JPH06264184A - 成形性と溶接性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法 - Google Patents
成形性と溶接性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法Info
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- JPH06264184A JPH06264184A JP5101393A JP5101393A JPH06264184A JP H06264184 A JPH06264184 A JP H06264184A JP 5101393 A JP5101393 A JP 5101393A JP 5101393 A JP5101393 A JP 5101393A JP H06264184 A JPH06264184 A JP H06264184A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、熱延板での組織制御により、自動
車の足廻り部材の軽量化に寄与するための強度、成形性
及び溶接性を確保するものである。 【構成】 面積率で70%以上のベイナイトと5〜15
%のマルテンサイトを含む複合組織からなることを特徴
とする成形性と溶接性に優れた高強度熱延鋼板と、0.
01%以下のCを含む低炭素鋼に、Mn,Ti,Nb,
Mo及び必要に応じてB,Ca,REMを添加した鋼
で、熱延における仕上げ熱延後、5〜150℃/sの冷
却速度で冷却し、350〜650℃で巻取ることにより
前述の組織を有することを特徴とする成形性と溶接性に
優れた高強度熱延鋼板が製造できる。
車の足廻り部材の軽量化に寄与するための強度、成形性
及び溶接性を確保するものである。 【構成】 面積率で70%以上のベイナイトと5〜15
%のマルテンサイトを含む複合組織からなることを特徴
とする成形性と溶接性に優れた高強度熱延鋼板と、0.
01%以下のCを含む低炭素鋼に、Mn,Ti,Nb,
Mo及び必要に応じてB,Ca,REMを添加した鋼
で、熱延における仕上げ熱延後、5〜150℃/sの冷
却速度で冷却し、350〜650℃で巻取ることにより
前述の組織を有することを特徴とする成形性と溶接性に
優れた高強度熱延鋼板が製造できる。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、高強度熱延鋼板に関す
る。さらに詳しくは、低降伏比で成形性(穴拡げ性)と
溶接性に優れた引張強度60kgf/mm2 以上の複合組織高
強度熱延鋼板及びその製造方法に関する。
る。さらに詳しくは、低降伏比で成形性(穴拡げ性)と
溶接性に優れた引張強度60kgf/mm2 以上の複合組織高
強度熱延鋼板及びその製造方法に関する。
【0002】
【従来の技術】CAFE規制及び環境問題に対応するた
め、自動車メーカーによる車体軽量化はますます推進さ
れる情勢にある。その対象部品は、内・外板等のパネル
用鋼板をはじめとして、メンバーやホイールディスク等
の足廻り部材が挙げられる。これらのうち、足廻り部材
には軽量化のために高強度熱延鋼板が採用されてきた。
高強度化の手段としては、固溶強化法、析出強化法、変
態組織強化法、圧延加工強化法がよく知られているが、
加工性とくに形状性の観点から熱延鋼板の高強度化には
変態組織強化法がよく提案され、採用されている。
め、自動車メーカーによる車体軽量化はますます推進さ
れる情勢にある。その対象部品は、内・外板等のパネル
用鋼板をはじめとして、メンバーやホイールディスク等
の足廻り部材が挙げられる。これらのうち、足廻り部材
には軽量化のために高強度熱延鋼板が採用されてきた。
高強度化の手段としては、固溶強化法、析出強化法、変
態組織強化法、圧延加工強化法がよく知られているが、
加工性とくに形状性の観点から熱延鋼板の高強度化には
変態組織強化法がよく提案され、採用されている。
【0003】とくに足廻り用途には穴拡げ性が要求され
るので、このような特性を具備した鋼板の製造方法とし
て、例えば、特開昭57−110650号公報には、フ
ェライト、ベイナイト及びマルテンサイトの3相組織か
らなる伸びフランジ性と抵抗溶接性に優れた高強度熱延
鋼板の製造方法が開示されている。また、特開平4−3
33526号公報には、残留オーステナイト組織を有す
る鋼板が開示されている。
