JPH0711382A - 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法 - Google Patents
伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法Info
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- JPH0711382A JPH0711382A JP5181932A JP18193293A JPH0711382A JP H0711382 A JPH0711382 A JP H0711382A JP 5181932 A JP5181932 A JP 5181932A JP 18193293 A JP18193293 A JP 18193293A JP H0711382 A JPH0711382 A JP H0711382A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 引張強度が７０kgf／mm2以上の高強度であっ
ても、優れた伸びフランジ性を有する高強度熱延鋼板。 【構成】 重量％で、Ｃ：０.０２〜０.１０、Ｓi≦２.
０、Ｍn：０.５〜２.０、Ｐ≦０.０８、Ｓ≦０.００
６、Ｎ≦０.００５、Ａl：０.０１〜０.１を含有し、Ｔ
i：０.３以下で、Ｎb：０.２以下で、かつ、０.５０＜
〔(Ｔi−３.４３Ｎ−１.５Ｓ)／４＋Ｎb／７.７５〕／
Ｃとなる量のＴi及びＮbの１種以上を含み、残部がＦe
及び他の不可避的不純物よりなる化学成分を有し、アシ
キュラー・フェライト組織からなり、かつ微細なＴiＣ
及び／又はＮbＣが析出している組織を有する、伸びフ
ランジ性に優れた高強度熱延鋼板。
ても、優れた伸びフランジ性を有する高強度熱延鋼板。 【構成】 重量％で、Ｃ：０.０２〜０.１０、Ｓi≦２.
０、Ｍn：０.５〜２.０、Ｐ≦０.０８、Ｓ≦０.００
６、Ｎ≦０.００５、Ａl：０.０１〜０.１を含有し、Ｔ
i：０.３以下で、Ｎb：０.２以下で、かつ、０.５０＜
〔(Ｔi−３.４３Ｎ−１.５Ｓ)／４＋Ｎb／７.７５〕／
Ｃとなる量のＴi及びＮbの１種以上を含み、残部がＦe
及び他の不可避的不純物よりなる化学成分を有し、アシ
キュラー・フェライト組織からなり、かつ微細なＴiＣ
及び／又はＮbＣが析出している組織を有する、伸びフ
ランジ性に優れた高強度熱延鋼板。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は伸びフランジ加工性に優
れた高強度熱延鋼板とその製造方法に関するものであ
る。
れた高強度熱延鋼板とその製造方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車、建築等の多くの産業分野
における部材の軽量化の傾向が高まり、それに伴い高強
度の熱延鋼板が用いられているが、熱延鋼板が用いられ
る用途においては、優れた伸びフランジ性が要求される
ことが多い。
における部材の軽量化の傾向が高まり、それに伴い高強
度の熱延鋼板が用いられているが、熱延鋼板が用いられ
る用途においては、優れた伸びフランジ性が要求される
ことが多い。
【０００３】従来、かゝる加工用高強度熱延鋼板として
は、フェライト・マルテンサイト組織或いはフェライト
・ベイナイト組織からなる混合組織のものが広く知られ
ている。
は、フェライト・マルテンサイト組織或いはフェライト
・ベイナイト組織からなる混合組織のものが広く知られ
ている。
【０００４】しかし、フェライト・マルテンサイト組織
は、変形の初期からマルテンサイトの周囲にミクロ・ボ
イドが発生して割れを生じるため、伸びフランジ性に劣
る問題がある。
は、変形の初期からマルテンサイトの周囲にミクロ・ボ
イドが発生して割れを生じるため、伸びフランジ性に劣
る問題がある。
【０００５】また、フェライト・ベイナイト組織は、伸
びフランジ性は優れており、これまでに特開昭５７−１
０１６４９号公報及び特開昭６１−１３０４５４号公報
で、伸びフランジ性が優れたフェライト・ベイナイト組
織高強度熱延鋼板が既に提案されているが、この組織を
用いて伸びフランジ性を確保しながら７０kgf／mm2以上
の強度を得るのは困難である。
びフランジ性は優れており、これまでに特開昭５７−１
０１６４９号公報及び特開昭６１−１３０４５４号公報
