JPH0762178B2 - 伸びフランジ性と延性の優れた高強度熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
伸びフランジ性と延性の優れた高強度熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH0762178B2 JPH0762178B2 JP19927590A JP19927590A JPH0762178B2 JP H0762178 B2 JPH0762178 B2 JP H0762178B2 JP 19927590 A JP19927590 A JP 19927590A JP 19927590 A JP19927590 A JP 19927590A JP H0762178 B2 JPH0762178 B2 JP H0762178B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、主としてプレス加工される自動車部品を対象
とし、1.6〜6.0mm程度の板厚で、50kgf/mm2以上の引張
強さを有し、伸びフランジ性と延性に優れた高強度熱延
鋼板の製造方法に係わる。
とし、1.6〜6.0mm程度の板厚で、50kgf/mm2以上の引張
強さを有し、伸びフランジ性と延性に優れた高強度熱延
鋼板の製造方法に係わる。
（従来の技術） 従来、引張強さ50kgf/mm2以上の高強度熱延鋼板は、高
Ｃ−Si−Mn系、またはSi−MnにNb,V,Tiを添加しこれら
の炭窒化物の析出強化により強度をもたせる析出強化系
によって製造されていた。しかし、前者は高Ｃのための
点溶接性の悪さ、後者は延性の低さによりその使用用途
は限られていた。
Ｃ−Si−Mn系、またはSi−MnにNb,V,Tiを添加しこれら
の炭窒化物の析出強化により強度をもたせる析出強化系
によって製造されていた。しかし、前者は高Ｃのための
点溶接性の悪さ、後者は延性の低さによりその使用用途
は限られていた。
このような状況を打破するものとして発明されたのが、
フェライトとマルテンサイトの組織からなる、いわゆる
Dual Phase鋼である。この鋼は延性に優れ、張出し加工
用途においては軟鋼レベルの加工性を示す特徴を有する
もの、多量の合金成分を必要とすることからの高コス
ト、あるいは組織の特殊性から伸びフランジ性が十分で
なかったこと等からあらゆる部材に適用できる鋼材とは
なり得なかった。
フェライトとマルテンサイトの組織からなる、いわゆる
Dual Phase鋼である。この鋼は延性に優れ、張出し加工
用途においては軟鋼レベルの加工性を示す特徴を有する
もの、多量の合金成分を必要とすることからの高コス
ト、あるいは組織の特殊性から伸びフランジ性が十分で
なかったこと等からあらゆる部材に適用できる鋼材とは
なり得なかった。
以上の背景から、本発明者等は既に特開昭58−11734号
公報に開示しているように経済性、加工性に優れた高強
度熱延鋼板の製造方法を特許出願している。すなわち、
この製造方法は、点溶接性を考慮に入れた成分系を出発
素材とし、熱延条件の適正化により高強度でありなが
ら、経済性、加工性、点溶接性に優れた熱延鋼板の製造
技術を示したものである。
公報に開示しているように経済性、加工性に優れた高強
度熱延鋼板の製造方法を特許出願している。すなわち、
この製造方法は、点溶接性を考慮に入れた成分系を出発
素材とし、熱延条件の適正化により高強度でありなが
ら、経済性、加工性、点溶接性に優れた熱延鋼板の製造
技術を示したものである。
しかしながら、自動車ユーザーにおけるプレス成形は、
最近の高意匠化とともに、エンジンの高出力化に伴う補
強足回り部材の部品数が多くなったことによるスペース
の確保等からこれまで以上に複雑化しており、その形状
も難成形の極みに達している。その結果、上記技術では
まかない切れない成形部品も散発するようになり、更な
る加工性向上が必要になってきた。ここで言う加工性
は、伸びフランジ性と延性のことであり、この２つの特
性は、どちらか一方の特性の飛躍的な向上を意図した場
合他方の劣化はやむを得ない、両立の困難な性質である
と考えられていた。
最近の高意匠化とともに、エンジンの高出力化に伴う補
