JPH062901B2 - 高強度熱延鋼板の製造法 - Google Patents
高強度熱延鋼板の製造法Info
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- JPH062901B2 JPH062901B2 JP60233895A JP23389585A JPH062901B2 JP H062901 B2 JPH062901 B2 JP H062901B2 JP 60233895 A JP60233895 A JP 60233895A JP 23389585 A JP23389585 A JP 23389585A JP H062901 B2 JPH062901 B2 JP H062901B2
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Classifications
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- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
- B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
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-
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- B21B1/466—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling metal immediately subsequent to continuous casting in a non-continuous process, i.e. the cast being cut before rolling
-
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- B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
- B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
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Description
【発明の詳細な説明】 ［発明の利用分野］ 本発明は高強度熱延鋼板の製造法に関する。
［発明の背景］ 近年自動車業界においては、車体の軽量化のため、設計
強度を変更しないで板厚を薄くし得ることが要望されて
いるが、従来の析出硬化型の高張力鋼板では、プレス成
形性が良くないこと、溶接性にも問題があること等から
かかる要望に答えることができない。
強度を変更しないで板厚を薄くし得ることが要望されて
いるが、従来の析出硬化型の高張力鋼板では、プレス成
形性が良くないこと、溶接性にも問題があること等から
かかる要望に答えることができない。
そこで、従来の析出硬化型高張力鋼板に代わる鋼板とし
て、フェライトとマルテンサイトの２相からなる複合組
織型高張力鋼板の採用が増加しつつある。
て、フェライトとマルテンサイトの２相からなる複合組
織型高張力鋼板の採用が増加しつつある。
しかし、かかる複合組織型鋼板も加工性などの点におい
て必ずしの好ましいものではない。
て必ずしの好ましいものではない。
そこで、さらに、Ｍｎを基本成分とし、Si，Ｃｒを多量
に添加することにより、熱間圧延工程−巻取工程を経た
後においても低降伏比、良延性という特性をもつ複合組
織型鋼板が開発されている。
に添加することにより、熱間圧延工程−巻取工程を経た
後においても低降伏比、良延性という特性をもつ複合組
織型鋼板が開発されている。
しかし、かかる複合組織型鋼板はＳｉ，Ｃｒを大量に使
用するためコストが高いという問題点がある。
用するためコストが高いという問題点がある。
一方、Ｂは鋼の焼入性を向上させる元素として知られて
おり、低コストで焼入性を高めることができるが、その
ためにはＢを固溶状態にしておく必要がある。
おり、低コストで焼入性を高めることができるが、その
ためにはＢを固溶状態にしておく必要がある。
ところで、従来方法においては、熱延鋼板は、普通造塊
法による鋼塊を分塊して造られたスラブ又は連続鋳造法
により造られたスラブを、一旦常温にまで冷却して、そ
の後加熱炉にて１２００〜１３００℃の高温で長時間の
加熱を行なってから連続熱間圧延機に噛込ませて製造し
ている。
法による鋼塊を分塊して造られたスラブ又は連続鋳造法
により造られたスラブを、一旦常温にまで冷却して、そ
の後加熱炉にて１２００〜１３００℃の高温で長時間の
加熱を行なってから連続熱間圧延機に噛込ませて製造し
ている。
このように、従来は、冷塊になったスラブを再加熱して
から粗圧延に入れるのであるが、一度温度が常温にまで
下ったスラブでは、ＢはＢＮとして析出してしまい、こ