るので、このような特性を具備した鋼板の製造方法とし
て、例えば、特開昭57−110650号公報には、フ
ェライト、ベイナイト及びマルテンサイトの3相組織か
らなる伸びフランジ性と抵抗溶接性に優れた高強度熱延
鋼板の製造方法が開示されている。また、特開平4−3
33526号公報には、残留オーステナイト組織を有す
る鋼板が開示されている。
【0004】
【発明が解決しようとする課題】前述した足廻り部材を
対象とした高強度熱延鋼板のうち、3相組織鋼板(特開
昭57−110650号公報)では、最近の厳しい加工
に耐え得る穴拡げ性が不足している。また、残留オース
テナイト鋼板(特開平4−333526号公報)には、
C量が多いために溶接性の問題や、熱延で安定して製造
するのに困難さがある。本発明は、足廻り部材を高強度
化して車体軽量化を促進するために、これまでの問題点
であった穴拡げ性と溶接性を解決した、低降伏比の高強
度熱延鋼板及びその製造方法の提供を目的とする。
対象とした高強度熱延鋼板のうち、3相組織鋼板(特開
昭57−110650号公報)では、最近の厳しい加工
に耐え得る穴拡げ性が不足している。また、残留オース
テナイト鋼板(特開平4−333526号公報)には、
C量が多いために溶接性の問題や、熱延で安定して製造
するのに困難さがある。本発明は、足廻り部材を高強度
化して車体軽量化を促進するために、これまでの問題点
であった穴拡げ性と溶接性を解決した、低降伏比の高強
度熱延鋼板及びその製造方法の提供を目的とする。
【0005】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、前記の課
題解決のために検討した結果、C量を0.1%以下に低
減し、代わりにMnやMo等を添加した低炭素複合組織
鋼で、残留オーステナイトを使わずに成形性と溶接性の
優れた高強度熱延鋼板が得られることを見いだした。
題解決のために検討した結果、C量を0.1%以下に低
減し、代わりにMnやMo等を添加した低炭素複合組織
鋼で、残留オーステナイトを使わずに成形性と溶接性の
優れた高強度熱延鋼板が得られることを見いだした。
【0006】以下、本発明に至った検討結果及び発明の
詳細を説明する。本発明者らは、C,Mn及びMo量を
種々の変化させた鋼を真空溶解で溶製した。これらの鋼
を鋼片にしてAr3 変態点以上の仕上げ温度で2.6mm
に熱延後、550℃で巻取り、引張特性、穴拡げ性及び
溶接性を調査した。なお、穴拡げ性は打ち抜きままの穴
の径をd0 とし、バリを外側にして30度の円錐ポンチ
による穴拡げを行ない、板厚を貫通する割れが生じた時
の穴の径をdとした場合のd/d0 で評価した。また、
溶接性についてはアーク溶接を行ない、溶接部分の引張
特性を調査した。調査結果を図1,図2,図3及び図4
に示す。
詳細を説明する。本発明者らは、C,Mn及びMo量を
種々の変化させた鋼を真空溶解で溶製した。これらの鋼
を鋼片にしてAr3 変態点以上の仕上げ温度で2.6mm
に熱延後、550℃で巻取り、引張特性、穴拡げ性及び
溶接性を調査した。なお、穴拡げ性は打ち抜きままの穴
の径をd0 とし、バリを外側にして30度の円錐ポンチ
による穴拡げを行ない、板厚を貫通する割れが生じた時
の穴の径をdとした場合のd/d0 で評価した。また、
溶接性についてはアーク溶接を行ない、溶接部分の引張
特性を調査した。調査結果を図1,図2,図3及び図4
に示す。
【0007】この実験結果から、本発明の目標とする、
60kgf/mm2 以上の引張強度、0.75以下の降伏比
(降伏点/引張強度:YR)及び1.8以上の穴拡げ比
(d/d0 )、さらに母材以上の溶接性を確保するに
は、C,Mn及びMo量を適正な範囲に規定しなければ
ならないことを見いだした。
60kgf/mm2 以上の引張強度、0.75以下の降伏比
(降伏点/引張強度:YR)及び1.8以上の穴拡げ比
(d/d0 )、さらに母材以上の溶接性を確保するに
は、C,Mn及びMo量を適正な範囲に規定しなければ
ならないことを見いだした。
【0008】また、図5はC:0.023%、Mn:
2.51%、Mo:0.38%を含む鋼を用いて、熱延
板のYR、穴拡げ性及びマルテンサイトの体積率と巻取
温度の関係を調べた結果である。この図より、YR≦
0.75と1.8以上のd/d0 を満足するには巻取温
度を350〜650℃に限定しなければならないことを
見いだした。
2.51%、Mo:0.38%を含む鋼を用いて、熱延
