JPH11323480A - 細粒組織を有する鋼板およびその製造方法 - Google Patents
細粒組織を有する鋼板およびその製造方法Info
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- JPH11323480A JPH11323480A JP13038698A JP13038698A JPH11323480A JP H11323480 A JPH11323480 A JP H11323480A JP 13038698 A JP13038698 A JP 13038698A JP 13038698 A JP13038698 A JP 13038698A JP H11323480 A JPH11323480 A JP H11323480A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高強度で、強度−靭性バランスにすぐれ、特
殊な合金元素を使用しないでリサイクルに適した化学組
成からなる微細組織を有する鋼板とその製造方法を提供
する。 【解決手段】 Ｃ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：１〜４
％、Ｓｉ：０〜３％、Ａｌ：０．０１〜２．５％、Ｃ
ｒ：０〜２．５％、Ｍｏ：０〜２．５％、残部がＦｅお
よび不可避的不純物からなり、結晶組織に占めるフェラ
イトの比率が４０体積％以上で、その平均結晶粒径が２
μｍ以下である細粒組織を有する鋼板。および、上記の
化学組成を有するスラブをＡｒ３＋５０℃以下、Ａｒ１
以上で圧下率５０％以上で熱間圧延し、圧下率５０％以
上で冷間圧延し、６００℃以上、Ａｃ３点以下で１０分
以下の焼鈍を施す製造方法。
殊な合金元素を使用しないでリサイクルに適した化学組
成からなる微細組織を有する鋼板とその製造方法を提供
する。 【解決手段】 Ｃ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：１〜４
％、Ｓｉ：０〜３％、Ａｌ：０．０１〜２．５％、Ｃ
ｒ：０〜２．５％、Ｍｏ：０〜２．５％、残部がＦｅお
よび不可避的不純物からなり、結晶組織に占めるフェラ
イトの比率が４０体積％以上で、その平均結晶粒径が２
μｍ以下である細粒組織を有する鋼板。および、上記の
化学組成を有するスラブをＡｒ３＋５０℃以下、Ａｒ１
以上で圧下率５０％以上で熱間圧延し、圧下率５０％以
上で冷間圧延し、６００℃以上、Ａｃ３点以下で１０分
以下の焼鈍を施す製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車その他の各
種の鋼構造物用材料として好適な、高強度でありながら
靭性に優れ、かつ、リサイクル性にも優れた細粒組織を
有する鋼板およびその製造方法に関する。
種の鋼構造物用材料として好適な、高強度でありながら
靭性に優れ、かつ、リサイクル性にも優れた細粒組織を
有する鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車その他の各種の鋼構造物の軽量化
や安全性向上のために、高張力鋼板の採用が進められて
いる。鋼の強度が高くなるにつれて靭性が損なわれる場
合が多いうえ、これらの鋼板は加工され、溶接されて使
用される場合が多いので、鋼の強度と共に、靭性や溶接
性などの性能が優れていることが必要とさる。
や安全性向上のために、高張力鋼板の採用が進められて
いる。鋼の強度が高くなるにつれて靭性が損なわれる場
合が多いうえ、これらの鋼板は加工され、溶接されて使
用される場合が多いので、鋼の強度と共に、靭性や溶接
性などの性能が優れていることが必要とさる。
