件は許
容範囲が非常に狭く、所望鋼板の安定製造が困難である
との問題もあった。特に、鋼板の製造過程でパ−ライト
が生成するようなことがあるとオ−ステナイトの残留量
は著しく減少し、残留オ−ステナイトを含む組織の実現
は極めて不安定となった。
【０００７】上述のように、溶接性の良好な低Ｃ鋼で残
留オ−ステナイトを得るには“未変態オ−ステナイトへ
Ｃを濃化するに十分な量のフェライト”を生成させる必
要があったことから、従来採られていた低Ｃ鋼の残留オ
−ステナイト確保手段は「熱間圧延の仕上げ温度を下げ
ること」であり、そのため熱間圧延機の負荷が大きかっ
た。また、パ−ライトが生成するような低い冷却速度で
はオ−ステナイトが残留しなくなるため、パ−ライトの
生成を避けるべく熱間圧延後の冷却についても厳密な制
御を必要としていた。しかも、パ−ライトが生成しない
ような冷却速度では微細炭化物を含む多量の硬いベイナ
イトが不可避的に生成しやすく、そのため高い穴拡げ性
を得ることは非常に困難だった訳である。
留オ−ステナイトを得るには“未変態オ−ステナイトへ
Ｃを濃化するに十分な量のフェライト”を生成させる必
要があったことから、従来採られていた低Ｃ鋼の残留オ
−ステナイト確保手段は「熱間圧延の仕上げ温度を下げ
ること」であり、そのため熱間圧延機の負荷が大きかっ
た。また、パ−ライトが生成するような低い冷却速度で
はオ−ステナイトが残留しなくなるため、パ−ライトの
生成を避けるべく熱間圧延後の冷却についても厳密な制
御を必要としていた。しかも、パ−ライトが生成しない
ような冷却速度では微細炭化物を含む多量の硬いベイナ
イトが不可避的に生成しやすく、そのため高い穴拡げ性
を得ることは非常に困難だった訳である。
【０００８】このようなことから、本発明が目的とした
のは、自動車や産業機器類用の構造材に望まれる５０kg
f/mm2 以上の引張強度と優れた延性，穴拡げ性及び溶接
性とを兼備した熱延高張力鋼板を安定して提供できる工
業的手段を確立することであった。
のは、自動車や産業機器類用の構造材に望まれる５０kg
f/mm2 以上の引張強度と優れた延性，穴拡げ性及び溶接
性とを兼備した熱延高張力鋼板を安定して提供できる工
業的手段を確立することであった。
【０００９】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者等は上
記目的を達成すべく、特に、溶接性面での満足が得られ
る低Ｃ含有量範囲でもって自動車用等としても十分な高
強度を示し、かつ“優れた延性と穴拡げ性につながるＴ
ＲＩＰ効果を利用するに十分な量”のオ−ステナイトを
含有する高延性熱延高張力鋼板を実現することの可能性
を求めて種々検討を重ねた結果、以下の如き知見を得る
ことができた。
記目的を達成すべく、特に、溶接性面での満足が得られ
る低Ｃ含有量範囲でもって自動車用等としても十分な高
強度を示し、かつ“優れた延性と穴拡げ性につながるＴ
ＲＩＰ効果を利用するに十分な量”のオ−ステナイトを
含有する高延性熱延高張力鋼板を実現することの可能性
を求めて種々検討を重ねた結果、以下の如き知見を得る
ことができた。
【００１０】a) 熱延鋼板に良好な溶接性と高延性を確
保するには、そのＣ含有量を低減すると共に特に体積率
で５％以上の残留オ−ステナイトを残存させておくこと
が必要である， b) ただ、Ｃ含有量を低減すると鋼板の強度低下を否め
ないが、低Ｃ含有鋼板であっても、その組織を残留オ−
ステナイトとパ−ライトを含むポリゴナルフェライト及
びベイナイトから成る組織とすることにより５０kgf/mm
2 以上の引張強度を安定して確保することが可能であ
る， c) また、上述のように鋼板組織中に適量（体積率で３
〜２０％）のパ−ライトを導入すると硬質なベイナイト
の量が減少されるので、鋼板の穴拡げ性が著しく向上す
る， d) しかも、鋼板中に微量のNbを添加すると、負荷軽減
につながる高い仕上げ温度の熱間圧延によっても、また
熱間圧延後の冷却速度をフェライトが十分に生成すると
共に制御が容易な 0.5〜２０℃/s（従ってパ−ライトが
生成する）にしたとしても、５％以上の残留オ−ステナ
イトが安定して確保されるようになる。
保するには、そのＣ含有量を低減すると共に特に体積率
で５％以上の残留オ−ステナイトを残存させておくこと
が必要である， b) ただ、Ｃ含有量を低減すると鋼板の強度低下を否め
ないが、低Ｃ含有鋼板であっても、その組織を残留オ−
ステナイトとパ−ライトを含むポリゴナルフェライト及
びベイナイトから成る組織とすることにより５０kgf/mm
2 以上の引張強度を安定して確保することが可能であ
る， c) また、上述のように鋼板組織中に適量（体積率で３
〜２０％）のパ−ライトを導入すると硬質なベイナイト
の量が減少されるので、鋼板の穴拡げ性が著しく向上す
る， d) しかも、鋼板中に微量のNbを添加すると、負荷軽減
につながる高い仕上げ温度の熱間圧延によっても、また
熱間圧延後の冷却速度をフェライトが十分に生成すると
共に制御が容易な 0.5〜２０℃/s（従ってパ−ライトが
生成する）にしたとしても、５％以上の残留オ−ステナ
イトが安定して確保されるようになる。
【００１１】本発明は、上記知見事項等を基に更なる研
究を重ねて完成されたものであり、「熱延高張力鋼板
を、 Ｃ：0.05〜0.25％， Si： 2.5％以下， Mn： 0.8
〜 2.5％， Nb： 0.003〜0.05％， Ti：0.04％以下， Al： 2.0
％以下， Ｎ：0.0100％以下 を含有するか、 或いは更に Ca：0.0002〜0.01％， Zr：0.01〜0.10％， 希土類元素： 0.002〜0.10％ の１種以上をも含み、 かつ Si(%)＋Al(%) ≧ 1.0 を満足すると共に残部がFe及び不可避的不純物から成る
成分組成であって、 しかも体積率で５％以上の残留オ−
ステナイトと３〜２０％のパ−ライトを含み残部がポリ
ゴナルフェライトとベイナイトである組織を有して成る
如くに構成することにより、 ５０kgf/mm2 以上の引張強
度と優れた延性及び穴拡げ性を備えしめた点」に特徴を
有し、更には 「Ｃ：0.05〜0.25％， Si： 2.5％以下， Mn：
0.8〜 2.5％， Nb： 0.003〜0.05％， Ti：0.04％以下， Al： 2.0
％以下， Ｎ：0.0100％以下 を含有するか、 或いは更に Ca：0.0002〜0.01％， Zr：0.01〜0.10％， 希土類元素： 0.002〜0.10％ の１種以上をも含み、 かつ Si(%)＋Al(%) ≧ 1.0 を満足すると共に残部がFe及び不可避的不純物から成る
成分組成の鋼片を、 1100℃以上に再加熱して熱間圧延す
ると共にＡr3点以上の温度域で仕上げ圧延を終了し、 0.