強足回り部材の部品数が多くなったことによるスペース
の確保等からこれまで以上に複雑化しており、その形状
も難成形の極みに達している。その結果、上記技術では
まかない切れない成形部品も散発するようになり、更な
る加工性向上が必要になってきた。ここで言う加工性
は、伸びフランジ性と延性のことであり、この２つの特
性は、どちらか一方の特性の飛躍的な向上を意図した場
合他方の劣化はやむを得ない、両立の困難な性質である
と考えられていた。
一方、例えば特開昭57−23025（特公昭61−40015）号公
報に開示された発明のような本発明と同程度の強度クラ
スを狙った技術があるが、この技術は組織をフェライト
と微細パーライトの混合組織を意図したものであり、伸
びフランジ性の向上についてはある一定のレベルでしか
なく、最近のユーザー使用用途には耐えられなくなって
いる。
報に開示された発明のような本発明と同程度の強度クラ
スを狙った技術があるが、この技術は組織をフェライト
と微細パーライトの混合組織を意図したものであり、伸
びフランジ性の向上についてはある一定のレベルでしか
なく、最近のユーザー使用用途には耐えられなくなって
いる。
さらに、本発明より少し低い強度を得、伸びフランジ性
の向上を意図した特公昭64−10563号公報には、Ｎ添加
と熱延条件との組合せによる技術が提案されているが、
ここで得られている加工性は、引張り強さ（TS）40kg/m
m2で穴拡げ比1.75,TS.38kg/mm2で穴拡げ比1.87がせいぜ
いであり、現状の要望を充分満足するには至っていない
（伸びの開示はない）。
の向上を意図した特公昭64−10563号公報には、Ｎ添加
と熱延条件との組合せによる技術が提案されているが、
ここで得られている加工性は、引張り強さ（TS）40kg/m
m2で穴拡げ比1.75,TS.38kg/mm2で穴拡げ比1.87がせいぜ
いであり、現状の要望を充分満足するには至っていない
（伸びの開示はない）。
（発明が解決しようとする課題） 以上のことから開発、実用化に必要な要件は、経済性、
点溶接性をそこねることなく、自動車部材熱延鋼板にと
って重要になった伸びフランジ性と延性の向上に両立さ
せた技術を確率することである。本発明は、この要求を
満足する鋼を提供することを目的とするものである。
点溶接性をそこねることなく、自動車部材熱延鋼板にと
って重要になった伸びフランジ性と延性の向上に両立さ
せた技術を確率することである。本発明は、この要求を
満足する鋼を提供することを目的とするものである。
（課題を解決するための手段） 前記目的を達成するために、本発明は、以下の通りの構
成を要旨としている。
成を要旨としている。
すなわち、重量％で、 C:0.07〜0.18％ Si:0.5〜1.0％ Mn:0.7〜1.5％ P:0.02％以下 S:0.005％以下 Ca:0.0005〜0.0050％ Al:0.01〜0.10％ を含み残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブ
とした後、1000〜1200℃に加熱し、熱間圧延して（Ar3
変態点＋60）℃以上950℃以下の温度で仕上圧延を終了
し、仕上げ圧延終了から３秒以内に50℃／秒以上の冷却
を施し、 Ｔ＝660−450×〔％Ｃ〕＋40×〔％Si〕 −60×〔％Mn〕＋470×〔％Ｐ〕 で計算される温度（Ｔ℃）以下（Ｔ−70）℃以上で急冷
を終了し、その後空冷を経て350超〜500℃で巻き取るこ
とにより得られる円相当半径が0.1μｍ以上のセメンタ
イトの組織率が0.1％以下で及び／またはマルテンサイ
トの組織率が５％以下であることを特徴とする引張強さ
が50kgf/mm2以上で打ち抜き穴拡げ≧1.8の伸びフランジ
性を有しかつ延性の優れた熱延鋼板の製造方法である。
とした後、1000〜1200℃に加熱し、熱間圧延して（Ar3
変態点＋60）℃以上950℃以下の温度で仕上圧延を終了
し、仕上げ圧延終了から３秒以内に50℃／秒以上の冷却
を施し、 Ｔ＝660−450×〔％Ｃ〕＋40×〔％Si〕 −60×〔％Mn〕＋470×〔％Ｐ〕 で計算される温度（Ｔ℃）以下（Ｔ−70）℃以上で急冷
を終了し、その後空冷を経て350超〜500℃で巻き取るこ
とにより得られる円相当半径が0.1μｍ以上のセメンタ