で、伸びフランジ性が優れたフェライト・ベイナイト組
織高強度熱延鋼板が既に提案されているが、この組織を
用いて伸びフランジ性を確保しながら７０kgf／mm2以上
の強度を得るのは困難である。
【０００６】一方、特開平２−８３４９号公報では、冷
間加工性及び溶接性に優れた５５kgf／mm2以上の高張力
熱延鋼帯が既に提案されているが、７０kgf／mm2以上の
強度では第２相体積率が高く、厳しい曲げ加工及び伸び
フランジ加工を行うのは困難である。また、これまでの
析出強化による高強度熱延鋼板は、パーライト等のセメ
ンタイトが多量に存在したために優れた伸びフランジ性
を得ることができなかった。また、特公平３−６５４２
５号公報では、ＴiＣ析出を利用した７０kgf／mm2以上
の伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板が示されてい
るが、基本的にセメンタイトがその構成要素の一つとな
るベイナイト組織が存在するもので、後述のように、フ
ェライト組織である本発明とは異なるものである。
間加工性及び溶接性に優れた５５kgf／mm2以上の高張力
熱延鋼帯が既に提案されているが、７０kgf／mm2以上の
強度では第２相体積率が高く、厳しい曲げ加工及び伸び
フランジ加工を行うのは困難である。また、これまでの
析出強化による高強度熱延鋼板は、パーライト等のセメ
ンタイトが多量に存在したために優れた伸びフランジ性
を得ることができなかった。また、特公平３−６５４２
５号公報では、ＴiＣ析出を利用した７０kgf／mm2以上
の伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板が示されてい
るが、基本的にセメンタイトがその構成要素の一つとな
るベイナイト組織が存在するもので、後述のように、フ
ェライト組織である本発明とは異なるものである。
【０００７】本発明は、上記従来技術の問題点を解決
し、引張強度が７０kgf／mm2以上の高強度であっても、
優れた伸びフランジ性を有する高強度熱延鋼板並びにそ
の製造方法を提供することを目的とするものである。
し、引張強度が７０kgf／mm2以上の高強度であっても、
優れた伸びフランジ性を有する高強度熱延鋼板並びにそ
の製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記の問
題点を解決するために鋭意研究した結果、鋼の化学成分
を適切に調整した上で、製造条件を規制し、組織をアシ
キュラー状フェライト組織とし、更にＴiＣ及び／又は
ＮbＣをこの組織に析出させることにより、引張強度が
７０kgf／mm2以上で従来より優れた伸びフランジ性が得
られることを見い出して、ここに本発明に至ったもので
ある。
題点を解決するために鋭意研究した結果、鋼の化学成分
を適切に調整した上で、製造条件を規制し、組織をアシ
キュラー状フェライト組織とし、更にＴiＣ及び／又は
ＮbＣをこの組織に析出させることにより、引張強度が
７０kgf／mm2以上で従来より優れた伸びフランジ性が得
られることを見い出して、ここに本発明に至ったもので
ある。
【０００９】すなわち、本発明は、Ｃ：０.０２〜０.１
０％、Ｓi≦２.０％、Ｍn：０.５〜２.０％、Ｐ≦０.０
８％、Ｓ≦０.００６％、Ｎ≦０.００５％、Ａl：０.０
１〜０.１％、を含有し、Ｔi：０.３％以下、Ｎb：０.
２％以下で、かつ、 ０.５０＜〔(Ｔi−３.４３Ｎ−１.５Ｓ)／４＋Ｎb／７.
７５〕／Ｃ となる量のＴi及びＮbの１種以上を含み、必要に応じて
更に、Ｃu：０.２〜１.５％、及び／又は、Ｍo：０.０
５〜０.５％、Ｖ：０.０１〜０.２％、Ｚr：０.０１〜
０.２％、Ｃr：０.１〜２.０％、Ｎi：０.１〜２.０
％、Ｃa：０.０１％以下、のうちの少なくとも１種以上
を含み、残部がＦe及び他の不可避的不純物よりなる化
学成分を有し、アシキュラー・フェライト組織からな
り、かつ、微細なＴiＣ及び／又はＮbＣが析出している
組織を有することを特徴とする伸びフランジ性に優れた
高強度熱延鋼板を要旨としている。
０％、Ｓi≦２.０％、Ｍn：０.５〜２.０％、Ｐ≦０.０
８％、Ｓ≦０.００６％、Ｎ≦０.００５％、Ａl：０.０
１〜０.１％、を含有し、Ｔi：０.３％以下、Ｎb：０.
２％以下で、かつ、 ０.５０＜〔(Ｔi−３.４３Ｎ−１.５Ｓ)／４＋Ｎb／７.