れを再び固溶させるためには、例えば１２００℃以上の
高温で１時間以上の加熱を施さねばならないのである。
から粗圧延に入れるのであるが、一度温度が常温にまで
下ったスラブでは、ＢはＢＮとして析出してしまい、こ
れを再び固溶させるためには、例えば１２００℃以上の
高温で１時間以上の加熱を施さねばならないのである。
すなわち、一度常温まで下ったスラブを1100℃に再加熱
しても、析出物の安全な再固溶は起り得ず、従って組織
の制御には何ら効果をもたらさないということになるの
である。
しても、析出物の安全な再固溶は起り得ず、従って組織
の制御には何ら効果をもたらさないということになるの
である。
しかし、このように１２００℃以上の高温長時間加熱を
スラブに施こすことは加熱量の莫大な損失となる。
スラブに施こすことは加熱量の莫大な損失となる。
［発明の目的］ 本発明は、加工性の良い熱延鋼板を低加熱費で製造する
ことができる高強度熱延鋼製造法を提供することを目的
とする。
ことができる高強度熱延鋼製造法を提供することを目的
とする。
［発明の概要］ 上記目的は、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０２〜１．５％、Ｍｎ：０．６〜２．５％、
Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌＡｌ：０．０１〜０．０６
％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、Ｔｉ：０．０１〜
０．１％を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる
ベイナイトを含む変態強化型の高強度熱延鋼板を製造す
る方法において、凝固時冷却速度を７０℃／分以上で連
続鋳造を行ない高温スラブを得た後、該スラブが５５０
℃の温度になる前に、該スラブを１０５０℃以上の温度
に再加熱した後に、熱間圧延を開始し、該熱間圧延をＡ
ｒ3点以上の温度で終了し、次いで所定の制御冷却を行
なうことを特徴とする熱延鋼板の製造法によって達成さ
れる。
ｉ：０．０２〜１．５％、Ｍｎ：０．６〜２．５％、
Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌＡｌ：０．０１〜０．０６
％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、Ｔｉ：０．０１〜
０．１％を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる
ベイナイトを含む変態強化型の高強度熱延鋼板を製造す
る方法において、凝固時冷却速度を７０℃／分以上で連
続鋳造を行ない高温スラブを得た後、該スラブが５５０
℃の温度になる前に、該スラブを１０５０℃以上の温度
に再加熱した後に、熱間圧延を開始し、該熱間圧延をＡ
ｒ3点以上の温度で終了し、次いで所定の制御冷却を行
なうことを特徴とする熱延鋼板の製造法によって達成さ
れる。
以下に本発明の構成を説明する。
Ｃ：0.03〜0.2％ Ｃは、必要な強度維持及びベイナイト、マルテンサイト
などの低温変態生成物を形成させるうえで必須な元素で
あるが、0.2％を越えると加工性と溶接性を劣化するこ
とに加え、本発明の鋼板の特徴の一つである低降伏比特
性を損なうこととなる。その下限は強化及び焼入性向上
効果を発揮させるために0.03％とする。
などの低温変態生成物を形成させるうえで必須な元素で
あるが、0.2％を越えると加工性と溶接性を劣化するこ
とに加え、本発明の鋼板の特徴の一つである低降伏比特
性を損なうこととなる。その下限は強化及び焼入性向上
効果を発揮させるために0.03％とする。
Ｓｉ：0.02〜1.5％ Ｓｉは溶鋼の脱酸に必要な元素であり、また高強度かつ
高延性をうるうえでもっとも有効な置換型固溶元素であ
る。さらに正常なポリゴナルフェライト形成を有利にす
る働きをもっている。このような特性を発揮させるため
には0.02％を下限とした。また、溶接部の脆化（遷移温
度の上昇）を防止し、表面酸化スケール状態の悪化を防
ぐために1.5％を上限とした。
高延性をうるうえでもっとも有効な置換型固溶元素であ
る。さらに正常なポリゴナルフェライト形成を有利にす
る働きをもっている。このような特性を発揮させるため
には0.02％を下限とした。また、溶接部の脆化（遷移温
度の上昇）を防止し、表面酸化スケール状態の悪化を防
ぐために1.5％を上限とした。
Ｍｎ：0.6〜2.5％ Ｍｎは焼入性を増し、所望の組織をうるうえで必須の元
素である。その効果を発揮させるためには0.6％以上を
必要とし、2.5％を越えると、溶接上困難になると同時
に延性を劣化し、鋼板の価格が高価格となるため上限を
2.5％とする。
素である。その効果を発揮させるためには0.6％以上を
必要とし、2.5％を越えると、溶接上困難になると同時
に延性を劣化し、鋼板の価格が高価格となるため上限を
2.5％とする。
Ｓ：0.01％以下 Ｓは硫化物を生成し、加工性を劣化させるので可及的に