5 〜２０℃/sの冷却速度で５５０℃以下の温度域まで冷
却することによって、 前記“体積率で５％以上の残留オ
−ステナイトと３〜２０％のパ−ライトを含み残部がポ
リゴナルフェライトとベイナイトで構成される組織”を
有し、 ５０kgf/mm2 以上の引張強度と優れた延性，穴拡
げ性を備えた高延性熱延高張力鋼板を安定して製造し得
るようにした点」にも大きな特徴を有している。
究を重ねて完成されたものであり、「熱延高張力鋼板
を、 Ｃ：0.05〜0.25％， Si： 2.5％以下， Mn： 0.8
〜 2.5％， Nb： 0.003〜0.05％， Ti：0.04％以下， Al： 2.0
％以下， Ｎ：0.0100％以下 を含有するか、 或いは更に Ca：0.0002〜0.01％， Zr：0.01〜0.10％， 希土類元素： 0.002〜0.10％ の１種以上をも含み、 かつ Si(%)＋Al(%) ≧ 1.0 を満足すると共に残部がFe及び不可避的不純物から成る
成分組成であって、 しかも体積率で５％以上の残留オ−
ステナイトと３〜２０％のパ−ライトを含み残部がポリ
ゴナルフェライトとベイナイトである組織を有して成る
如くに構成することにより、 ５０kgf/mm2 以上の引張強
度と優れた延性及び穴拡げ性を備えしめた点」に特徴を
有し、更には 「Ｃ：0.05〜0.25％， Si： 2.5％以下， Mn：
0.8〜 2.5％， Nb： 0.003〜0.05％， Ti：0.04％以下， Al： 2.0
％以下， Ｎ：0.0100％以下 を含有するか、 或いは更に Ca：0.0002〜0.01％， Zr：0.01〜0.10％， 希土類元素： 0.002〜0.10％ の１種以上をも含み、 かつ Si(%)＋Al(%) ≧ 1.0 を満足すると共に残部がFe及び不可避的不純物から成る
成分組成の鋼片を、 1100℃以上に再加熱して熱間圧延す
ると共にＡr3点以上の温度域で仕上げ圧延を終了し、 0.
5 〜２０℃/sの冷却速度で５５０℃以下の温度域まで冷
却することによって、 前記“体積率で５％以上の残留オ
−ステナイトと３〜２０％のパ−ライトを含み残部がポ
リゴナルフェライトとベイナイトで構成される組織”を
有し、 ５０kgf/mm2 以上の引張強度と優れた延性，穴拡
げ性を備えた高延性熱延高張力鋼板を安定して製造し得
るようにした点」にも大きな特徴を有している。
【００１２】
【作用】次に、本発明において鋼板（鋼片）の成分組
成，組織並びにその製造条件を前記の如くに限定した理
由を、その作用と共に詳述する。 A) 鋼板（鋼片）の化学組成Ｃ Ｃは、熱延後の冷却過程において、フェライト変態の進
行に伴い未変態オ−ステナイト中に濃縮しオ−ステナイ
トを安定化させることで熱延鋼板中にＴＲＩＰ効果を得
るのに十分な残留オ−ステナイトを確保する作用を有し
ているが、その含有量が0.05％未満では十分な残留オ−
ステナイトを確保することができない。一方、0.25％を
超えてＣを含有させると溶接性が問題となる上、第２相
（ベイナイト相）が多くなり過ぎて穴拡げ性も劣化す
る。従って、Ｃ含有量は0.05〜0.25％と定めたが、出来
れば0.10〜0.25％に調整するのが好ましい。
成，組織並びにその製造条件を前記の如くに限定した理
由を、その作用と共に詳述する。 A) 鋼板（鋼片）の化学組成Ｃ Ｃは、熱延後の冷却過程において、フェライト変態の進
行に伴い未変態オ−ステナイト中に濃縮しオ−ステナイ
トを安定化させることで熱延鋼板中にＴＲＩＰ効果を得
るのに十分な残留オ−ステナイトを確保する作用を有し
ているが、その含有量が0.05％未満では十分な残留オ−
ステナイトを確保することができない。一方、0.25％を
超えてＣを含有させると溶接性が問題となる上、第２相
（ベイナイト相）が多くなり過ぎて穴拡げ性も劣化す
る。従って、Ｃ含有量は0.05〜0.25％と定めたが、出来
れば0.10〜0.25％に調整するのが好ましい。
【００１３】Mn Mnは、未変態オ−ステナイトがパ−ライト或いはマルテ
ンサイト変態するのを抑制する重要な作用を有している
が、その含有量が 0.8％未満では前記作用による所望の
効果が確保できない。しかし、 2.5％を超えてMnを含有
させると熱延後の冷却過程で十分なポリゴナルフェライ
トを得ることができず、またそのためＣの未変態オ−ス
テナイトへの濃縮も不十分で、本発明が目的とする高延
性或いはＴＲＩＰ効果が得られない。従って、Mn含有量
は 0.8〜 2.5％と限定した。
ンサイト変態するのを抑制する重要な作用を有している
が、その含有量が 0.8％未満では前記作用による所望の
効果が確保できない。しかし、 2.5％を超えてMnを含有
させると熱延後の冷却過程で十分なポリゴナルフェライ
トを得ることができず、またそのためＣの未変態オ−ス
テナイトへの濃縮も不十分で、本発明が目的とする高延
性或いはＴＲＩＰ効果が得られない。従って、Mn含有量
は 0.8〜 2.5％と限定した。
【００１４】Si Siは、ポリゴナルフェライトの生成を促進してＣの未変
態オ−ステナイトへの濃縮を助け、またセメンタイトの
析出を遅らせる作用を有しているので残留オ−ステナイ
トを得やすくする上で好ましい成分である。また、固溶
強化によってフェライトを著しく強化する作用をも有し
ている。しかし、 2.5％を超えてSiを含有させると鋼板
の表面品質や溶接性を劣化させることから、Si含有量は
2.5％以下と定めた。
態オ−ステナイトへの濃縮を助け、またセメンタイトの
析出を遅らせる作用を有しているので残留オ−ステナイ
トを得やすくする上で好ましい成分である。また、固溶
強化によってフェライトを著しく強化する作用をも有し
ている。しかし、 2.5％を超えてSiを含有させると鋼板
の表面品質や溶接性を劣化させることから、Si含有量は
2.5％以下と定めた。
【００１５】なお、AlにもSiと同様の「ポリゴナルフェ
ライトの生成を促進してＣの未変態オ−ステナイトへの
濃縮を助け、 かつセメンタイトの析出を遅らせる作用」
があることから、Si含有量はAl量との関係で下限が定ま
る。即ち、「 Si(%)＋Al(%)＜ 1.0」であると上記作用
に所望の効果が得られないことから、Si及びAlの含有量