イトの組織率が0.1％以下で及び／またはマルテンサイ
トの組織率が５％以下であることを特徴とする引張強さ
が50kgf/mm2以上で打ち抜き穴拡げ≧1.8の伸びフランジ
性を有しかつ延性の優れた熱延鋼板の製造方法である。
（作用） 次に本発明の各構成要件の限定理由について詳述する。
Ｃは強度確保のために必要であり、最小限0.07％必要で
ある。しかし、0.18％を超えると点溶接性が劣化する。
そのためＣは0.07〜0.18％とした。
ある。しかし、0.18％を超えると点溶接性が劣化する。
そのためＣは0.07〜0.18％とした。
Siは本発明において最も重要な元素である。本発明にお
いては、延性と伸びフランジ性の向上を意図している。
本発明において克服したのは、後で述べる熱延条件との
組合せにより組織を最適化すると共にこのSiの含有によ
り延性と伸びフランジ性の両者を向上させたことであ
る。この現象を発揮するためには最小限Siは0.5％以上
必要である。上限は、本来規定しなくても良いが、経済
性、点溶接性を考慮し、1.0％までとした。
いては、延性と伸びフランジ性の向上を意図している。
本発明において克服したのは、後で述べる熱延条件との
組合せにより組織を最適化すると共にこのSiの含有によ
り延性と伸びフランジ性の両者を向上させたことであ
る。この現象を発揮するためには最小限Siは0.5％以上
必要である。上限は、本来規定しなくても良いが、経済
性、点溶接性を考慮し、1.0％までとした。
このSiの効果は、Siがフェライトフォーマーであること
による寄与だけでは説明がしにくく、今後の研究によら
なければならないが、本発明者が発明に至らせた経緯を
述べると以下のとおりである。
による寄与だけでは説明がしにくく、今後の研究によら
なければならないが、本発明者が発明に至らせた経緯を
述べると以下のとおりである。
すなわち、伸びフランジ性を向上させるのは、例えば引
張強度50kgf/mm2以上の高強度鋼板であれば、例えば特
開昭58−11734号公報のようにベイナイトを混入させる
ことによって達成されたものの、単なるベイナイト化だ
けであれば延性が劣化するし、均一ベイナイト化を意図
する場合には、フェライトフォーマーであるSiを添加す
るとは考えない。一方、本発明者等が敢えて施行した、
Siを0.5％以上含有させ、後で詳述するような限定した
熱延条件との組合せにより得られるベイナイトは、仕上
圧延後の連続冷却および巻取処理の間に生成されるベイ
ナイト中のフェライト部分にあるSiが、延性を高め、か
つ伸びフランジ性向上に有害なセメンタイトの生成を抑
制したものと考えられる。すなわち、伸びフランジ性向
上に有害な組織因子の１つにセメンタイト（ベイナイト
中や粒界３重点など）が挙げられ、大きさが円相当半径
に換算して0.1μｍ以上のセメンタイトが組織率にして
0.1％より多く存在すると伸びフランジ性が劣化し、セ
メンタイト微細分散のために本発明が意図する強度クラ
スの場合には、Siの添加（と後で述べる熱延方法との組
合せ）が有効である。さらに、このフェライト部分のSi
が剪断時のミクロクラック発生を押さえていることによ
り、単なるベイナイトより伸びフランジ性を向上させた
と考えられる。この特別なベイナイトは、単にSiを含有
させることにより得られるものではなく、後で述べる限
定された熱延条件との組み合わせにより始めて得られる
ものである。
張強度50kgf/mm2以上の高強度鋼板であれば、例えば特
開昭58−11734号公報のようにベイナイトを混入させる
ことによって達成されたものの、単なるベイナイト化だ
けであれば延性が劣化するし、均一ベイナイト化を意図
する場合には、フェライトフォーマーであるSiを添加す
るとは考えない。一方、本発明者等が敢えて施行した、
Siを0.5％以上含有させ、後で詳述するような限定した
熱延条件との組合せにより得られるベイナイトは、仕上
圧延後の連続冷却および巻取処理の間に生成されるベイ
ナイト中のフェライト部分にあるSiが、延性を高め、か
つ伸びフランジ性向上に有害なセメンタイトの生成を抑
制したものと考えられる。すなわち、伸びフランジ性向
上に有害な組織因子の１つにセメンタイト（ベイナイト
中や粒界３重点など）が挙げられ、大きさが円相当半径