【０００３】鋼の強度を高める方法としては、固溶強
化、析出強化、変態強化、細粒強化などの方法が知られ
ている。固溶強化は、鋼にＳｉやＭｎ等の固溶元素を含
有させて強度を高める方法であり、特殊な元素を含有さ
せる必要がなく、強度を高めても延性がさほど損なわれ
ない特長を有する。しかしながら強化能は大きくなく、
引張り強さで５０ｋｇ／mm2 前後が上限であるため、高
張力鋼板としては強度が十分ではない。Ｎｂ、Ｔｉ等に
よる析出強化は広く用いられているが引張り強さとして
は５０ｋｇ／mm2 前後が上限である。マルテンサイトな
どの導入による変態強化によれば７０ｋｇ／mm2 級以上
の引張り強さが得られるが靭性に乏しいのが問題であ
る。
化、析出強化、変態強化、細粒強化などの方法が知られ
ている。固溶強化は、鋼にＳｉやＭｎ等の固溶元素を含
有させて強度を高める方法であり、特殊な元素を含有さ
せる必要がなく、強度を高めても延性がさほど損なわれ
ない特長を有する。しかしながら強化能は大きくなく、
引張り強さで５０ｋｇ／mm2 前後が上限であるため、高
張力鋼板としては強度が十分ではない。Ｎｂ、Ｔｉ等に
よる析出強化は広く用いられているが引張り強さとして
は５０ｋｇ／mm2 前後が上限である。マルテンサイトな
どの導入による変態強化によれば７０ｋｇ／mm2 級以上
の引張り強さが得られるが靭性に乏しいのが問題であ
る。
【０００４】鋼の組織を微細化して強度を高める方法と
して、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖなどの再結晶抑制作用を有する元
素を含有させた鋼を利用する制御圧延法などが提案され
ている。特公昭６２−３９２３１号公報には、Ｃ、Ｓ
ｉ、Ｍｎを含有し、残部がＦｅからなる、表面から少な
くとも０．３ｍｍ厚さの部分は平均粒径５μｍ以下のフ
ェライト結晶粒が７０％以上を占め、鋼の内部は主とし
てベイナイトおよび／またはマルテンサイトからなる金
属組織を有する、表面が微細なフェライト結晶粒の熱間
圧延鋼が開示されている。この鋼は、内部に変態組織を
有するので加工性が十分ではないうえ、強度も７０ｋｇ
／mm2 以下である。
して、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖなどの再結晶抑制作用を有する元
素を含有させた鋼を利用する制御圧延法などが提案され
ている。特公昭６２−３９２３１号公報には、Ｃ、Ｓ
ｉ、Ｍｎを含有し、残部がＦｅからなる、表面から少な
くとも０．３ｍｍ厚さの部分は平均粒径５μｍ以下のフ
ェライト結晶粒が７０％以上を占め、鋼の内部は主とし
てベイナイトおよび／またはマルテンサイトからなる金
属組織を有する、表面が微細なフェライト結晶粒の熱間
圧延鋼が開示されている。この鋼は、内部に変態組織を
有するので加工性が十分ではないうえ、強度も７０ｋｇ
／mm2 以下である。
【０００５】特開平９−８７７９８号公報には、体積率
で５〜２０％の残留オーステナイトと７５％以上の平均
粒径１０μｍ未満のフェライトからなる高張力熱延鋼
板、および、ＴｉやＮｂを含有したスラブを使用するそ
の製造方法が開示されている。しかしながらこの鋼にお
いては平均粒径が５μｍ程度であり、十分に微細化され
ているとはいい難い。
で５〜２０％の残留オーステナイトと７５％以上の平均
粒径１０μｍ未満のフェライトからなる高張力熱延鋼
板、および、ＴｉやＮｂを含有したスラブを使用するそ
の製造方法が開示されている。しかしながらこの鋼にお
いては平均粒径が５μｍ程度であり、十分に微細化され
ているとはいい難い。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】鋼の製造には多大のエ