板のYR、穴拡げ性及びマルテンサイトの体積率と巻取
温度の関係を調べた結果である。この図より、YR≦
0.75と1.8以上のd/d0 を満足するには巻取温
度を350〜650℃に限定しなければならないことを
見いだした。
【0009】次に、前述した特性を得るに至った組織的
要因を解明した結果、C量を下げて炭化物を低減するこ
とと、熱延板の組織をマルテンサイトを含むベイナイト
主体の複合組織とすることが重要なことも明らかになっ
た。
要因を解明した結果、C量を下げて炭化物を低減するこ
とと、熱延板の組織をマルテンサイトを含むベイナイト
主体の複合組織とすることが重要なことも明らかになっ
た。
【0010】以上の新知見を総合すると、適当量のマル
テンサイトを含むベイナイト主体の組織とし、炭化物の
低減のためにC量を低くし、代わりに溶接性を劣化させ
ない程度にMn及びMoを添加した鋼で、製造条件とし
ては仕上げ熱延後の冷却速度と巻取温度を所定の範囲に
規定することにより本発明の目標を満たす加工性と溶接
性の優れた熱延鋼板が製造できる。
テンサイトを含むベイナイト主体の組織とし、炭化物の
低減のためにC量を低くし、代わりに溶接性を劣化させ
ない程度にMn及びMoを添加した鋼で、製造条件とし
ては仕上げ熱延後の冷却速度と巻取温度を所定の範囲に
規定することにより本発明の目標を満たす加工性と溶接
性の優れた熱延鋼板が製造できる。
【0011】即ち本発明の要旨は次の通りである。 (1)面積率で70%以上のベイナイトと5〜15%の
マルテンサイトを含む複合組織からなり、低降伏比が
0.75以下の成形性と溶接性に優れた熱延鋼板。
マルテンサイトを含む複合組織からなり、低降伏比が
0.75以下の成形性と溶接性に優れた熱延鋼板。
【0012】(2)重量%で、C:0.001〜0.1
%、Si:2%以下、Mn:1.5%超〜3.5%、
P:0.1%以下、S:0.015%以下、Ti:4×
〔N〕〜0.05%、Nb:0.005〜0.05%、
Mo:0.2%超〜0.8%以下、Al:0.01〜
0.1%、N:0.005%以下の範囲で含み、かつ下
記式を満たし、残部Fe及び不可避的不純物からなる
(1)記載の成形性と溶接性に優れた熱延鋼板。
%、Si:2%以下、Mn:1.5%超〜3.5%、
P:0.1%以下、S:0.015%以下、Ti:4×
〔N〕〜0.05%、Nb:0.005〜0.05%、
Mo:0.2%超〜0.8%以下、Al:0.01〜
0.1%、N:0.005%以下の範囲で含み、かつ下
記式を満たし、残部Fe及び不可避的不純物からなる
(1)記載の成形性と溶接性に優れた熱延鋼板。
【0013】 C≧−0.052×(Mn+Mo)+0.155 (3)Ca:0.001〜0.01%、REM:0.0
05〜0.05%のうち1種以上を含有する(1)また
は(2)記載の成形性と溶接性に優れた熱延鋼板。
05〜0.05%のうち1種以上を含有する(1)また
は(2)記載の成形性と溶接性に優れた熱延鋼板。
【0014】(4)B:0.0005〜0.005%を
含有する(1),(2),(3)いずれかに記載の成形
性と溶接性に優れた熱延鋼板。 (5)連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳
造後直ちにAr3 変態点以上の温度で仕上げ圧延を終了
して、5〜150℃/sの冷却速度で冷却後、350〜
650℃の温度域で巻取ることを特徴とする成形性と溶
接性に優れた熱延鋼板の製造方法。
含有する(1),(2),(3)いずれかに記載の成形
性と溶接性に優れた熱延鋼板。 (5)連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳
造後直ちにAr3 変態点以上の温度で仕上げ圧延を終了
して、5〜150℃/sの冷却速度で冷却後、350〜
650℃の温度域で巻取ることを特徴とする成形性と溶
接性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【0015】
【作用】以下に、本発明を具体的に説明する。まず、組
織はベイナイトとマルテンサイトを含む複合組織としな
ければならない。本発明で意味するベイナイトとは、6
50℃以下の温度域で生成する相のことであり、アシキ
ュラー状のものとそれが回復したもの及びマッシブ変態
したもの等の粒界の形状がイレギュラーなものも含む。
ベイナイトの面積率は、穴拡げ性としてd/d0 で1.
