JPH0565566B2 - - Google Patents
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- JPH0565566B2 JPH0565566B2 JP10765291A JP10765291A JPH0565566B2 JP H0565566 B2 JPH0565566 B2 JP H0565566B2 JP 10765291 A JP10765291 A JP 10765291A JP 10765291 A JP10765291 A JP 10765291A JP H0565566 B2 JPH0565566 B2 JP H0565566B2
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- cooling
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- ferrite
- steel
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【0001】
【産業上の利用分野】 この発明は自動車、産業
用機械等に使用することを目的とした高延性を有
する加工性に優れた熱延高強度鋼板の製造方法に
関するものである。
用機械等に使用することを目的とした高延性を有
する加工性に優れた熱延高強度鋼板の製造方法に
関するものである。
【0002】
【従来の技術】 自動車用鋼板の軽量化と衝突時
の安全確保を主な背景として鋼板の高強度化の要
請は強い。しかし高強度鋼板といえどもその加工
性に対する要求は高く、強度と加工性を両立させ
る鋼板が必要とされている。従来、良好な延性を
必要とする用途に供される熱延鋼板として、フエ
ライトとマルテンサイトにより構成されるDual
phase鋼（以下DP鋼と称す。）がある。このDP鋼
は固溶強化型高強度鋼板、析出強化型高強度鋼板
よりすぐれた強度・延性バランスを示すことが知
られている。しかし、その強度・延性バランスの
限界はTS×T.El≦2000であり、より厳しい要求
には耐えられないのが現状である。
の安全確保を主な背景として鋼板の高強度化の要
請は強い。しかし高強度鋼板といえどもその加工
性に対する要求は高く、強度と加工性を両立させ
る鋼板が必要とされている。従来、良好な延性を
必要とする用途に供される熱延鋼板として、フエ
ライトとマルテンサイトにより構成されるDual
phase鋼（以下DP鋼と称す。）がある。このDP鋼
は固溶強化型高強度鋼板、析出強化型高強度鋼板
よりすぐれた強度・延性バランスを示すことが知
られている。しかし、その強度・延性バランスの
限界はTS×T.El≦2000であり、より厳しい要求
には耐えられないのが現状である。
【0003】 この現状を打破してTS×T.El＞2000
が得られるシーズとして残留オーステナイトの利
用がある。その一例としてAr3〜Ar3＋50℃で熱
間圧延後、鋼板を450〜650℃の温度範囲で４〜20
秒保持し、次いで350℃以下で捲き取り、残留オ
ーステナイトを有する鋼板を製造する方法（特開
昭60−43425）、更に他の例として仕上温度850℃
以上で全圧下率80％以上かつ最終３パスの合計圧
下率60％以上、最終パス圧下率20％以上の大圧下
圧延を行い、続いて50℃／ｓ以上の冷却速度で
300℃以下まで冷却し、残留オーステナイトを有
する鋼板を製造する方法（特開昭60−165320）等
が示されている。
が得られるシーズとして残留オーステナイトの利
用がある。その一例としてAr3〜Ar3＋50℃で熱
間圧延後、鋼板を450〜650℃の温度範囲で４〜20
秒保持し、次いで350℃以下で捲き取り、残留オ
ーステナイトを有する鋼板を製造する方法（特開
昭60−43425）、更に他の例として仕上温度850℃
以上で全圧下率80％以上かつ最終３パスの合計圧
下率60％以上、最終パス圧下率20％以上の大圧下
圧延を行い、続いて50℃／ｓ以上の冷却速度で
300℃以下まで冷却し、残留オーステナイトを有
する鋼板を製造する方法（特開昭60−165320）等
が示されている。
【0004】 しかしながら、省エネルギー、生産性
向上の点からすると、冷却途中、450〜650℃での
４〜20秒の保持、および350℃以下での低温捲取
あるいは大圧下圧延等を必要とする従来方法は操
業上好ましくない。それにもかかわらず、これら
の方法によつて得られた鋼板の加工性はTS×T.
El＜2400であり、かならずしも使用者側の要求レ
ベルをすべて満たしているとは言い難い。より高
いTS×T.El値（望ましくは2400以上）を持つ鋼
板、およびより生産性の高いその製造方法が求め
られていた。
向上の点からすると、冷却途中、450〜650℃での
４〜20秒の保持、および350℃以下での低温捲取
あるいは大圧下圧延等を必要とする従来方法は操
業上好ましくない。それにもかかわらず、これら
の方法によつて得られた鋼板の加工性はTS×T.
