JPH10287949A - 靱性と加工性に優れた４００〜８００Ｎ／ｍｍ２級高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
靱性と加工性に優れた４００〜８００Ｎ／ｍｍ２級高強度熱延鋼板及びその製造方法Info
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- JPH10287949A JPH10287949A JP11179397A JP11179397A JPH10287949A JP H10287949 A JPH10287949 A JP H10287949A JP 11179397 A JP11179397 A JP 11179397A JP 11179397 A JP11179397 A JP 11179397A JP H10287949 A JPH10287949 A JP H10287949A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 加工性、特に穴拡げ性に優れた４００〜８０
０Ｎ／ｍｍ2 級高強度鋼板を提供する。 【解決手段】 ｉ）Ｍｎを低減しｉｉ）Ｔｉ量、Ｃ量を
規定することによりα域を広げ、熱延終了から巻取まで
の冷却中のＴｉＣ析出を促進する。ｉｖ）Ｎｂを微量添
加することによって熱延板を細粒化する。さらにｖ）Ｒ
ＯＴ冷却速度を制御し、ＴｉＣの析出量とベイナイト量
を変え、強度の作り分けを行う。これにより４００〜８
００Ｎ／ｍｍ2級の強度範囲で加工性、特に穴拡げ性に
優れ、かつ靱性にも優れた熱延鋼板を製造することが可
能になる。
０Ｎ／ｍｍ2 級高強度鋼板を提供する。 【解決手段】 ｉ）Ｍｎを低減しｉｉ）Ｔｉ量、Ｃ量を
規定することによりα域を広げ、熱延終了から巻取まで
の冷却中のＴｉＣ析出を促進する。ｉｖ）Ｎｂを微量添
加することによって熱延板を細粒化する。さらにｖ）Ｒ
ＯＴ冷却速度を制御し、ＴｉＣの析出量とベイナイト量
を変え、強度の作り分けを行う。これにより４００〜８
００Ｎ／ｍｍ2級の強度範囲で加工性、特に穴拡げ性に
優れ、かつ靱性にも優れた熱延鋼板を製造することが可
能になる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、靱性と加工性に優
れた４００〜８００Ｎ／ｍｍ2級高強度鋼板及びその製
造方法に関わり、その用途は、自動車、家電、建材等で
ある。
れた４００〜８００Ｎ／ｍｍ2級高強度鋼板及びその製
造方法に関わり、その用途は、自動車、家電、建材等で
ある。
【０００２】
【従来の技術】近年自動車、建築等多くの産業分野で部
材の軽量化の要望が高まっておりそれに対応するため、
高強度鋼板が用いられる場合が増えている。そして、こ
れらの鋼板が用いられる用途においてはしばしば高い加
工性、特に穴拡げ性が要求される。また、高強度鋼板に
要求される別の特性としては靱性も挙げられる。加えて
一つの鋼種でこれらの特性を保ちつつ広い強度範囲を作
り分けることが鋼種集約によるコスト削減にも繋がるこ
とは明らかである。
材の軽量化の要望が高まっておりそれに対応するため、
高強度鋼板が用いられる場合が増えている。そして、こ
れらの鋼板が用いられる用途においてはしばしば高い加
工性、特に穴拡げ性が要求される。また、高強度鋼板に
要求される別の特性としては靱性も挙げられる。加えて
一つの鋼種でこれらの特性を保ちつつ広い強度範囲を作
り分けることが鋼種集約によるコスト削減にも繋がるこ
とは明らかである。
【０００３】従来、穴拡げ性に優れた高強度熱延鋼板と
しては、フェライト（Ｆ）＋マルテンサイト（Ｍ）また
は、フェライト（Ｆ）＋ベイナイト（Ｂ）の複合組織に
よる組織強化型の鋼板が多く使われている。しかし、Ｆ
＋Ｍの複合組織では高い強度は得られるが穴拡げ性が劣
る。また、Ｆ＋Ｂ鋼は、特開昭５７−１０１６４９号公
報に示されているように、穴拡げ性には優れているが、
穴拡げ性を確保したまま７００Ｎ／ｍｍ2以上を得るの
は難しい。組織の大部分をフェライトにし、かつＴｉＣ
析出強化を利用することで７００Ｎ／ｍｍ2以上の強度
を出し、同時に穴拡げ性を確保したものとしては、特開
平６−２００３５１号公報で開示された発明があるが、
０．５％以上のＭｎによる固溶強化が必須であり、ま
た、本発明のように広い強度範囲を作り分ける技術では
ない。特公昭５６−９２２３号公報で開示された発明で
は低Ｍｎでも高強度が得られるが、これはＴｉｍＢｎに
よる析出強化を活用するためＢ添加が必須であり、ま
た、本発明のように広い強度範囲を作り分ける技術でも
ない。６００〜８００Ｎ／ｍｍ2級の強度範囲において
穴拡げ性を確保する技術としては、特開平６−１７２９
２４号公報の発明があるが、これはベイネティックフェ
ライトによる組織強化鋼であり、フェライト中のＴｉＣ
析出による強化が主である本発明鋼とはその強化機構が
全く異なる。また、低Ｍｎ化による効果を狙ったもので
もない。
しては、フェライト（Ｆ）＋マルテンサイト（Ｍ）また
は、フェライト（Ｆ）＋ベイナイト（Ｂ）の複合組織に
よる組織強化型の鋼板が多く使われている。しかし、Ｆ
＋Ｍの複合組織では高い強度は得られるが穴拡げ性が劣
る。また、Ｆ＋Ｂ鋼は、特開昭５７−１０１６４９号公
報に示されているように、穴拡げ性には優れているが、
穴拡げ性を確保したまま７００Ｎ／ｍｍ2以上を得るの
は難しい。組織の大部分をフェライトにし、かつＴｉＣ
析出強化を利用することで７００Ｎ／ｍｍ2以上の強度
を出し、同時に穴拡げ性を確保したものとしては、特開