8以上を得るために70%以上とする。一方、ベイナイ
トだけではYRが高いので、YRを0.75以下とする
ためにマルテンサイトの面積率を5%以上とする。しか
し、その面積率が15%を超えると穴拡げ性等の特性を
劣化させるため、上限を15%とする。
織はベイナイトとマルテンサイトを含む複合組織としな
ければならない。本発明で意味するベイナイトとは、6
50℃以下の温度域で生成する相のことであり、アシキ
ュラー状のものとそれが回復したもの及びマッシブ変態
したもの等の粒界の形状がイレギュラーなものも含む。
ベイナイトの面積率は、穴拡げ性としてd/d0 で1.
8以上を得るために70%以上とする。一方、ベイナイ
トだけではYRが高いので、YRを0.75以下とする
ためにマルテンサイトの面積率を5%以上とする。しか
し、その面積率が15%を超えると穴拡げ性等の特性を
劣化させるため、上限を15%とする。
【0016】次に、化学成分の限定理由について説明す
る。Cは、加工性に及ぼす重要な元素であり、その添加
量は少ないほど加工性は向上する。しかし、少なすぎる
とベイナイト及びマルテンサイトが形成されず、60kg
f/mm2 以上の強度が得られにくくなるため、0.001
%を下限とする。一方、添加量が多いと溶接性が劣化す
るばかりでなく、炭化物が多量に析出して、加工性を大
きく劣化させるため、上限を0.1%とする。好ましく
は0.003〜0.06%の範囲がよい。
る。Cは、加工性に及ぼす重要な元素であり、その添加
量は少ないほど加工性は向上する。しかし、少なすぎる
とベイナイト及びマルテンサイトが形成されず、60kg
f/mm2 以上の強度が得られにくくなるため、0.001
%を下限とする。一方、添加量が多いと溶接性が劣化す
るばかりでなく、炭化物が多量に析出して、加工性を大
きく劣化させるため、上限を0.1%とする。好ましく
は0.003〜0.06%の範囲がよい。
【0017】Mnは、Moと組合せて所定の複合組織を
形成させ、強度を確保するのに重要な役割を果たす元素
である。本発明で規定する面積率のベイナイト及びマル
テンサイトを含む組織とするためには、1.5%超の添
加が必要である。また、過度の添加は焼きが入りすぎる
ようになって仕上げ熱延後の冷却過程で組織を制御する
のが困難となるため、上限を3.5%とする。
形成させ、強度を確保するのに重要な役割を果たす元素
である。本発明で規定する面積率のベイナイト及びマル
テンサイトを含む組織とするためには、1.5%超の添
加が必要である。また、過度の添加は焼きが入りすぎる
ようになって仕上げ熱延後の冷却過程で組織を制御する
のが困難となるため、上限を3.5%とする。
【0018】Moは、Mnとともに本発明において重要
な役割を果たす元素である。すなわち、ベイナイト及び
マルテンサイトの形成と炭化物による析出強化を目的に
添加するものであり、本発明で規定する面積率のベイナ
イト及びマルテンサイトを含む組織とするには、0.2
%超の添加が必要である。一方、過度の添加は焼きが入
りすぎるため、仕上げ熱延後の冷却時に組織を制御する
のが難かしくなるばかりでなく、その効果も飽和して経
済的にも不利となることから、上限を0.8%とする。
な役割を果たす元素である。すなわち、ベイナイト及び
マルテンサイトの形成と炭化物による析出強化を目的に
添加するものであり、本発明で規定する面積率のベイナ
イト及びマルテンサイトを含む組織とするには、0.2
%超の添加が必要である。一方、過度の添加は焼きが入
りすぎるため、仕上げ熱延後の冷却時に組織を制御する
のが難かしくなるばかりでなく、その効果も飽和して経
済的にも不利となることから、上限を0.8%とする。
【0019】本発明では、前述のC,Mn,Moの各々
の添加量を規定するのみでなく、 C≧−0.052×(Mn+Mo)+0.155 というC,Mn,Moの相互の関係を規定することによ
って初めて本発明の目標とする鋼板の特性が得られる。
の添加量を規定するのみでなく、 C≧−0.052×(Mn+Mo)+0.155 というC,Mn,Moの相互の関係を規定することによ
って初めて本発明の目標とする鋼板の特性が得られる。
【0020】Siは、鋼を高強度化する場合に添加する
が、過度の添加は溶接性を劣化させるため、上限を2%
とする。Pも、高強度化には有効な元素であるが、過度
の添加は粒界に偏析したPが粒界を脆化させるため、上
限を0.1%とする。Sは、過剰に添加すると熱間割れ
が発生するばかりでなく、硫化物が多く生成して加工時
に割れの原因にもなるため、上限を0.015%とす
る。Alは、鋼の脱酸及びTiの歩留を向上させるため
0.01%以上必要である。一方、過剰の添加はコスト
アップになるとともに、鋼中に介在物を残すことになる
ため、上限を0.1%とする。Nは、熱延段階までにT
iで固定されるが、多量のTiNが形成されると加工性