が「 Si(%)＋Al(%) ≧ 1.0」の関係を満たすことと定め
た。
ライトの生成を促進してＣの未変態オ−ステナイトへの
濃縮を助け、 かつセメンタイトの析出を遅らせる作用」
があることから、Si含有量はAl量との関係で下限が定ま
る。即ち、「 Si(%)＋Al(%)＜ 1.0」であると上記作用
に所望の効果が得られないことから、Si及びAlの含有量
が「 Si(%)＋Al(%) ≧ 1.0」の関係を満たすことと定め
た。
【００１６】Al Alは、上述した如く、Siと同様に「ポリゴナルフェライ
トの生成を促進してＣの未変態オ−ステナイトへの濃縮
を助け、 かつセメンタイトの析出を遅らせる作用」を有
しており、残留オ−ステナイトを得やすくする成分であ
る。しかも、その添加は鋼板の表面性状劣化につながる
こともない。また、前記作用による効果は同じ重量割合
のSi添加よりも顕著であり、生成するフェライトも微細
であって穴拡げ性を劣化させる粗大ベイナイトの生成を
促すこともない。しかしながら、2.0 ％を超えてAlを含
有させてもその効果が飽和する上、介在物の量が多くな
り過ぎて穴拡げ性が劣化することからAl含有量の上限を
2.0％と定めたが、好ましくはAlの含有量は 0.1〜 2.0
％の範囲に調整するのが良い。なお、Al含有量はSi量と
の関係で「 Si(%)＋Al(%) ≧ 1.0」の範囲に調整される
ことは前述した通りであり、図１は本発明におけるAl含
有量とSi含有量の領域を示したグラフである。
トの生成を促進してＣの未変態オ−ステナイトへの濃縮
を助け、 かつセメンタイトの析出を遅らせる作用」を有
しており、残留オ−ステナイトを得やすくする成分であ
る。しかも、その添加は鋼板の表面性状劣化につながる
こともない。また、前記作用による効果は同じ重量割合
のSi添加よりも顕著であり、生成するフェライトも微細
であって穴拡げ性を劣化させる粗大ベイナイトの生成を
促すこともない。しかしながら、2.0 ％を超えてAlを含
有させてもその効果が飽和する上、介在物の量が多くな
り過ぎて穴拡げ性が劣化することからAl含有量の上限を
2.0％と定めたが、好ましくはAlの含有量は 0.1〜 2.0
％の範囲に調整するのが良い。なお、Al含有量はSi量と
の関係で「 Si(%)＋Al(%) ≧ 1.0」の範囲に調整される
ことは前述した通りであり、図１は本発明におけるAl含
有量とSi含有量の領域を示したグラフである。
【００１７】Nb Nbは、適度にオ−ステナイトのパ−ライト変態を抑制
し、パ−ライトが生成する冷却速度でもオ−ステナイト
が残留する条件を作り出す作用を有しているが、その含
有量が 0.003％未満では前記作用による所望の効果は得
られない。一方、0.05％を超えてNbを含有させてもその
効果が飽和してしまい、経済的に不利である。従って、
Nb含有量は 0.003〜0.05％と定めたが、出来れば 0.003
〜0.03％の範囲内に調整するのが好ましい。
し、パ−ライトが生成する冷却速度でもオ−ステナイト
が残留する条件を作り出す作用を有しているが、その含
有量が 0.003％未満では前記作用による所望の効果は得
られない。一方、0.05％を超えてNbを含有させてもその
効果が飽和してしまい、経済的に不利である。従って、
Nb含有量は 0.003〜0.05％と定めたが、出来れば 0.003
〜0.03％の範囲内に調整するのが好ましい。
【００１８】ところで、図２は、熱延鋼板のNb添加量と
残留オ−ステナイト体積率及びパ−ライト体積率の関係
を例示したグラフである。なお、この調査に供した鋼板
は、化学組成がほぼ後述する表１中の「鋼Ａ」に相当す
る鋼片のNb含有量を変え、これを熱延加熱温度：１２５
０℃，仕上げ温度：９００℃なる熱延条件で２mm厚とし
た熱延鋼板であり、熱延終了から巻取りまでの冷却速度
を４℃/sとしたものであった。上記図２からも、Nb含有
量が 0.003％以上になると過度のパ−ライト変態が抑制
され、体積率で５％以上の残留オ−ステナイトを得られ
ることが分かる。
残留オ−ステナイト体積率及びパ−ライト体積率の関係
を例示したグラフである。なお、この調査に供した鋼板
は、化学組成がほぼ後述する表１中の「鋼Ａ」に相当す
る鋼片のNb含有量を変え、これを熱延加熱温度：１２５
０℃，仕上げ温度：９００℃なる熱延条件で２mm厚とし
た熱延鋼板であり、熱延終了から巻取りまでの冷却速度
を４℃/sとしたものであった。上記図２からも、Nb含有
量が 0.003％以上になると過度のパ−ライト変態が抑制
され、体積率で５％以上の残留オ−ステナイトを得られ
ることが分かる。
【００１９】Ti Tiにはスラブのひび割れを防止する作用があるので添加
される成分であるが、0.04％を超えて含有させても前記
作用による効果は飽和してしまう。従って、Ti含有量は
0.04％以下と定めた。
される成分であるが、0.04％を超えて含有させても前記
作用による効果は飽和してしまう。従って、Ti含有量は
0.04％以下と定めた。
【００２０】Ｎ ＮはNb窒化物を生成して鋼中のNbを浪費するので好まし
くない不純物元素であるが、0.0100％までの含有であれ
ば容認できることから、その含有量を0.0100％以下と定
めた。
くない不純物元素であるが、0.0100％までの含有であれ
ば容認できることから、その含有量を0.0100％以下と定
めた。
【００２１】Ca，Zr，及び希土類元素 これらの成分は何れも介在物の形状を調整して熱延鋼板
の冷間加工性を改善する作用を有しているため、必要に
より１種又は２種以上の添加がなされる。しかし、その
含有量がそれぞれCa：0.0002％未満、Zr：0.01％未満及
び希土類元素：0.002 ％未満であると前記作用による所
望の効果が得られず、一方、Caが0.01％を、Zrが0.10％
を、そして希土類元素が0.10％をそれぞれ超えて含有さ
れると鋼中の介在物が多くなり過ぎて逆に加工性が劣化
する。従って、Ca含有量は0.0002〜0.01％、Zr含有量は
0.01〜0.10％、そして希土類元素含有量は 0.002〜0.10
％とそれぞれ定めた。
の冷間加工性を改善する作用を有しているため、必要に
より１種又は２種以上の添加がなされる。しかし、その