El＜2400であり、かならずしも使用者側の要求レ
ベルをすべて満たしているとは言い難い。より高
いTS×T.El値（望ましくは2400以上）を持つ鋼
板、およびより生産性の高いその製造方法が求め
られていた。
【0005】
【発明が解決しようとする課題】 従来技術の限
界を超えてTS×T.El≧2000を得るには、本願発
明者達の各種の実験結果によると、後述する実施
例のＡ鋼を対象とし図１に示す如く少なくとも５
％以上の残留オーステナイトを含有することが必
要であり、これによつて前記したDP鋼レベルの
TS×T.Elがほぼ2000は確実に凌駕できる。ま
た、TS×T.Elの向上代は一様伸びの向上に大き
く基づいており、20％以上の一様伸びを有してい
る。 本発明はこの知見をもとに経済的に５％以上の
残留オーステナイトを含有する加工性に優れた熱
延高強度鋼板を安定、確実に製造する方法を提供
するものである。
界を超えてTS×T.El≧2000を得るには、本願発
明者達の各種の実験結果によると、後述する実施
例のＡ鋼を対象とし図１に示す如く少なくとも５
％以上の残留オーステナイトを含有することが必
要であり、これによつて前記したDP鋼レベルの
TS×T.Elがほぼ2000は確実に凌駕できる。ま
た、TS×T.Elの向上代は一様伸びの向上に大き
く基づいており、20％以上の一様伸びを有してい
る。 本発明はこの知見をもとに経済的に５％以上の
残留オーステナイトを含有する加工性に優れた熱
延高強度鋼板を安定、確実に製造する方法を提供
するものである。
【0006】
【課題を解決するための手段】 上記、問題点を
解決するために本発明は次の構成を手段とするも
のである。
解決するために本発明は次の構成を手段とするも
のである。
【0007】 １ 重量％で、Ｃ：0.15超〜0.3％未
満、Si：0.5〜2.0％、Mn：0.5〜2.0％、残部が鉄
および不可避的不純物からなる鋼を、全圧下率が
80％以上の熱間仕上圧延を行い、その圧延終了温
度をAr3＋50℃超とし、該温度から40℃／ｓ未満
の冷却速度で冷却を開始し、その鋼のAr3以下で
Ar1超となる温度範囲内の任意の温度Ｔで前記冷
却を終了し、続けて冷却温度40℃／ｓで冷却して
350〜500℃で捲き取り、ポリゴナルフエライト占
積率VPF（％）とポリゴナルフエライト平均粒径
dPF（μｍ）の比VPF／dPFが７以上でかつ残留オー
ステナイトを体積比で５％以上含むフエライト、
ベイナイトおよび残留オーステナイトの組織から
構成され、強度−延性バランスTS×T.Elで2000
Kgｆ／mm2・％以上であることを特徴とする加工性
に優れた熱延高強度鋼板の製造方法。
満、Si：0.5〜2.0％、Mn：0.5〜2.0％、残部が鉄
および不可避的不純物からなる鋼を、全圧下率が
80％以上の熱間仕上圧延を行い、その圧延終了温
度をAr3＋50℃超とし、該温度から40℃／ｓ未満
の冷却速度で冷却を開始し、その鋼のAr3以下で
Ar1超となる温度範囲内の任意の温度Ｔで前記冷
却を終了し、続けて冷却温度40℃／ｓで冷却して
350〜500℃で捲き取り、ポリゴナルフエライト占
積率VPF（％）とポリゴナルフエライト平均粒径
dPF（μｍ）の比VPF／dPFが７以上でかつ残留オー
ステナイトを体積比で５％以上含むフエライト、
ベイナイトおよび残留オーステナイトの組織から
構成され、強度−延性バランスTS×T.Elで2000
Kgｆ／mm2・％以上であることを特徴とする加工性
に優れた熱延高強度鋼板の製造方法。
【0008】 ２ 重量％で、Ｃ：0.15超〜0.3％未
満、Si：0.5〜2.0％、Mn：0.5〜2.0％に加えて、
Ca：0.0005〜0.0100％、REM：0.005〜0.050％の
どちらか１種を含有し、かつ、Ｓ：0.010％以下
に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からな
鋼を、全圧下率が80％以上の熱間仕上圧延を行
い、その圧延終了温度をAr3＋50℃超とし、該温
度をから40℃／ｓ未満の冷却速度で冷却を開始
し、その鋼のAr3以下でAr1超となる温度範囲内
の任意の温度Ｔで前記冷却を終了し、続けて冷却
温度40℃／ｓ以上で冷却して350〜500℃で捲き取
り、ポリゴナルフエライト占積率VPF（％）とポ
リゴナルフエライト平均粒径dPF（μｍ）の比
VPF／dPFが７以上でかつ残留オーステナイトを体
積比で５％以上含むフエライト、ベイナイトおよ
び残留オーステナイトの組織から構成され、強度
−延性バランスTS×T.Elで2000Kgｆ／mm2・％以
上であることを特徴とする加工性に優れた熱延高
強度鋼板の製造方法。
満、Si：0.5〜2.0％、Mn：0.5〜2.0％に加えて、