ネルギーを要するため、省エネルギーや省資源のために
リサイクルに適した材料であることも望まれている。上
述したように、鋼の強度を高めるのにＴｉやＮｂなどの
合金元素を使用する場合が多いが、リサイクルに際して
鋼からこれらの元素を除去するのは容易でない。このた
め、構造物材料として広く使用される鋼としては、この
ような元素を含有しない化学組成のものが望まれてい
る。さらに、軽量化など高張力鋼板採用の効果を発揮さ
せるには鋼の引張り強さが７０ｋｇ／mm2 以上の強度−
靭性バランスに優れた高張力鋼板が求められている。
ネルギーを要するため、省エネルギーや省資源のために
リサイクルに適した材料であることも望まれている。上
述したように、鋼の強度を高めるのにＴｉやＮｂなどの
合金元素を使用する場合が多いが、リサイクルに際して
鋼からこれらの元素を除去するのは容易でない。このた
め、構造物材料として広く使用される鋼としては、この
ような元素を含有しない化学組成のものが望まれてい
る。さらに、軽量化など高張力鋼板採用の効果を発揮さ
せるには鋼の引張り強さが７０ｋｇ／mm2 以上の強度−
靭性バランスに優れた高張力鋼板が求められている。
【０００７】本発明が解決しようとする課題はこれらの
問題点を解決し、高強度で、強度−靭性バランスにすぐ
れ、かつ、特殊な合金元素を使用しないでリサイクルに
適した化学組成からなる微細組織を有する鋼板およびそ
の製造方法を提供するものである。
問題点を解決し、高強度で、強度−靭性バランスにすぐ
れ、かつ、特殊な合金元素を使用しないでリサイクルに
適した化学組成からなる微細組織を有する鋼板およびそ
の製造方法を提供するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】鋼の強度は結晶粒度と相
関関係があることはホール−ペッチの関係式としてよく
知られている。例えば、Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ系の化学組成の
平均結晶粒径が１０μｍのフェライト結晶組織を有する
引張り強さが４０ｋｇ／mm2 の鋼の平均結晶粒径を２μ
ｍにまで細粒化できるとすると、上記関係式から、その
引張り強さは７０ｋｇ／mm2 級になることが予測でき
る。従って、ＮｂやＴｉを含有しないリサイクルに適し
た化学組成であっても、フェライト結晶組織を微細にす
ることにより所望の引張り強さを有する鋼を得ることが
できる。また、結晶粒径が２μｍ以下になれば、強度−
靭性バランスの改善など、鋼の強化に対する細粒化効果
がさらに著しく発揮される。
関関係があることはホール−ペッチの関係式としてよく
知られている。例えば、Ｃ−Ｍｎ−Ｓｉ系の化学組成の
平均結晶粒径が１０μｍのフェライト結晶組織を有する
引張り強さが４０ｋｇ／mm2 の鋼の平均結晶粒径を２μ
ｍにまで細粒化できるとすると、上記関係式から、その
引張り強さは７０ｋｇ／mm2 級になることが予測でき
る。従って、ＮｂやＴｉを含有しないリサイクルに適し
た化学組成であっても、フェライト結晶組織を微細にす
ることにより所望の引張り強さを有する鋼を得ることが
できる。また、結晶粒径が２μｍ以下になれば、強度−
靭性バランスの改善など、鋼の強化に対する細粒化効果
がさらに著しく発揮される。
【０００９】熱間圧延時に低温域で大圧下圧延を施すこ
とにより結晶組織を微細化した鋼を素材とし、これに高
い圧下率での冷間圧延と短時間の再結晶焼鈍を施すこと
により、極めて微細な結晶組織を有する鋼が得られる。
熱間圧延鋼板の結晶組織を微細にするには、オーステナ