含有量がそれぞれCa：0.0002％未満、Zr：0.01％未満及
び希土類元素：0.002 ％未満であると前記作用による所
望の効果が得られず、一方、Caが0.01％を、Zrが0.10％
を、そして希土類元素が0.10％をそれぞれ超えて含有さ
れると鋼中の介在物が多くなり過ぎて逆に加工性が劣化
する。従って、Ca含有量は0.0002〜0.01％、Zr含有量は
0.01〜0.10％、そして希土類元素含有量は 0.002〜0.10
％とそれぞれ定めた。
【００２２】なお、鋼中に不可避的に混入するＮ以外の
「不可避不純物」としてはＯ，Ｐ，Ｓ，Cu，Ni，Cr，Mo
等が挙げられるが、例えばＰ，Ｓについては出来ればそ
の含有量を以下のように規制するのが望ましい。Ｐ Ｐは、溶接性に悪影響を及ぼす不純物元素であるためそ
の含有量は低いほど好ましいが、所望の溶接性を確保す
るためにはＰ含有量を0.05％以下に抑えるのが望ましい
と言える。Ｓ Ｓは、MnＳ系介在物を形成して加工性を低下させる不純
物元素であるためその含有量は低いほど好ましいが、所
望の加工性を確保するためにはＰ含有量を0.05％以下に
抑えるのが望ましいと言える。
「不可避不純物」としてはＯ，Ｐ，Ｓ，Cu，Ni，Cr，Mo
等が挙げられるが、例えばＰ，Ｓについては出来ればそ
の含有量を以下のように規制するのが望ましい。Ｐ Ｐは、溶接性に悪影響を及ぼす不純物元素であるためそ
の含有量は低いほど好ましいが、所望の溶接性を確保す
るためにはＰ含有量を0.05％以下に抑えるのが望ましい
と言える。Ｓ Ｓは、MnＳ系介在物を形成して加工性を低下させる不純
物元素であるためその含有量は低いほど好ましいが、所
望の加工性を確保するためにはＰ含有量を0.05％以下に
抑えるのが望ましいと言える。
【００２３】ところで、上述の如き成分組成の鋼は、例
えば転炉，電気炉，又は平炉等により溶製される。鋼種
もリムド鋼，キャップド鋼，セミキルド鋼又はキルド鋼
の何れでも良い。また、鋼片の製造についても、“造塊
−分塊圧延”或いは“連続鋳造”の何れの手段によって
も構わない。
えば転炉，電気炉，又は平炉等により溶製される。鋼種
もリムド鋼，キャップド鋼，セミキルド鋼又はキルド鋼
の何れでも良い。また、鋼片の製造についても、“造塊
−分塊圧延”或いは“連続鋳造”の何れの手段によって
も構わない。
【００２４】B) 熱延鋼板の組織残留オ−ステナイトの体積率 熱延鋼板における残留オ−ステナイト体積率が５％未満
の場合には所望の高延性を確保することができないこと
から、残留オ−ステナイトの割合を体積率で５％以上と
定めた。
の場合には所望の高延性を確保することができないこと
から、残留オ−ステナイトの割合を体積率で５％以上と
定めた。
【００２５】パ−ライトの体積率 熱延鋼板におけるパ−ライトの体積率が３％未満である
と、体積率で５％以上の残留オ−ステナイトが得られて
おれば比較的高い延性を確保することができるものの、
硬質なベイナイトが生成するため良好な穴拡げ性を達成
することができない。また、フェライト生成量が少なく
なるので延性もやや低目に向かう傾向を示す。一方、パ
−ライトの体積率が２０％を超えると、未変態オ−ステ
ナイトのパ−ライト変態が過度に進んでいるため残留オ
−ステナイト量が少なくなり、十分な伸びを確保するこ
とができない。従って、パ−ライトの割合を体積率で３
〜２０％と定めたが、出来れば５〜１５％に調整するの
が好ましい。
と、体積率で５％以上の残留オ−ステナイトが得られて
おれば比較的高い延性を確保することができるものの、
硬質なベイナイトが生成するため良好な穴拡げ性を達成
することができない。また、フェライト生成量が少なく
なるので延性もやや低目に向かう傾向を示す。一方、パ
−ライトの体積率が２０％を超えると、未変態オ−ステ
ナイトのパ−ライト変態が過度に進んでいるため残留オ
−ステナイト量が少なくなり、十分な伸びを確保するこ
とができない。従って、パ−ライトの割合を体積率で３
〜２０％と定めたが、出来れば５〜１５％に調整するの
が好ましい。
【００２６】ところで、図３は、化学組成が後述する表
１中の「鋼Ａ」に相当する鋼片を熱延の加熱温度：１２
５０℃，仕上げ温度：９００℃の熱延条件で２mm厚まで
熱延し、熱延後の冷却速度を0.01〜５０℃/sと変えて４
００℃まで冷却後、該温度から炉冷するという“４００
℃巻取り相当処理”をしてパ−ライト体積率を変えた実
験での結果を整理した、パ−ライト体積率と残留オ−ス
テナイト量との関係、並びにパ−ライト体積率と元厚Ｊ
ＩＳ５号引張試験での引張強度，伸び及び打抜き穴拡げ
率との関係を示すグラフである。この図３からも、パ−
ライト体積率が３〜２０％の範囲にあると延性，穴拡げ
性とも高いことが確認できる。
１中の「鋼Ａ」に相当する鋼片を熱延の加熱温度：１２
５０℃，仕上げ温度：９００℃の熱延条件で２mm厚まで
熱延し、熱延後の冷却速度を0.01〜５０℃/sと変えて４
００℃まで冷却後、該温度から炉冷するという“４００
℃巻取り相当処理”をしてパ−ライト体積率を変えた実
験での結果を整理した、パ−ライト体積率と残留オ−ス
テナイト量との関係、並びにパ−ライト体積率と元厚Ｊ
ＩＳ５号引張試験での引張強度，伸び及び打抜き穴拡げ
率との関係を示すグラフである。この図３からも、パ−
ライト体積率が３〜２０％の範囲にあると延性，穴拡げ
性とも高いことが確認できる。
【００２７】なお、図３における「打抜き穴拡げ性」
は、９５mm×９５mmの寸法の試験片に５％クリアランス
で打ち抜いた１４φ穴を、５０φ円柱ポンチで板厚貫通
割れが発生するまで拡げる方法で調査した。なお、穴拡
げ率は下記 (1)式によって求めた。 穴拡げ率＝[(板厚貫通割れ発生時の穴径）−（元穴径)]／元穴径 …(1) また、「残留オ−ステナイト量」は、鋼板中央部よりＸ
線試験用の試験片を採取して測定した。
は、９５mm×９５mmの寸法の試験片に５％クリアランス
で打ち抜いた１４φ穴を、５０φ円柱ポンチで板厚貫通
割れが発生するまで拡げる方法で調査した。なお、穴拡
げ率は下記 (1)式によって求めた。 穴拡げ率＝[(板厚貫通割れ発生時の穴径）−（元穴径)]／元穴径 …(1) また、「残留オ−ステナイト量」は、鋼板中央部よりＸ
線試験用の試験片を採取して測定した。