Ca：0.0005〜0.0100％、REM：0.005〜0.050％の
どちらか１種を含有し、かつ、Ｓ：0.010％以下
に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からな
鋼を、全圧下率が80％以上の熱間仕上圧延を行
い、その圧延終了温度をAr3＋50℃超とし、該温
度をから40℃／ｓ未満の冷却速度で冷却を開始
し、その鋼のAr3以下でAr1超となる温度範囲内
の任意の温度Ｔで前記冷却を終了し、続けて冷却
温度40℃／ｓ以上で冷却して350〜500℃で捲き取
り、ポリゴナルフエライト占積率VPF（％）とポ
リゴナルフエライト平均粒径dPF（μｍ）の比
VPF／dPFが７以上でかつ残留オーステナイトを体
積比で５％以上含むフエライト、ベイナイトおよ
び残留オーステナイトの組織から構成され、強度
−延性バランスTS×T.Elで2000Kgｆ／mm2・％以
上であることを特徴とする加工性に優れた熱延高
強度鋼板の製造方法。
【0009】
【作用】 以下、本発明の構成要件について説明
を行う。まず、本発明に用いる鋼の化学的成分の
限定理由を説明する。 Ｃは鋼の強化に不可欠な元素であり、0.15％
（wt％以下同じ）以下では本発明鋼の延性を向上
させている残留オーステナイトが充分に得られな
い。また、0.3％以上では溶接性を劣化させ、鋼
を脆化させる。そこで0.15超〜0.3％未満とした。
を行う。まず、本発明に用いる鋼の化学的成分の
限定理由を説明する。 Ｃは鋼の強化に不可欠な元素であり、0.15％
（wt％以下同じ）以下では本発明鋼の延性を向上
させている残留オーステナイトが充分に得られな
い。また、0.3％以上では溶接性を劣化させ、鋼
を脆化させる。そこで0.15超〜0.3％未満とした。
【0010】 Siはその含有量の増加により、延性向
上に寄与するフエライトの生成、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。この効果は0.5％未満では充分に発揮されず、
また、２％をこえるとその効果は飽和し、かえつ
てスケール性状、溶接性を劣化させる。そこで
0.5〜2.0％とした。
上に寄与するフエライトの生成、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。この効果は0.5％未満では充分に発揮されず、
また、２％をこえるとその効果は飽和し、かえつ
てスケール性状、溶接性を劣化させる。そこで
0.5〜2.0％とした。
【0011】 Mnはよく知られている通りオーステ
ナイトの安定化元素としてオーステナイトの残留
に寄与する。その効果は0.5％未満で充分に発揮
されず、また２％をこえるとその効果は飽和し、
かえつて溶接性を劣化等の悪い影響を発生する。
そこで0.5〜2.0％とした。 Ｓは穴拡げ性に有害な元素であり、0.010％を
こえると穴拡げ性を劣化させる。そこで0.010％
以下とした。なお、好ましくは0.001％以下とす
ることが望ましい。
ナイトの安定化元素としてオーステナイトの残留
に寄与する。その効果は0.5％未満で充分に発揮
されず、また２％をこえるとその効果は飽和し、
かえつて溶接性を劣化等の悪い影響を発生する。
そこで0.5〜2.0％とした。 Ｓは穴拡げ性に有害な元素であり、0.010％を
こえると穴拡げ性を劣化させる。そこで0.010％
以下とした。なお、好ましくは0.001％以下とす
ることが望ましい。
【0012】 また、穴拡げ性向上のためにはＳを減
らし硫化物系介在物を減らすとともに、その球状
化が有効である。球状化にはCaもしくはREMを
添加することが有効である。それぞれ0.0005％、
0.0050％未満では球状化の効果は少なく、それぞ
れ、0.0100％、0.050％超では球状化の効果が飽
和し、むしろ介在物を増加させて逆効果となるた
め、それぞれ0.0005〜0.0100％、0.005〜0.050％
とした。
らし硫化物系介在物を減らすとともに、その球状
化が有効である。球状化にはCaもしくはREMを
添加することが有効である。それぞれ0.0005％、
0.0050％未満では球状化の効果は少なく、それぞ
れ、0.0100％、0.050％超では球状化の効果が飽
和し、むしろ介在物を増加させて逆効果となるた
め、それぞれ0.0005〜0.0100％、0.005〜0.050％
とした。
【0013】 次に本発明の組織上に制限とその理由
を説明する。後述する実施例におけるＡ鋼ベース
にして前記の課題を解決するための手段としての
各種製造方法およびその製造条件と付近で製造さ
れた鋼板を整理、検討した結果、次とことを確認
した。
を説明する。後述する実施例におけるＡ鋼ベース
