JPH05320773A - 軽加工用薄物超高張力熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
軽加工用薄物超高張力熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH05320773A JPH05320773A JP4130659A JP13065992A JPH05320773A JP H05320773 A JPH05320773 A JP H05320773A JP 4130659 A JP4130659 A JP 4130659A JP 13065992 A JP13065992 A JP 13065992A JP H05320773 A JPH05320773 A JP H05320773A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】引張強さが１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上で平坦度
に優れ、伸びフランジ性の良好な、軽加工用薄物超高張
力熱延鋼板の製造方法を提供する。 【構成】０．０５〜０．２％Ｃ−１．５〜３．５％Ｍｎ
系の鋼をベースとして、（Ｓｉ＋Ｐ）含有量０．３５ｗ
ｔ％以下、（Ｓ＋Ｎ＋Ｏ）含有量１００ｐｐｍ以下に規
制し、熱延仕上温度９５０℃以下、冷却開始温度８００
℃以上で冷却を開始し、その後２０℃／ｓ以上の冷却速
度で冷却し、４００℃以下で巻取り、板厚３．２ｍｍ以
下の熱延鋼板を得る。
に優れ、伸びフランジ性の良好な、軽加工用薄物超高張
力熱延鋼板の製造方法を提供する。 【構成】０．０５〜０．２％Ｃ−１．５〜３．５％Ｍｎ
系の鋼をベースとして、（Ｓｉ＋Ｐ）含有量０．３５ｗ
ｔ％以下、（Ｓ＋Ｎ＋Ｏ）含有量１００ｐｐｍ以下に規
制し、熱延仕上温度９５０℃以下、冷却開始温度８００
℃以上で冷却を開始し、その後２０℃／ｓ以上の冷却速
度で冷却し、４００℃以下で巻取り、板厚３．２ｍｍ以
下の熱延鋼板を得る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車のバンパーやド
アガードバーなどの比較的軽加工の強度部材として、板
のままもしくはパイプに加工して用いた場合に好適な、
引張強さが１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の軽加工用薄物超
高張力熱延鋼板の製造方法に関する。
アガードバーなどの比較的軽加工の強度部材として、板
のままもしくはパイプに加工して用いた場合に好適な、
引張強さが１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の軽加工用薄物超
高張力熱延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車の強度部材などに使用される鋼板
は、車体重量を軽減することができるものであって、よ
り一層の高強度化による安全性の向上などを図ることが
できるように、種々の特性が要求されている。さらに、
近年に至っては、経済性の観点から、従来使用されてい
た冷延鋼板に代わり、コスト的に有利な高張力熱延鋼板
が注目され、その需要が高まりつつある。
は、車体重量を軽減することができるものであって、よ
り一層の高強度化による安全性の向上などを図ることが
できるように、種々の特性が要求されている。さらに、
近年に至っては、経済性の観点から、従来使用されてい
た冷延鋼板に代わり、コスト的に有利な高張力熱延鋼板
が注目され、その需要が高まりつつある。
【０００３】なお、高張力熱延鋼板に要求される主な特
性としては、 （１）材質のばらつきが少ないこと。 （２）各種機械的性質の面内異方性が小さいこと。 （３）焼付け硬化量が高いこと。 （４）スポット溶接性が良好であること。 （５）製造上の問題として、過酷な熱延条件を必要とし
ないこと。 （６）最終製品の形状が良好であること。 などがあげられる。
性としては、 （１）材質のばらつきが少ないこと。 （２）各種機械的性質の面内異方性が小さいこと。 （３）焼付け硬化量が高いこと。 （４）スポット溶接性が良好であること。 （５）製造上の問題として、過酷な熱延条件を必要とし
ないこと。 （６）最終製品の形状が良好であること。 などがあげられる。
【０００４】従来から知られている高張力熱延鋼板とし
て最も一般的なものに、低Ｃ鋼にＮｂ、ＴｉあるいはＶ
などを少量添加したいわゆる低合金高張力鋼（ＨＳＬＡ
鋼）がある。このＨＳＬＡ鋼は、その製造は比較的容易
であるものの、低合金鋼ゆえに１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以
上の引張強さを得ることが難しい。さらに、上記のほ
か、例えば特開昭５５−９１９３４号公報、特開昭５５
−６２１２１号公報に開示されているようなフェライト
とマルテンサイトの２相混合組織を有するデュアルフェ
ーズ鋼（ＤＰ鋼）や残留オーステナイトを利用したいわ
ゆるＴＲＩＰ鋼（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｉｎ
ｄｕｃｅｄ ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ ｓｔｅｅｌ）など