【００２８】C) 熱延鋼板の製造条件 さて、前述の如き成分組成を有し、体積率で５％以上の
残留オ−ステナイトと３〜２０％のパ−ライトを含み残
部がポリゴナルフェライトとベイナイトで構成される組
織を有した本発明熱延鋼板は、上記成分組成の鋼片を１
１００℃以上に加熱保持してから熱間圧延を開始し、Ａ
r3以上で連続熱間仕上げ圧延を終了した後、0.5 〜２０
℃/sの冷却速度にて５５０℃以下の温度域まで冷却する
ことによって製造することが可能である。
残留オ−ステナイトと３〜２０％のパ−ライトを含み残
部がポリゴナルフェライトとベイナイトで構成される組
織を有した本発明熱延鋼板は、上記成分組成の鋼片を１
１００℃以上に加熱保持してから熱間圧延を開始し、Ａ
r3以上で連続熱間仕上げ圧延を終了した後、0.5 〜２０
℃/sの冷却速度にて５５０℃以下の温度域まで冷却する
ことによって製造することが可能である。
【００２９】加熱・熱間圧延条件 熱間圧延に先立って前記所定成分組成の鋼片は１１００
℃以上に再加熱され保持されるが、該加熱・保持温度が
１１００℃未満であるとNbをオ−ステナイト中に十分固
溶させることができず、所望特性の熱延鋼板を得ること
ができない。ここで、加熱炉に挿入する鋼片は、鋳造後
の高温のままでのスラブであっても、室温で放置された
スラブであっても構わない。
℃以上に再加熱され保持されるが、該加熱・保持温度が
１１００℃未満であるとNbをオ−ステナイト中に十分固
溶させることができず、所望特性の熱延鋼板を得ること
ができない。ここで、加熱炉に挿入する鋼片は、鋳造後
の高温のままでのスラブであっても、室温で放置された
スラブであっても構わない。
【００３０】また、本発明法では仕上げ圧延をＡr3以上
で終了するが、仕上げ温度をＡr3未満にすると熱間圧延
中にフェライト変態して生成したフェライト粒に熱間圧
延による歪が導入され、製造された熱延鋼板の加工性が
劣化してしまう。なお、オ−ステナイト域でのNbの析出
を抑え、熱間圧延機の負荷を軽減するためには仕上げ温
度を８５０℃以上とするのが好ましく、より望ましくは
９００℃以上とするのが良い。
で終了するが、仕上げ温度をＡr3未満にすると熱間圧延
中にフェライト変態して生成したフェライト粒に熱間圧
延による歪が導入され、製造された熱延鋼板の加工性が
劣化してしまう。なお、オ−ステナイト域でのNbの析出
を抑え、熱間圧延機の負荷を軽減するためには仕上げ温
度を８５０℃以上とするのが好ましく、より望ましくは
９００℃以上とするのが良い。
【００３１】熱間圧延後の冷却条件 本発明法においては、熱間圧延後の冷却条件も極めて重
要で、圧延後の冷却速度を 0.5〜２０℃/sに調整するこ
とにより始めて冷却途中で“延性に有効なポリゴナルフ
ェライト”が十分に生成し、かつ引張強度：５０kgf/mm
2 以上を達成するのに必要な量で“穴拡げ性を劣化させ
ないパ−ライト”が生成すると同時に、残部が炭化物を
含まないベイナイトと残留オ−ステナイトになる。
要で、圧延後の冷却速度を 0.5〜２０℃/sに調整するこ
とにより始めて冷却途中で“延性に有効なポリゴナルフ
ェライト”が十分に生成し、かつ引張強度：５０kgf/mm
2 以上を達成するのに必要な量で“穴拡げ性を劣化させ
ないパ−ライト”が生成すると同時に、残部が炭化物を
含まないベイナイトと残留オ−ステナイトになる。
【００３２】なお、上記冷却速度が 0.5℃/s未満では、
冷却中に未変態オ−ステナイトのパ−ライト変態が過度
に進むため残留オ−ステナイトが得られない。また、フ
ェライト粒界にセメンタイトが析出して粒界が脆くなる
ため、穴拡げ性が劣化する。一方、冷却速度が２０℃/s
を超えると、ポリゴナルフェライトの生成が不十分で未
変態オ−ステナイトへのＣの濃縮が不十分となるのでオ
−ステナイトが安定化せず、またパ−ライトではなくて
微細炭化物を含む硬いベイナイトが生成し、穴拡げ性が
劣化する。このようなことから熱間圧延後の冷却速度を
0.5〜２０℃/sと定めたが、出来れば１〜１０℃/sの範
囲に調整するのが好ましい。
冷却中に未変態オ−ステナイトのパ−ライト変態が過度
に進むため残留オ−ステナイトが得られない。また、フ
ェライト粒界にセメンタイトが析出して粒界が脆くなる
ため、穴拡げ性が劣化する。一方、冷却速度が２０℃/s
を超えると、ポリゴナルフェライトの生成が不十分で未
変態オ−ステナイトへのＣの濃縮が不十分となるのでオ
−ステナイトが安定化せず、またパ−ライトではなくて
微細炭化物を含む硬いベイナイトが生成し、穴拡げ性が
劣化する。このようなことから熱間圧延後の冷却速度を
0.5〜２０℃/sと定めたが、出来れば１〜１０℃/sの範
囲に調整するのが好ましい。
【００３３】本発明法では、上記冷却速度での冷却を５
５０℃以下の温度域になるまで続行するが、この冷却の
終了温度が５５０℃を超えていると過度にパ−ライト変
態が進行して残留オ−ステナイトが得られない。そし
て、上記冷却の終了後は、巻取って放冷しても巻取らず
に放冷しても構わないが、炭化物を含まないベイナイト
の生成を促進させる意味合いから３００〜５５０℃の範
囲内で巻取るのが好ましいと言える。
５０℃以下の温度域になるまで続行するが、この冷却の
終了温度が５５０℃を超えていると過度にパ−ライト変
態が進行して残留オ−ステナイトが得られない。そし
て、上記冷却の終了後は、巻取って放冷しても巻取らず
に放冷しても構わないが、炭化物を含まないベイナイト
の生成を促進させる意味合いから３００〜５５０℃の範
囲内で巻取るのが好ましいと言える。
【００３４】そして、上述の条件に従って製造される本
発明に係わる熱延鋼板は引張強度で５０kgf/mm2 以上を
超える強度を有すると共に、延性，穴拡げ性，溶接性の
何れにも優れた高い加工性を示すが、この本発明鋼板に
溶融亜鉛メッキ，合金化溶融亜鉛メッキ，電気メッキ等
の表面処理を施すと優れた延性，穴拡げ性を有する表面
処理鋼板が得られることは言うまでもない。
発明に係わる熱延鋼板は引張強度で５０kgf/mm2 以上を
超える強度を有すると共に、延性，穴拡げ性，溶接性の
何れにも優れた高い加工性を示すが、この本発明鋼板に
溶融亜鉛メッキ，合金化溶融亜鉛メッキ，電気メッキ等