にして前記の課題を解決するための手段としての
各種製造方法およびその製造条件と付近で製造さ
れた鋼板を整理、検討した結果、次とことを確認
した。
【0014】 本発明において鋼板の延性を向上させ
るためには５％以上の残留オーステナイトを生じ
せしめることが必須で、そのためにはオーステナ
イトがＣ等の元素の濃化により安定化されること
が望まれる。このためにはフエライトを生成さ
せることにより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
せしめること、ベイナイト変態の進行に伴い、
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ことが
必要である。
るためには５％以上の残留オーステナイトを生じ
せしめることが必須で、そのためにはオーステナ
イトがＣ等の元素の濃化により安定化されること
が望まれる。このためにはフエライトを生成さ
せることにより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
せしめること、ベイナイト変態の進行に伴い、
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ことが
必要である。
【0015】 フエライトの生成によりオーステナイ
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ようとする場合、フエ
ライト占積率を増加させ、フエライト粒を微細化
することが必要である。なぜならばＣ濃度が最も
高く、オーステナイトとして残留しやすい箇所は
フエライトと未変態オーステナイトの界面であ
り、その界面はフエライト占積率の増加とフエラ
イト粒の微細化により増加するからである。
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ようとする場合、フエ
ライト占積率を増加させ、フエライト粒を微細化
することが必要である。なぜならばＣ濃度が最も
高く、オーステナイトとして残留しやすい箇所は
フエライトと未変態オーステナイトの界面であ
り、その界面はフエライト占積率の増加とフエラ
イト粒の微細化により増加するからである。
【0016】 図１と同じ条件の実験結果を整理した
図２に示すように少なくともTS×T.El＞2000を
確実に得るにはポリゴナルフエライト占積率
（VPF）％とポリゴナルフエライト粒径（dPF）μ
ｍの比：VPF／dPFを７以上とすればよいことを見
い出した。（ポリゴナル・フエライトの占積率お
よび平均粒径は光学顕微鏡写真にて測定を行う。
なおポリゴナル・フエライトとはフエライトの内
で軸比（長軸／短軸）＝１〜３のものと定義す
る。） フエライト、残留オーステナイト以外の残部組
織はオーステナイト中へのＣ等の濃化に寄与する
ベイナイトと（ベイナイト変態の進行により未変
態オーステナイトへＣが濃化し、オーステナイト
を安定化し、オーステナイトの残留に好ましい効
果を発揮する。）残留オーステナイト量を減少さ
せるパーライト、マルテンサイトを生成させない
ことが必要である。
図２に示すように少なくともTS×T.El＞2000を
確実に得るにはポリゴナルフエライト占積率
（VPF）％とポリゴナルフエライト粒径（dPF）μ
ｍの比：VPF／dPFを７以上とすればよいことを見
い出した。（ポリゴナル・フエライトの占積率お
よび平均粒径は光学顕微鏡写真にて測定を行う。
なおポリゴナル・フエライトとはフエライトの内
で軸比（長軸／短軸）＝１〜３のものと定義す
る。） フエライト、残留オーステナイト以外の残部組
織はオーステナイト中へのＣ等の濃化に寄与する
ベイナイトと（ベイナイト変態の進行により未変
態オーステナイトへＣが濃化し、オーステナイト
を安定化し、オーステナイトの残留に好ましい効
果を発揮する。）残留オーステナイト量を減少さ
せるパーライト、マルテンサイトを生成させない
ことが必要である。
【0017】 次に本発明の製造工程上の制限とその
理由について説明する。 フエライト占積率を増加させる（即ちVPFを大
きくする）製造技術としては低温圧延、高圧下圧
延、仕上圧延後の冷却テーブル上におけるフエラ
イト変態のノーズ温度付近（Ar1超〜Ar3）での
徐冷（フエライト変態のノーズ温度とは恒温フエ
ライト変態が最小時間で開始、終了する温度）が
有効である。 フエライトを細粒化する（即ち、dPFを小さく
する）製造技術としては低温圧延、高圧下圧延、
Ar3変態点近傍での急冷、フエライト変態後の急
冷（粒成長を避けるために）が有効である。 従つて、上記の前者の各手段および後者のそれ
を組み合わせた製造法が考えられる。