も知られている。
て最も一般的なものに、低Ｃ鋼にＮｂ、ＴｉあるいはＶ
などを少量添加したいわゆる低合金高張力鋼（ＨＳＬＡ
鋼）がある。このＨＳＬＡ鋼は、その製造は比較的容易
であるものの、低合金鋼ゆえに１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以
上の引張強さを得ることが難しい。さらに、上記のほ
か、例えば特開昭５５−９１９３４号公報、特開昭５５
−６２１２１号公報に開示されているようなフェライト
とマルテンサイトの２相混合組織を有するデュアルフェ
ーズ鋼（ＤＰ鋼）や残留オーステナイトを利用したいわ
ゆるＴＲＩＰ鋼（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｉｎ
ｄｕｃｅｄ ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ ｓｔｅｅｌ）など
も知られている。
【０００５】しかし、上記ＤＰ鋼の場合、１００ｋｇｆ
／ｍｍ2 以上の引張強さを得るためには、製造条件が過
酷となり、その製造が困難になることのほか、合金成分
の多量添加が必要となることなどあって、製造過程にお
いて形状不良を招いたり、材質のばらつきが生じるほ
か、コスト上昇も免れ得なくなる。一方、ＴＲＩＰ鋼に
ついては良好な延性を示すが、引張特性の鋼の相分率、
主として残留オーステナイト量によって大きく左右され
るため、鋼帯の幅方向、長手方向で均一な材質とするこ
とが極めて困難となり、しかも０．２ｗｔ％を超え、望
ましくは０．４ｗｔ％程度のＣの添加が必須であり、通
常の条件でのスポット溶接性が劣るなどの問題がある。
／ｍｍ2 以上の引張強さを得るためには、製造条件が過
酷となり、その製造が困難になることのほか、合金成分
の多量添加が必要となることなどあって、製造過程にお
いて形状不良を招いたり、材質のばらつきが生じるほ
か、コスト上昇も免れ得なくなる。一方、ＴＲＩＰ鋼に
ついては良好な延性を示すが、引張特性の鋼の相分率、
主として残留オーステナイト量によって大きく左右され
るため、鋼帯の幅方向、長手方向で均一な材質とするこ
とが極めて困難となり、しかも０．２ｗｔ％を超え、望
ましくは０．４ｗｔ％程度のＣの添加が必須であり、通
常の条件でのスポット溶接性が劣るなどの問題がある。
【０００６】加えて、これらＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼は、伸
びフランジ性や成形後の耐衝撃性にも劣ることが発現し
大きな問題となっている。
びフランジ性や成形後の耐衝撃性にも劣ることが発現し
大きな問題となっている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、成分組成及
び製造条件を適正化して、前記した問題を有利に解決し
ようとするもので、引張強さが１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以
上の超高張力薄物熱延鋼板の製造方法を提案することを
目的とする。
び製造条件を適正化して、前記した問題を有利に解決し
ようとするもので、引張強さが１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以
上の超高張力薄物熱延鋼板の製造方法を提案することを
目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】近年の種々のハード面で
の技術開発により、薄物の熱延鋼板においても、Ａｒ 3
変態点割れの熱延終了を回避できるようになってきた。
そこで発明者らは、成分組成及びその範囲、さらに製造
条件を見直すことによって、上記の問題を解消しうる端
緒を開き、この発明を完成するに至った。すなわち、本
発明は、Ｃ：０．０５ｗｔ％以上、０．２０ｗｔ％以
下、Ｍｎ：１．５ｗｔ％以上、３．５ｗｔ％以下、Ａ
ｌ：０．０１ｗｔ％以上、０．１ｗｔ％以下、を含有
し、さらに、Ｓｉ：０．５ｗｔ％以下、Ｐ：０．０５ｗ
ｔ％以下、で、かつ、Ｓｉ＋Ｐ≦０．３５ｗｔ％を満足
するように含有し、さらに、Ｓ：５０ｐｐｍ以下、Ｎ：
８０ｐｐｍ以下、Ｏ：８０ｐｐｍ以下で、かつＳ＋Ｎ＋
Ｏ≦１００ｐｐｍを満足するように含有し、残部は鉄及
び不可避的不純物の組成に調整した鋼スラブを素材とし
て、熱延仕上温度９５０℃以下、冷却開始温度≧８００
℃を満足する条件で冷却を開始し、その後２０℃／ｓ以
上の冷却速度で冷却し、４００℃以下で巻き取ることを
特徴とする軽加工用薄物超高張力熱延鋼板の製造方法で
ある。
の技術開発により、薄物の熱延鋼板においても、Ａｒ 3
変態点割れの熱延終了を回避できるようになってきた。
そこで発明者らは、成分組成及びその範囲、さらに製造
条件を見直すことによって、上記の問題を解消しうる端
緒を開き、この発明を完成するに至った。すなわち、本
発明は、Ｃ：０．０５ｗｔ％以上、０．２０ｗｔ％以
下、Ｍｎ：１．５ｗｔ％以上、３．５ｗｔ％以下、Ａ
ｌ：０．０１ｗｔ％以上、０．１ｗｔ％以下、を含有
し、さらに、Ｓｉ：０．５ｗｔ％以下、Ｐ：０．０５ｗ
ｔ％以下、で、かつ、Ｓｉ＋Ｐ≦０．３５ｗｔ％を満足
するように含有し、さらに、Ｓ：５０ｐｐｍ以下、Ｎ：