イトの再結晶が生じない温度域（以下、単に「未再結晶
域」と記す）での圧延、および／または、オーステナイ
トとフェライトが共存する温度域（以下、 単に「２相
域」と記す。 ）での圧延を施すのがよい。
とにより結晶組織を微細化した鋼を素材とし、これに高
い圧下率での冷間圧延と短時間の再結晶焼鈍を施すこと
により、極めて微細な結晶組織を有する鋼が得られる。
熱間圧延鋼板の結晶組織を微細にするには、オーステナ
イトの再結晶が生じない温度域（以下、単に「未再結晶
域」と記す）での圧延、および／または、オーステナイ
トとフェライトが共存する温度域（以下、 単に「２相
域」と記す。 ）での圧延を施すのがよい。
【００１０】未再結晶域で熱間圧延することにより、オ
ーステナイト粒の偏平化と変形帯の導入により変態後の
フェライト組織を微細にすることができる。２相域で
は、圧延温度が低いので圧延による加工歪みを有効に導
入し蓄積できるうえ、結晶粒の成長も著しく抑制される
ので熱間圧延鋼板の結晶組織を微細にすることができ
る。
ーステナイト粒の偏平化と変形帯の導入により変態後の
フェライト組織を微細にすることができる。２相域で
は、圧延温度が低いので圧延による加工歪みを有効に導
入し蓄積できるうえ、結晶粒の成長も著しく抑制される
ので熱間圧延鋼板の結晶組織を微細にすることができ
る。
【００１１】冷間または温間で強加工した後に施す再結
晶焼鈍は、結晶粒の成長を抑制するために、急速加熱し
て短時間焼鈍し、その後急速冷却するのがよい。焼鈍温
度（均熱温度）は、フェライト域でも２相域でもよい。
２相域で焼鈍すれば一部のフェライトがオーステナイト
に逆変態するので、再結晶組織をさらに微細化すること
ができる。
晶焼鈍は、結晶粒の成長を抑制するために、急速加熱し
て短時間焼鈍し、その後急速冷却するのがよい。焼鈍温
度（均熱温度）は、フェライト域でも２相域でもよい。
２相域で焼鈍すれば一部のフェライトがオーステナイト
に逆変態するので、再結晶組織をさらに微細化すること
ができる。
【００１２】本発明は上記の知見を基にして完成された
ものであり、その要旨は下記（１）に記載の細粒組織を
有する鋼板または（２）に記載のその製造方法にある。
ものであり、その要旨は下記（１）に記載の細粒組織を
有する鋼板または（２）に記載のその製造方法にある。
【００１３】（１）化学組成が重量％で、Ｃ：０．０５
〜０．６％、Ｍｎ：１〜４％、Ｓｉ：０〜３％、Ａｌ：
０．０１〜２．５％、Ｃｒ：０〜２．５％、Ｍｏ：０〜
２．５％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
結晶組織に占めるフェライトの比率が４０体積％以上
で、その平均結晶粒径が２μｍ以下である細粒組織を有
する鋼板。
〜０．６％、Ｍｎ：１〜４％、Ｓｉ：０〜３％、Ａｌ：
０．０１〜２．５％、Ｃｒ：０〜２．５％、Ｍｏ：０〜
２．５％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
結晶組織に占めるフェライトの比率が４０体積％以上
で、その平均結晶粒径が２μｍ以下である細粒組織を有
する鋼板。
【００１４】（２）化学組成が重量％で、Ｃ：０．０５
〜０．６％、Ｍｎ：１〜４％、Ｓｉ：０〜３％、Ａｌ：
０．０１〜２．５％、Ｃｒ：０〜２．５％、Ｍｏ：０〜
２．５％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるス
ラブに、Ａｒ３点＋５０℃以下、Ａｒ１点以上の温度域
で圧下率５０％以上で圧延する工程を含む熱間圧延を施
し、冷間または温間で圧下率５０％以上での圧延を施
し、６００℃以上、Ａｃ３点未満の温度で均熱時間が１