少ない方が望ましいが、その含有量が0.01％以下であれ
が所望の加工性が確保できることからＳ含有量の上限を
0.01％と定めた。
少ない方が望ましいが、その含有量が0.01％以下であれ
が所望の加工性が確保できることからＳ含有量の上限を
0.01％と定めた。
solＡｌ：0.01〜0.06％ solＡｌは鋼の脱酸剤として有効なものであるが、その
含有量が0.01未満では脱酸の効果が期待できなくなり、
他方0.06％を越えて含有させても脱酸の効果が飽和して
それ以上の効果が期待できないことからsolＡｌ含有量
を0.01〜0.06％と限定した。
含有量が0.01未満では脱酸の効果が期待できなくなり、
他方0.06％を越えて含有させても脱酸の効果が飽和して
それ以上の効果が期待できないことからsolＡｌ含有量
を0.01〜0.06％と限定した。
Ｔｉ：0.01〜0.1％ Ｔｉは析出強化元素であり、溶接後の熱影響部の硬度の
低下を防止するのに役立つ。本発明ではこの効果に加え
Ｂの焼入性向上効果を最大限に発揮させることを主たる
目的に含有せしめており、下限及び上限はこの効果の観
点より0.01〜0.1％とする。
低下を防止するのに役立つ。本発明ではこの効果に加え
Ｂの焼入性向上効果を最大限に発揮させることを主たる
目的に含有せしめており、下限及び上限はこの効果の観
点より0.01〜0.1％とする。
Ｂ：0.0005〜0.01 Ｂは焼入性を向上させる元素で、他の高価な元素の添加
量を低減して所望の組織を得るうえで有利な元素であ
る。その下限はその効果を発揮させ得る量から、また、
その上限はその効果が飽和に達し、経済的で無くなる量
から0.0005〜0.01とする。
量を低減して所望の組織を得るうえで有利な元素であ
る。その下限はその効果を発揮させ得る量から、また、
その上限はその効果が飽和に達し、経済的で無くなる量
から0.0005〜0.01とする。
なお、Ｃｒを1.0〜1.0％添加してもよい。Ｃｒは他の元
素と異なり、これ自体には固溶強化能はないが、焼入性
を向上させ、ベイナイト組織を得るうえで好ましい元素
である。その下限はその効果を発揮させうる量から0.1
％とし、上限はその効果が飽和に達し経済的でなくなる
量から1.0％とする。
素と異なり、これ自体には固溶強化能はないが、焼入性
を向上させ、ベイナイト組織を得るうえで好ましい元素
である。その下限はその効果を発揮させうる量から0.1
％とし、上限はその効果が飽和に達し経済的でなくなる
量から1.0％とする。
凝固時冷却速度を７０℃／分以上とした連続鋳造 現行の連続鋳造スラブは、凝固時冷却速度が中心付近で
３〜３０℃／分であるため凝固時にＭｎ，Ｓ，Ｐ等の溶
質成分の、溶鋼と固体鉄分間の分配が完全に生じるため
（分配係数小）、凝固後一次デンドライトとデンドライ
ト樹枝間の最終凝固部では溶質元素の濃淡が大きい。こ
の傾向は複合組織型鋼板のようにＭｎ量の高い鋼種では
著しい。このような濃淡は熱間圧延後も維持され、極端
な場合にはbanded sutructureとよばれす積層構造を呈
する。このため制御冷却を行なった後には、Ｍｎ量の高
い領域ではマルテンサイト粒が密集し、ひどい場合には
層状のマルテンサイト層が生成する。一方、Ｍｎ量の少
ない領域では全くマルテンサイト相が存在しない。この
ような不均一組織は複合組織型鋼板の特徴である延性を
劣化する。
３〜３０℃／分であるため凝固時にＭｎ，Ｓ，Ｐ等の溶
質成分の、溶鋼と固体鉄分間の分配が完全に生じるため
（分配係数小）、凝固後一次デンドライトとデンドライ
ト樹枝間の最終凝固部では溶質元素の濃淡が大きい。こ
の傾向は複合組織型鋼板のようにＭｎ量の高い鋼種では
著しい。このような濃淡は熱間圧延後も維持され、極端
な場合にはbanded sutructureとよばれす積層構造を呈
する。このため制御冷却を行なった後には、Ｍｎ量の高
い領域ではマルテンサイト粒が密集し、ひどい場合には
層状のマルテンサイト層が生成する。一方、Ｍｎ量の少
ない領域では全くマルテンサイト相が存在しない。この
ような不均一組織は複合組織型鋼板の特徴である延性を
劣化する。
凝固時冷却速度を７０℃／分以上とすることにより、分
配係数が大きくなり、2.5％Ｍｎ以下の鋼において複合
組織を得るうえで問題にならない程度までＭｎ等の濃度
差が少ない事が判明した。逆にいうならば、凝固時冷却
速度が７０℃／分で連続鋳造すると複合組織型鋼強度熱
延鋼板の延性が大幅に向上する。さらに凝固時冷却速度
の増大はスラブ中心部のマクロ偏析もしくは、材質を向
上させる。
配係数が大きくなり、2.5％Ｍｎ以下の鋼において複合
組織を得るうえで問題にならない程度までＭｎ等の濃度
差が少ない事が判明した。逆にいうならば、凝固時冷却
速度が７０℃／分で連続鋳造すると複合組織型鋼強度熱
延鋼板の延性が大幅に向上する。さらに凝固時冷却速度
の増大はスラブ中心部のマクロ偏析もしくは、材質を向
上させる。
凝固時冷却速度増大の実現手段については従来厚さの連
続鋳造において強冷却してもよいし、冷却速度に見合う
厚さの薄スラブに連続鋳造しても良い。この場合、スラ