理由について説明する。 フエライト占積率を増加させる（即ちVPFを大
きくする）製造技術としては低温圧延、高圧下圧
延、仕上圧延後の冷却テーブル上におけるフエラ
イト変態のノーズ温度付近（Ar1超〜Ar3）での
徐冷（フエライト変態のノーズ温度とは恒温フエ
ライト変態が最小時間で開始、終了する温度）が
有効である。 フエライトを細粒化する（即ち、dPFを小さく
する）製造技術としては低温圧延、高圧下圧延、
Ar3変態点近傍での急冷、フエライト変態後の急
冷（粒成長を避けるために）が有効である。 従つて、上記の前者の各手段および後者のそれ
を組み合わせた製造法が考えられる。
【0018】 圧延温度：フエライト占積率を増し、
フエライトを細粒化するためには低温圧延が有効
である。ただし、Ar3−50℃より低い温度では加
工フエライトが増加し、延性を害する。また、
Ar3＋50℃より高い温度ではフエライトが充分生
成しない。従つてAr3±50℃が仕上圧延終了温度
としては有効である。さらに仕上圧延開始温度を
Ar3＋100℃以下とすることにより、フエライト
の生成および微細化が促進される。
フエライトを細粒化するためには低温圧延が有効
である。ただし、Ar3−50℃より低い温度では加
工フエライトが増加し、延性を害する。また、
Ar3＋50℃より高い温度ではフエライトが充分生
成しない。従つてAr3±50℃が仕上圧延終了温度
としては有効である。さらに仕上圧延開始温度を
Ar3＋100℃以下とすることにより、フエライト
の生成および微細化が促進される。
【0019】 ただし、低温圧延は、薄物圧延（板厚
≦２mm）時、時に変形抵抗の高い高カーボン当量
材もしくは高合金材の圧延時には、圧延荷重の増
大、形状確保の困難等の操業上好ましからざる点
がある。従つて後述する熱間仕上圧延後の冷却テ
ーブル上での冷却をコントロールすることによつ
てフエライトの生成および微細化をはかることが
有効である。その場合、Ar3＋50℃超の熱間仕上
圧延終了温度とすることが必要である。
≦２mm）時、時に変形抵抗の高い高カーボン当量
材もしくは高合金材の圧延時には、圧延荷重の増
大、形状確保の困難等の操業上好ましからざる点
がある。従つて後述する熱間仕上圧延後の冷却テ
ーブル上での冷却をコントロールすることによつ
てフエライトの生成および微細化をはかることが
有効である。その場合、Ar3＋50℃超の熱間仕上
圧延終了温度とすることが必要である。
【0020】 圧下率：熱間仕上圧延における合計圧
下率を80％以上とするとフエライトの生成、微細
化が促進され、良好な材質が得られるため、下限
を80％以上とした。
下率を80％以上とするとフエライトの生成、微細
化が促進され、良好な材質が得られるため、下限
を80％以上とした。
【0021】 冷却：熱間圧延後、Ar3〜Ar1を40
℃／ｓ以上の冷却速度で冷却してはオーステナイ
トの残留に必要なフエライトの生成とＣ濃化が十
分に進行しないため、図６に示すような温度パタ
ーンに沿つて圧延後、Ｔ（Ar1＜Ｔ≦Ar3）まで冷
却速度40℃／ｓ未満で冷却することが必要であ
る。あるいは、さらに望ましい冷却方法として図
７に示すパターンがあり、圧延後T1（Ar1＜T1≦
Ar3かつAr1＜T1＜圧延終了温度）まで冷却速度
40℃／ｓ以上で冷却してフエライト変態により生
成したフエライトの微細化と圧延中に生成したフ
エライトも含めて粒成長の抑制をはかり、さらに
続いてT2（Ar1＜T2＜T1）まで冷却速度40℃／ｓ
未満で冷却することによりフエライト変態ノーズ
付近でフエライト占積率を増加させ、より良好な
材質が得られる。
℃／ｓ以上の冷却速度で冷却してはオーステナイ
トの残留に必要なフエライトの生成とＣ濃化が十
分に進行しないため、図６に示すような温度パタ
ーンに沿つて圧延後、Ｔ（Ar1＜Ｔ≦Ar3）まで冷
却速度40℃／ｓ未満で冷却することが必要であ
る。あるいは、さらに望ましい冷却方法として図
７に示すパターンがあり、圧延後T1（Ar1＜T1≦
Ar3かつAr1＜T1＜圧延終了温度）まで冷却速度
40℃／ｓ以上で冷却してフエライト変態により生
成したフエライトの微細化と圧延中に生成したフ
エライトも含めて粒成長の抑制をはかり、さらに
続いてT2（Ar1＜T2＜T1）まで冷却速度40℃／ｓ
未満で冷却することによりフエライト変態ノーズ
付近でフエライト占積率を増加させ、より良好な
材質が得られる。
【0022】 Ar3を超える温度では冷却速度40℃／
ｓ未満で冷却してもフエライトは生成せず、Ar1
以下の温度まで冷却速度40℃／ｓ未満で冷却する
とパーライトを生成するため、Ar1＜Ｔ≦Ar3、
Ar1＜T2＜T1≦Ar3とする。 その後の捲き取り温度までの冷却速度はパーラ