に換算して0.1μｍ以上のセメンタイトが組織率にして
0.1％より多く存在すると伸びフランジ性が劣化し、セ
メンタイト微細分散のために本発明が意図する強度クラ
スの場合には、Siの添加（と後で述べる熱延方法との組
合せ）が有効である。さらに、このフェライト部分のSi
が剪断時のミクロクラック発生を押さえていることによ
り、単なるベイナイトより伸びフランジ性を向上させた
と考えられる。この特別なベイナイトは、単にSiを含有
させることにより得られるものではなく、後で述べる限
定された熱延条件との組み合わせにより始めて得られる
ものである。
Mnは、強度確保のために必要な元素であり0.7％以上の
含有が必要である。上限は、強度安定性、経済性、点溶
接性などを総合的に判断し1.5％とした。
含有が必要である。上限は、強度安定性、経済性、点溶
接性などを総合的に判断し1.5％とした。
Ｐは、点溶接姓を低下させると共にAr3変態点を上昇さ
せる元素であるために徹底的にその含有量を下げる必要
があり、0.02％以下とした。好ましくは0.01％以下に下
げた方が良い。
せる元素であるために徹底的にその含有量を下げる必要
があり、0.02％以下とした。好ましくは0.01％以下に下
げた方が良い。
また、Ｓは点溶接性、伸びフランジ性の観点よりこれま
た徹底的に下げる必要があり0.005％以下にする必要が
ある。好ましくは0.002％以下に下げた方が良い。
た徹底的に下げる必要があり0.005％以下にする必要が
ある。好ましくは0.002％以下に下げた方が良い。
さらに硫化物系介在物の形態制御のためにCaを添加す
る。0.0005％未満の添加では形態抑制の効果はなく0.00
5％を越える添加は形態制御の効果が飽和するだけでな
く、逆にCa系の介在物が増加するために悪影響ができる
ために上限をここに定めた。
る。0.0005％未満の添加では形態抑制の効果はなく0.00
5％を越える添加は形態制御の効果が飽和するだけでな
く、逆にCa系の介在物が増加するために悪影響ができる
ために上限をここに定めた。
Alは、脱酸剤として必要である。0.01％未満ではその効
果がなく0.10％を超えるとアルミナ系介在物が増加し、
鋼の延性を劣化させる。
果がなく0.10％を超えるとアルミナ系介在物が増加し、
鋼の延性を劣化させる。
次に本発明において成分との組み合わせにおいて非常に
重要である熱延条件について詳述する。
重要である熱延条件について詳述する。
まず、スラブ系の鋳片の加熱温度は1200℃以下にする必
要がある。本発明にあっては、Siを添加しており加熱炉
内においてSiの酸化物と鉄の酸化物の化合物であるファ
イアライトが生成し、巻取後赤スケールになったり酸洗
後雲形模様が鋼板表面に残り見栄えが悪くなる。これを
避けるために上限を規制する。好ましくは1150℃以下が
良い。加熱温度の下限は1000℃とする。これより低い加
熱条件を採用すると仕上げ圧延に負荷がかかりすぎ、温
度の確保も困難である。
要がある。本発明にあっては、Siを添加しており加熱炉
内においてSiの酸化物と鉄の酸化物の化合物であるファ
イアライトが生成し、巻取後赤スケールになったり酸洗
後雲形模様が鋼板表面に残り見栄えが悪くなる。これを
避けるために上限を規制する。好ましくは1150℃以下が
良い。加熱温度の下限は1000℃とする。これより低い加
熱条件を採用すると仕上げ圧延に負荷がかかりすぎ、温
度の確保も困難である。
仕上げ温度は、（Ar3変態点＋60）℃以上に規定する。
これは、その後の冷却条件との組み合わせにより、Siを
発明範囲含有させた鋼に対して伸びフランジ性、延性を
向上させる特別のベイナイトを得るための処置である。
Ar3変態点〜（Ar3変態点＋60）℃未満の温度域ではポリ
ゴナルフェライトの多量混入のために伸びフランジ性を
劣化させる。上限は、950℃とした。これは、伸びフラ
ンジ性向上の効果が飽和するだけではなく、単なる粗大
なベイナイトが生成させることにより延性が劣化するた
めである。
これは、その後の冷却条件との組み合わせにより、Siを
発明範囲含有させた鋼に対して伸びフランジ性、延性を
向上させる特別のベイナイトを得るための処置である。
Ar3変態点〜（Ar3変態点＋60）℃未満の温度域ではポリ