の表面処理を施すと優れた延性，穴拡げ性を有する表面
処理鋼板が得られることは言うまでもない。
【００３５】続いて、本発明の効果を実施例によって更
に具体的に説明する。
に具体的に説明する。
【実施例】表１に示す化学組成の鋼を５０kg真空溶解炉
で溶製後、熱間鍛造により６０mm厚のスラブとし、表２
で示す条件で処理して２mm厚の熱延鋼板とした。なお、
巻取りは炉冷によりシミュレ−トし、炉冷開始温度を巻
取り温度とした。
で溶製後、熱間鍛造により６０mm厚のスラブとし、表２
で示す条件で処理して２mm厚の熱延鋼板とした。なお、
巻取りは炉冷によりシミュレ−トし、炉冷開始温度を巻
取り温度とした。
【００３６】次に、得られた鋼板からＪＩＳ５号引張試
験片を採取し、機械的性質を調査した。また、各鋼板に
ついて穴拡げ性の調査も実施したが、この調査は、寸法
が９５mm×９５mmの試験片に５％クリアランスで打ち抜
いた１４φ打抜き穴を５０φ円柱ポンチで板厚貫通割れ
が発生するまで拡げる方法で行った。なお、穴拡げ率は
前述の (1)式によって求めた。更に、鋼板中央部よりＸ
線試験用の試験片を採取し、残留オ−ステナイト量の調
査も実施した。これらの結果を表２に併せて示す。
験片を採取し、機械的性質を調査した。また、各鋼板に
ついて穴拡げ性の調査も実施したが、この調査は、寸法
が９５mm×９５mmの試験片に５％クリアランスで打ち抜
いた１４φ打抜き穴を５０φ円柱ポンチで板厚貫通割れ
が発生するまで拡げる方法で行った。なお、穴拡げ率は
前述の (1)式によって求めた。更に、鋼板中央部よりＸ
線試験用の試験片を採取し、残留オ−ステナイト量の調
査も実施した。これらの結果を表２に併せて示す。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】表２に示される結果から明らかなように、
本発明に従って製造された熱延鋼板は５％を超える残留
オ−ステナイトと３〜２０％のパ−ライトを有してお
り、そのため強度−延性バランス（引張強度×伸び）が
２５００を超える高い延性を示し、更に強度−穴拡げバ
ランス（引張強度×穴拡げ率）も３０００を超える良好
な穴拡げ性を示した。
本発明に従って製造された熱延鋼板は５％を超える残留
オ−ステナイトと３〜２０％のパ−ライトを有してお
り、そのため強度−延性バランス（引張強度×伸び）が
２５００を超える高い延性を示し、更に強度−穴拡げバ
ランス（引張強度×穴拡げ率）も３０００を超える良好
な穴拡げ性を示した。
【００４０】一方、Nbを添加しなかった試験番号25や熱
延加熱温度が１１００℃を下回った試験番号11にて得ら
れた熱延鋼板は、固溶Nbが得られず、従ってパ−ライト
変態が過度に進行したため残留オ−ステナイトが確保さ
れないで、延性が低くなっている。
延加熱温度が１１００℃を下回った試験番号11にて得ら
れた熱延鋼板は、固溶Nbが得られず、従ってパ−ライト
変態が過度に進行したため残留オ−ステナイトが確保さ
れないで、延性が低くなっている。
【００４１】また、熱延仕上げ温度が低い試験番号12に
て得られた熱延鋼板は、熱間圧延中にフェライトに歪が
加わるために延性が低下している。そして、熱延後の冷
却速度が本発明で規定する範囲よりも速い試験番号13及
び14で得られた熱延鋼板は、パ−ライトが生成されなか
ったために穴拡げ性が劣っている。特に、仕上げ温度が
高い試験番号13では、得られた熱延鋼板はポリゴナルフ
ェライトの生成が不十分で残留オ−ステナイト量が少な
く、延性も低い値となっている。熱延後の冷却速度が本
発明で規定する範囲よりも遅い試験番号15では、得られ
た熱延鋼板はパ−ライト変態が過度に進行して残留オ−
ステナイトが生成しておらず、このため延性が低くなっ
ている。
て得られた熱延鋼板は、熱間圧延中にフェライトに歪が
加わるために延性が低下している。そして、熱延後の冷
却速度が本発明で規定する範囲よりも速い試験番号13及
び14で得られた熱延鋼板は、パ−ライトが生成されなか
ったために穴拡げ性が劣っている。特に、仕上げ温度が
高い試験番号13では、得られた熱延鋼板はポリゴナルフ
ェライトの生成が不十分で残留オ−ステナイト量が少な
く、延性も低い値となっている。熱延後の冷却速度が本
発明で規定する範囲よりも遅い試験番号15では、得られ
た熱延鋼板はパ−ライト変態が過度に進行して残留オ−
ステナイトが生成しておらず、このため延性が低くなっ
ている。
【００４２】更に、〔Si＋Al〕の合計含有量が本発明で
規定する範囲よりも少ない試験番号24では、パ−ライト
変態が過度に進行するために得られる熱延鋼板の延性が
低くなっている。
規定する範囲よりも少ない試験番号24では、パ−ライト
変態が過度に進行するために得られる熱延鋼板の延性が
低くなっている。
【００４３】
【効果の総括】以上に説明した如く、この発明によれ
ば、強度，延性、穴拡げ性並びに溶接性が共に優れる加
工用高張力熱延鋼板を安定して提供することができ、自
動車足廻り部品等の産業機器部材に適用してそれらの品
質を一段と高めることが可能となるなど、産業上極めて
有用な効果がもたらされる。
ば、強度，延性、穴拡げ性並びに溶接性が共に優れる加
工用高張力熱延鋼板を安定して提供することができ、自
動車足廻り部品等の産業機器部材に適用してそれらの品
質を一段と高めることが可能となるなど、産業上極めて
有用な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明熱延鋼板におけるAl含有量とSi含有量の
領域を示したグラフである。
領域を示したグラフである。
【図２】熱延鋼板のNb添加量と残留オ−ステナイト体積
率及びパ−ライト体積率の関係を例示したグラフであ
る。
率及びパ−ライト体積率の関係を例示したグラフであ
る。
【図３】熱延鋼板のパ−ライト体積率と残留オ−ステナ
イト量，引張強度，伸び及び穴拡げ率との関係を例示し
たグラフである。
イト量，引張強度，伸び及び穴拡げ率との関係を例示し
たグラフである。
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ，Si，Mn，Nb，Ti，Al及びＮの含有量
が重量割合にて Ｃ：0.05〜0.25％， Si： 2.5％以下， Mn： 0.8