７５〕／Ｃ となる量のＴi及びＮbの１種以上を含み、必要に応じて
更に、Ｃu：０.２〜１.５％、及び／又は、Ｍo：０.０
５〜０.５％、Ｖ：０.０１〜０.２％、Ｚr：０.０１〜
０.２％、Ｃr：０.１〜２.０％、Ｎi：０.１〜２.０
％、Ｃa：０.０１％以下、のうちの少なくとも１種以上
を含み、残部がＦe及び他の不可避的不純物よりなる化
学成分を有し、アシキュラー・フェライト組織からな
り、かつ、微細なＴiＣ及び／又はＮbＣが析出している
組織を有することを特徴とする伸びフランジ性に優れた
高強度熱延鋼板を要旨としている。
【００１０】また、その製造方法は、上記化学成分の鋼
を、１１００℃以上の温度にて加熱し、その後熱間圧延
し、５５０〜７００℃の温度にて巻取りを行うことによ
り、アシキュラー・フェライト組織からなり、かつ、微
細なＴiＣ及び／又はＮbＣが析出している組織を得るこ
とを特徴としている。
を、１１００℃以上の温度にて加熱し、その後熱間圧延
し、５５０〜７００℃の温度にて巻取りを行うことによ
り、アシキュラー・フェライト組織からなり、かつ、微
細なＴiＣ及び／又はＮbＣが析出している組織を得るこ
とを特徴としている。
【００１１】
【作用】以下に本発明を更に詳細に説明する。まず、本
発明における鋼の化学成分の限定理由は以下のとおりで
ある。
発明における鋼の化学成分の限定理由は以下のとおりで
ある。
【００１２】Ｃ：Ｃは鋼の強化を高めるために添加さ
れ、かゝる効果を有効に発揮させるためには少なくとも
０.０２％を添加する必要がある。しかし、過多に添加
すると、炭化物を形成するのに必要なＴi或いはＮbの添
加量が増加し、コストアップとなるばかりか、伸びフラ
ンジ性が劣化するので、添加量の上限を０.１０％とす
る。
れ、かゝる効果を有効に発揮させるためには少なくとも
０.０２％を添加する必要がある。しかし、過多に添加
すると、炭化物を形成するのに必要なＴi或いはＮbの添
加量が増加し、コストアップとなるばかりか、伸びフラ
ンジ性が劣化するので、添加量の上限を０.１０％とす
る。
【００１３】Ｓi：Ｓiはポリゴナルフェライトの生成を
促し、フェライトの固溶Ｃ量を低減させ、更に伸びフラ
ンジ性を余り劣化させずに強度を上げるのに有効な元素
であるが、過多に添加すれば、熱間変形抵抗を増加さ
せ、溶接部の脆化を招くのみならず、表面性状を劣化さ
せるので、本発明では２.０％以下とする。
促し、フェライトの固溶Ｃ量を低減させ、更に伸びフラ
ンジ性を余り劣化させずに強度を上げるのに有効な元素
であるが、過多に添加すれば、熱間変形抵抗を増加さ
せ、溶接部の脆化を招くのみならず、表面性状を劣化さ
せるので、本発明では２.０％以下とする。
【００１４】Ｍn：Ｍnは鋼の固溶強化に有効な元素であ
るが、その効果を得るには少なくとも０.５％の添加を
必要とする。しかし、過多に添加すれば、焼入れ性が高
くなり、変態生成物を多量に生成し、高い伸びフランジ
性を得ることが困難となるので、その上限を２.０％と
する。
るが、その効果を得るには少なくとも０.５％の添加を
必要とする。しかし、過多に添加すれば、焼入れ性が高
くなり、変態生成物を多量に生成し、高い伸びフランジ
性を得ることが困難となるので、その上限を２.０％と
する。
【００１５】Ｐ：Ｐは延性を劣化させずに固溶強化する
有効な元素であるが、過多に添加すると加工後、遷移温
度を上昇させるので、０.０８％以下とする。
有効な元素であるが、過多に添加すると加工後、遷移温
度を上昇させるので、０.０８％以下とする。
【００１６】Ｓ：Ｓはこれを０.００６％を超えて多量
に含有させると、伸びフランジ性を劣化させるので、
０.００６％以下とする。
に含有させると、伸びフランジ性を劣化させるので、
０.００６％以下とする。
【００１７】Ａl：Ａlは鋼の溶製時の脱酸剤として添加
され、その範囲は０.０１〜０.１％が適当である。
され、その範囲は０.０１〜０.１％が適当である。
【００１８】Ｔi、Ｎb：Ｔi、Ｎbはスラブ加熱温度をお
よそ１１００℃以上に加熱することにより鋼中に固溶し
始める(図４参照)。この固溶Ｔiや固溶Ｎbは、熱延終了
後に生成するフェライトの核生成を抑制し、転位密度の
高いアシキュラー・フェライト組織を生成する(図６、
図７参照)。