ゴナルフェライトの多量混入のために伸びフランジ性を
劣化させる。上限は、950℃とした。これは、伸びフラ
ンジ性向上の効果が飽和するだけではなく、単なる粗大
なベイナイトが生成させることにより延性が劣化するた
めである。
仕上げ圧延終了後直ちに冷却を施す必要がある。これ
は、本発明が意図する組織を得るために必須であり、遅
くても仕上げ圧延終了後３秒以内に冷却する必要があ
る。３秒を超える空冷は伸びフランジ性向上には不利で
ある。
は、本発明が意図する組織を得るために必須であり、遅
くても仕上げ圧延終了後３秒以内に冷却する必要があ
る。３秒を超える空冷は伸びフランジ性向上には不利で
ある。
さらに冷却速度は50℃／秒以上必要である。これは、連
続冷却中のフェライトの多量生成を回避するための処理
である。操業技術開発により冷却終点温度が正確に制御
できるようになれば上限は特に規定する必要はないが、
現状では150℃／秒以下が好ましい。
続冷却中のフェライトの多量生成を回避するための処理
である。操業技術開発により冷却終点温度が正確に制御
できるようになれば上限は特に規定する必要はないが、
現状では150℃／秒以下が好ましい。
急冷終点温度は Ｔ＝660−450×〔％Ｃ〕＋40×〔％Si〕 −60×〔％Mn〕＋470×〔％Ｐ〕 で計算される温度（Ｔ℃）以下（Ｔ−70）℃以下の範囲
にする必要がある。これは、狙いとする組織を得ること
による伸びフランジ性と延性の向上を達成させると共に
強度を安定化させるために必要である。（Ｔ−70）℃未
満の温度で急冷を終了すると、強度が高まり過ぎるだけ
ではなく強度特性が安定しない。一方、Ｔ℃以上の急冷
終了は、伸びフランジ性に有利な組織が得られず、さら
にパーライト生成等による強度低下も起こるために本発
明にとっては不利である。
にする必要がある。これは、狙いとする組織を得ること
による伸びフランジ性と延性の向上を達成させると共に
強度を安定化させるために必要である。（Ｔ−70）℃未
満の温度で急冷を終了すると、強度が高まり過ぎるだけ
ではなく強度特性が安定しない。一方、Ｔ℃以上の急冷
終了は、伸びフランジ性に有利な組織が得られず、さら
にパーライト生成等による強度低下も起こるために本発
明にとっては不利である。
急冷終点から空冷を施し350超〜500℃の巻取温度範囲に
する必要がある。これは、この空冷から巻取を経てコイ
ル状態での冷却により本発明が意図する特別なベイナイ
トの変態を十分に起こさせ、他の組織の生成を避ける必
要があるためである。350℃以下の巻取温度ではマルテ
ンサイトが組織率にして５％以上混入することにより伸
びフランジ性の劣化につながる。さらに、形状がくずれ
る等の操業上の問題があり、不適当である。また、500
℃を超える巻取温度は、本発明が意図する特別なベイナ
イトが得られないばかりか、パーライトの生成などによ
る強度の劣化、伸びフランジ性の劣化等が表れるために
不適当である。
する必要がある。これは、この空冷から巻取を経てコイ
ル状態での冷却により本発明が意図する特別なベイナイ
トの変態を十分に起こさせ、他の組織の生成を避ける必
要があるためである。350℃以下の巻取温度ではマルテ
ンサイトが組織率にして５％以上混入することにより伸
びフランジ性の劣化につながる。さらに、形状がくずれ
る等の操業上の問題があり、不適当である。また、500
℃を超える巻取温度は、本発明が意図する特別なベイナ
イトが得られないばかりか、パーライトの生成などによ
る強度の劣化、伸びフランジ性の劣化等が表れるために
不適当である。
本発明が意図する組織は、Siを含有することにより延性
が向上するベイナイトが全面的であり、大きさが円相当
半径で0.μｍ以上のセメンタイトを0.1％以下でかつ／
またはマルテンサイトの組織率を５％以下に限定した。
もちろんこの限定は成分と熱延条件の上記の限定により
達成されるものであり、セメンタイトもマルテンサイト
も上記範囲以上であると伸びフランジ性が劣化するため
に好ましくない。
が向上するベイナイトが全面的であり、大きさが円相当
半径で0.μｍ以上のセメンタイトを0.1％以下でかつ／
またはマルテンサイトの組織率を５％以下に限定した。
もちろんこの限定は成分と熱延条件の上記の限定により