〜 2.5％， Nb： 0.003〜0.05％， Ti：0.04％以下， Al： 2.0
％以下， Ｎ：0.0100％以下 で、かつ Si(%)＋Al(%) ≧ 1.0 を満足すると共に残部がFe及び不可避的不純物から成る
成分組成であって、しかも体積率で５％以上の残留オ−
ステナイトと３〜２０％のパ−ライトを含み残部がポリ
ゴナルフェライトとベイナイトで構成される組織を有し
て成ることを特徴とする、加工性に優れた熱延高張力鋼
板。 - 【請求項２】 Ｃ，Si，Mn，Nb，Ti，Al及びＮの含有量
が重量割合にて Ｃ：0.05〜0.25％， Si： 2.5％以下， Mn： 0.8
〜 2.5％， Nb： 0.003〜0.05％， Ti：0.04％以下， Al： 2.0
％以下， Ｎ：0.0100％以下 で、更に Ca：0.0002〜0.01％， Zr：0.01〜0.10％， 希土類元素： 0.002〜0.10％ の１種以上をも含み、かつ Si(%)＋Al(%) ≧ 1.0 を満足すると共に残部がFe及び不可避的不純物から成る
成分組成であって、しかも体積率で５％以上の残留オ−
ステナイトと３〜２０％のパ−ライトを含み残部がポリ
ゴナルフェライトとベイナイトで構成される組織を有し
て成ることを特徴とする、加工性に優れた熱延高張力鋼
板。 - 【請求項３】 Ｃ，Si，Mn，Nb，Ti，Al及びＮの含有量
が重量割合にて Ｃ：0.05〜0.25％， Si： 2.5％以下， Mn： 0.8
〜 2.5％， Nb： 0.003〜0.05％， Ti：0.04％以下， Al： 2.0
％以下， Ｎ：0.0100％以下 で、かつ Si(%)＋Al(%) ≧ 1.0 を満足し残部がFe及び不可避的不純物から成る成分組成
の鋼片を、１１００℃以上に再加熱して熱間圧延すると
共にＡr3点以上の温度域で仕上げ圧延を終了し、0.5 〜
２０℃/sの冷却速度で５５０℃以下の温度域まで冷却す
ることを特徴とする、体積率で５％以上の残留オ−ステ
ナイトと３〜２０％のパ−ライトを含み残部がポリゴナ
ルフェライトとベイナイトで構成される組織を有して成
る加工性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 Ｃ，Si，Mn，Nb，Ti，Al及びＮの含有量
が重量割合にて Ｃ：0.05〜0.25％， Si： 2.5％以下， Mn： 0.8
〜 2.5％， Nb： 0.003〜0.05％， Ti：0.04％以下， Al： 2.0
％以下， Ｎ：0.0100％以下 で、更に Ca：0.0002〜0.01％， Zr：0.01〜0.10％， 希土類元素： 0.002〜0.10％ の１種以上をも含み、かつ Si(%)＋Al(%) ≧ 1.0 を満足し残部がFe及び不可避的不純物から成る成分組成
の鋼片を、１１００℃以上に再加熱して熱間圧延すると
共にＡr3点以上の温度域で仕上げ圧延を終了し、0.5 〜
２０℃/sの冷却速度で５５０℃以下の温度域まで冷却す
ることを特徴とする、体積率で５％以上の残留オ−ステ
ナイトと３〜２０％のパ−ライトを含み残部がポリゴナ
ルフェライトとベイナイトで構成される組織を有して成
る加工性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP02729892A JP3168665B2 (ja) | 1992-01-18 | 1992-01-18 | 加工性に優れた熱延高張力鋼板とその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP02729892A JP3168665B2 (ja) | 1992-01-18 | 1992-01-18 | 加工性に優れた熱延高張力鋼板とその製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05195150A true JPH05195150A (ja) | 1993-08-03 |
| JP3168665B2 JP3168665B2 (ja) | 2001-05-21 |
Family
ID=12217188
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP02729892A Expired - Lifetime JP3168665B2 (ja) | 1992-01-18 | 1992-01-18 | 加工性に優れた熱延高張力鋼板とその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3168665B2 (ja) |
Cited By (6)
| 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 |
| JP2005527701A (ja) * | 2002-03-11 | 2005-09-15 | ユジノール | 超高強度低密度の熱間圧延鋼板およびその製造方法 |
| CN100343407C (zh) * | 2004-11-05 | 2007-10-17 | 株式会社神户制钢所 | 强度－延展性平衡以及可焊性优异的厚钢板及其制造方法 |
| JP2008280577A (ja) * | 2007-05-10 | 2008-11-20 | Jfe Steel Kk | 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板 |
| TWI575084B (zh) * | 2015-07-31 | 2017-03-21 | 新日鐵住金股份有限公司 | 應變誘發相變態型複合組織鋼板及其製造方法 |
| US10689724B2 (en) | 2015-07-31 | 2020-06-23 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet with strain induced transformation type composite structure and method of manufacturing same |
-
1992