平６−２００３５１号公報で開示された発明があるが、
０．５％以上のＭｎによる固溶強化が必須であり、ま
た、本発明のように広い強度範囲を作り分ける技術では
ない。特公昭５６−９２２３号公報で開示された発明で
は低Ｍｎでも高強度が得られるが、これはＴｉｍＢｎに
よる析出強化を活用するためＢ添加が必須であり、ま
た、本発明のように広い強度範囲を作り分ける技術でも
ない。６００〜８００Ｎ／ｍｍ2級の強度範囲において
穴拡げ性を確保する技術としては、特開平６−１７２９
２４号公報の発明があるが、これはベイネティックフェ
ライトによる組織強化鋼であり、フェライト中のＴｉＣ
析出による強化が主である本発明鋼とはその強化機構が
全く異なる。また、低Ｍｎ化による効果を狙ったもので
もない。
【０００４】靱性に優れた高強度熱延鋼板を製造する技
術としては、特開昭６３−１３４６２８号公報や特開昭
６３−２３５４３２号公報などがあるが、いずれも穴拡
げ性との両立を図る技術ではなく、また広い強度範囲を
作り分ける技術でもない。
術としては、特開昭６３−１３４６２８号公報や特開昭
６３−２３５４３２号公報などがあるが、いずれも穴拡
げ性との両立を図る技術ではなく、また広い強度範囲を
作り分ける技術でもない。
【０００５】穴拡げ性と靱性の両立を図る技術としては
特開平７−１５０２９４号公報や、特開平７−２５２５
９１号公報があげられるが、Ｆ＋Ｍの複合組織鋼板であ
り本発明で定めたＭｎ量の上限を越えたＭｎの添加が必
須である。また、本発明のように広い強度範囲を作り分
ける技術でもない。
特開平７−１５０２９４号公報や、特開平７−２５２５
９１号公報があげられるが、Ｆ＋Ｍの複合組織鋼板であ
り本発明で定めたＭｎ量の上限を越えたＭｎの添加が必
須である。また、本発明のように広い強度範囲を作り分
ける技術でもない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明は、高
価な固溶強化元素を用いることなく靱性と加工性、特に
穴拡げ性に優れた高強度鋼板を広い強度範囲にわたって
提供することを目的とするものである。
価な固溶強化元素を用いることなく靱性と加工性、特に
穴拡げ性に優れた高強度鋼板を広い強度範囲にわたって
提供することを目的とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
に、本発明者等は鋭意検討を行った。その結果、オース
テナイトフォーマーであるＭｎを低減しα域を広げるこ
とによって、熱延終了から巻取前までの冷却中の炭化物
の析出が促進され、析出強化が図られ、かつ、セメンタ
イトの生成量が減少することから穴拡げ性が著しく向上
することを見出した。また、熱延終了から巻取前までの
冷却速度が大きくなるにつれて、炭化物の微細化が促進
され強化への寄与が極めて大きくなることを見出した。
さらに、粗圧延後に曲げ曲げ戻し加工をくわえることに
よって、材質の長手、幅方向の均質化が促進され、コイ
ル内の材質のばらつきが低減されることを見いだした。
そして、この析出強化を活用することによって、低コス
トでかつ靱性と加工性に優れた高強度鋼板を広い強度範
囲において容易に作り分ける技術を確立した。加えてＮ
ｂを微量添加する事によって熱延板の細粒化が図られ穴
拡げ性を確保したまま靱性が向上することも見出した。
に、本発明者等は鋭意検討を行った。その結果、オース
テナイトフォーマーであるＭｎを低減しα域を広げるこ
とによって、熱延終了から巻取前までの冷却中の炭化物
の析出が促進され、析出強化が図られ、かつ、セメンタ
イトの生成量が減少することから穴拡げ性が著しく向上
することを見出した。また、熱延終了から巻取前までの
冷却速度が大きくなるにつれて、炭化物の微細化が促進
され強化への寄与が極めて大きくなることを見出した。
さらに、粗圧延後に曲げ曲げ戻し加工をくわえることに
よって、材質の長手、幅方向の均質化が促進され、コイ
ル内の材質のばらつきが低減されることを見いだした。
そして、この析出強化を活用することによって、低コス
トでかつ靱性と加工性に優れた高強度鋼板を広い強度範
囲において容易に作り分ける技術を確立した。加えてＮ
ｂを微量添加する事によって熱延板の細粒化が図られ穴
拡げ性を確保したまま靱性が向上することも見出した。
【０００８】すなわち本発明の要旨とするところは下記
の通りである。
の通りである。
【０００９】（１） 重量％で、Ｃ ：０．０５〜０．
２％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜
０．５％未満、Ｐ ：０．０５％以下、Ｓ ：０．０１
％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ ：０．００
７％以下、Ｔｉ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００
５〜０．０２％を含有し、残部は鉄および不可避的不純
物よりなり、さらに全Ｃ量のうちセメンタイトとして析
出するＣの割合Ｍ＝（Ｃ％ ａｓ セメンタイト）／
（全Ｃ％）がＭ≦０．０３であることを特徴とする靱性
と加工性に優れた４００〜８００Ｎ／ｍｍ2級高強度熱
延鋼板。
２％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜
０．５％未満、Ｐ ：０．０５％以下、Ｓ ：０．０１
％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ ：０．００
７％以下、Ｔｉ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００
５〜０．０２％を含有し、残部は鉄および不可避的不純
物よりなり、さらに全Ｃ量のうちセメンタイトとして析
出するＣの割合Ｍ＝（Ｃ％ ａｓ セメンタイト）／
（全Ｃ％）がＭ≦０．０３であることを特徴とする靱性
と加工性に優れた４００〜８００Ｎ／ｍｍ2級高強度熱
延鋼板。
【００１０】（２） 重量％で、Ｃ ：０．０５〜０．
２％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜
０．５％未満、Ｐ ：０．０５％以下、Ｓ ：０．０１
％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ ：０．００
７％以下、Ｔｉ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００
５〜０．０２％を含有し、残部は鉄および不可避的不純
物よりなる鋼を、加熱温度＝１２００〜１３５０℃、仕
上げ温度≧（Ａｒ 3−１００）℃の熱間圧延を施し、引
き続き６００〜７５０℃まで１〜６０℃／ｓの範囲でか
つ所望の引張強さＴＳ（Ｎ／ｍｍ２ ）に応じて式か
ら求まる冷却速度ＣＲ（℃／ｓ）に対して±５℃／ｓの
範囲内の冷却速度で冷却し、室温〜７５０℃で巻き取る
ことを特徴とする靱性と加工性に優れた４００〜８００
Ｎ／ｍｍ2級高強度熱延鋼板の製造方法。
２％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜
０．５％未満、Ｐ ：０．０５％以下、Ｓ ：０．０１
％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ ：０．００
７％以下、Ｔｉ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００
５〜０．０２％を含有し、残部は鉄および不可避的不純
物よりなる鋼を、加熱温度＝１２００〜１３５０℃、仕
上げ温度≧（Ａｒ 3−１００）℃の熱間圧延を施し、引
き続き６００〜７５０℃まで１〜６０℃／ｓの範囲でか
つ所望の引張強さＴＳ（Ｎ／ｍｍ２ ）に応じて式か
ら求まる冷却速度ＣＲ（℃／ｓ）に対して±５℃／ｓの
範囲内の冷却速度で冷却し、室温〜７５０℃で巻き取る
ことを特徴とする靱性と加工性に優れた４００〜８００
Ｎ／ｍｍ2級高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１１】 ＣＲ＝−２００（０．５Ｃ％＋２．５Ｔｉ％＋Ｎｂ％）＋ＴＳ／３−９０ ・・・・・ （３） 前記熱間圧延に際し、粗圧延後の粗バーをコイ
ル状に巻き取り、巻き戻し、その後、仕上圧延に供する
ことを特徴とする上記（２）に記載の靱性と加工性に優
れた４００〜８００Ｎ／ｍｍ2級高強度熱延鋼板の製造
方法。
ル状に巻き取り、巻き戻し、その後、仕上圧延に供する
ことを特徴とする上記（２）に記載の靱性と加工性に優
れた４００〜８００Ｎ／ｍｍ2級高強度熱延鋼板の製造
方法。
【００１２】（４） 巻き戻された前記粗バーの先端
を、先行材の後端に接合して、仕上圧延に供することを
特徴とする上記（３）に記載の靱性と加工性に優れた４
００〜８００Ｎ／ｍｍ2級高強度熱延鋼板の製造方法。
を、先行材の後端に接合して、仕上圧延に供することを
特徴とする上記（３）に記載の靱性と加工性に優れた４
００〜８００Ｎ／ｍｍ2級高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１３】
【発明の実施の形態】本発明における鋼板およびその製
造方法は、Ｃ、Ｔｉ量、熱延条件を限定すること、Ｎｂ
を微量添加することによって、Ｍｎなどの高価な固溶強
化元素を添加することなく、靱性と加工性に極めて優
れ、かつ靱性にも優れた高強度鋼板を広い強度範囲にお
いて提供するものである。以下にその限定理由を述べ
る。
造方法は、Ｃ、Ｔｉ量、熱延条件を限定すること、Ｎｂ
を微量添加することによって、Ｍｎなどの高価な固溶強
化元素を添加することなく、靱性と加工性に極めて優
れ、かつ靱性にも優れた高強度鋼板を広い強度範囲にお
いて提供するものである。以下にその限定理由を述べ
る。
【００１４】まず化学成分について、その限定理由を述
べる。
べる。
【００１５】Ｃは本発明において最も重要な元素のひと
つである。その量が０．０５％以上の範囲ではＣ量が増
加するのに伴いＴｉＣ析出量が増加し強度が高くなる。
しかし、その量が０．２％を超えるとその効果は飽和
し、成形性も低下する。したがって、Ｃ添加量の範囲と
しては、０．０５〜０．２％とする。この観点から好ま
しくは０．１〜０．１５％とする。
つである。その量が０．０５％以上の範囲ではＣ量が増
加するのに伴いＴｉＣ析出量が増加し強度が高くなる。
しかし、その量が０．２％を超えるとその効果は飽和
し、成形性も低下する。したがって、Ｃ添加量の範囲と
しては、０．０５〜０．２％とする。この観点から好ま
しくは０．１〜０．１５％とする。
【００１６】Ｓｉは、脱酸のために０．０１％以上含有
する。しかし、その含有量が０．５％を越えると溶接性
が劣化する。したがって、Ｓｉ添加量は０．０１〜０．
５％とする。この観点から更に好ましくは０．１〜０．
３％とする。
する。しかし、その含有量が０．５％を越えると溶接性
が劣化する。したがって、Ｓｉ添加量は０．０１〜０．
５％とする。この観点から更に好ましくは０．１〜０．
３％とする。
【００１７】Ｍｎは、ＭｎＳを生成し固溶Ｓによる熱間
割れを防止するため０．０１％以上添加する。しかし、
０．５％以上添加するとα域が狭くなりＴｉＣの析出が
抑制される。また、粗大なＭｎＳによって穴拡げ性は低
下する。したがって、Ｍｎ添加量の範囲としては０．０
１〜０．５％未満とする。この観点から好ましくは０．
０１〜０．３％とする。
割れを防止するため０．０１％以上添加する。しかし、
０．５％以上添加するとα域が狭くなりＴｉＣの析出が
抑制される。また、粗大なＭｎＳによって穴拡げ性は低
下する。したがって、Ｍｎ添加量の範囲としては０．０
１〜０．５％未満とする。この観点から好ましくは０．
０１〜０．３％とする。
【００１８】Ｐは、安価な固溶強化元素であるが、０．
０５％超では熱間あるいは冷間加工時の割れの原因とな
る。そこで、Ｐの含有量は０．０５％以下とする。ま
た、この観点からより好ましくは０．０３％以下とす
る。
０５％超では熱間あるいは冷間加工時の割れの原因とな
る。そこで、Ｐの含有量は０．０５％以下とする。ま
た、この観点からより好ましくは０．０３％以下とす
る。
【００１９】Ｓ量は、０．０１％超では、γ域でのＴｉ
4Ｃ 2Ｓ2の析出量が増加するためＴｉＣの析出量が低下
する。また、固溶Ｓとして残存した場合は熱間割れの原
因となる。このためＳは０．０１％以下とする。特にＴ
ｉ 4Ｃ 2Ｓ2の生成抑制の観点からはＳは０．００５％以
下が望ましい。この観点からは０．００３％以下が更に
望ましい。
4Ｃ 2Ｓ2の析出量が増加するためＴｉＣの析出量が低下
する。また、固溶Ｓとして残存した場合は熱間割れの原
因となる。このためＳは０．０１％以下とする。特にＴ
ｉ 4Ｃ 2Ｓ2の生成抑制の観点からはＳは０．００５％以
下が望ましい。この観点からは０．００３％以下が更に
望ましい。
【００２０】Ａｌは、脱酸剤として少なくとも０．００
５％を添加することが必要である。しかし、０．１％を
超えるとコストアップとなるばかりか介在物の増加を招
き、加工性を劣化させる。そこで、Ａｌ添加量の範囲と
しては０．００５〜０．１％とする。
５％を添加することが必要である。しかし、０．１％を
超えるとコストアップとなるばかりか介在物の増加を招
き、加工性を劣化させる。そこで、Ａｌ添加量の範囲と
しては０．００５〜０．１％とする。
【００２１】Ｎは、窒化物の増加にともない延性の劣化
を招くので少ないほど望ましい。したがって、０．００
７％以下とする。この観点から好ましくは０．００３％
以下とする。
を招くので少ないほど望ましい。したがって、０．００
７％以下とする。この観点から好ましくは０．００３％
以下とする。
【００２２】Ｔｉは、本発明において最も重要な元素で
ある。その量が０．０５％以上では、Ｔｉの増加に伴い
ＴｉＣの析出量が増加し、かつＲＯＴ冷却速度の上昇に
伴い析出するＴｉＣが微細になり、強度が高くなる。そ
こで、強度レベルに応じて添加する。ただし、その量が
０．３％を越えるとこれらの効果は飽和する。したがっ
て、Ｔｉ添加量の範囲は０．０５〜０．３％とする。
ある。その量が０．０５％以上では、Ｔｉの増加に伴い
ＴｉＣの析出量が増加し、かつＲＯＴ冷却速度の上昇に
伴い析出するＴｉＣが微細になり、強度が高くなる。そ
こで、強度レベルに応じて添加する。ただし、その量が
０．３％を越えるとこれらの効果は飽和する。したがっ
て、Ｔｉ添加量の範囲は０．０５〜０．３％とする。
【００２３】また、加工性、特に穴拡げ性を確保するた
めには、全Ｃ量のうちセメンタイトとして析出するＣ量
の割合Ｍ＝（Ｃ％ ａｓ セメンタイト）／（全Ｃ％）
がＭ≦０．０３でなければならない。この観点から好ま
しくはＭ≦０．０１とする。この（Ｃ％ ａｓ セメン
タイト）は以下のようにして求められる。すなわち、非
水溶媒によって抽出した残差を化学分析に供し、Ｆｅ量
（＝Ｆ（ｇ）とする）を測定する。このときサンプル全
体の抽出量をＺ（ｇ）とすると、（Ｃ％ ａｓセメンタ
イト）＝Ｆ／Ｚ×１２／１６８×１００（％）となる。
めには、全Ｃ量のうちセメンタイトとして析出するＣ量
の割合Ｍ＝（Ｃ％ ａｓ セメンタイト）／（全Ｃ％）
がＭ≦０．０３でなければならない。この観点から好ま
しくはＭ≦０．０１とする。この（Ｃ％ ａｓ セメン
タイト）は以下のようにして求められる。すなわち、非
水溶媒によって抽出した残差を化学分析に供し、Ｆｅ量
（＝Ｆ（ｇ）とする）を測定する。このときサンプル全
体の抽出量をＺ（ｇ）とすると、（Ｃ％ ａｓセメンタ
イト）＝Ｆ／Ｚ×１２／１６８×１００（％）となる。
【００２４】Ｎｂは、その量が０．００５未満では熱延
板細粒化効果が得られないことから０．００５％以上と
する。ただし、その量が０．０２％を越えると（１）式
で示した強度と冷却速度の関係から外れてしまうことか
ら０．０２％以下とする。
板細粒化効果が得られないことから０．００５％以上と
する。ただし、その量が０．０２％を越えると（１）式
で示した強度と冷却速度の関係から外れてしまうことか
ら０．０２％以下とする。
【００２５】上記成分を得るための原料は特に限定しな
いが、鉄鉱石を原料として、高炉転炉により成分を調製
する方法以外にスクラップを原料としてもよいし、これ
を電炉で溶製してもよい。スクラップを原料の全部また
は一部として使用する際には、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｓ
ｎ、Ｓｂ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｍｏ等の元素を合計で１％未満
含有してもよい。
いが、鉄鉱石を原料として、高炉転炉により成分を調製
する方法以外にスクラップを原料としてもよいし、これ
を電炉で溶製してもよい。スクラップを原料の全部また
は一部として使用する際には、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｓ
ｎ、Ｓｂ、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｍｏ等の元素を合計で１％未満
含有してもよい。
【００２６】つぎに製造プロセスに関する限定理由を述
べる。
べる。
【００２７】熱間圧延に供するスラブは、とくに限定す
るものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブ
キャスターで製造したものなどであればよい。また、鋳
造後に直ちに熱間圧延を行う、連続鋳造−直接圧延（Ｃ
Ｃ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。粗圧延の後
にコイルボックスでの巻取、巻戻し処理を行ったり、更
にその後粗圧延板同士を接合し仕上圧延を行う連続熱延
のようなプロセスを行うと材質が均一化し歩留まりも向
上する。
るものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブ
キャスターで製造したものなどであればよい。また、鋳
造後に直ちに熱間圧延を行う、連続鋳造−直接圧延（Ｃ
Ｃ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。粗圧延の後
にコイルボックスでの巻取、巻戻し処理を行ったり、更
にその後粗圧延板同士を接合し仕上圧延を行う連続熱延
のようなプロセスを行うと材質が均一化し歩留まりも向
上する。
【００２８】熱間圧延における加熱温度は、熱延前に生
成されているＴｉＣを再固溶させ、過飽和Ｔｉをできる
だけ多くするために１２００℃以上とすることが必須で
ある。しかし、１３５０℃を超えるとその効果は飽和す
るだけでコストがかかるので、加熱温度は１３５０℃以
下とする。この観点で好ましくは１３００℃未満とす
る。
成されているＴｉＣを再固溶させ、過飽和Ｔｉをできる
だけ多くするために１２００℃以上とすることが必須で
ある。しかし、１３５０℃を超えるとその効果は飽和す
るだけでコストがかかるので、加熱温度は１３５０℃以
下とする。この観点で好ましくは１３００℃未満とす
る。
【００２９】仕上圧延における熱延終了温度は、プレス
成形性を確保するために（Ａｒ 3−１００）℃以上とす
る必要がある。
成形性を確保するために（Ａｒ 3−１００）℃以上とす
る必要がある。
【００３０】粗圧延終了後には粗バーを一旦コイル状に
巻取ってもよい。このとき、１０００℃以下での加熱保
持を行っても良いし、コイルボックスのような物の中で
恒温保持しても良い。大気中での保持でも良い。表面性
状の観点から不活性ガス雰囲気での保持を行っても良
い。このコイルを巻戻した後に、そのまま（Ａｒ 3−１
００）℃以上の仕上げ温度で仕上げ圧延を行っても良い
し、粗バーを接合して連続的に仕上げ熱延を行っても構
わない。このような工程によって材質が均一化し、端部
切り落としの必要が無くなり歩留まりが向上する。また
熱延板の板厚精度も著しく向上する。
巻取ってもよい。このとき、１０００℃以下での加熱保
持を行っても良いし、コイルボックスのような物の中で
恒温保持しても良い。大気中での保持でも良い。表面性
状の観点から不活性ガス雰囲気での保持を行っても良
い。このコイルを巻戻した後に、そのまま（Ａｒ 3−１
００）℃以上の仕上げ温度で仕上げ圧延を行っても良い
し、粗バーを接合して連続的に仕上げ熱延を行っても構
わない。このような工程によって材質が均一化し、端部
切り落としの必要が無くなり歩留まりが向上する。また
熱延板の板厚精度も著しく向上する。
【００３１】仕上げ圧延後の冷却速度は、１〜６０℃／
ｓの範囲でかつ、所望の引張強さに応じて引張強さと化
学成分とから（１）式で求まる平均冷却速度に対して±
５℃の範囲とする。冷却速度を１℃／ｓ未満する事は設
備上困難でありかつ、格段の効果も得られないことか
ら、冷却速度は１℃／ｓ以上とする。一方６０℃／ｓ超
の冷却速度を安定に確保することは難しく、強度のばら
つきの原因となることから冷却速度の上限は６０℃／ｓ
とする。
ｓの範囲でかつ、所望の引張強さに応じて引張強さと化
学成分とから（１）式で求まる平均冷却速度に対して±
５℃の範囲とする。冷却速度を１℃／ｓ未満する事は設
備上困難でありかつ、格段の効果も得られないことか
ら、冷却速度は１℃／ｓ以上とする。一方６０℃／ｓ超
の冷却速度を安定に確保することは難しく、強度のばら
つきの原因となることから冷却速度の上限は６０℃／ｓ
とする。
【００３２】強度に寄与するＴｉ、Ｃ量、引張強度と冷
却速度の関係は以下のようにして調べた。０．０９％Ｃ
−０．３５％Ｍｎ−０．００２％Ｎ−０．００９％Ｎｂ
鋼をベースにＴｉ含有量を変化させた鋼片を、１２５０
℃に加熱後仕上げ温度９０８℃で板厚４ｍｍに仕上げ、
その後種々の冷却速度で冷却した時の冷却速度と組成の
関係を図１に示す。同じ熱延条件で０．３％Ｍｎ−０．
０．１４％Ｔｉ−０．００２％Ｎ−０．０１１％Ｎｂ鋼
をベースにＣ含有量を変化させた鋼片について同様の調
査を行った結果を図２に示す。これより、Ｔｉ、Ｃ量の
増加に比例してＴＳは上昇することが分かる。また図３
には図１と図２に示した結果を冷却速度ＣＲとＴＳの関
係にプロットし直した結果を示す。これよりＲＯＴ冷却
速度に比例してＴＳは上昇していることが分かる。以上