達成されるものであり、セメンタイトもマルテンサイト
も上記範囲以上であると伸びフランジ性が劣化するため
に好ましくない。
（実 施 例） 第１表に示す成分を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳
造にてスラブにした。この表には各鋼のAr3変態点も併
記した。
造にてスラブにした。この表には各鋼のAr3変態点も併
記した。
第１表のなかで、Ａ鋼でSi、Ｅ鋼はＣ、Ｇ鋼はSi、Ｈ鋼
はMn、Ｉ鋼はP,S,Caが本発明範囲外である。
はMn、Ｉ鋼はP,S,Caが本発明範囲外である。
第２表は、熱延条件である。第２表においては、仕上圧
延後2.5秒で70℃／秒の冷却を施した。巻取後スキンパ
スを0.8％施し板厚3.0mmの製品とし材質試験に供した。
延後2.5秒で70℃／秒の冷却を施した。巻取後スキンパ
スを0.8％施し板厚3.0mmの製品とし材質試験に供した。
引張試験は、JIS Z 2201,5号試験片を用いた。組織率
は、透過電顕写真から判断し、セメンタイトの円相当半
径は、透過電顕写真の画像解析結果を用いた。
は、透過電顕写真から判断し、セメンタイトの円相当半
径は、透過電顕写真の画像解析結果を用いた。
伸びフランジ性は、穴拡げ試験で評価し、直径20mmのパ
ンチと、板厚の20％クリアランスを持たせたダイス（＝
〔20.0＋（板厚）×0.2〕mm（＝d0）直径のダイス）に
より打ち抜いた切断穴を、打ち抜きによるバリのない
（バリとは反対の）面側から30゜円錐パンチで押し拡げ
（この際押し拡げ部への材料流入がないようにフランジ
には60トンのしわ押さえをかけ）、クラックが板厚を貫
通する時点で止めたときの穴径（ｄ）と元の穴径（d0）
の比（d/d0）で示した。
ンチと、板厚の20％クリアランスを持たせたダイス（＝
〔20.0＋（板厚）×0.2〕mm（＝d0）直径のダイス）に
より打ち抜いた切断穴を、打ち抜きによるバリのない
（バリとは反対の）面側から30゜円錐パンチで押し拡げ
（この際押し拡げ部への材料流入がないようにフランジ
には60トンのしわ押さえをかけ）、クラックが板厚を貫
通する時点で止めたときの穴径（ｄ）と元の穴径（d0）
の比（d/d0）で示した。
点溶接試験は散り発生直前の条件で単点溶接を行い、こ
れを引き剥がしその破断面がもとの接合面にかかってい
ないものを○、いるものを×で示した。
れを引き剥がしその破断面がもとの接合面にかかってい
ないものを○、いるものを×で示した。
本発明鋼はNo.1,8,9,11であり、比較鋼はNo.2,3,4,5,6,
7,10,12,13,14である。
7,10,12,13,14である。
No.2は仕上げ温度が本発明範囲より低い場合であり、組
織がフェライトリッチとなり、伸びフランジ性が向上し
ない。No.3は仕上げ温度が発明範囲より高い場合であ
り、粗大ベイナイトにより延性の劣化が見られた。No.4
は急冷終点温度が本発明範囲より高い場合であり、強度
不足を生じると共に伸びフランジ性も劣化した。No.5は
急冷終点温度が本発明範囲より低すぎた場合であり、延
性と伸びフランジ性が劣化した。No.6は加熱温度が本発
明範囲外の場合であり、粗大ベイナイトによる延性の劣
化があり、鋼板表面に雲形模様も観察された。No.7はSi
の含有量が本発明範囲外の鋼であり、延性と伸びフラン
ジ性の向上が認められなかった例である。No.10はＣの
含有量が本発明範囲外の鋼であり、硬質化すると共に溶
接性が悪かった。No.12はSiの含有量が本発明範囲外の
鋼であり、高コストであるとともにSiの伸びフランジ性
に対する寄与が飽和し、かつ溶接性が悪かった。No.13
はMnの含有量が本発明範囲外の鋼であり、溶接性に問題
があり、かつ強度特性も安定しなかった。No.14はP,S,C
aの含有量が本発明範囲外の鋼であり、延性、伸びフラ
ンジ性、溶接性すべてに問題があった。
織がフェライトリッチとなり、伸びフランジ性が向上し
ない。No.3は仕上げ温度が発明範囲より高い場合であ
り、粗大ベイナイトにより延性の劣化が見られた。No.4
は急冷終点温度が本発明範囲より高い場合であり、強度
不足を生じると共に伸びフランジ性も劣化した。No.5は
急冷終点温度が本発明範囲より低すぎた場合であり、延