ブ厚の減少に伴なう圧延比の低下は、元来溶質元素の濃
度差が小さいため、材質に全く影響を及ぼさない。
続鋳造において強冷却してもよいし、冷却速度に見合う
厚さの薄スラブに連続鋳造しても良い。この場合、スラ
ブ厚の減少に伴なう圧延比の低下は、元来溶質元素の濃
度差が小さいため、材質に全く影響を及ぼさない。
スラブの溶製後該スラブを５５０℃に保持するのは以下
のような理由による。５５０℃という低温であったとし
ても、当該鋼種ではフェライト相への変態がほとんど進
行していないため、ＢＮ，Ｆｅ23（ＣＢ）６等のＢの炭
窒化物の析出が完了しない段階で再加熱することにな
る。このため容易に分解できるため、たとえば１０５０
℃〜１１５０℃といった低温・短時間加熱によっても再
固溶が可能である。このような固溶状態は熱延後の低温
変態生成物の生成に有効に働らく。
のような理由による。５５０℃という低温であったとし
ても、当該鋼種ではフェライト相への変態がほとんど進
行していないため、ＢＮ，Ｆｅ23（ＣＢ）６等のＢの炭
窒化物の析出が完了しない段階で再加熱することにな
る。このため容易に分解できるため、たとえば１０５０
℃〜１１５０℃といった低温・短時間加熱によっても再
固溶が可能である。このような固溶状態は熱延後の低温
変態生成物の生成に有効に働らく。
なお、５５０℃以上の温度への保温は例えば断熱材によ
り行なえばよい。
り行なえばよい。
なお、熱間圧延はたとえば１０５０〜１１５０℃の温度
で開始すればよい。
で開始すればよい。
熱間圧延終了後は所定の制御冷却を行なう。
［実施例］ 第１表に示す鋼を溶製した。Ａ１，Ａ２，Ａ６，Ｂ１，
Ｂ２は実施例であり、他は比較例である。
Ｂ２は実施例であり、他は比較例である。
Ａ１，Ａ２，Ａ３，Ｂ１，Ｂ２，Ｂ３，Ｃ１，Ｃ２につ
いてはスラブ厚５０mmｔで連続鋳造機で凝固させた。さ
らにＡ１，Ａ２，Ｂ１，Ｂ２，Ｃ１については連続鋳造
機から出てきた高温スラブに断熱材等で保熱、さらには
軽加熱によって第２表に示すような条件のもとで熱間圧
延し、板厚2.8mmの熱延コイルとした。Ａ３，Ｂ３，Ｃ
３については常温まで冷却後、従来工程で再加熱し、熱
間圧延した。
いてはスラブ厚５０mmｔで連続鋳造機で凝固させた。さ
らにＡ１，Ａ２，Ｂ１，Ｂ２，Ｃ１については連続鋳造
機から出てきた高温スラブに断熱材等で保熱、さらには
軽加熱によって第２表に示すような条件のもとで熱間圧
延し、板厚2.8mmの熱延コイルとした。Ａ３，Ｂ３，Ｃ
３については常温まで冷却後、従来工程で再加熱し、熱
間圧延した。
また、Ａ４，Ａ５，Ｂ４，Ｂ５は従来タイプの連続鋳造
によって得たフラブで、Ａ４，Ｂ４については直接圧
延、また、Ａ５，Ｂ５については再加熱し、熱間圧延を
行なった。
によって得たフラブで、Ａ４，Ｂ４については直接圧
延、また、Ａ５，Ｂ５については再加熱し、熱間圧延を
行なった。
なお、本実施例においては制御冷却の一例として次の冷
却を行なった。すなわち、強度・延性のバランスからフ
ェライト体積率を５０％以上確保するため、ファライト
ノーズ付近は１０℃／ｓ以下で徐冷し、その後６００℃
以下の巻取温度まで２０℃／ｓ以上で急冷した。
却を行なった。すなわち、強度・延性のバランスからフ
ェライト体積率を５０％以上確保するため、ファライト
ノーズ付近は１０℃／ｓ以下で徐冷し、その後６００℃
以下の巻取温度まで２０℃／ｓ以上で急冷した。
第３表に示すように本実施例に係る熱延鋼板はいずれも
加工性、特に強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が飛躍
的に向上している上、加熱原単位の低減がはかれらてい
るのが明らかである。従って、本実施例によれば、加工
性の良好な複合組織鋼強度熱延を安価に製造することが
できる。
加工性、特に強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が飛躍
的に向上している上、加熱原単位の低減がはかれらてい
るのが明らかである。従って、本実施例によれば、加工
性の良好な複合組織鋼強度熱延を安価に製造することが
できる。
［発明の効果］ 本発明によれば次のもろもろの効果が得られる。
加熱費の節約が可能である。
高価な元素を使用することなく、加工性が良好で、特
に、自動車の車体用の鋼板として適用するのに好適な高
強度熱延鋼板を製造することができる。
に、自動車の車体用の鋼板として適用するのに好適な高
強度熱延鋼板を製造することができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭60−149719（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−33311（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−75518（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−208018（ＪＰ，Ａ)