０分以下である焼鈍を施すことを特徴とする上記（１）
に記載の細粒組織を有する鋼板の製造方法。
〜０．６％、Ｍｎ：１〜４％、Ｓｉ：０〜３％、Ａｌ：
０．０１〜２．５％、Ｃｒ：０〜２．５％、Ｍｏ：０〜
２．５％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるス
ラブに、Ａｒ３点＋５０℃以下、Ａｒ１点以上の温度域
で圧下率５０％以上で圧延する工程を含む熱間圧延を施
し、冷間または温間で圧下率５０％以上での圧延を施
し、６００℃以上、Ａｃ３点未満の温度で均熱時間が１
０分以下である焼鈍を施すことを特徴とする上記（１）
に記載の細粒組織を有する鋼板の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】本発明の実施の形態をさらに詳細
に述べる。なお、以下に記す化学組成の％表示は重量％
を意味する。
に述べる。なお、以下に記す化学組成の％表示は重量％
を意味する。
【００１６】ａ．鋼の化学組成 Ｃ：鋼板の強度を高めるため、および、熱間圧延と再結
晶焼鈍の際に発生するセメンタイトの、フェライト粒の
成長に対するピンニング効果を活用するためにＣを０．
０５％以上含有させる。好ましくは０．２％以上であ
る。Ｃが増すにつれて溶接性が損なわれるので、その含
有量は０．６％以下とする。好ましくは０．４％以下で
ある。
晶焼鈍の際に発生するセメンタイトの、フェライト粒の
成長に対するピンニング効果を活用するためにＣを０．
０５％以上含有させる。好ましくは０．２％以上であ
る。Ｃが増すにつれて溶接性が損なわれるので、その含
有量は０．６％以下とする。好ましくは０．４％以下で
ある。
【００１７】Ｓｉ：Ｓｉを含有させると、オーステナイ
トとフェライトの２相が共存する温度域が拡大し、２相
域圧延が容易になる効果が得られる。また、鋼を脱酸す
る作用もある。これらの効果を得る目的でＳｉを含有さ
せてもよい。他方、Ｓｉを過度に含有させると熱間圧延
時に剥離しにくいスケールが発生して鋼の表面外観を損
なうので、その上限は３％とする。好ましくは２％以下
である。
トとフェライトの２相が共存する温度域が拡大し、２相
域圧延が容易になる効果が得られる。また、鋼を脱酸す
る作用もある。これらの効果を得る目的でＳｉを含有さ
せてもよい。他方、Ｓｉを過度に含有させると熱間圧延
時に剥離しにくいスケールが発生して鋼の表面外観を損
なうので、その上限は３％とする。好ましくは２％以下
である。
【００１８】Ｍｎ：鋼の強度を高めるために１％以上含
有させる。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると鋼
の焼き入れ性が高まり好ましくないので、Ｍｎ含有量の
上限は４％とする。好ましくは３％以下である。
有させる。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると鋼
の焼き入れ性が高まり好ましくないので、Ｍｎ含有量の
上限は４％とする。好ましくは３％以下である。
【００１９】Ａｌ：鋼を脱酸する作用があるので脱酸剤
として０．０１％以上含有させる。また、鋼の強度を高
める目的で含有させてもよい。この場合には０．５％以
上含有させるのがよい。しかしながらＡｌは高価である
ので、その上限は２．５％、好ましくは２％以下であ
る。
として０．０１％以上含有させる。また、鋼の強度を高
める目的で含有させてもよい。この場合には０．５％以
上含有させるのがよい。しかしながらＡｌは高価である
ので、その上限は２．５％、好ましくは２％以下であ
る。
【００２０】ＣｒおよびＭｏ：必須元素ではないが、鋼
の強度を高める目的でＣｒおよび／またはＭｏを、それ
ぞれの元素の含有量として２．５％以下の範囲で含有さ
せてもよい。上記以外の化学組成はＦｅおよび不可避的
不純物である。
の強度を高める目的でＣｒおよび／またはＭｏを、それ
ぞれの元素の含有量として２．５％以下の範囲で含有さ
せてもよい。上記以外の化学組成はＦｅおよび不可避的
不純物である。
【００２１】ｂ．結晶組織 細粒鋼の結晶組織には、フェライトの他にマルテンサイ
ト、ベイナイト、パーライトなどの変態組織が含まれる
ことがあるが、鋼の強度と靭性などの性能との関係は、
その組織に占めるフェライト結晶粒の存在状態でほぼ定
まる。
ト、ベイナイト、パーライトなどの変態組織が含まれる
ことがあるが、鋼の強度と靭性などの性能との関係は、
その組織に占めるフェライト結晶粒の存在状態でほぼ定
まる。
【００２２】フェライト結晶粒径が小さくなるほど鋼の
強度が増す。特に平均粒径が２μｍ以下になると、鋼の
強度の結晶粒径依存性が特に強くなり、鋼が著しく強化
される。鋼の引張り強さを７０ｋｇ／mm2 以上にするた
めに、平均結晶粒径は２μｍ以下とする。好ましくは１
μｍ以下とするのがよい。
強度が増す。特に平均粒径が２μｍ以下になると、鋼の
強度の結晶粒径依存性が特に強くなり、鋼が著しく強化
される。鋼の引張り強さを７０ｋｇ／mm2 以上にするた
めに、平均結晶粒径は２μｍ以下とする。好ましくは１
μｍ以下とするのがよい。
【００２３】マルテンサイトやベイナイトなどの変態組
織は鋼の強度を高める作用があるが、強度−靭性バラン
スを向上させるにはこれらの変態組織が少なくフェライ
トの比率が高いほどよい。良好な強度−靭性バランスを
得るために、フェライト結晶粒の体積率を４０％以上と
する。フェライトの体積率が４０％に満たない場合に
は、強度−靭性バランスがよくなく、マルテンサイトな
どの変態組織が増して溶接性も損なわれる。フェライト
の体積率は好ましくは６０％以上、さらに好ましくは８
０％以上とするのがよい。
織は鋼の強度を高める作用があるが、強度−靭性バラン
スを向上させるにはこれらの変態組織が少なくフェライ
トの比率が高いほどよい。良好な強度−靭性バランスを
得るために、フェライト結晶粒の体積率を４０％以上と
する。フェライトの体積率が４０％に満たない場合に
は、強度−靭性バランスがよくなく、マルテンサイトな
どの変態組織が増して溶接性も損なわれる。フェライト
の体積率は好ましくは６０％以上、さらに好ましくは８
０％以上とするのがよい。
【００２４】ｃ．製造方法 本発明の鋼の溶製方法は通常の溶製方法でよく、特に限
定しない。転炉や電気炉など公知の方法で溶解し、取鍋
処理や脱ガス処理などを施し、連続鋳造法あるいは造塊
法でスラブまたは鋼塊とし、鋼塊は分塊圧延してスラブ
とした後、熱間圧延を施す。スラブの加熱炉および熱間
圧延機は通常用いられている装置を用いることができ
る。
定しない。転炉や電気炉など公知の方法で溶解し、取鍋
処理や脱ガス処理などを施し、連続鋳造法あるいは造塊
法でスラブまたは鋼塊とし、鋼塊は分塊圧延してスラブ
とした後、熱間圧延を施す。スラブの加熱炉および熱間
圧延機は通常用いられている装置を用いることができ
る。
【００２５】スラブ加熱：前述した化学組成を有するス
ラブの温度が以下に述べる圧延が可能な温度である場合
には、加熱炉を経ないで直ちに圧延してもよい。スラブ
の温度がＡ３変態点以下である場合には、圧延を容易に
し、金属組織を均一にするために、熱間圧延に先立って
オーステナイト域に加熱するのがよい。その際、スラブ
を高温で長時間加熱するとオーステナイト結晶粒が粗大
になり、製品の結晶組織を微細にするのが困難になるの
で、加熱温度は１２００℃以下、さらに好ましくは１０