イトの生成を避け、組織の微細化を助けるという
観点から40℃／ｓ以上とする。
ｓ未満で冷却してもフエライトは生成せず、Ar1
以下の温度まで冷却速度40℃／ｓ未満で冷却する
とパーライトを生成するため、Ar1＜Ｔ≦Ar3、
Ar1＜T2＜T1≦Ar3とする。 その後の捲き取り温度までの冷却速度はパーラ
イトの生成を避け、組織の微細化を助けるという
観点から40℃／ｓ以上とする。
【0023】 図１と同じ条件で圧延い、冷却した
後、捲き取り温度を変えて実験した結果を図３、
図４に示す。 捲取温度は500℃をこえると捲取後ベイナイト
変態が過度に進行し、あるいはパーライトが生成
し、図３に示す如く体積比で５％以上の残留オー
ストナイトが得られなくなるため上限を500℃以
下とする。また、350℃未満では図４に示す如く、
マルテンサイトが生成し穴拡げ性が劣化するた
め、下限を350℃以上とする。 また、過度のベイナイト変態を避けより多量の
オーステナイトを残留させるため図３に示す如
く、捲取後、水中浸漬、ミスト噴霧等により30
℃／hr以上の冷却速度で200℃以下まで冷却する
ことがより有効である。
後、捲き取り温度を変えて実験した結果を図３、
図４に示す。 捲取温度は500℃をこえると捲取後ベイナイト
変態が過度に進行し、あるいはパーライトが生成
し、図３に示す如く体積比で５％以上の残留オー
ストナイトが得られなくなるため上限を500℃以
下とする。また、350℃未満では図４に示す如く、
マルテンサイトが生成し穴拡げ性が劣化するた
め、下限を350℃以上とする。 また、過度のベイナイト変態を避けより多量の
オーステナイトを残留させるため図３に示す如
く、捲取後、水中浸漬、ミスト噴霧等により30
℃／hr以上の冷却速度で200℃以下まで冷却する
ことがより有効である。
【0024】 以上の各製造技術の組み合わせた技術
として図６および図７に集約される。そして、仕
上圧延終了温度が低温範囲（Ar3±50℃）のもの
と高温範囲（Ar3＋50℃以上）のものの２種類が
ある。さらに上記４種類の製造方法に、熱間仕上
圧延開始温度の上限をAr3＋100℃以下と規制し
たもの、また捲取後の冷却方法を規制したものの
片方あるいは両方を組み合わせた製造方法があ
る。その組み合わせを重ねる程、効果を大きくな
ることは当然ある。
として図６および図７に集約される。そして、仕
上圧延終了温度が低温範囲（Ar3±50℃）のもの
と高温範囲（Ar3＋50℃以上）のものの２種類が
ある。さらに上記４種類の製造方法に、熱間仕上
圧延開始温度の上限をAr3＋100℃以下と規制し
たもの、また捲取後の冷却方法を規制したものの
片方あるいは両方を組み合わせた製造方法があ
る。その組み合わせを重ねる程、効果を大きくな
ることは当然ある。
【0025】
【実施例】 本発明による実施例を以下に示す。
表１に示す化学成分を有するＡ〜Ｋの鋼を図６
または図７に従つて表２に示す条件で鋼板を製造
した。ここで銅ＣはＣ量は下限量を割つたもので
あり、鋼ＥおよびＨはそれぞれSi量およびMn量
が下限量を割つたものである。表２における記号
を説明すると、下記のようになる。
または図７に従つて表２に示す条件で鋼板を製造
した。ここで銅ＣはＣ量は下限量を割つたもので
あり、鋼ＥおよびＨはそれぞれSi量およびMn量
が下限量を割つたものである。表２における記号
を説明すると、下記のようになる。
【0026】 FT0は仕上圧延開始温度
FT7は仕上圧延終了温度
CTは捲取温度
TSは引張強さ
T.Elは全伸び
γRは残留オーステナイト体積比（％）
VPFはポリゴナルフエライト占積率（％）
dPFはポリゴナルフエライト粒径（μｍ）
表１、表２の鋼のAr1温度はＡ〜ＣおよびＦ〜
Ｈ、Ｊが650℃、Ｄが635℃、Ｅが610℃、ＩとＫ
が640℃であり、またAr3温度はそれぞれ順に
800、810、815、790、780、810、810、820、790、
805、795℃であつた。
Ｈ、Ｊが650℃、Ｄが635℃、Ｅが610℃、ＩとＫ
が640℃であり、またAr3温度はそれぞれ順に
800、810、815、790、780、810、810、820、790、
805、795℃であつた。
【0027】 本発明法に沿うものはNo.16、17、18、
19、20、21、2224、27、28、29、31、33、35，36
であり、当初TS×T.El≧2000をめざしたが、複
合効果により、図５に示されるようにTS×T.El
＞2400という非常に良好な強度・延性バランスを
示す。これに対し比較例は各々良好な延性が得ら
れていない。
19、20、21、2224、27、28、29、31、33、35，36
であり、当初TS×T.El≧2000をめざしたが、複