を劣化させるため、上限を0.005%とする。Ti
は、Nを固定されるために添加されるものであるため、
下限をN添加量と当量とする。しかし、過度の添加はコ
ストアップになるため、0.05%を上限とする。
が、過度の添加は溶接性を劣化させるため、上限を2%
とする。Pも、高強度化には有効な元素であるが、過度
の添加は粒界に偏析したPが粒界を脆化させるため、上
限を0.1%とする。Sは、過剰に添加すると熱間割れ
が発生するばかりでなく、硫化物が多く生成して加工時
に割れの原因にもなるため、上限を0.015%とす
る。Alは、鋼の脱酸及びTiの歩留を向上させるため
0.01%以上必要である。一方、過剰の添加はコスト
アップになるとともに、鋼中に介在物を残すことになる
ため、上限を0.1%とする。Nは、熱延段階までにT
iで固定されるが、多量のTiNが形成されると加工性
を劣化させるため、上限を0.005%とする。Ti
は、Nを固定されるために添加されるものであるため、
下限をN添加量と当量とする。しかし、過度の添加はコ
ストアップになるため、0.05%を上限とする。
【0021】Nbは、加熱時のオーステナイト粒の微細
化を目的に添加されるものである。0.005%未満で
はその効果が現れず、0.05%を超えて添加しても細
粒化効果は大きく変わらないので0.005〜0.05
%とする。Bは、焼き入れ性を確保するために補助的に
添加する元素である。0.0005%未満の添加ではそ
の効果が現れず、過度の添加はスラブ割れの原因となる
ため、0.005%を上限とする。Ca及びREMは硫
化物の形態を制御するために添加する。0.001%未
満のCa、あるいは、0.005%未満のREMではそ
の効果が現れず、過度の添加は鋼中に介在物を残すばか
りでなく、コストアップになるためそれぞれ上限を0.
01%及び0.05%とする。
化を目的に添加されるものである。0.005%未満で
はその効果が現れず、0.05%を超えて添加しても細
粒化効果は大きく変わらないので0.005〜0.05
%とする。Bは、焼き入れ性を確保するために補助的に
添加する元素である。0.0005%未満の添加ではそ
の効果が現れず、過度の添加はスラブ割れの原因となる
ため、0.005%を上限とする。Ca及びREMは硫
化物の形態を制御するために添加する。0.001%未
満のCa、あるいは、0.005%未満のREMではそ
の効果が現れず、過度の添加は鋼中に介在物を残すばか
りでなく、コストアップになるためそれぞれ上限を0.
01%及び0.05%とする。
【0022】次に、製造工程条件について説明する。前
述した化学成分を有する鋼は、通常、連続鋳造法によっ
てスラブとするが、薄スラブ連鋳法によって製造する1
00〜10mm厚のスラブでもかまわない。次に、Ar3
変態点以上の温度域で仕上げ熱延を行なう。Ar3 より
も低い温度域で仕上げ熱延を行なうと組織が不均一にな
るばかりでなく、3相組織が形成されず、本発明の目的
とする加工性が得られない。好ましくはAr3 〜Ar3
+20℃の範囲で仕上げ熱延を行なうのがよい。
述した化学成分を有する鋼は、通常、連続鋳造法によっ
てスラブとするが、薄スラブ連鋳法によって製造する1
00〜10mm厚のスラブでもかまわない。次に、Ar3
変態点以上の温度域で仕上げ熱延を行なう。Ar3 より
も低い温度域で仕上げ熱延を行なうと組織が不均一にな
るばかりでなく、3相組織が形成されず、本発明の目的
とする加工性が得られない。好ましくはAr3 〜Ar3
+20℃の範囲で仕上げ熱延を行なうのがよい。
【0023】仕上げ熱延後の冷却条件と巻取条件は、冷
却速度及び巻取温度によって3相組織における各相の面
積率を制御する点で本発明における重要な構成条件であ
る。冷却速度は、5℃/s未満ではフェライトが多く形
成されるため強度が不足するばかりでなく、本発明にお
いて重要な役割を果たすベイナイト及びマルテンサイト
の形成を抑制し、パーライトが形成されるため好ましく
ない。
却速度及び巻取温度によって3相組織における各相の面
積率を制御する点で本発明における重要な構成条件であ
る。冷却速度は、5℃/s未満ではフェライトが多く形
成されるため強度が不足するばかりでなく、本発明にお
いて重要な役割を果たすベイナイト及びマルテンサイト
の形成を抑制し、パーライトが形成されるため好ましく
ない。
【0024】一方、150℃/sを超える冷却速度の冷
却では、実操業での温度の制御を困難とし、歩留を低下
させるため好ましくない。また、巻取温度は、350℃
未満ではマルテンサイトの面積率が15%を超えて、穴
拡げ性が劣化するので350℃以上とする。一方、65
0℃を超えるとパーライトの形成によって目標とする複
合組織にならず、強度を低下させ、加工性を劣化させ
る。なお、本発明ではとくに規定しないが、巻取後の調