- 1992-01-18 JP JP02729892A patent/JP3168665B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (7)
| 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 |
| JP2005527701A (ja) * | 2002-03-11 | 2005-09-15 | ユジノール | 超高強度低密度の熱間圧延鋼板およびその製造方法 |
| CN100343407C (zh) * | 2004-11-05 | 2007-10-17 | 株式会社神户制钢所 | 强度－延展性平衡以及可焊性优异的厚钢板及其制造方法 |
| JP2008280577A (ja) * | 2007-05-10 | 2008-11-20 | Jfe Steel Kk | 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板 |
| TWI575084B (zh) * | 2015-07-31 | 2017-03-21 | 新日鐵住金股份有限公司 | 應變誘發相變態型複合組織鋼板及其製造方法 |
| US10689724B2 (en) | 2015-07-31 | 2020-06-23 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet with strain induced transformation type composite structure and method of manufacturing same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3168665B2 (ja) | 2001-05-21 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2005126733A (ja) | 高温加工性にすぐれた熱間プレス用鋼板及び自動車用部材 | |
| JP3233743B2 (ja) | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 | |
| JP2001220641A (ja) | 延性に優れ降伏比の低い高強度薄鋼板および高強度亜鉛めっき薄鋼板ならびにそれらの製造方法 | |
| JP3317303B2 (ja) | 局部延性の優れた高張力薄鋼板とその製造法 | |
| JP2001226741A (ja) | 伸びフランジ加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2002317249A (ja) | 延性の優れた低降伏比型高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP3168665B2 (ja) | 加工性に優れた熱延高張力鋼板とその製造法 | |
| JP2987815B2 (ja) | プレス成形性および耐二次加工割れ性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2000336455A (ja) | 高延性熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4367205B2 (ja) | 鋼板の歪時効処理方法および高強度構造部材の製造方法 | |
| JP2003321734A (ja) | 材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法 | |
| JPH05271857A (ja) | 高張力薄鋼板とその製造方法 | |
| JP3551878B2 (ja) | 高延性高穴拡げ性高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JPH10219387A (ja) | 加工性に優れた熱延高張力鋼板及びその製造方法 | |
| JP2734842B2 (ja) | 高加工性熱延高張力鋼板とその製造方法 | |
| JPH06264183A (ja) | 高加工性熱延高張力鋼板とその製造方法 | |
| JP2727827B2 (ja) | 高加工性熱延高張力鋼板とその製造方法 | |
| JP3911972B2 (ja) | 高強度溶融亜鉛メッキ鋼板の製造法 | |
| JPH0665645A (ja) | 高延性熱延高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2582894B2 (ja) | 深絞り用熱延鋼板及びその製法 | |
| JPH07252590A (ja) | 強度−延性バランス及び焼付硬化性に優れる深絞り加工用高張力冷延鋼板並びにその製造方法 | |
| JPH06306537A (ja) | 成形性とスポット溶接性に優れた熱延高強度鋼板とその製造方法 | |
| JP3726773B2 (ja) | 深絞り性に優れた高張力冷延鋼板ならびにその製造方法および加工方法 | |
| JP4133003B2 (ja) | 成形性に優れた高強度鋼板とその製造方法 | |
| JPS638164B2 (ja) |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080316 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090316 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100316 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100316 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110316 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120316 Year of fee payment: 11 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |