JPH08269617A - 加工性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
加工性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法Info
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Abstract
500MPa級以上の高強度熱延鋼板を得る。 【構成】 C:0.010 〜0.020 %、Si:0.5 〜2.0 %、
Mn:0.45〜3.2 %、Nb:0.07〜0.30%、Al:0.01〜0.05
%、S:0.005 %以下、N:0.005 %以下を含み、か
つ、Mn/Si=0.9 〜1.6 、Nb/8(C+12N/14) =0.
8 〜1.5 を満たす範囲で含有し、フェライト体積率が95
%以上の金属組織を有する熱延板。
Description
優れる伸びフランジ性を有する引張強さが500 MPa 級以
上の高強度熱延鋼板とその製造方法に関するものであ
る。
傾向の高まりを背景として、より高強度の熱延鋼板が用
いられるようになってきている。このような自動車用の
高強度熱延鋼板が用いられる用途には、プレス成形に代
表される加工性、特に伸びフランジ性が要求される。
やその製造方法としては、例えば特公昭61−11291 号公
報(混合組織による低降伏比、高張力熱延鋼板の製造方
法)に開示されているような、デュアルフェス(Dual Pa
se) 鋼と呼ばれているフェライトとマルテンサイトとの
2相混合組織鋼とする手段や、例えば特公平 6−41617
号公報(加工性に優れた熱延高強度鋼板の製造方法)に
開示されているように残留オーステナイト鋼と呼ばれる
フェライト、オーステナイトおよびベイナイトの3相混
合組織鋼とする手段が知られている。
のの、打ち抜きやせん断といった加工時に、マルテンサ
イトやオーステナイトといった第2相とフェライト相と
の界面においてマイクロクラックが生じ易く、そのため
伸びフランジ性に劣るという問題があった。
ものとしては、フェライト・ベイナイト組織とする手段
が、例えば特開平 6−49591 号公報(加工性に優れる高
強度熱延鋼板とその製造方法)に提案開示されている。
しかし、この鋼板は、延性に劣る欠点があり、近年の高
い伸びフランジ性の要求にも対応できないという問題が
ある。
所定の組織を得るために、低温巻取を必要としている。
このような低温巻取は、冷却の熱伝達係数が大きく変化
する領域での処理のため、コイル全長で所定の組織を得
ることが難しく、また形状不良も生じやすく、鋼板の歩
留りも低下し易いなどの問題もある。
実情に鑑み、これまでの高強度熱延鋼とは全く異なる考
え方をした、従来より格段に優れる伸びフランジ性を有
する高強度熱延鋼板と安定して製造可能なその製造方法
を提案することを目的とする。
・検討の結果、極低C鋼(C:0.02 wt %以下) におい
て、伸びフランジ性を劣化させる最大の要因は、フェラ
イトと硬質第2相との硬度差に起因するせん断や打ち抜
き加工時に発生するマイクロクラックにあることを見出
し、この硬質第2相を少なくすることが伸びフランジ性
の改善に最も有効であるという新規知見のもとにこの発
明を達成したものである。
硬質第2相を少なくするために、硬質第2相の生成因子
であるC,Nを熱間圧延後の冷却過程でNbやTiの炭窒化
物として析出固定し、硬質第2相を少なくすることによ
る鋼板の強度低下は、Ti, Nbの炭窒化物の析出強化によ
り補い、さらに、この発明の特徴の一つである極低C鋼
とすることによる、硬質第2相の減少とTi, Nbの炭窒化
物の過剰析出による弊害を排除して、伸びフランジ性に
優れる高強度熱延板を得るものである。
以下の通りである。 C:0.010 wt%以上、0.020 wt%以下、Si:0.5 wt
%以上、2.0 wt%以下、Mn:0.45wt%以上、3.2 wt%以
下、Nb:0.07wt%以上、0.30wt%以下、Al:0.01wt%以
上、0.05wt%以下、S:0.005 wt%以下およびN:0.00
5 wt%以下を含み、かつ Mn/Si=0.9 〜1.6 Nb/8(C+12N/14)=0.8 〜1.5 を満たす範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成からなり、フェライト体積率が95%以上の金属組
織を有する加工性に優れる高強度熱延鋼板(第1発
明)。
下、Si:0.5 wt%以上、2.0 wt%以下、Mn:0.45wt%以
上、3.2 wt%以下、Ti:0.15wt%以下、Nb:0.07wt%以
上、0.30wt%以下、Al:0.01wt%以上、0.05wt%以下、
S:0.005 wt%以下およびN:0.005 wt%以下を含み、
かつ Mn/Si=0.9 〜1.6 (Nb +2Ti) /8(C+12N/14) =0.8 〜1.5 を満たす範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成からなり、フェライト体積率が95%以上の金属組
織を有する加工性に優れる高強度熱延鋼板(第2発
明)。
下、Si:0.5 wt%以上、2.0 wt%以下、Mn:0.45wt%以
上、3.2 wt%以下、Nb:0.07wt%以上、0.30wt%以下、
Al:0.01wt%以上、0.05wt%以下、S:0.005 wt%以下
およびN:0.005 wt%以下を含み、かつ Mn/Si=0.9 〜1.6 Nb/8(C+12N/14)=0.8 〜1.5 を満たす範囲に含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成からなる鋼素材を1000〜1300℃の温度範囲に加熱
し、Ar3 点〜Ar3 点+100 ℃の温度範囲にて圧延を終了
し、その後2秒間以内に冷却を開始し、800 〜650 ℃ま
での温度域を10℃/秒以上、50℃/秒以下の平均冷却速
度で冷却し、500 〜650 ℃の温度範囲でコイルに巻取る
ことを特徴とする加工性に優れる高強度熱延鋼板の製造
方法(第3発明)。
下、Si:0.5 wt%以上、2.0 wt%以下、Mn:0.45wt%以
上、3.2 wt%以下、Ti:0.15wt%以下、Nb:0.07wt%以
上、0.30wt%以下、Al:0.01wt%以上、0.05wt%以下、
S:0.005 wt%以下およびN:0.005 wt%以下を含み、
かつ Mn/Si=0.9 〜1.6 (Nb +2Ti) /8(C+12N/14) =0.8 〜1.5 を満たす範囲に含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成からなる鋼素材を1000〜1300℃の温度範囲に加熱
し、Ar3 点〜Ar3 点+100 ℃の温度範囲にて圧延を終了
し、その後2秒間以内に冷却を開始し、800 〜650 ℃ま
での温度域を10℃/秒以上、50℃/秒以下の平均冷却速
度で冷却し、500 〜650 ℃の温度範囲でコイルに巻取る
ことを特徴とする加工性に優れる高強度熱延鋼板の製造
方法(第4発明)。
のC,NbおよびNの含有量をそれぞれ(%C)、(%N
b)および(%N)としてあらわす下記式(1) または(2)
を満たしてなる第3または第4発明の加工性に優れる
高強度熱延鋼板の製造方法(第5発明)。 〔記〕 -6770/(log〔(%Nb) 〕〔(%C)+12 (%N)/14 〕-2.26)-273≦T ‥‥(1) -6770/(log〔(%Nb) 〕〔(%C)+12 (%N)/14 〕-2.26)-173≧T ‥‥(2)
この発明の成分組成の限定理由について以下に記す。
得るために重要な成分であり、そのためには0.010 wt%
以上含有させることが必要であるが、Ti, NbおよびN量
との関係において、(Nb+2Ti)/8(C+12N/14)
=0.8 〜1.5 の条件を満足しないとフェライト体積率95
%以上の金属組織とすることができず、優れる伸びフラ
ンジ性が得られない。この時、C含有量が多いと多量の
NbやTiの添加を必要とし、C含有量が0.020 wt%超えで
は強度の増加が飽和するばかりでなく、多量のTiやNbの
炭窒化物の存在は延性、伸びフランジ性を劣化させる。
したがって、その含有量は0.010 wt%以上、0.020 wt%
以下とする。
積率を95%以上とする。これは95%未満のフェライト体
積率では、硬質第2相が存在してしまうため、打ち抜
き、せん断といった加工時にマイクロクラックが生じ易
く、伸びフランジ性が劣るためである。
を増加させるのに有効な成分であると同時に、フェライ
ト中のCの固溶限を広げ、熱延後の冷却過程でパーライ
ト等の硬質第2相の生成を遅らせる働きがある。これら
の特性を発揮させるためには、含有量は0.5 wt%以上を
必要とするが、2.0 wt%を超えて含有させると鋼の表面
性状を劣化させる。したがって、その含有量は0.5 wt%
以上、2.0 wt%以下とするが、表面性状の観点から上限
を1.5 wt%とすることが好ましい。
を確保するのに必要であると同時に、鋼の変態温度を低
下させTi, Nbの炭窒化物の析出を微細化する効果があ
り、この点でも強度増加に貢献する。しかし、過剰に添
加すると熱延後の冷却・巻取工程で、C,NをTi, Nbの
炭窒化物として完全に析出固定できなくなるため、伸び
フランジ性を劣化させる。
変態温度を上昇させ、Ti, Nbの炭窒化物の析出を粗大化
する効果があり、析出強化を減少させる。そこで、この
発明では特に、Ti, Nbの析出強化とSiの固溶強化の両方
を有効に活かすためにSi含有量とMn含有量との関係をMn
/Si=0.9 〜1.6 と規定するものであり、これに対応し
てMnの含有量は下限を0.45wt%、上限を3.2 wt%と定め
る。ただし、より好ましい範囲は、Mn/Si=1.0 〜1.2
であり、これに対応して好ましいMn含有量は0.5 wt%以
上、1.8 wt%以下である。
る。すなわち、これらの成分は、硬質第2相の原因とな
るCを析出固定し、伸びフランジ性の向上に寄与すると
ともに、析出強化により、鋼板の強度上昇に寄与する。
このため上記Cの項で述べた通り、 (Nb+2Ti) /8
(C+12N/14)=0.8 〜1.5 の範囲で含有させる。
ら、Nbの方が延性および伸びフランジ性に有利という知
見から、Nbの添加を必須とし、その役割の一部をTiで代
替する。C含有量との関係から、Nbの含有量は0.07wt%
以上、0.30wt%以下とし、Tiの含有量は0.15wt%以下と
する。なお、C,NとTi, Nbとのより好ましい関係は
(Nb+2Ti)/8(C+12N/4)=1.0 〜1.2 であ
る。
には0.01wt%以上含有させることを必要とする。しか
し、過度に添加すると、アルミナクラスターによる表面
欠陥などの原因となるのでその含有量の上限を0.05wt%
とする。
ジ性を劣化させる。そのため含有量は少ない方が好まし
く、許容できる含有量の上限を0.005 wt%とするが、好
ましくは0.003 wt%以下である。
先して結合し、有効なTi, Nbを減少させる。このため含
有量は少ない方が好ましく、許容できる含有量の上限を
0.005 wt%とするが、望ましくは0.003 wt%以下がよ
い。
理由について述べる。
に生じる粗大なTi, Nbの炭窒化物を溶解させるためと、
所定の圧延終了温度を確保するためには1000℃以上の加
熱を必要とする。しかし、過度の加熱は鋼表面の性状を
劣化させるため、その上限を1300℃と定める。またより
好ましくは、Ti, Nbが完全に溶解し、かつ結晶の異常粒
成長の生じない下記式(1) または(2) であらわされる温
度Tとする。 -6770/(log〔(%Nb) 〕〔(%C)+12 (%N)/14 〕-2.26)-273≦T ‥‥(1) -6770/(log〔(%Nb) 〕〔(%C)+12 (%N)/14 〕-2.26)-173≧T ‥‥(2)
スラブを一旦冷却したのち再加熱して粗圧延を行う場合
のほか、省エネルギーの観点から、連続鋳造後1000℃以
下まで降温させることなく、ただちにもしくは保温処理
を施したのち粗圧延を行ってよい。
に、圧延終了温度はAr3 変態を切らない程度に低温とす
ることが好ましく、Ar3 〜Ar3 +100 ℃の温度範囲とす
る。
終了後は直ちに強制冷却を開始した方が結晶粒微細化の
効果は大きい。しかし、熱間圧延ミルの構造上空冷時間
が生じる。そこでその空冷時間を2秒間以内に抑制す
る。望ましくは 0.5秒間以内がよい。
とフェライト変態後、そのフェライト粒が成長して粗大
化すると同時にTi, Nbの炭窒化物も粗大化し、結晶粒お
よび炭窒化物の微細化による強度向上効果が望めなくな
る。したがって、フェライト粒およびTi, Nbの炭窒化物
の粗大化を防止するため、800 ℃から650 ℃までの平均
冷却速度を10℃/秒以上とする。また、冷却速度が速す
ぎると十分にTi, Nbの析出が生じなくなり固溶C増によ
る硬質第2層が増加して、伸びフランジ性を劣化させる
ため、平均冷却速度の上限を50℃/秒とする。
の析出が起りやすいため望ましいが、高すぎると粗大な
析出物となり、強度向上に寄与しなくなる。そのため巻
取温度の上限を650 ℃とする。また、巻取温度が低すぎ
ると十分にTi, Nbの析出物が生じなくなり、硬質第2相
が増加し伸びフランジ性を劣化させる。そのため巻取温
度の下限は500 ℃とする。
いて表2に示す熱間圧延条件で板厚:3.0mm のコイルを
それぞれ製造したのち、得られた各コイルについて機械
的特性をそれぞれ調査した。それらの調査結果も表2に
併記した。
Pa・%) との関係のグラフを図1に、(Nb +2Ti)/8
(C+12N/14) の値とT.S ×λ(MPa・%) との関係の
グラフを図2に示す。
S5号試験片を用いて行い、伸びフランジ性は、縦横200m
m の正方形の試験片中央に20mmφの孔(do)をあけ、先端
角度60°の円錐ポンチでこの孔を拡げて、孔の縁にクラ
ックが発生する限界の孔径(d) から下記式で計算される
孔拡げ率 (λ) により評価した。 λ=(d−do) /do×100
4,6,7,8,10, 16, 21, 23および24のこの発明の
適合例は、T.S ×Elが1800MPa ・%超えの高い強度と延
性バランスならびにT.S ×λが6000MPa ・%超えの高い
強度と伸びフランジ性バランスを示しており、金属組織
調査によればこれらは全て95%以上のフェライト体積率
を有していた。
19, 20, 22, 25および27の比較例は、成分組成がこの発
明の限定範囲を外れているため、高い強度、延性、伸び
フランジ性等が得られず、試料No.9, 11, 12, 13, 14
および15の比較例は熱間圧延・冷却・巻取条件がこの発
明の限定範囲を外れているため、上記と同様に高い強
度、延性、伸びフランジ性等が得られていない。また、
試料No.5および26の比較例は、鋼板の表面性状が著し
く劣るためこの発明の目的とする自動車用等に供するこ
とはできないものであった。
に、Mn/Siがこの発明範囲の場合 (Nb+2Ti)/8(C+
12N/14) がこの発明範囲の場合は高い強度と伸びフラ
ンジ性バランスを示している。
鋼において、SiとMnとをバランスよく含有させること、
CをNb, Tiの析出物として固定することなどにより加工
性に優れる高強度熱延鋼板を得るものであり、この発明
による鋼板は、強度と延性ならびに伸びフランジ性に優
れていて、自動車の足回り部品等に好適な加工用高強度
熱延鋼板として安定かつ有利に提供することができる。
る。
λとの関係を示すグラフである。
Claims (5)
- 【請求項1】C:0.010 wt%以上、0.020 wt%以下、 Si:0.5 wt%以上、2.0 wt%以下、 Mn:0.45wt%以上、3.2 wt%以下、 Nb:0.07wt%以上、0.30wt%以下、 Al:0.01wt%以上、0.05wt%以下、 S:0.005 wt%以下および N:0.005 wt%以下 を含み、かつ Mn/Si=0.9 〜1.6 Nb/8(C+12N/14)=0.8 〜1.5 を満たす範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成からなり、フェライト体積率が95%以上の金属組
織を有する加工性に優れる高強度熱延鋼板。 - 【請求項2】C:0.010 wt%以上、0.020 wt%以下、 Si:0.5 wt%以上、2.0 wt%以下、 Mn:0.45wt%以上、3.2 wt%以下、 Ti:0.15wt%以下、 Nb:0.07wt%以上、0.30wt%以下、 Al:0.01wt%以上、0.05wt%以下、 S:0.005 wt%以下および N:0.005 wt%以下 を含み、かつ Mn/Si=0.9 〜1.6 (Nb +2Ti) /8(C+12N/14) =0.8 〜1.5 を満たす範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成からなり、フェライト体積率が95%以上の金属組
織を有する加工性に優れる高強度熱延鋼板。 - 【請求項3】C:0.010 wt%以上、0.020 wt%以下、 Si:0.5 wt%以上、2.0 wt%以下、 Mn:0.45wt%以上、3.2 wt%以下、 Nb:0.07wt%以上、0.30wt%以下、 Al:0.01wt%以上、0.05wt%以下、 S:0.005 wt%以下および N:0.005 wt%以下 を含み、かつ Mn/Si=0.9 〜1.6 Nb/8(C+12N/14)=0.8 〜1.5 を満たす範囲に含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成からなる鋼素材を1000〜1300℃の温度範囲に加熱
し、Ar3 点〜Ar3 点+100 ℃の温度範囲にて圧延を終了
し、その後2秒間以内に冷却を開始し、800 〜650 ℃ま
での温度域を10℃/秒以上、50℃/秒以下の平均冷却速