質圧延及び酸洗、あるいは酸洗後の調質圧延は本発明に
おける特性に何等影響を及ぼすものではない。
却では、実操業での温度の制御を困難とし、歩留を低下
させるため好ましくない。また、巻取温度は、350℃
未満ではマルテンサイトの面積率が15%を超えて、穴
拡げ性が劣化するので350℃以上とする。一方、65
0℃を超えるとパーライトの形成によって目標とする複
合組織にならず、強度を低下させ、加工性を劣化させ
る。なお、本発明ではとくに規定しないが、巻取後の調
質圧延及び酸洗、あるいは酸洗後の調質圧延は本発明に
おける特性に何等影響を及ぼすものではない。
【0025】
実施例1 C:0.023%、Si:0.01%、Mn:2.51
%、P:0.005%、S:0.0064%、Al:
0.019%、Nb:0.013%、Ti:0.020
%、Mo:0.38%、N:0.0015%、残部Fe
及び不可避的不純物元素からなる鋼を転炉出鋼し、連続
鋳造でスラブとした。熱延は1100℃で加熱後、仕上
げ温度を900℃で板厚2.6mmとし、表1に示すよう
な条件で冷却及び巻取を実施した。
%、P:0.005%、S:0.0064%、Al:
0.019%、Nb:0.013%、Ti:0.020
%、Mo:0.38%、N:0.0015%、残部Fe
及び不可避的不純物元素からなる鋼を転炉出鋼し、連続
鋳造でスラブとした。熱延は1100℃で加熱後、仕上
げ温度を900℃で板厚2.6mmとし、表1に示すよう
な条件で冷却及び巻取を実施した。
【0026】その後、材質評価としてJIS Z220
1,5号試験片に加工し、同2241記載の試験方法に
したがって引張試験を行なった。また、穴拡げ試験は打
ち抜きままの穴の径をd0 とし、バリを外側にして30
度の円錐ポンチによる穴拡げを行ない、板厚を貫通する
割れが生じた時の穴の径をdとした場合のd/d0 で評
価した。さらに溶接性についてはアーク溶接を実施し、
溶接部の引張強度を求め、母材の引張強度以上の場合を
合格と評価した。表2に結果をまとめて示す。
1,5号試験片に加工し、同2241記載の試験方法に
したがって引張試験を行なった。また、穴拡げ試験は打
ち抜きままの穴の径をd0 とし、バリを外側にして30
度の円錐ポンチによる穴拡げを行ない、板厚を貫通する
割れが生じた時の穴の径をdとした場合のd/d0 で評
価した。さらに溶接性についてはアーク溶接を実施し、
溶接部の引張強度を求め、母材の引張強度以上の場合を
合格と評価した。表2に結果をまとめて示す。
【表1】
【0027】
【表2】
【0028】本発明にしたがったNo.3,4,5,6,
8及び9では、60kgf/mm2 以上の引張強度と0.75
以下のYR及び1.8以上のd/d0 を有し、優れた成
形性と溶接性を示す。一方、冷却速度が本発明の範囲よ
りも低くはずれた No.1及び巻取温度が本発明の範囲よ
りも高くはずれたNo.7では、マルテンサイトが形成さ
れず、強度が低いばかりでなくYRも高い。また、巻取
温度が本発明の範囲よりも低くはずれたNo.2では、マ
ルテンサイトの面積率が高く、d/d0 が低い。
8及び9では、60kgf/mm2 以上の引張強度と0.75
以下のYR及び1.8以上のd/d0 を有し、優れた成
形性と溶接性を示す。一方、冷却速度が本発明の範囲よ
りも低くはずれた No.1及び巻取温度が本発明の範囲よ
りも高くはずれたNo.7では、マルテンサイトが形成さ
れず、強度が低いばかりでなくYRも高い。また、巻取
温度が本発明の範囲よりも低くはずれたNo.2では、マ
ルテンサイトの面積率が高く、d/d0 が低い。
【0029】実施例2 表3に示した化学成分の鋼を転炉出鋼し、連続鋳造でス
ラブとした後、熱延条件は本発明の範囲内で一定とし
た。すなわち、1150℃で加熱した後、Ar3変態点
以上の温度で板厚2.3mmに仕上げ圧延を施し、20℃
/sの冷却速度で冷却し、550℃で巻取った。その後
実施例1と同じ方法で材質評価を行なった。表4に結果
をまとめて示す。
ラブとした後、熱延条件は本発明の範囲内で一定とし
た。すなわち、1150℃で加熱した後、Ar3変態点
以上の温度で板厚2.3mmに仕上げ圧延を施し、20℃
/sの冷却速度で冷却し、550℃で巻取った。その後
実施例1と同じ方法で材質評価を行なった。表4に結果
をまとめて示す。
【0030】
【表3】
【0031】
【表4】
【0032】本発明にしたがったA,B,C,D,E,
F及びG鋼は、60kgf/mm2 以上の引張強度と0.75
以下のYR及び1.8以上のd/d0 を有し、優れた成
形性と溶接性を示す。一方、C量が本発明の範囲よりも
高くはずれたH鋼とSi量が高くはずれたK鋼は、溶接
性が劣る。また、MnあるいはMoが本発明の範囲より
も高くはずれたI及びJ鋼では、焼きが入りすぎて硬質
化し、マルテンサイトの面積率が本発明の範囲から高く
はずれたため、YRが高いと同時にd/d0 が低く、成