８０ｐｐｍ以下、Ｏ：８０ｐｐｍ以下で、かつＳ＋Ｎ＋
Ｏ≦１００ｐｐｍを満足するように含有し、残部は鉄及
び不可避的不純物の組成に調整した鋼スラブを素材とし
て、熱延仕上温度９５０℃以下、冷却開始温度≧８００
℃を満足する条件で冷却を開始し、その後２０℃／ｓ以
上の冷却速度で冷却し、４００℃以下で巻き取ることを
特徴とする軽加工用薄物超高張力熱延鋼板の製造方法で
ある。
【０００９】さらに上記成分組成に加えて、Ｎｂ：０．
０１ｗｔ％以上、０．１ｗｔ％以下、Ｔｉ：０．０１ｗ
ｔ％以上、０．１ｗｔ％以下、Ｂ：５ｐｐｍ以上、１０
０ｐｐｍ以下、Ｃｒ：０．１ｗｔ％以上、１．０ｗｔ％
以下、Ｎｉ：０．１ｗｔ％以上、１．０ｗｔ％以下、
Ｖ：０．０１ｗｔ％以上、０．１ｗｔ％以下、Ｍｏ：
０．０１ｗｔ％以上、０．１ｗｔ％以下のうちから選ば
れる少なくとも１種以上を含有し、残部は鉄及び不可避
的不純物の組成に調整した鋼スラブを素材として、熱延
を行うとさらに好適である。
０１ｗｔ％以上、０．１ｗｔ％以下、Ｔｉ：０．０１ｗ
ｔ％以上、０．１ｗｔ％以下、Ｂ：５ｐｐｍ以上、１０
０ｐｐｍ以下、Ｃｒ：０．１ｗｔ％以上、１．０ｗｔ％
以下、Ｎｉ：０．１ｗｔ％以上、１．０ｗｔ％以下、
Ｖ：０．０１ｗｔ％以上、０．１ｗｔ％以下、Ｍｏ：
０．０１ｗｔ％以上、０．１ｗｔ％以下のうちから選ば
れる少なくとも１種以上を含有し、残部は鉄及び不可避
的不純物の組成に調整した鋼スラブを素材として、熱延
を行うとさらに好適である。
【００１０】
【作用】本発明者らは、幾多の実験及び検討を重ねた結
果、特に熱延終了後の冷却開始温度を規制し、さらに、
高Ｍｎ系の成分を採用し、Ｓｉ、Ｐの含有量を規制する
ことにより、製造に際し、極低温巻き取りを行った場合
でも、ひずみ発生が小さく、鋼板の平坦度にすぐれ、さ
らに介在物を生成しやすい元素のＳ、Ｏ、Ｎの含有量を
規制することにより、伸びフランジ性の劣化を最小限に
抑えられることを見出し、本発明を完成した。
果、特に熱延終了後の冷却開始温度を規制し、さらに、
高Ｍｎ系の成分を採用し、Ｓｉ、Ｐの含有量を規制する
ことにより、製造に際し、極低温巻き取りを行った場合
でも、ひずみ発生が小さく、鋼板の平坦度にすぐれ、さ
らに介在物を生成しやすい元素のＳ、Ｏ、Ｎの含有量を
規制することにより、伸びフランジ性の劣化を最小限に
抑えられることを見出し、本発明を完成した。
【００１１】まず、基礎となった実験結果について以下
に述べる。本発明者らは、高強度化するにつれて、伸び
フランジ加工や曲げ加工等の局部変形能が重視される加
工の際、鋼中の介在物の悪影響が顕在化すると推定し、
特に鋼中で介在物を生成しやすい、Ｓ、Ｎ、Ｏに着目
し、これらの含有量を種々変化させた熱延鋼板について
伸びフランジ性を調査した。
に述べる。本発明者らは、高強度化するにつれて、伸び
フランジ加工や曲げ加工等の局部変形能が重視される加
工の際、鋼中の介在物の悪影響が顕在化すると推定し、
特に鋼中で介在物を生成しやすい、Ｓ、Ｎ、Ｏに着目
し、これらの含有量を種々変化させた熱延鋼板について
伸びフランジ性を調査した。
【００１２】この実験に用いた鋼は、成分組成が、Ｃ：
０．１５ｗｔ％、Ｍｎ：３．０５ｗｔ％、Ａｌ：０．０
４ｗｔ％、Ｓｉ：０．２５ｗｔ％、Ｐ：０．０２ｗｔ％
で、Ｓ≦５０ｐｐｍ、Ｎ≦８０ｐｐｍ、Ｏ≦８０ｐｐｍ
の範囲で、（Ｓ＋Ｎ＋Ｏ）の含有量の合計を種々変化さ
せたものを用いた。これらの鋼スラブを、熱延仕上温度
８７０℃、冷却開始温度、８３０℃、冷却速度３０℃／
ｓ、巻き取り温度１５０℃の条件で熱間圧延を施し、板
厚２．００ｍｍの熱延板を製造し、後述する穴拡げ試験
を行い、伸びフランジ性の指標となる穴拡げ率を調査し
た。なお、各鋼板の引張特性値はほぼ同じであった。
０．１５ｗｔ％、Ｍｎ：３．０５ｗｔ％、Ａｌ：０．０
４ｗｔ％、Ｓｉ：０．２５ｗｔ％、Ｐ：０．０２ｗｔ％
で、Ｓ≦５０ｐｐｍ、Ｎ≦８０ｐｐｍ、Ｏ≦８０ｐｐｍ
の範囲で、（Ｓ＋Ｎ＋Ｏ）の含有量の合計を種々変化さ
せたものを用いた。これらの鋼スラブを、熱延仕上温度
８７０℃、冷却開始温度、８３０℃、冷却速度３０℃／
ｓ、巻き取り温度１５０℃の条件で熱間圧延を施し、板
厚２．００ｍｍの熱延板を製造し、後述する穴拡げ試験
を行い、伸びフランジ性の指標となる穴拡げ率を調査し
た。なお、各鋼板の引張特性値はほぼ同じであった。
【００１３】図１に穴拡げ率と、（Ｓ＋Ｎ＋Ｏ）含有量
の関係を示す。この図から明らかなように、（Ｓ＋Ｎ＋
Ｏ）含有量が１００ｐｐｍを境として、それを超えて含
有すると穴拡げ率が著しく劣化する。これは、（Ｓ＋Ｎ
＋Ｏ）含有量が１００ｐｐｍを超えると、それらに起因
する介在物の悪影響が顕在化し、局部変形能が著しく低
下したためと考えられる。
の関係を示す。この図から明らかなように、（Ｓ＋Ｎ＋
Ｏ）含有量が１００ｐｐｍを境として、それを超えて含
有すると穴拡げ率が著しく劣化する。これは、（Ｓ＋Ｎ
＋Ｏ）含有量が１００ｐｐｍを超えると、それらに起因
する介在物の悪影響が顕在化し、局部変形能が著しく低
下したためと考えられる。
【００１４】さらに、本発明のように、高Ｍｎ鋼を用い
た場合、フェライト形成元素であるＳｉやＰの過度の含
有は、極低温巻き取りした際、均一な焼入れ性を阻害
し、鋼板の平坦度が損なわれると推定し、ＳｉとＰの含
有量を種々変化させた熱延鋼板について鋼板の平坦度を
調査した。この実験に用いた鋼は、成分組成が、Ｃ：
０．１０ｗｔ％、Ｍｎ：３．００ｗｔ％、Ａｌ：０．０
５ｗｔ％、Ｓ：２５ｐｐｍ、Ｎ：３５ｐｐｍ、Ｏ：３５
ｐｐｍで、Ｓｉ≦０．５ｗｔ％、Ｐ≦０．０５ｗｔ％の
範囲で、（Ｓｉ＋Ｐ）の含有量の合計を種々変化させた
ものを用いた。これらの鋼スラブを熱延終了温度８８０
℃、冷却開始温度８６０℃、冷却速度２５℃／ｓ、巻取
温度１００℃の条件で熱間圧延を施し、板厚２．００ｍ
ｍの熱延板を製造し、鋼板の平坦度を調査した。なお、
平坦度は、巻き取ったコイルから、長さ３ｍｍの板を１
０枚切り出し、平らな床上に置き、そのときの４隅の鋼
板と床面との隙間の大きさの合計の１０枚当りの平均の
値で評価した。なお、各鋼板の引張特性値はほぼ同じで
あった。
た場合、フェライト形成元素であるＳｉやＰの過度の含
有は、極低温巻き取りした際、均一な焼入れ性を阻害
し、鋼板の平坦度が損なわれると推定し、ＳｉとＰの含
有量を種々変化させた熱延鋼板について鋼板の平坦度を
調査した。この実験に用いた鋼は、成分組成が、Ｃ：
０．１０ｗｔ％、Ｍｎ：３．００ｗｔ％、Ａｌ：０．０
５ｗｔ％、Ｓ：２５ｐｐｍ、Ｎ：３５ｐｐｍ、Ｏ：３５
ｐｐｍで、Ｓｉ≦０．５ｗｔ％、Ｐ≦０．０５ｗｔ％の
範囲で、（Ｓｉ＋Ｐ）の含有量の合計を種々変化させた
ものを用いた。これらの鋼スラブを熱延終了温度８８０
℃、冷却開始温度８６０℃、冷却速度２５℃／ｓ、巻取
温度１００℃の条件で熱間圧延を施し、板厚２．００ｍ
ｍの熱延板を製造し、鋼板の平坦度を調査した。なお、
平坦度は、巻き取ったコイルから、長さ３ｍｍの板を１
０枚切り出し、平らな床上に置き、そのときの４隅の鋼
板と床面との隙間の大きさの合計の１０枚当りの平均の
値で評価した。なお、各鋼板の引張特性値はほぼ同じで
あった。
【００１５】図２に鋼板の平坦度（鋼板と床面との隙間
高さ）と（Ｓｉ＋Ｐ）含有量の関係を示す。この図から
明らかなように、（Ｓｉ＋Ｐ）含有量が０．３５ｗｔ％
を境として、それを超えて含有すると鋼板の平坦度が著
しく悪化する。これは、（Ｓｉ＋Ｐ）含有量が０．３５
ｗｔ％を超えると、それらに起因する均一な焼入性の阻
害効果が顕在化したためと考えられる。
高さ）と（Ｓｉ＋Ｐ）含有量の関係を示す。この図から
明らかなように、（Ｓｉ＋Ｐ）含有量が０．３５ｗｔ％
を境として、それを超えて含有すると鋼板の平坦度が著
しく悪化する。これは、（Ｓｉ＋Ｐ）含有量が０．３５
ｗｔ％を超えると、それらに起因する均一な焼入性の阻
害効果が顕在化したためと考えられる。
【００１６】次に、鋼成分組成範囲の限定理由について
述べる。Ｃは、０．０５ｗｔ％未満ではγ→αの変態速
度が大きくなり、目標とする引張強度を得ることができ
ない。一方、０．２ｗｔ％を超えるとスポット溶接性が
著しく劣化する。従って、その含有量は０．０５ｗｔ％
以上、０．２ｗｔ％以下とする。
述べる。Ｃは、０．０５ｗｔ％未満ではγ→αの変態速
度が大きくなり、目標とする引張強度を得ることができ
ない。一方、０．２ｗｔ％を超えるとスポット溶接性が
著しく劣化する。従って、その含有量は０．０５ｗｔ％
以上、０．２ｗｔ％以下とする。
【００１７】Ｍｎは、フェライト変態を抑制する元素で
あり、本発明において重要な元素である。含有量が１．
５ｗｔ％未満ではフェライト変態を抑制する効果が不十
分で、高強度を得るために製造に際して冷却速度を大き
くしなければならず好ましくない。一方、３．５ｗｔ％
を超えて含有すると添加コストに見合うだけの引張強度
の上昇は見られなくなるばかりでなく、圧延時の圧延荷
重も大きくなり過ぎて操業上好ましくない。従って、そ
の含有量は１．５ｗｔ％以上、３．５ｗｔ％以下とす
る。
あり、本発明において重要な元素である。含有量が１．
５ｗｔ％未満ではフェライト変態を抑制する効果が不十
分で、高強度を得るために製造に際して冷却速度を大き
くしなければならず好ましくない。一方、３．５ｗｔ％
を超えて含有すると添加コストに見合うだけの引張強度
の上昇は見られなくなるばかりでなく、圧延時の圧延荷
重も大きくなり過ぎて操業上好ましくない。従って、そ
の含有量は１．５ｗｔ％以上、３．５ｗｔ％以下とす
る。
【００１８】Ａｌは、鋼の清浄化のために必要であり、
特に高強度化を目指すためには清浄度の向上は必須であ
る。含有量が０．０１ｗｔ％未満ではその効果が得られ
ない。一方、０．１ｗｔ％を超えて含有させるとアルミ
ナクラスターによる表面欠陥などの原因となるので好ま
しくない。したがって、その含有量は０．０１ｗｔ％以
上、０．１ｗｔ％以下とする。
特に高強度化を目指すためには清浄度の向上は必須であ
る。含有量が０．０１ｗｔ％未満ではその効果が得られ
ない。一方、０．１ｗｔ％を超えて含有させるとアルミ
ナクラスターによる表面欠陥などの原因となるので好ま
しくない。したがって、その含有量は０．０１ｗｔ％以
上、０．１ｗｔ％以下とする。
【００１９】Ｓｉは、フェライト形成元素であり、本発
明においてはあまり好ましくない元素である。０．５ｗ
ｔ％を超えて含有するとＡｒ3 変態点の上昇にともな
い、製造時の冷却開始温度を高くする必要が生じ、熱延
終了から冷却開始までの時間に対する制約が著しく厳し
くなり、好ましくない。したがって、その含有量は０．
５ｗｔ％以下とする。
明においてはあまり好ましくない元素である。０．５ｗ
ｔ％を超えて含有するとＡｒ3 変態点の上昇にともな
い、製造時の冷却開始温度を高くする必要が生じ、熱延
終了から冷却開始までの時間に対する制約が著しく厳し
くなり、好ましくない。したがって、その含有量は０．
５ｗｔ％以下とする。
【００２０】Ｐは、Ｓｉと同様にフェライト形成元素で
あると共に、スポット溶接性の劣化、中心偏析に起因す
るフェライトバンド形成による圧延Ｃ方向での伸びフラ
ンジ性の劣化などを引き起こし、本発明において、好ま
しくない元素である。これらの現象は０．０５ｗｔ％を
超えて含有すると顕著になる。したがって、その含有量
は０．０５ｗｔ％以下とする。
あると共に、スポット溶接性の劣化、中心偏析に起因す
るフェライトバンド形成による圧延Ｃ方向での伸びフラ
ンジ性の劣化などを引き起こし、本発明において、好ま
しくない元素である。これらの現象は０．０５ｗｔ％を
超えて含有すると顕著になる。したがって、その含有量
は０．０５ｗｔ％以下とする。
【００２１】さらに、ＳｉとＰの含有量の合計が、０．
３５ｗｔ％を超えると、極低温巻取の際に、鋼板の平坦
度が著しく悪化してしまう。したがって、（Ｓｉ＋Ｐ）
の含有量は０．３５ｗｔ％以下とする。Ｓ、Ｎ、Ｏは本
発明において有害な元素である。それぞれ多量に含有す
ると、介在物を生成し、伸びフランジ性を劣化させる。
さらにＳは、スポット溶接性の劣化を引き起こすうえ、
さらに本発明においてはＭｎを比較的多量に含有させる
ことから、特に低Ｓ化が重要になる。Ｎ、Ｏについては
伸びフランジ性確保のため、Ｓについては伸びフランジ
性と溶接性の確保のため、含有量は、それぞれ、Ｎが８
０ｐｐｍ以下、Ｏが８０ｐｐｍ以下、Ｓが５０ｐｐｍ以
下でかつ、その含有量の合計（Ｓ＋Ｎ＋Ｏ）を１００ｐ
ｐｍ以下とする必要がある。
３５ｗｔ％を超えると、極低温巻取の際に、鋼板の平坦
度が著しく悪化してしまう。したがって、（Ｓｉ＋Ｐ）
の含有量は０．３５ｗｔ％以下とする。Ｓ、Ｎ、Ｏは本
発明において有害な元素である。それぞれ多量に含有す
ると、介在物を生成し、伸びフランジ性を劣化させる。
さらにＳは、スポット溶接性の劣化を引き起こすうえ、
さらに本発明においてはＭｎを比較的多量に含有させる
ことから、特に低Ｓ化が重要になる。Ｎ、Ｏについては
伸びフランジ性確保のため、Ｓについては伸びフランジ
性と溶接性の確保のため、含有量は、それぞれ、Ｎが８
０ｐｐｍ以下、Ｏが８０ｐｐｍ以下、Ｓが５０ｐｐｍ以
下でかつ、その含有量の合計（Ｓ＋Ｎ＋Ｏ）を１００ｐ
ｐｍ以下とする必要がある。
【００２２】さらに、本発明においては、Ｎｂ：０．０
１ｗｔ％以上、０．１ｗｔ％以下、Ｔｉ：０．０１ｗｔ
％以上、０．１ｗｔ％以下、Ｂ：５ｐｐｍ以上、１００
ｐｐｍ以下、Ｃｒ：０．１ｗｔ％以上、１．０ｗｔ％以
下、Ｎｉ：０．１ｗｔ％以上、１．０ｗｔ％以下、Ｖ：
０．０１ｗｔ％以上、０．１ｗｔ％以下、Ｍｏ：０．０
１ｗｔ％以上、０．１ｗｔ％以下のうちから選ばれる少
なくとも１種以上を含有することができる。
１ｗｔ％以上、０．１ｗｔ％以下、Ｔｉ：０．０１ｗｔ
％以上、０．１ｗｔ％以下、Ｂ：５ｐｐｍ以上、１００
ｐｐｍ以下、Ｃｒ：０．１ｗｔ％以上、１．０ｗｔ％以
下、Ｎｉ：０．１ｗｔ％以上、１．０ｗｔ％以下、Ｖ：
０．０１ｗｔ％以上、０．１ｗｔ％以下、Ｍｏ：０．０
１ｗｔ％以上、０．１ｗｔ％以下のうちから選ばれる少
なくとも１種以上を含有することができる。
【００２３】これらの元素は、主として、焼入性を向上
させる効果があり、Ｎｂ、Ｔｉにはそれに加えて組織を
細粒化することにより伸びフランジ性を改善する効果が
あり、また、Ｃｒ、ＮｉにはＭｎの代替としての効果が
あり、必要に応じて添加できる。焼入性の向上効果は、
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏでは０．０１ｗｔ％以上、Ｂの場
合は５ｐｐｍ以上、Ｃｒ、Ｎｉの場合は０．１ｗｔ％以
上の添加で顕著となる。その添加範囲において、Ｎｂと
Ｔｉは組織の細粒化にも効果がある。一方、Ｎｂ、Ｔ
ｉ、Ｖ、Ｍｏでは０．１ｗｔ％、Ｂの場合は１００ｐｐ
ｍ、Ｃｒ、Ｎｉの場合は１．０ｗｔ％を、それぞれ超え
て添加しても、添加に見合う強度上昇効果が見られなく
なり、さらに、ＮｂやＴｉを添加した場合は熱間圧延時
の圧延荷重の著しい増加、Ｂを添加した場合は熱間圧延
時の割れが発生し易くなり、操業上好ましくない。した
がって、各元素の含有量を、Ｎｂは０．０１ｗｔ％以
上、０．１ｗｔ％以下、Ｔｉは０．０１ｗｔ％以上、
０．１ｗｔ％以下、Ｂは５ｐｐｍ以上、１００ｐｐｍ以
下、Ｃｒは０．１ｗｔ％以上、１．０ｗｔ％以下、Ｎｉ
は０．１ｗｔ％以上、１．０ｗｔ％以下、Ｖは０．０１
ｗｔ％以上、０．１ｗｔ％以下、Ｍｏは０．０１ｗｔ％
以上、０．１ｗｔ％以下とし、これらのうちから少なく
とも１種以上を必要に応じて含有できる。
させる効果があり、Ｎｂ、Ｔｉにはそれに加えて組織を
細粒化することにより伸びフランジ性を改善する効果が
あり、また、Ｃｒ、ＮｉにはＭｎの代替としての効果が
あり、必要に応じて添加できる。焼入性の向上効果は、
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏでは０．０１ｗｔ％以上、Ｂの場
合は５ｐｐｍ以上、Ｃｒ、Ｎｉの場合は０．１ｗｔ％以
上の添加で顕著となる。その添加範囲において、Ｎｂと
Ｔｉは組織の細粒化にも効果がある。一方、Ｎｂ、Ｔ
ｉ、Ｖ、Ｍｏでは０．１ｗｔ％、Ｂの場合は１００ｐｐ
ｍ、Ｃｒ、Ｎｉの場合は１．０ｗｔ％を、それぞれ超え
て添加しても、添加に見合う強度上昇効果が見られなく
なり、さらに、ＮｂやＴｉを添加した場合は熱間圧延時
の圧延荷重の著しい増加、Ｂを添加した場合は熱間圧延
時の割れが発生し易くなり、操業上好ましくない。した
がって、各元素の含有量を、Ｎｂは０．０１ｗｔ％以
上、０．１ｗｔ％以下、Ｔｉは０．０１ｗｔ％以上、
０．１ｗｔ％以下、Ｂは５ｐｐｍ以上、１００ｐｐｍ以
下、Ｃｒは０．１ｗｔ％以上、１．０ｗｔ％以下、Ｎｉ
は０．１ｗｔ％以上、１．０ｗｔ％以下、Ｖは０．０１
ｗｔ％以上、０．１ｗｔ％以下、Ｍｏは０．０１ｗｔ％
以上、０．１ｗｔ％以下とし、これらのうちから少なく
とも１種以上を必要に応じて含有できる。
【００２４】続いて、製造条件の限定理由について述べ
る。スラブ加熱温度は本発明範囲の熱延終了後の冷却開
始温度を確保できればよい。スラブ加熱温度の上限は特
に限定しないが、組織の粗大化防止の観点から１２８０
℃以下が好ましい。熱延終了温度は９５０℃以下とす
る。９５０℃を超えると組織の細粒化が不十分となり、
延性や伸びフランジ性に対して不利となる。熱延終了温
度の下限は特に限定しないが、冷却開始温度の確保の点
から８５０℃以上が好ましい。
る。スラブ加熱温度は本発明範囲の熱延終了後の冷却開
始温度を確保できればよい。スラブ加熱温度の上限は特
に限定しないが、組織の粗大化防止の観点から１２８０
℃以下が好ましい。熱延終了温度は９５０℃以下とす
る。９５０℃を超えると組織の細粒化が不十分となり、
延性や伸びフランジ性に対して不利となる。熱延終了温
度の下限は特に限定しないが、冷却開始温度の確保の点
から８５０℃以上が好ましい。
【００２５】なお、本発明の熱延条件としては、連鋳ス
ラブを一旦冷却したのち再加熱して粗圧延を行う場合の
ほか、省エネルギーの観点から、連鋳後９５０℃以下ま
で降温させることなく、直ちにもしくは保熱処理を施し
た後粗圧延を行う場合であってもよい。冷却開始温度は
８００℃以上とする。８００℃未満では所望の延性や伸
びフランジ性が得られない。
ラブを一旦冷却したのち再加熱して粗圧延を行う場合の
ほか、省エネルギーの観点から、連鋳後９５０℃以下ま
で降温させることなく、直ちにもしくは保熱処理を施し
た後粗圧延を行う場合であってもよい。冷却開始温度は
８００℃以上とする。８００℃未満では所望の延性や伸
びフランジ性が得られない。
【００２６】熱延終了後巻き取るまでの間の冷却速度は
２０℃／ｓ以上とする。２０℃／ｓ未満では組織の細粒
化が不十分となり、所望の延性やフランジ性が得られな
い。冷却速度の上限は特に限定しない。巻取温度は４０
０℃以下とする。４００℃を超えて巻き取ると、所定の
強度が得られない。巻取温度の下限は特に限定せず、熱
延後水焼入してもよい。
２０℃／ｓ以上とする。２０℃／ｓ未満では組織の細粒
化が不十分となり、所望の延性やフランジ性が得られな
い。冷却速度の上限は特に限定しない。巻取温度は４０
０℃以下とする。４００℃を超えて巻き取ると、所定の
強度が得られない。巻取温度の下限は特に限定せず、熱
延後水焼入してもよい。
【００２７】さらに、得られた熱延鋼板をパイプ等に加
工して使用してもよい。
工して使用してもよい。
【００２８】
【実施例】表１〜表４に示す本発明の適合鋼２０種類、
比較鋼６種類、合計２６種類の成分組成に調整した鋼ス
ラブを、種々の条件で熱延して、板厚２．３０ｍｍの熱
延板を製造し、得られた熱延板について引張特性、切欠
伸び、サイドベンド伸び（Ｌ，Ｃ方向）、及び穴拡げ率
を調査した。
比較鋼６種類、合計２６種類の成分組成に調整した鋼ス
ラブを、種々の条件で熱延して、板厚２．３０ｍｍの熱
延板を製造し、得られた熱延板について引張特性、切欠
伸び、サイドベンド伸び（Ｌ，Ｃ方向）、及び穴拡げ率
を調査した。
【００２９】なお、引張試験はＬ，Ｃ方向についてＪＩ
Ｓ５号試験片を用いて通常の方法で行った。切欠伸びに
ついては、図３に寸法を示したＶノッチ付ＪＩＳ５号試
験片１を用いて、Ｌ，Ｃ方向について行った。サイドベ
ンド伸びは、図４に示す試験片２の寸法を、長さ２００
ｍｍ、幅４０ｍｍとし、図４のサイドベンド試験方法を
示す模式図にのっとり、支点間距離１５０ｍｍ、標点間
距離１0 ＝５０ｍｍとして、曲げにより割れが発生した
時点の標点間距離ｌ1 （割れ部分の長さは除く）を測定
し、次式により算出した。
Ｓ５号試験片を用いて通常の方法で行った。切欠伸びに
ついては、図３に寸法を示したＶノッチ付ＪＩＳ５号試
験片１を用いて、Ｌ，Ｃ方向について行った。サイドベ
ンド伸びは、図４に示す試験片２の寸法を、長さ２００
ｍｍ、幅４０ｍｍとし、図４のサイドベンド試験方法を
示す模式図にのっとり、支点間距離１５０ｍｍ、標点間
距離１0 ＝５０ｍｍとして、曲げにより割れが発生した
時点の標点間距離ｌ1 （割れ部分の長さは除く）を測定
し、次式により算出した。
【００３０】サイドベンド伸び（％）＝（１1 −１0 ）
／１0 ×１００ 穴拡げ率は、図５に示す試験片３の寸法を１５０ｍｍ角
とし、図５の穴拡げ試験方法を示す模式図にのっとり、
直径３６ｍｍφ（Ｄ0 ）の打ち抜き穴をあけた試験片の
中央を、下端部が半径５０ｍｍの球頭ポンチ４にて押し
上げ、微細な割れが発生した時の直径Ｄ1 を測定し、次
式より算出した。
／１0 ×１００ 穴拡げ率は、図５に示す試験片３の寸法を１５０ｍｍ角
とし、図５の穴拡げ試験方法を示す模式図にのっとり、
直径３６ｍｍφ（Ｄ0 ）の打ち抜き穴をあけた試験片の
中央を、下端部が半径５０ｍｍの球頭ポンチ４にて押し
上げ、微細な割れが発生した時の直径Ｄ1 を測定し、次
式より算出した。
【００３１】 穴拡げ率（％）＝（Ｄ1 −Ｄ0 ）／Ｄ0 ×１００ 表５〜８に、熱延条件及び各調査結果をまとめて示す。
表５〜８から明らかなように、本発明の適合例は、いず
れも引張強度が１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上であり、かつ
良好な切欠伸び・サイドベンド伸び・穴拡げ率を有して
いる。これらの適合例は、別途調査したスポット溶接部
の強度も良好であった。一方、比較例において、試料Ｎ
ｏ．２５はＣ量が本発明の下限はずれのため、引張強度
が１００ｋｇｆ／ｍｍ2 に未達であった。試料Ｎｏ．２
６はＣ量が本発明の上限はずれのため、スポット溶接部
の強度劣化が大きかった。試料Ｎｏ．２７はＭｎ量が本
発明の上限はずれのため、圧延負荷が異常に大きかっ
た。試料Ｎｏ．２８は（Ｓｉ＋Ｐ）量が本発明の上限は
ずれのため、鋼板の平坦度が著しく悪かった。さらに、
試料Ｎｏ．２９は（Ｓ＋Ｎ＋Ｏ）量が本発明の上限はず
れのため、切欠伸び・サイドベンド伸び・穴拡げ率とい
った、いわゆる伸びフランジ性の劣化が著しかった。
表５〜８から明らかなように、本発明の適合例は、いず
れも引張強度が１００ｋｇｆ／ｍｍ2 以上であり、かつ
良好な切欠伸び・サイドベンド伸び・穴拡げ率を有して
いる。これらの適合例は、別途調査したスポット溶接部
の強度も良好であった。一方、比較例において、試料Ｎ
ｏ．２５はＣ量が本発明の下限はずれのため、引張強度
が１００ｋｇｆ／ｍｍ2 に未達であった。試料Ｎｏ．２
６はＣ量が本発明の上限はずれのため、スポット溶接部
の強度劣化が大きかった。試料Ｎｏ．２７はＭｎ量が本
発明の上限はずれのため、圧延負荷が異常に大きかっ
た。試料Ｎｏ．２８は（Ｓｉ＋Ｐ）量が本発明の上限は
ずれのため、鋼板の平坦度が著しく悪かった。さらに、
試料Ｎｏ．２９は（Ｓ＋Ｎ＋Ｏ）量が本発明の上限はず
れのため、切欠伸び・サイドベンド伸び・穴拡げ率とい
った、いわゆる伸びフランジ性の劣化が著しかった。
【００３２】さらに、表９に示す本発明の適合鋼２種類
の成分組成に調整した鋼スラブを、熱延仕上温度８８０
℃、冷却開始温度８５０℃、冷却速度５０℃／ｓ、巻取
温度１００℃の条件にて熱延し、板厚２．８０ｍｍの熱
延板を製造し、それを外径３１．８ｍｍφのパイプに造
管し、パイプとしての特性を評価した。その結果、造管
時の割れ発生もなく、また３点曲げも良好であった。
の成分組成に調整した鋼スラブを、熱延仕上温度８８０
℃、冷却開始温度８５０℃、冷却速度５０℃／ｓ、巻取
温度１００℃の条件にて熱延し、板厚２．８０ｍｍの熱
延板を製造し、それを外径３１．８ｍｍφのパイプに造
管し、パイプとしての特性を評価した。その結果、造管
時の割れ発生もなく、また３点曲げも良好であった。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】
【表３】
【００３６】
【表４】
【００３７】
【表５】
【００３８】
【表６】
【００３９】
【表７】
【００４０】
【表８】
【００４１】
【表９】
【００４２】
【発明の効果】本発明によれば、板厚３．２０ｍｍ以下
で、引張強度が１００ｋｇｆ／ｍｍ2以上で、かつ板面
平坦度に優れた薄物の超高張力熱延鋼板を製造すること
ができ、自動車のバンパーやドアガードバー等の強度部
材として、板のままもしくはパイプに加工して用いると
極めて好適である。
で、引張強度が１００ｋｇｆ／ｍｍ2以上で、かつ板面
平坦度に優れた薄物の超高張力熱延鋼板を製造すること
ができ、自動車のバンパーやドアガードバー等の強度部
材として、板のままもしくはパイプに加工して用いると
極めて好適である。
【図１】穴拡げ率と（Ｓ＋Ｎ＋Ｏ）含有量の関係を示す
グラフである。
グラフである。
【図２】鋼板の平坦度と（Ｓｉ＋Ｐ）含有量の関係を示
すグラフである。
すグラフである。
【図３】Ｖノッチ付ＪＩＳ５号試験片の形状である。
【図４】サイドベンド試験方法を示す説明図である。
【図５】穴拡げ試験方法を示す説明図である。
１、２、３ 試験片 ４ ポンチ
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０５ｗｔ％以上、０．２０ｗｔ
％以下、 Ｍｎ：１．５ｗｔ％以上、３．５ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．０１ｗｔ％以上、０．１ｗｔ％以下、 を含有し、さらに、 Ｓｉ：０．５ｗｔ％以下、 Ｐ：０．０５ｗｔ％以下、 で、かつ、Ｓｉ＋Ｐ≦０．３５ｗｔ％を満足するように
含有し、さらに、 Ｓ：５０ｐｐｍ以下、 Ｎ：８０ｐｐｍ以下、 Ｏ：８０ｐｐｍ以下 で、かつＳ＋Ｎ＋Ｏ≦１００ｐｐｍを満足するように含
有し、残部は鉄及び不可避的不純物の組成に調整した鋼