度で冷却し、500 〜650 ℃の温度範囲でコイルに巻取る
ことを特徴とする加工性に優れる高強度熱延鋼板の製造
方法。 - 【請求項4】C:0.010 wt%以上、0.020 wt%以下、 Si:0.5 wt%以上、2.0 wt%以下、 Mn:0.45wt%以上、3.2 wt%以下、 Ti:0.15wt%以下、 Nb:0.07wt%以上、0.30wt%以下、 Al:0.01wt%以上、0.05wt%以下、 S:0.005 wt%以下および N:0.005 wt%以下 を含み、かつ Mn/Si=0.9 〜1.6 (Nb +2Ti) /8(C+12N/14) =0.8 〜1.5 を満たす範囲に含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成からなる鋼素材を1000〜1300℃の温度範囲に加熱
し、Ar3 点〜Ar3 点+100 ℃の温度範囲にて圧延を終了
し、その後2秒間以内に冷却を開始し、800 〜650 ℃ま
での温度域を10℃/秒以上、50℃/秒以下の平均冷却速
度で冷却し、500 〜650 ℃の温度範囲でコイルに巻取る
ことを特徴とする加工性に優れる高強度熱延鋼板の製造
方法。 - 【請求項5】 鋼素材の加熱温度(T)が、該鋼素材の
C,NbおよびNの含有量をそれぞれ(%C)、(%Nb)
および(%N)としてあらわす下記式(1) または(2) を
満たしてなる請求項3または4に記載の加工性に優れる
高強度熱延鋼板の製造方法。 〔記〕 -6770/(log〔(%Nb) 〕〔(%C)+12 (%N)/14 〕-2.26)-273≦T ‥‥(1) -6770/(log〔(%Nb) 〕〔(%C)+12 (%N)/14 〕-2.26)-173≧T ‥‥(2)
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP07300495A JP3536412B2 (ja) | 1995-03-30 | 1995-03-30 | 加工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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JPH08269617A true JPH08269617A (ja) | 1996-10-15 |
JP3536412B2 JP3536412B2 (ja) | 2004-06-07 |
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Cited By (5)
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KR100415672B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2004-01-31 | 주식회사 포스코 | 인장강도 780MPa급 구조용 열연강판 및 그 제조방법 |
JP2007262467A (ja) * | 2006-03-28 | 2007-10-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ハイドロフォーム加工用熱延鋼板及びその製造法と、ハイドロフォーム加工用電縫鋼管 |
JP2013124387A (ja) * | 2011-12-14 | 2013-06-24 | Jfe Steel Corp | 打ち抜き性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
US8657970B2 (en) | 2008-03-26 | 2014-02-25 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel sheet excellent in fatigue properties and stretch-flange formability and method for manufacturing the same |
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1995
- 1995-03-30 JP JP07300495A patent/JP3536412B2/ja not_active Expired - Fee Related
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