形性が劣る。Mn及びMoが本発明の範囲から低くはず
れたL鋼では、ベイナイトの面積率が低いためd/d0
が低い。
F及びG鋼は、60kgf/mm2 以上の引張強度と0.75
以下のYR及び1.8以上のd/d0 を有し、優れた成
形性と溶接性を示す。一方、C量が本発明の範囲よりも
高くはずれたH鋼とSi量が高くはずれたK鋼は、溶接
性が劣る。また、MnあるいはMoが本発明の範囲より
も高くはずれたI及びJ鋼では、焼きが入りすぎて硬質
化し、マルテンサイトの面積率が本発明の範囲から高く
はずれたため、YRが高いと同時にd/d0 が低く、成
形性が劣る。Mn及びMoが本発明の範囲から低くはず
れたL鋼では、ベイナイトの面積率が低いためd/d0
が低い。
【0033】
【発明の効果】本発明によれば、とくに自動車の足廻り
部材としての用途に適した、優れた成形性(穴拡げ性)
と溶接性を有する低降伏比の熱延鋼板が製造できる。こ
の鋼板を適用することによって車体鋼板の薄手化が可能
となり、車体の軽量化が達成され、省資源や大気汚染の
低減に寄与できる。
部材としての用途に適した、優れた成形性(穴拡げ性)
と溶接性を有する低降伏比の熱延鋼板が製造できる。こ
の鋼板を適用することによって車体鋼板の薄手化が可能
となり、車体の軽量化が達成され、省資源や大気汚染の
低減に寄与できる。
【図1】引張強度に及ぼすC量と(Mn+Mo)量の関
係を示す図表である。
係を示す図表である。
【図2】降伏比に及ぼすC量と(Mn+Mo)量の関係
を示す図表である。
を示す図表である。
【図3】穴拡げ比に及ぼすC量と(Mn+Mo)量の関
係を示す図表である。
係を示す図表である。
【図4】溶接性に及ぼすC量と(Mn+Mo)量の関係
を示す図表である。
を示す図表である。
【図5】巻取温度と鋼板特性の関係を示す図表である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成5年4月15日
【手続補正1】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項5
【補正方法】変更
【補正内容】
【手続補正2】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】0014
【補正方法】変更
【補正内容】
【0014】(4)B:0.0005〜0.005%を
含有する(1),(2),(3)いずれかに記載の成形
性と溶接性に優れた熱延鋼板。 (5)連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳
造後直ちにAr3 変態点以上の温度で仕上げ圧延を終了
して、5〜150℃/sの冷却速度で冷却後、350〜
650℃の温度域で巻取ることを特徴とする請求項
(1),(2),(3),(4)のいずれかに記載の成
形性と溶接性に優れた熱延鋼板の製造方法。
含有する(1),(2),(3)いずれかに記載の成形
性と溶接性に優れた熱延鋼板。 (5)連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳
造後直ちにAr3 変態点以上の温度で仕上げ圧延を終了
して、5〜150℃/sの冷却速度で冷却後、350〜
650℃の温度域で巻取ることを特徴とする請求項
(1),(2),(3),(4)のいずれかに記載の成
形性と溶接性に優れた熱延鋼板の製造方法。
Claims (5)
- 【請求項1】 面積率で70%以上のベイナイトと5〜
15%のマルテンサイトを含む複合組織からなり、低降
伏比が0.75以下の成形性と溶接性に優れた熱延鋼
板。 - 【請求項2】 重量%で、 C :0.001〜0.1%、 Si:2%以下、 Mn:1.5%超〜3.5%、 P :0.1%以下、 S :0.015%以下、 Ti:4×〔N〕〜0.05%、 Nb:0.005〜0.05%、 Mo:0.2%超〜0.8%以下、 Al:0.01〜0.1%、 N :0.005%以下 の範囲で含み、かつ下記式を満たし、残部Fe及び不
可避的不純物からなる請求項1記載の成形性と溶接性に
優れた熱延鋼板。 C≧−0.052×(Mn+Mo)+0.155 - 【請求項3】 Ca:0.001〜0.01%、RE
M:0.005〜0.05%のうち1種以上を含有する
請求項1または2記載の成形性と溶接性に優れた熱延鋼
板。 - 【請求項4】 B:0.0005〜0.005%を含有
する請求項1,2,3のいずれかに記載の成形性と溶接
性に優れた熱延鋼板。 - 【請求項5】 連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あ
るいは鋳造後直ちにAr3 変態点以上の温度で仕上げ圧
延を終了して、5〜150℃/sの冷却速度で冷却後、
350〜650℃の温度域で巻取ることを特徴とする成