性と伸びフランジ性が劣化した。No.6は加熱温度が本発
明範囲外の場合であり、粗大ベイナイトによる延性の劣
化があり、鋼板表面に雲形模様も観察された。No.7はSi
の含有量が本発明範囲外の鋼であり、延性と伸びフラン
ジ性の向上が認められなかった例である。No.10はＣの
含有量が本発明範囲外の鋼であり、硬質化すると共に溶
接性が悪かった。No.12はSiの含有量が本発明範囲外の
鋼であり、高コストであるとともにSiの伸びフランジ性
に対する寄与が飽和し、かつ溶接性が悪かった。No.13
はMnの含有量が本発明範囲外の鋼であり、溶接性に問題
があり、かつ強度特性も安定しなかった。No.14はP,S,C
aの含有量が本発明範囲外の鋼であり、延性、伸びフラ
ンジ性、溶接性すべてに問題があった。
これに対し、本発明の範囲であるNo.1,8,9,及び11は何
れも伸びフランジ性と伸びがともにすぐれた50kgf/mm2
以上の熱延鋼板であって、溶接性も良好であり、且つ、
コストも安く提供できた。
れも伸びフランジ性と伸びがともにすぐれた50kgf/mm2
以上の熱延鋼板であって、溶接性も良好であり、且つ、
コストも安く提供できた。
第３表は、仕上げ直後急冷に関する実施例である。供試
鋼は、鋼符号Ｂである。加熱温度:1100℃、仕上げ温度:
900℃とした。
鋼は、鋼符号Ｂである。加熱温度:1100℃、仕上げ温度:
900℃とした。
No.15は急冷開始までの時間が本発明範囲より長い場合
であり、組織にポリゴナルフェライトが混入し、伸びフ
ランジ性を劣化させた。No.16は冷却速度が遅い場合で
あり、強度低下を起こすと共に組織が不適当であり伸び
フランジ性を劣化させた。
であり、組織にポリゴナルフェライトが混入し、伸びフ
ランジ性を劣化させた。No.16は冷却速度が遅い場合で
あり、強度低下を起こすと共に組織が不適当であり伸び
フランジ性を劣化させた。
（発明の効果） 以上に説明したとおり、本発明によれば、伸びフランジ
性と延性に優れたかつ赤スケール、雲形模様のない50kg
f/mm2以上の熱延鋼板が提供できる。また本発明による
鋼帯はそのまま黒皮にて用いても良く、また酸洗して用
いても良い。あるいは、せん断ラインにて切板としても
良い。その際、レベラーまたは超質圧延により形状を整
えたり、巻ぐせを矯正しても良い。
性と延性に優れたかつ赤スケール、雲形模様のない50kg
f/mm2以上の熱延鋼板が提供できる。また本発明による
鋼帯はそのまま黒皮にて用いても良く、また酸洗して用
いても良い。あるいは、せん断ラインにて切板としても
良い。その際、レベラーまたは超質圧延により形状を整
えたり、巻ぐせを矯正しても良い。
Claims (1)
- 【請求項１】重量％で、 C:0.07〜0.18％ Si:0.5〜1.0％ Mn:0.7〜1.5％ P:0.02％以下 S:0.005％以下 Ca:0.0005〜0.0050％ Al:0.01〜0.10％ を含み残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼をスラブ
とした後、1000〜1200℃に加熱し、熱間圧延して（Ar3
変態点＋60）℃以上950℃以下の温度で仕上圧延を終了
し、仕上げ圧延終了から３秒以内に50℃／秒以上の冷却
を施し、 Ｔ＝660−450×〔％Ｃ〕＋40×〔％Si〕 −60×〔％Mn〕＋470×〔％Ｐ〕 で計算される温度（Ｔ℃）以下（Ｔ−70）℃以上の範囲
で急冷を終了し、その後空冷を経て350超〜500℃で巻き
取ることにより得られる、円相当半径が0.1μｍ以上の
セメンタイトの組織率が0.1％以下で及び／またはマル
テンサイトの組織率が５％以下であることを特徴とする
引張強さが50kgf/mm2以上で打ち抜き穴拡げ≧1.8の伸び
フランジ性を有しかつ延性の優れた熱延鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19927590A JPH0762178B2 (ja) | 1990-07-30 | 1990-07-30 | 伸びフランジ性と延性の優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19927590A JPH0762178B2 (ja) | 1990-07-30 | 1990-07-30 | 伸びフランジ性と延性の優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0488125A JPH0488125A (ja) | 1992-03-23 |