の関係を式にまとめると下記の様になる。 ＣＲ＝−２００×（０．５×Ｃ％＋２．５×Ｔｉ％）＋ＴＳ／３−９０ ・・・・・（１） 冷却停止温度は、６００〜７５０℃とする。冷却停止温
度を６００℃未満とすることは、特段の効果が期待でき
ない上に強度のばらつきの原因となることから、冷却停
止温度の下限は６００℃とする。一方、冷却停止温度を
７５０℃超にすると、冷却中に析出するＴｉＣの量が減
少し強度が低下するため、冷却停止温度の上限は７５０
℃とする。
却速度の関係は以下のようにして調べた。０．０９％Ｃ
−０．３５％Ｍｎ−０．００２％Ｎ−０．００９％Ｎｂ
鋼をベースにＴｉ含有量を変化させた鋼片を、１２５０
℃に加熱後仕上げ温度９０８℃で板厚４ｍｍに仕上げ、
その後種々の冷却速度で冷却した時の冷却速度と組成の
関係を図１に示す。同じ熱延条件で０．３％Ｍｎ−０．
０．１４％Ｔｉ−０．００２％Ｎ−０．０１１％Ｎｂ鋼
をベースにＣ含有量を変化させた鋼片について同様の調
査を行った結果を図２に示す。これより、Ｔｉ、Ｃ量の
増加に比例してＴＳは上昇することが分かる。また図３
には図１と図２に示した結果を冷却速度ＣＲとＴＳの関
係にプロットし直した結果を示す。これよりＲＯＴ冷却
速度に比例してＴＳは上昇していることが分かる。以上
の関係を式にまとめると下記の様になる。 ＣＲ＝−２００×（０．５×Ｃ％＋２．５×Ｔｉ％）＋ＴＳ／３−９０ ・・・・・（１） 冷却停止温度は、６００〜７５０℃とする。冷却停止温
度を６００℃未満とすることは、特段の効果が期待でき
ない上に強度のばらつきの原因となることから、冷却停
止温度の下限は６００℃とする。一方、冷却停止温度を
７５０℃超にすると、冷却中に析出するＴｉＣの量が減
少し強度が低下するため、冷却停止温度の上限は７５０
℃とする。
【００３３】巻取温度は、室温〜７５０℃の範囲とす
る。巻取温度を７５０℃超にすることは、強化に寄与し
ている微細炭化物の粗大化を促し強度の低下の原因とな
る。また、設備とコストの観点からも望ましくない。そ
こで、巻取温度の上限は７５０℃とする。この観点か
ら、巻取温度は、７００℃以下にすることが好ましい。
この観点から更に好ましくは６００℃以下とする。本発
明においては、強化に寄与している炭化物が粗大化し
て、強度が低下してしまう温度領域未満の温度であれば
基本的にはどの温度で巻き取っても良い。しかし、室温
未満で巻取る事は、過剰な設備が必要となるばかりでな
く特段の効果もない。したがって、巻取温度の下限は室
温とする。
る。巻取温度を７５０℃超にすることは、強化に寄与し
ている微細炭化物の粗大化を促し強度の低下の原因とな
る。また、設備とコストの観点からも望ましくない。そ
こで、巻取温度の上限は７５０℃とする。この観点か
ら、巻取温度は、７００℃以下にすることが好ましい。
この観点から更に好ましくは６００℃以下とする。本発
明においては、強化に寄与している炭化物が粗大化し
て、強度が低下してしまう温度領域未満の温度であれば
基本的にはどの温度で巻き取っても良い。しかし、室温
未満で巻取る事は、過剰な設備が必要となるばかりでな
く特段の効果もない。したがって、巻取温度の下限は室
温とする。
【００３４】
【実施例】以下、実施例により本発明をさらに詳細に説
明する。
明する。
【００３５】（実施例１）表１に示す化学成分を有する
低炭素鋼を転炉にて出鋼し、連続鋳造機にてスラブとし
た後、１２３０℃に加熱し、仕上げ温度９１２℃、板厚
２ｍｍとなるような熱間圧延を行った。表２に示した様
な種々のＲＯＴ冷却速度（ランアウトテーブル（ｒｕｎ
ｏｕｔ ｔａｂｌｅ）での平均冷却速度）で６７０℃
まで冷却した後、６４０℃でコイルに巻き取った。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、穴広げ試験を行った。穴広げ試験
は、径１０ｍｍの打ち抜き穴を６０゜円錐ポンチにて押
し広げ、割れが鋼板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。
低炭素鋼を転炉にて出鋼し、連続鋳造機にてスラブとし
た後、１２３０℃に加熱し、仕上げ温度９１２℃、板厚
２ｍｍとなるような熱間圧延を行った。表２に示した様
な種々のＲＯＴ冷却速度（ランアウトテーブル（ｒｕｎ
ｏｕｔ ｔａｂｌｅ）での平均冷却速度）で６７０℃
まで冷却した後、６４０℃でコイルに巻き取った。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、穴広げ試験を行った。穴広げ試験
は、径１０ｍｍの打ち抜き穴を６０゜円錐ポンチにて押
し広げ、割れが鋼板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。
【００３６】 λ＝｛（ｄ−１０）／１０｝×１００（％） 脆性遷移温度はシャルピー試験によって脆性破面率５０
％となる温度とした。
％となる温度とした。
【００３７】結果を表２に示す。これから明らかなよう
にＭｎ量が低くＣ、Ｔｉ量が適正な鋼は冷却速度と引張
強度の間にＣＲ＝−２００×（０．５×Ｃ％＋２．５×
Ｔｉ％）＋ＴＳ／３−１００なる関係を満足し、かつ、
セメンタイトの生成量も少ないため穴拡げ性にも優れて
いる事が分かる。また、本発明の範囲を満足する鋼はい
ずれも脆性遷移温度が−３０℃以下と低いのに対して比
較例、特にＮｂを添加していない鋼Ｌ、Ｐ、Ｑでは脆性
遷移温度が高くなっていることがわかる。
にＭｎ量が低くＣ、Ｔｉ量が適正な鋼は冷却速度と引張
強度の間にＣＲ＝−２００×（０．５×Ｃ％＋２．５×
Ｔｉ％）＋ＴＳ／３−１００なる関係を満足し、かつ、