スラブを素材として、熱延仕上温度９５０℃以下、冷却
開始温度８００℃以上を満足する条件で冷却を開始し、
その後２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、４００℃以
下で巻き取ることを特徴とする軽加工用薄物超高張力熱
延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１の成分組成に加えて、 Ｎｂ：０．０１ｗｔ％以上、０．１ｗｔ％以下、 Ｔｉ：０．０１ｗｔ％以上、０．１ｗｔ％以下、 Ｂ：５ｐｐｍ以上、１００ｐｐｍ以下、 Ｃｒ：０．１ｗｔ％以上、１．０ｗｔ％以下、 Ｎｉ：０．１ｗｔ％以上、１．０ｗｔ％以下、 Ｖ：０．０１ｗｔ％以上、０．１ｗｔ％以下、 Ｍｏ：０．０１ｗｔ％以上、０．１ｗｔ％以下 のうちから選ばれる少なくとも１種以上を含有し、残部
は鉄及び不可避的不純物の組成に調整した鋼スラブを素
材とすることを特徴とする請求項１記載の軽加工用薄物
超高張力熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4130659A JPH05320773A (ja) | 1992-05-22 | 1992-05-22 | 軽加工用薄物超高張力熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4130659A JPH05320773A (ja) | 1992-05-22 | 1992-05-22 | 軽加工用薄物超高張力熱延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05320773A true JPH05320773A (ja) | 1993-12-03 |
Family
ID=15039540
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4130659A Pending JPH05320773A (ja) | 1992-05-22 | 1992-05-22 | 軽加工用薄物超高張力熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05320773A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011090205A1 (ja) * | 2010-01-25 | 2011-07-28 | 新日本製鐵株式会社 | 冷間鍛造用鋼板及びその製造方法 |
| JP6669319B1 (ja) * | 2018-07-31 | 2020-03-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度熱延めっき鋼板及びその製造方法 |
| JP2020132914A (ja) * | 2019-02-14 | 2020-08-31 | 日本製鉄株式会社 | 耐摩耗厚鋼板 |
-
1992
- 1992-05-22 JP JP4130659A patent/JPH05320773A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011090205A1 (ja) * | 2010-01-25 | 2011-07-28 | 新日本製鐵株式会社 | 冷間鍛造用鋼板及びその製造方法 |
| JP4837806B2 (ja) * | 2010-01-25 | 2011-12-14 | 新日本製鐵株式会社 | 冷間鍛造用鋼板及びその製造方法 |
| KR101463666B1 (ko) * | 2010-01-25 | 2014-11-19 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 냉간 단조용 강판 및 그 제조 방법 |
| US8945719B2 (en) | 2010-01-25 | 2015-02-03 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel plate for cold forging and process for producing same |
| JP6669319B1 (ja) * | 2018-07-31 | 2020-03-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度熱延めっき鋼板及びその製造方法 |
| EP3831971A4 (en) * | 2018-07-31 | 2021-06-09 | JFE Steel Corporation | HIGH STRENGTH HOT-ROLLED STEEL SHEET |
| US11732340B2 (en) | 2018-07-31 | 2023-08-22 | Jfe Steel Corporation | High-strength hot-rolled coated steel sheet |
| JP2020132914A (ja) * | 2019-02-14 | 2020-08-31 | 日本製鉄株式会社 | 耐摩耗厚鋼板 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20011218 |