よそ１１００℃以上に加熱することにより鋼中に固溶し
始める(図４参照)。この固溶Ｔiや固溶Ｎbは、熱延終了
後に生成するフェライトの核生成を抑制し、転位密度の
高いアシキュラー・フェライト組織を生成する(図６、
図７参照)。
【００１９】更に、５５０〜７００℃の温度で巻取るこ
とにより、Ｃをアシキュラー・フェライト組織中にＴi
ＣやＮbＣとして析出させ、この析出強化によって強度
を上げると共に、アシキュラー・フェライト組織中に析
出させたことにより、特に伸びフランジ性を向上させる
ことができる(図３、図５参照)。これは、転位密度の高
いアシキュラー・フェライト組織中に析出した析出物
は、転位の移動を抑制してｎ値を高めると共に、ボイド
やクラックの原因となる転位の集中を抑えて伸びフラン
ジ性を高くするものと考えられる。
とにより、Ｃをアシキュラー・フェライト組織中にＴi
ＣやＮbＣとして析出させ、この析出強化によって強度
を上げると共に、アシキュラー・フェライト組織中に析
出させたことにより、特に伸びフランジ性を向上させる
ことができる(図３、図５参照)。これは、転位密度の高
いアシキュラー・フェライト組織中に析出した析出物
は、転位の移動を抑制してｎ値を高めると共に、ボイド
やクラックの原因となる転位の集中を抑えて伸びフラン
ジ性を高くするものと考えられる。
【００２０】これらの効果を得るために必要なＴi及び
Ｎbの量は、０.５０＜〔(Ｔi−３.４３Ｎ−１.５Ｓ)／
４＋Ｎb／７.７５〕／Ｃで規定される量が必要であるこ
とが判明した。
Ｎbの量は、０.５０＜〔(Ｔi−３.４３Ｎ−１.５Ｓ)／
４＋Ｎb／７.７５〕／Ｃで規定される量が必要であるこ
とが判明した。
【００２１】但し、Ｔiが０.３％、Ｎbが０.２％を超え
て過多に添加すると延性が劣化し、或いは上記効果が飽
和して経済的にも不利であるので、Ｔiは０.３％以下、
Ｎbは０.２％以下とする。
て過多に添加すると延性が劣化し、或いは上記効果が飽
和して経済的にも不利であるので、Ｔiは０.３％以下、
Ｎbは０.２％以下とする。
【００２２】Ｃu：ＣuはＴi、Ｎb添加によるアシキュラ
ー・フェライト組織の生成時に作用し、ラス状フェライ
ト組織を生成させる効果がある。このラス状フェライト
組織は更に伸びフランジ加工性を向上させるので、必要
に応じてＣuを添加することができる。添加する場合、
これらの効果はおよそ０.２％以上で生じ、１.５％で飽
和するので、０.２〜１.５％の範囲とする。
ー・フェライト組織の生成時に作用し、ラス状フェライ
ト組織を生成させる効果がある。このラス状フェライト
組織は更に伸びフランジ加工性を向上させるので、必要
に応じてＣuを添加することができる。添加する場合、
これらの効果はおよそ０.２％以上で生じ、１.５％で飽
和するので、０.２〜１.５％の範囲とする。
【００２３】更に、本発明においては、Ｍo、Ｖ、Ｚr、
Ｃr、Ｎi及びＣaよりなる群から選ばれる少なくとも１
種の元素を必要に応じて添加することができる。これら
は上記の効果を損なうものではなく、むしろ高強度化や
加工性向上に寄与する。
Ｃr、Ｎi及びＣaよりなる群から選ばれる少なくとも１
種の元素を必要に応じて添加することができる。これら
は上記の効果を損なうものではなく、むしろ高強度化や
加工性向上に寄与する。
【００２４】Ｖ、Ｚr：Ｖ及びＺrは炭化物を形成し、フ
ェライト中の固溶Ｃ量を低減し、伸びフランジ性を向上
させ強化する効果がある。これらの効果を発揮するには
それぞれ少なくとも０.０１％の添加が必要である。し
かし、過多に添加すると上記効果が飽和して経済的にも
不利であるので、それぞれの上限を０.２％とする。
ェライト中の固溶Ｃ量を低減し、伸びフランジ性を向上
させ強化する効果がある。これらの効果を発揮するには
それぞれ少なくとも０.０１％の添加が必要である。し
かし、過多に添加すると上記効果が飽和して経済的にも
不利であるので、それぞれの上限を０.２％とする。
【００２５】Ｍo、Ｃr、Ｎi：Ｍo及びＣrは固溶強化元
素として有効であるが、その効果を発揮するにはＭoは
少なくとも０.０５％の添加が必要であり、Ｃr及びＮi
は少なくとも０.１％の添加が必要である。しかし、過
多に添加すると低温変態生成物を多量に生成するので、
Ｍoの上限を０.５％、Ｃr及びＮiの上限をそれぞれ２.