セメンタイトの生成量も少ないため穴拡げ性にも優れて
いる事が分かる。また、本発明の範囲を満足する鋼はい
ずれも脆性遷移温度が−３０℃以下と低いのに対して比
較例、特にＮｂを添加していない鋼Ｌ、Ｐ、Ｑでは脆性
遷移温度が高くなっていることがわかる。
【００３８】
【表１】
【００３９】
【表２】 （実施例２）表１に示した鋼種ＣとＨについて連続鋳造
によって製造したスラブを表中に示した種々の温度で１
時間加熱し、仕上温度９１５℃、板厚６ｍｍとなるよう
な熱間圧延を行った後、鋼Ｃは１２±２℃／ｓ（希望強
度４５０Ｎ／ｍｍ2）、鋼Ｈは４５±３℃／ｓ（希望強
度７００Ｎ／ｍｍ2）のＲＯＴ冷却速度で６４０℃まで
冷却した後に、６００℃でコイルに巻き取った。このよ
うにして得られた熱延鋼板について、実施例１と同様に
ＪＩＳ５号による圧延方向の引張試験、穴広げ試験を行
った結果を表３に示す。これより、加熱温度が１２００
〜１３５０℃の範囲内では狙いの強度±２０Ｎ／ｍｍ2
以内の強度が得られているが、加熱温度が１２００℃未
満になると強度が狙いの強度に比べて著しく低下し、穴
拡げ性にも劣ることが分かる。
によって製造したスラブを表中に示した種々の温度で１
時間加熱し、仕上温度９１５℃、板厚６ｍｍとなるよう
な熱間圧延を行った後、鋼Ｃは１２±２℃／ｓ（希望強
度４５０Ｎ／ｍｍ2）、鋼Ｈは４５±３℃／ｓ（希望強
度７００Ｎ／ｍｍ2）のＲＯＴ冷却速度で６４０℃まで
冷却した後に、６００℃でコイルに巻き取った。このよ
うにして得られた熱延鋼板について、実施例１と同様に
ＪＩＳ５号による圧延方向の引張試験、穴広げ試験を行
った結果を表３に示す。これより、加熱温度が１２００
〜１３５０℃の範囲内では狙いの強度±２０Ｎ／ｍｍ2
以内の強度が得られているが、加熱温度が１２００℃未
満になると強度が狙いの強度に比べて著しく低下し、穴
拡げ性にも劣ることが分かる。
【００４０】
【表３】 （実施例３）表４には表１に示した鋼種Ａ、Ｃ、Ｄ、
Ｊ、Ｐについてスラブを１２５０℃で加熱し、粗圧延終
了後コイル状に巻き取り直ちに巻き戻した後に仕上げ温
度８９０℃、板厚４ｍｍとなるような仕上げ圧延を行
い、表中に示したＲＯＴ冷却速度で７００℃まで冷却し
た後コイルに巻き取った場合と、１２５０度で加熱し、
仕上温度９０３℃、板厚４ｍｍとなるような熱間圧延を
行った後、表中に示したＲＯＴ冷却速度で６２０℃まで
冷却した後５５０℃でコイルに巻き取った場合につい
て、熱延板の長手方向先端部から１０ｍ、中央部、末端
部から１０ｍの各位置から試験片を採取し、実施例１と
同じ試験を行った結果を示す（シャルピー試験は中央部
のみ）。これより、発明例では巻き取り巻き戻しの有無
に関わらずコイル全長で狙いの強度±２０Ｎ／ｍｍ2は
確保されているが、巻き取り巻き戻し加工を加えた場合
の方が、コイル材質の均一性により優れているのが分か
る。
Ｊ、Ｐについてスラブを１２５０℃で加熱し、粗圧延終
了後コイル状に巻き取り直ちに巻き戻した後に仕上げ温
度８９０℃、板厚４ｍｍとなるような仕上げ圧延を行
い、表中に示したＲＯＴ冷却速度で７００℃まで冷却し
た後コイルに巻き取った場合と、１２５０度で加熱し、
仕上温度９０３℃、板厚４ｍｍとなるような熱間圧延を
行った後、表中に示したＲＯＴ冷却速度で６２０℃まで
冷却した後５５０℃でコイルに巻き取った場合につい
て、熱延板の長手方向先端部から１０ｍ、中央部、末端
部から１０ｍの各位置から試験片を採取し、実施例１と
同じ試験を行った結果を示す（シャルピー試験は中央部
のみ）。これより、発明例では巻き取り巻き戻しの有無
に関わらずコイル全長で狙いの強度±２０Ｎ／ｍｍ2は
確保されているが、巻き取り巻き戻し加工を加えた場合
の方が、コイル材質の均一性により優れているのが分か
る。
【００４１】
【表４】
【００４２】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
Ｃ、Ｔｉ、Ｎｂ量、熱延条件を限定することによってＭ
ｎなどの高価な固溶強化元素を添加することなく靱性と
加工性に優れた高強度鋼板を広い強度範囲において容易
に提供することができるため、本発明は工業的に価値の
高い発明であると言える。
Ｃ、Ｔｉ、Ｎｂ量、熱延条件を限定することによってＭ
ｎなどの高価な固溶強化元素を添加することなく靱性と
加工性に優れた高強度鋼板を広い強度範囲において容易
に提供することができるため、本発明は工業的に価値の
高い発明であると言える。
【図１】引張強度ＴＳとＴｉ添加量、ＲＯＴ冷却速度の
関係を示す図である。
関係を示す図である。
【図２】引張強度ＴＳとＣ添加量、ＲＯＴ冷却速度の関
係を示す図である。
係を示す図である。
【図３】引張強度ＴＳとＲＯＴ冷却速度の関係を示す図
である。
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 岸田 宏司 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ ：０．０５〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜０．５％
未満、Ｐ ：０．０５％以下、Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ ：０．００７％以
下、Ｔｉ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜
０．０２％を含有し、残部は鉄および不可避的不純物よ
りなり、さらに全Ｃ量のうちセメンタイトとして析出す
るＣの割合Ｍ＝（Ｃ％ ａｓ セメンタイト）／（全Ｃ