合効果により、図５に示されるようにTS×T.El
＞2400という非常に良好な強度・延性バランスを
示す。これに対し比較例は各々良好な延性が得ら
れていない。
【0028】
【表１】
■■■ 亀の甲 ［0005］ ■■■
【0029】
【表２】
■■■ 亀の甲 ［0006］ ■■■
【0030】
【表３】
■■■ 亀の甲 ［0007］ ■■■
【0031】
【表４】
■■■ 亀の甲 ［0008］ ■■■
【0032】
【表５】
■■■ 亀の甲 ［0009］ ■■■
【0033】
【発明の効果】 本発明によれば以上の説明から
明らかなごとく延性の特に優れた熱延高強度鋼板
（TS×T.El≧2400）を特別な合金元素などを必
要とせずにかつ高生産条件で製造できるため、産
業上の効果は極めて大きい。
明らかなごとく延性の特に優れた熱延高強度鋼板
（TS×T.El≧2400）を特別な合金元素などを必
要とせずにかつ高生産条件で製造できるため、産
業上の効果は極めて大きい。
【図１】残留オーステナイト体積比とTS×T.El
の関係を示した図。
の関係を示した図。
【図２】VPF／dPFとTS×T.Elの関係を示した図。
【図３】捲取温度と残留オーステナイト体積比の
関係を示した図。
関係を示した図。
【図４】捲取温度と穴拡げ比の関係を示した図。
【図５】TSとT.Elの関係を示した図。
【図６】仕上圧延終了温度、冷却速度、Ｔ、冷
却速度の関係を示した温度パターン図。
却速度の関係を示した温度パターン図。
【図７】仕上圧延終了温度、冷却速度′、T1、
冷却速度′、T2、冷却速度′の関係を示した
温度パターン図。
冷却速度′、T2、冷却速度′の関係を示した
温度パターン図。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：0.15超〜0.3％未
満、Si：0.5〜2.0％、Mn：0.5〜2.0％、残部が鉄
および不可避的不純物からなる鋼を、全圧下率が
80％以上の熱間仕上圧延を行い、その圧延終了温
度をAr3＋50℃超とし、該温度から40℃／ｓ未満
の冷却速度で冷却を開始し、その鋼のAr3以下で
Ar1超となる温度範囲内の任意の温度Ｔで前記冷
却を終了し、続けて冷却温度40℃／ｓ以上で冷却
して350〜500℃で捲き取り、ポリゴナルフエライ
ト占積率VPF（％）とポリゴナルフエライト平均
粒径dPF（μｍ）の比VPF／dPFが７以上でかつ残留
オーステナイトを体積比で５％以上含むフエライ
ト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの組織
から構成され、強度−延性バランスTS×T.Elで
2000Kgｆ／mm2・％以上であることを特徴とする加
工性に優れた熱延高強度鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：0.15超〜0.3％未
満、Si：0.5〜2.0％、Mn：0.5〜2.0％に加えて、
Ca：0.0005〜0.0100％、REM：0.005〜0.050％の
どちらか１種を含有し、かつ、Ｓ：0.010％以下
に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からな
鋼を、全圧下率が80％以上の熱間仕上圧延を行
い、その圧延終了温度をAr3＋50℃超とし、該温
度から40℃／ｓ未満の冷却速度で冷却を開始し、
その鋼のAr3以下でAr1超となる温度範囲内の任
意の温度Ｔで前記冷却を終了し、続けて冷却温度
40℃／ｓ以上で冷却して350〜500℃で捲き取り、
ポリゴナルフエライト占積率VPF（％）とポリゴ
ナルフエライト平均粒径dPF（μｍ）の比VPF／dPF
が７以上でかつ残留オーステナイトを体積比で５
％以上含むフエライト、ベイナイトおよび残留オ
ーステナイトの組織から構成され、強度−延性バ
ランスTS×T.Elで2000Kgｆ／mm2・％以上である
ことを特徴とする加工性に優れた熱延高強度鋼板
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10765291A JPH04228517A (ja) | 1988-02-29 | 1991-05-13 | 加工性に優れた熱延高強度鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63044527A JPS6479345A (en) | 1987-06-03 | 1988-02-29 | High-strength hot rolled steel plate excellent in workability and its production |