０％とする。
素として有効であるが、その効果を発揮するにはＭoは
少なくとも０.０５％の添加が必要であり、Ｃr及びＮi
は少なくとも０.１％の添加が必要である。しかし、過
多に添加すると低温変態生成物を多量に生成するので、
Ｍoの上限を０.５％、Ｃr及びＮiの上限をそれぞれ２.
０％とする。
【００２６】Ｃa：Ｃaは硫化物を球状化し、伸びフラン
ジ性を向上させるが、０.０１％を超えるとその効果が
飽和し、コストアップとなるので、０.０１％を上限と
する。
ジ性を向上させるが、０.０１％を超えるとその効果が
飽和し、コストアップとなるので、０.０１％を上限と
する。
【００２７】これらの元素は単独で添加してもよく、ま
た、複合添加してもよいが、複合添加することにより相
乗的な効果を得ることができるので有利である。
た、複合添加してもよいが、複合添加することにより相
乗的な効果を得ることができるので有利である。
【００２８】次に製造方法及び条件について説明する。
【００２９】上記化学成分を有する鋼は、常法によりス
ラブとし、熱間圧延に供されるが、スラブの加熱温度は
１１００℃以上とする必要がある。これは、γ域中にＴ
iＣ、ＮbＣが固溶し始める温度が１１００℃であり、こ
の温度以上に加熱することによって固溶Ｔi又は固溶Ｎb
を鋼中に固溶させるためである。固溶したＴiや固溶Ｎb
は熱間圧延終了後のフェライト生成時にフェライトをア
シキュラー状にする作用がある。
ラブとし、熱間圧延に供されるが、スラブの加熱温度は
１１００℃以上とする必要がある。これは、γ域中にＴ
iＣ、ＮbＣが固溶し始める温度が１１００℃であり、こ
の温度以上に加熱することによって固溶Ｔi又は固溶Ｎb
を鋼中に固溶させるためである。固溶したＴiや固溶Ｎb
は熱間圧延終了後のフェライト生成時にフェライトをア
シキュラー状にする作用がある。
【００３０】熱間圧延に関しては通常の熱間圧延を行え
ばよく、特別な条件規制はないが、熱延終了温度はおよ
そ７５０〜９５０℃とするとアシキュラー状フェライト
となり易いので望ましい。熱延終了後の冷却はＭs点以
下まで冷却することを避けるため、およそ３５０℃以上
にて冷却を終了することが望ましい。しかし、これらの
温度は各鋼種の成分やスラブ加熱温度、圧下率などによ
って異なるので適宜決められる。冷却速度は、通常の空
冷から水冷に近いミスト冷却に至るまで採ることができ
る。
ばよく、特別な条件規制はないが、熱延終了温度はおよ
そ７５０〜９５０℃とするとアシキュラー状フェライト
となり易いので望ましい。熱延終了後の冷却はＭs点以
下まで冷却することを避けるため、およそ３５０℃以上
にて冷却を終了することが望ましい。しかし、これらの
温度は各鋼種の成分やスラブ加熱温度、圧下率などによ
って異なるので適宜決められる。冷却速度は、通常の空
冷から水冷に近いミスト冷却に至るまで採ることができ
る。
【００３１】巻取温度は５５０〜７００℃とする。この
巻取処理によって、アシキュラー・フェライトにＴi
Ｃ、ＮbＣを析出させ、穴拡げ特性及び強度を上げるこ
とができる。５５０℃未満並びに７００℃を超えると、
熱間圧延後にアシキュラー・フェライト組織が得られて
も、この組織に十分な量のＴiＣ、ＮbＣを析出させるこ
とが困難となる。
巻取処理によって、アシキュラー・フェライトにＴi
Ｃ、ＮbＣを析出させ、穴拡げ特性及び強度を上げるこ
とができる。５５０℃未満並びに７００℃を超えると、
熱間圧延後にアシキュラー・フェライト組織が得られて
も、この組織に十分な量のＴiＣ、ＮbＣを析出させるこ