％）がＭ≦０．０３であることを特徴とする靱性と加工
性に優れた４００〜８００Ｎ／ｍｍ2級高強度熱延鋼
板。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ ：０．０５〜０．２％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜０．５％
未満、Ｐ ：０．０５％以下、Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ ：０．００７％以
下、Ｔｉ：０．０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜
０．０２％を含有し、残部は鉄および不可避的不純物よ
りなる鋼を、加熱温度＝１２００〜１３５０℃、仕上げ
温度≧（Ａｒ 3−１００）℃の熱間圧延を施し、引き続
き６００〜７５０℃まで１〜６０℃／ｓの範囲でかつ所
望の引張強さＴＳ（Ｎ／ｍｍ２ ）に応じて（１）式か
ら求まる冷却速度ＣＲ（℃／ｓ）に対して±５℃／ｓの
範囲内の冷却速度で冷却し、室温〜７５０℃で巻き取る
ことを特徴とする靱性と加工性に優れた４００〜８００
Ｎ／ｍｍ2級高強度熱延鋼板の製造方法。 ＣＲ＝−２００（０．５Ｃ％＋２．５Ｔｉ％＋Ｎｂ％）＋ＴＳ／３−９０ ・・・・・（１） - 【請求項３】 前記熱間圧延に際し、粗圧延後の粗バー
をコイル状に巻き取り、巻き戻し、その後、仕上圧延に
供することを特徴とする請求項２に記載の靱性と加工性
に優れた４００〜８００Ｎ／ｍｍ2級高強度熱延鋼板の
製造方法。 - 【請求項４】 巻き戻された前記粗バーの先端を、先行
材の後端に接合して、仕上圧延に供することを特徴とす
る請求項３に記載の靱性と加工性に優れた４００〜８０
０Ｎ／ｍｍ2級高強度熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11179397A JP3426465B2 (ja) | 1997-04-15 | 1997-04-15 | 靱性と加工性に優れた４００〜８００Ｎ／ｍｍ２級高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11179397A JP3426465B2 (ja) | 1997-04-15 | 1997-04-15 | 靱性と加工性に優れた４００〜８００Ｎ／ｍｍ２級高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10287949A true JPH10287949A (ja) | 1998-10-27 |
| JP3426465B2 JP3426465B2 (ja) | 2003-07-14 |
Family
ID=14570304
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11179397A Expired - Fee Related JP3426465B2 (ja) | 1997-04-15 | 1997-04-15 | 靱性と加工性に優れた４００〜８００Ｎ／ｍｍ２級高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3426465B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009263774A (ja) * | 2008-04-03 | 2009-11-12 | Nippon Steel Corp | 低降伏比型高バーリング性高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| JP2011012308A (ja) * | 2009-07-02 | 2011-01-20 | Nippon Steel Corp | バーリング性に優れた高降伏比型熱延鋼板及びその製造方法 |
| KR20180019736A (ko) | 2015-07-31 | 2018-02-26 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 고강도 열연 강판 |
-
1997
- 1997-04-15 JP JP11179397A patent/JP3426465B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009263774A (ja) * | 2008-04-03 | 2009-11-12 | Nippon Steel Corp | 低降伏比型高バーリング性高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| JP2011012308A (ja) * | 2009-07-02 | 2011-01-20 | Nippon Steel Corp | バーリング性に優れた高降伏比型熱延鋼板及びその製造方法 |
| KR20180019736A (ko) | 2015-07-31 | 2018-02-26 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 고강도 열연 강판 |
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|---|---|
| JP3426465B2 (ja) | 2003-07-14 |
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