| JP10765291A JPH04228517A (ja) | 1988-02-29 | 1991-05-13 | 加工性に優れた熱延高強度鋼板の製造方法 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63044527A Division JPS6479345A (en) | 1987-06-03 | 1988-02-29 | High-strength hot rolled steel plate excellent in workability and its production |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04228517A JPH04228517A (ja) | 1992-08-18 |
| JPH0565566B2 true JPH0565566B2 (ja) | 1993-09-20 |
Family
ID=26384459
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10765291A Granted JPH04228517A (ja) | 1988-02-29 | 1991-05-13 | 加工性に優れた熱延高強度鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04228517A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1999013123A1 (fr) * | 1997-09-11 | 1999-03-18 | Kawasaki Steel Corporation | Plaque d'acier laminee a chaud contenant des particules hyperfines, son procede de fabrication et procede de fabrication de plaques d'acier laminees a froid |
| JP2005307339A (ja) * | 2004-03-22 | 2005-11-04 | Jfe Steel Kk | 強度−延性バランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6190469B1 (en) | 1996-11-05 | 2001-02-20 | Pohang Iron & Steel Co., Ltd. | Method for manufacturing high strength and high formability hot-rolled transformation induced plasticity steel containing copper |
| JP3540166B2 (ja) * | 1998-08-03 | 2004-07-07 | 株式会社神戸製鋼所 | プレス成形性に優れた高強度熱延鋼板 |
-
1991
- 1991-05-13 JP JP10765291A patent/JPH04228517A/ja active Granted
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1999013123A1 (fr) * | 1997-09-11 | 1999-03-18 | Kawasaki Steel Corporation | Plaque d'acier laminee a chaud contenant des particules hyperfines, son procede de fabrication et procede de fabrication de plaques d'acier laminees a froid |
| JP2005307339A (ja) * | 2004-03-22 | 2005-11-04 | Jfe Steel Kk | 強度−延性バランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP4692018B2 (ja) * | 2004-03-22 | 2011-06-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 強度−延性バランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04228517A (ja) | 1992-08-18 |
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