| JPH0762178B2 true JPH0762178B2 (ja) | 1995-07-05 |
Family
ID=16405080
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19927590A Expired - Lifetime JPH0762178B2 (ja) | 1990-07-30 | 1990-07-30 | 伸びフランジ性と延性の優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0762178B2 (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2166122A1 (en) | 1999-09-16 | 2010-03-24 | JFE Steel Corporation | Method of manufacturing high strength steel |
| EP1143019B1 (en) | 1999-09-29 | 2014-11-26 | JFE Steel Corporation | Method for manufacturing a coiled steel sheet |
| US7615126B2 (en) | 2000-12-07 | 2009-11-10 | Nippon Steel Corporation | High strength hot rolled steel plate excellent in enlargeability and ductility and method for producing thereof |
| DE60324333D1 (de) | 2002-12-26 | 2008-12-04 | Nippon Steel Corp | Dünnes stahlblech mit hoher festigkeit und hervorragender lochdehnbarkeit, biegbarkeit sowie hervorragenden chemischen behandlungseigenschaften und herstellungsverfahren dafür |
| EP1681362B1 (en) | 2003-10-17 | 2012-08-22 | Nippon Steel Corporation | High strength thin steel sheet excellent in hole expansibility and ductility |
| JP5176431B2 (ja) | 2007-08-24 | 2013-04-03 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板の製造方法 |
| WO2011093490A1 (ja) | 2010-01-29 | 2011-08-04 | 新日本製鐵株式会社 | 鋼板及び鋼板製造方法 |
| WO2013047808A1 (ja) | 2011-09-30 | 2013-04-04 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| JP5316634B2 (ja) | 2011-12-19 | 2013-10-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
-
1990
- 1990-07-30 JP JP19927590A patent/JPH0762178B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0488125A (ja) | 1992-03-23 |
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