とが困難となる。
【００３２】かくして、得られる熱延鋼板は、アシキュ
ラー・フェライト組織からなり、かつ、微細なＴiＣ及
び／又はＮbＣが析出している組織を有している。この
アシキュラー・フェライト組織には、一部又は全面ラス
構造を有するフェライト組織(ベイニティック・フェラ
イト組織)を含んでもよい。
ラー・フェライト組織からなり、かつ、微細なＴiＣ及
び／又はＮbＣが析出している組織を有している。この
アシキュラー・フェライト組織には、一部又は全面ラス
構造を有するフェライト組織(ベイニティック・フェラ
イト組織)を含んでもよい。
【００３３】なお、Ｎ含有量によっては、Ｔi、ＮbはＴ
iＮ、ＮbＮとしても析出する。
iＮ、ＮbＮとしても析出する。
【００３４】次に本発明の実施例を示す。
【００３５】表１に示す化学成分を有する鋼スラブを１
０００〜１１５０℃のスラブ加熱温度に加熱し、３０分
保持後、通常の熱間圧延工程によって仕上温度７８０℃
で２.５mm厚に仕上げた。この後、冷却速度３０℃／sで
冷却し、４５０〜７５０℃の巻取温度で３０分保持の巻
取り処理後、空冷し熱延鋼板を製造した。表２に製造条
件を示す。
０００〜１１５０℃のスラブ加熱温度に加熱し、３０分
保持後、通常の熱間圧延工程によって仕上温度７８０℃
で２.５mm厚に仕上げた。この後、冷却速度３０℃／sで
冷却し、４５０〜７５０℃の巻取温度で３０分保持の巻
取り処理後、空冷し熱延鋼板を製造した。表２に製造条
件を示す。
【００３６】このようにして得られた熱延鋼板につい
て、ＪＩＳ５号による圧延方向の引張試験、穴拡げ試験
並びにＳＥＭ及びＴＥＭ組織観察を行った。
て、ＪＩＳ５号による圧延方向の引張試験、穴拡げ試験
並びにＳＥＭ及びＴＥＭ組織観察を行った。
【００３７】なお、穴拡げ試験は、径１０mmφの打ち抜
き穴を６０°円錐ポンチにて押し広げ、割れが鋼板板厚
を貫通した時点での穴径ｄを測定し、穴広げ率λを次式
にて計算した(図１参照)。 λ＝〔(ｄ−ｄ0)／１０〕×１００(％) (ｄ0＝１０mm)
き穴を６０°円錐ポンチにて押し広げ、割れが鋼板板厚
を貫通した時点での穴径ｄを測定し、穴広げ率λを次式
にて計算した(図１参照)。 λ＝〔(ｄ−ｄ0)／１０〕×１００(％) (ｄ0＝１０mm)
【００３８】また、ＴiＣ、ＮbＣの析出状態を知るた
め、スラブ加熱温度(ＳＲＴ)を９５０〜１２５０℃に３
０分保持し、急冷後、電解抽出法により各試料の析出量
を測定した。更に、巻取温度によるこれらの析出状態を
知るため、スラブ加熱温度(ＳＲＴ)１２００℃にて溶体
化処理を施して後、４５０〜７５０℃の巻取相当の各温
度で３０分保持後空冷し、電解抽出法により各試料の析
出量を測定した。
め、スラブ加熱温度(ＳＲＴ)を９５０〜１２５０℃に３
０分保持し、急冷後、電解抽出法により各試料の析出量
を測定した。更に、巻取温度によるこれらの析出状態を
知るため、スラブ加熱温度(ＳＲＴ)１２００℃にて溶体
化処理を施して後、４５０〜７５０℃の巻取相当の各温
度で３０分保持後空冷し、電解抽出法により各試料の析
出量を測定した。
【００３９】試験結果を表２、表３に示すと共に、図２
〜図５に整理して示す。表１における鋼Ｎo.１、６、７
はＴi添加鋼、鋼Ｎo.７、８はＴi・Ｎb添加鋼、鋼Ｎo.
９はＮb添加鋼、鋼Ｎo.１、１７、１８はＣ量を変化さ
せた鋼、鋼Ｎo.１０〜１６はそれぞれ任意添加元素を添
加した鋼である。
〜図５に整理して示す。表１における鋼Ｎo.１、６、７
はＴi添加鋼、鋼Ｎo.７、８はＴi・Ｎb添加鋼、鋼Ｎo.