形性と溶接性に優れた熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5101393A JPH06264184A (ja) | 1993-03-11 | 1993-03-11 | 成形性と溶接性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5101393A JPH06264184A (ja) | 1993-03-11 | 1993-03-11 | 成形性と溶接性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH06264184A true JPH06264184A (ja) | 1994-09-20 |
Family
ID=12874911
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP5101393A Withdrawn JPH06264184A (ja) | 1993-03-11 | 1993-03-11 | 成形性と溶接性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH06264184A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2000109951A (ja) * | 1998-08-05 | 2000-04-18 | Kawasaki Steel Corp | 伸びフランジ性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
JP2008069425A (ja) * | 2006-09-15 | 2008-03-27 | Kobe Steel Ltd | 伸びフランジ性に優れた熱延鋼板 |
CN100378241C (zh) * | 2003-03-24 | 2008-04-02 | 新日本制铁株式会社 | 扩孔性与延展性优异的高强度热轧钢板及其制造方法 |
GB2448114A (en) * | 2007-03-15 | 2008-10-08 | Kobe Steel Ltd | Hot rolled bainitic-ferrite steel sheet |
-
1993
- 1993-03-11 JP JP5101393A patent/JPH06264184A/ja not_active Withdrawn
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2000109951A (ja) * | 1998-08-05 | 2000-04-18 | Kawasaki Steel Corp | 伸びフランジ性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
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JP2008069425A (ja) * | 2006-09-15 | 2008-03-27 | Kobe Steel Ltd | 伸びフランジ性に優れた熱延鋼板 |
JP4646881B2 (ja) * | 2006-09-15 | 2011-03-09 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸びフランジ性に優れた熱延鋼板 |
GB2448114A (en) * | 2007-03-15 | 2008-10-08 | Kobe Steel Ltd | Hot rolled bainitic-ferrite steel sheet |
GB2448114B (en) * | 2007-03-15 | 2010-05-12 | Kobe Steel Ltd | High strength hot rolled steel sheet with excellent press workability and method of manufacturing the same |
US8052808B2 (en) | 2007-03-15 | 2011-11-08 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High strength hot rolled steel sheet with excellent press workability and method of manufacturing the same |
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Legal Events
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