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０２〜１．５％、Ｍｎ：０．６〜２．５％、
Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌＡｌ：０．０１〜０．０６
％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、Ｔｉ：０．０１〜
０．１％を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる
ベイナイトを含む変態強化型の高強度熱延鋼板を製造す
る方法において、凝固時冷却速度を７０℃／分以上で連
続鋳造を行ない高温スラブを得た後、該スラブが５５０
℃の温度になる前に、該スラブを１０５０℃以上の温度
に再加熱した後に、熱間圧延を開始し、該熱間圧延をＡ
ｒ3点以上の温度で終了し、次いで所定の制御冷却を行
なうことを特徴とする高強度熱延鋼板の製造法。 - 【請求項２】重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０２〜１．５％、Ｍｎ：０．６〜２．５％、
Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌＡｌ：０．０１〜０．０６
％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％、Ｔｉ：０．０１〜
０．１％を含有し、Ｃｒ：０．１〜１．０％を添加し、
残部鉄及び不可避的不純物からなるベイナイトを含む変
態強化型の高強度熱延鋼板を製造する方法において、凝
固時冷却速度を７０℃／分以上で連続鋳造を行ない高温
スラブを得た後、該スラブが５５０℃の温度になる前
に、該スラブを１０５０℃以上の温度に再加熱した後
に、熱間圧延を開始し、該熱間圧延をＡｒ3点以上の温
度で終了し、次いで所定の制御冷却を行なうことを特徴
とする高強度熱延鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60233895A JPH062901B2 (ja) | 1985-10-18 | 1985-10-18 | 高強度熱延鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60233895A JPH062901B2 (ja) | 1985-10-18 | 1985-10-18 | 高強度熱延鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6293002A JPS6293002A (ja) | 1987-04-28 |
| JPH062901B2 true JPH062901B2 (ja) | 1994-01-12 |
Family
ID=16962249
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60233895A Expired - Lifetime JPH062901B2 (ja) | 1985-10-18 | 1985-10-18 | 高強度熱延鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH062901B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4912051B2 (ja) * | 2006-06-16 | 2012-04-04 | 昭和精機株式会社 | マイクロプレート用シーラー |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59208018A (ja) * | 1983-05-12 | 1984-11-26 | Kawasaki Steel Corp | 鋼板の靭性改善方法 |
| JPS6033311A (ja) * | 1983-07-29 | 1985-02-20 | Kawasaki Steel Corp | 大入熱溶接特性に優れた鋼材の製造方法 |
| JPS6075518A (ja) * | 1983-09-29 | 1985-04-27 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の改善に有効な熱間圧延法 |
| JPS60149719A (ja) * | 1984-01-12 | 1985-08-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延高張力鋼板の製造法 |
-
1985
- 1985-10-18 JP JP60233895A patent/JPH062901B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6293002A (ja) | 1987-04-28 |
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