９はＮb添加鋼、鋼Ｎo.１、１７、１８はＣ量を変化さ
せた鋼、鋼Ｎo.１０〜１６はそれぞれ任意添加元素を添
加した鋼である。
【００４０】試験結果より明らかなように、本発明例
は、いずれも、８０kgf／mm2の高強度において穴広げ率
λが８０％以上と優れた伸びフランジ性を示している。
は、いずれも、８０kgf／mm2の高強度において穴広げ率
λが８０％以上と優れた伸びフランジ性を示している。
【００４１】図２及び図３は鋼Ｎo.１(本発明例)とＮo.
８(比較例)について巻取温度(ＣＴ)と引張強さ(ＴＳ)及
び穴広げ率(λ)の関係を整理したものであり、本発明範
囲の化学成分並びに製造条件(スラブ加熱温度、巻取温
度)とすることにより、高強度で且つ伸びフランジ性が
優れたものとすることができることがわかる。
８(比較例)について巻取温度(ＣＴ)と引張強さ(ＴＳ)及
び穴広げ率(λ)の関係を整理したものであり、本発明範
囲の化学成分並びに製造条件(スラブ加熱温度、巻取温
度)とすることにより、高強度で且つ伸びフランジ性が
優れたものとすることができることがわかる。
【００４２】また、図４及び図５はＴi及びＮbの析出物
の量とスラブ加熱温度(ＳＲＴ)及び巻取温度(ＣＴ)の関
係を整理したものであり、スラブ加熱温度を本発明範囲
とすることにより、Ｔi及びＮbの完全な固溶を促進し、
その上で巻取温度を本発明範囲とすることによって、ア
シキュラー・フェライト組織に微細なＴiＣ及びＮbＣが
十分に析出することがわかる。なお、電解抽出法による
ＴiやＮbの析出物の量の値は、あくまで相対値(参考値)
であり、絶対値ではないが、本発明において、スラブ加
熱中にＴi、Ｎbが固溶し巻取り処理中にＴiやＮbの析出
物の生成が必須であることを示している。
の量とスラブ加熱温度(ＳＲＴ)及び巻取温度(ＣＴ)の関
係を整理したものであり、スラブ加熱温度を本発明範囲
とすることにより、Ｔi及びＮbの完全な固溶を促進し、
その上で巻取温度を本発明範囲とすることによって、ア
シキュラー・フェライト組織に微細なＴiＣ及びＮbＣが
十分に析出することがわかる。なお、電解抽出法による
ＴiやＮbの析出物の量の値は、あくまで相対値(参考値)
であり、絶対値ではないが、本発明において、スラブ加
熱中にＴi、Ｎbが固溶し巻取り処理中にＴiやＮbの析出
物の生成が必須であることを示している。
【００４３】鋼Ｎo.１の６００℃巻取材のＳＥＭ組織
(ＳＲＴ：１２００℃、１０００℃)を図６に、ＴＥＭ組
織を図７に示すように、スラブ加熱温度(ＳＲＴ)を本発
明範囲(１１００℃以上)とすることにより、アシキュラ
ー・フェライト組織が生成されると共にその組織に析出
物が微細に析出するが、スラブ加熱温度が低いとポリゴ
ナル・フェライト組織が得られるだけである。
(ＳＲＴ：１２００℃、１０００℃)を図６に、ＴＥＭ組
織を図７に示すように、スラブ加熱温度(ＳＲＴ)を本発
明範囲(１１００℃以上)とすることにより、アシキュラ
ー・フェライト組織が生成されると共にその組織に析出
物が微細に析出するが、スラブ加熱温度が低いとポリゴ
ナル・フェライト組織が得られるだけである。
【００４４】
【表１】
【００４５】
【表２】
【００４６】
【表３】
【００４７】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
適切な成分調整と製造条件の規制によってアシキュラー
・フェライト組織で、かつ、微細なＴiＣ及び／又はＮb
Ｃが析出している組織とするので、引張強度が７０kgf
／mm2以上の高強度であっても、従来より優れた優れた
伸びフランジ性を有する高強度熱延鋼板を提供すること
ができ、特に自動車、建築等の様々な分野における部材
の軽量化に寄与する効果は顕著である。
適切な成分調整と製造条件の規制によってアシキュラー
・フェライト組織で、かつ、微細なＴiＣ及び／又はＮb
Ｃが析出している組織とするので、引張強度が７０kgf
／mm2以上の高強度であっても、従来より優れた優れた
伸びフランジ性を有する高強度熱延鋼板を提供すること
ができ、特に自動車、建築等の様々な分野における部材
の軽量化に寄与する効果は顕著である。
【図１】穴拡げ試験の要領を示す説明図で、（ａ）は打
ち抜き時のサンプル、（ｂ）は穴拡げ加工時のサンプ
ル、（ｃ）は穴拡げ後のサンプルを示している。
ち抜き時のサンプル、（ｂ）は穴拡げ加工時のサンプ
ル、（ｃ）は穴拡げ後のサンプルを示している。
【図２】引張強度(ＴＳ)に及ぼす巻取温度(ＣＴ)の影響
を示す図である。
を示す図である。
【図３】穴拡げ率(λ値)に及ぼす巻取温度(ＣＴ)の影響
を示す図である。
を示す図である。
【図４】Ｔi及びＮb析出物量に及ぼすスラブ加熱温度
(ＳＲＴ)の影響を示す図である。
(ＳＲＴ)の影響を示す図である。
【図５】Ｔi及びＮb析出物量に及ぼす巻取温度(ＣＴ)の
影響を示す図である。
影響を示す図である。
【図６】実施例の鋼Ｎo.１の６００℃巻取材(ＳＲＴ：
１２００℃、１０００℃)のＳＥＭ組織(金属組織)を示
す写真であり、（ａ）はＳＲＴが１０００℃、（ｂ）は
ＳＲＴが１２００℃の場合である。
１２００℃、１０００℃)のＳＥＭ組織(金属組織)を示
す写真であり、（ａ）はＳＲＴが１０００℃、（ｂ）は
ＳＲＴが１２００℃の場合である。
【図７】実施例の鋼Ｎo.１の６００℃巻取材(ＳＲＴ：
１２００℃、１０００℃)のＴＥＭ組織(金属組織)を示
す写真であり、（ａ）はＳＲＴが１０００℃、（ｂ）は
ＳＲＴが１２００℃の場合である。
１２００℃、１０００℃)のＴＥＭ組織(金属組織)を示
す写真であり、（ａ）はＳＲＴが１０００℃、（ｂ）は
ＳＲＴが１２００℃の場合である。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％(以下、同じ)で、 Ｃ：０.０２〜０.１０％、 Ｓi≦２.０％、 Ｍn：０.５〜２.０％、 Ｐ≦０.０８％、 Ｓ≦０.００６％、 Ｎ≦０.００５％、 Ａl：０.０１〜０.１％、 を含有し、 Ｔi：０.３％以下、Ｎb：０.２％以下で、かつ、 ０.５０＜〔(Ｔi−３.４３Ｎ−１.５Ｓ)／４＋Ｎb／７.
７５〕／Ｃ となる量のＴi及びＮbの１種以上を含み、残部がＦe及
び他の不可避的不純物よりなる化学成分を有し、アシキ
ュラー・フェライト組織からなり、かつ、微細なＴiＣ
及び／又はＮbＣが析出している組織を有することを特
徴とする伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板。 - 【請求項２】 前記鋼が、更に、Ｃu：０.２〜１.５％
を含んでいる請求項１に記載の熱延鋼板。 - 【請求項３】 前記鋼が、更に、Ｍo：０.０５〜０.５
％、Ｖ：０.０１〜０.２％、Ｚr：０.０１〜０.２％、
Ｃr：０.１〜２.０％、Ｎi：０.１〜２.０％、Ｃa：０.
０１％以下、のうちの少なくとも１種以上を含んでいる
請求項１又は２に記載の熱延鋼板。 - 【請求項４】 請求項１、２又は３に記載の化学成分の
鋼を、１１００℃以上の温度にて加熱し、その後熱間圧
延し、５５０〜７００℃の温度にて巻取りを行うことに
より、アシキュラー・フェライト組織からなり、かつ、
微細なＴiＣ及び／又はＮbＣが析出している組織を得る
ことを特徴とする伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼
板の製造方法。
Priority Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP18193293A JP3233743B2 (ja) | 1993-06-28 | 1993-06-28 | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
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| JP18193293A JP3233743B2 (ja) | 1993-06-28 | 1993-06-28 | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0711382A true JPH0711382A (ja) | 1995-01-13 |
| JP3233743B2 JP3233743B2 (ja) | 2001-11-26 |
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| JP18193293A Expired - Fee Related JP3233743B2 (ja) | 1993-06-28 | 1993-06-28 | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 |
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| WO2021210644A1 (ja) | 2020-04-17 | 2021-10-21 | 日本製鉄株式会社 | 高強度熱延鋼板 |
-
1993
- 1993-06-28 JP JP18193293A patent/JP3233743B2/ja not_active Expired - Fee Related
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