５０℃以下とするのがよい。加熱時間は短い方が好まし
く、例えば３０分程度以下、さらに好ましくは１０分程
度以下の短時間加熱とするのがよい。
ラブの温度が以下に述べる圧延が可能な温度である場合
には、加熱炉を経ないで直ちに圧延してもよい。スラブ
の温度がＡ３変態点以下である場合には、圧延を容易に
し、金属組織を均一にするために、熱間圧延に先立って
オーステナイト域に加熱するのがよい。その際、スラブ
を高温で長時間加熱するとオーステナイト結晶粒が粗大
になり、製品の結晶組織を微細にするのが困難になるの
で、加熱温度は１２００℃以下、さらに好ましくは１０
５０℃以下とするのがよい。加熱時間は短い方が好まし
く、例えば３０分程度以下、さらに好ましくは１０分程
度以下の短時間加熱とするのがよい。
【００２６】熱間圧延：本発明の重要なポイントの一つ
は、熱間圧延時の加工熱処理を活用することにより、冷
間圧延前の鋼の結晶組織を、ＮｂやＴｉなどの特殊な合
金元素を使用することなく微細化しておくことにある。
このため、スラブには、少なくとも、Ａｒ３点＋５０℃
以下、Ａｒ１点以上の温度域で圧下率５０％以上の圧延
を施す工程を含めるのがよい。ここでのＡｒ３点および
Ａｒ１点は加工を受けない鋼が徐冷された時に変態を開
始する温度を意味する。
は、熱間圧延時の加工熱処理を活用することにより、冷
間圧延前の鋼の結晶組織を、ＮｂやＴｉなどの特殊な合
金元素を使用することなく微細化しておくことにある。
このため、スラブには、少なくとも、Ａｒ３点＋５０℃
以下、Ａｒ１点以上の温度域で圧下率５０％以上の圧延
を施す工程を含めるのがよい。ここでのＡｒ３点および
Ａｒ１点は加工を受けない鋼が徐冷された時に変態を開
始する温度を意味する。
【００２７】Ａｒ３点＋５０℃以下、Ａｒ３点以上の温
度域は、オーステナイトの再結晶が起こらない未再結晶
域にほぼ相当する。この温度域での圧延によりオーステ
ナイト粒の偏平化と変形帯の導入が促進されるので、圧
延後のフェライト組織を微細にすることができる。２相
域での熱間圧延により、加工歪みが有効に導入され蓄積
されるうえ、結晶粒の成長も強く抑制されるので熱間圧
延鋼板の結晶組織を微細にすることができる。Ａｒ３点
＋５０℃を超える高温域での圧延は結晶粒の微細化には
さほど寄与しない。このため、このような高温域での圧
延は任意であり、施してもよいし施さなくてもよい。Ａ
ｒ１点以下での圧延は、再結晶が不完全になり結晶組織
が均一でなくなるので好ましくない。
度域は、オーステナイトの再結晶が起こらない未再結晶
域にほぼ相当する。この温度域での圧延によりオーステ
ナイト粒の偏平化と変形帯の導入が促進されるので、圧
延後のフェライト組織を微細にすることができる。２相
域での熱間圧延により、加工歪みが有効に導入され蓄積
されるうえ、結晶粒の成長も強く抑制されるので熱間圧
延鋼板の結晶組織を微細にすることができる。Ａｒ３点
＋５０℃を超える高温域での圧延は結晶粒の微細化には
さほど寄与しない。このため、このような高温域での圧
延は任意であり、施してもよいし施さなくてもよい。Ａ
ｒ１点以下での圧延は、再結晶が不完全になり結晶組織
が均一でなくなるので好ましくない。
【００２８】圧下率が５０％に満たない場合には、熱間
圧延後の鋼板の結晶粒が小さくならないために好ましく
ない。この圧下率が高い程結晶組織が微細になるので好
ましい。しかしながら過度に圧下率を高めようとする
と、設備上の制約や、経済性を損なうなどの問題がある
ので、その上限は９５％とするのがよい。
圧延後の鋼板の結晶粒が小さくならないために好ましく
ない。この圧下率が高い程結晶組織が微細になるので好
ましい。しかしながら過度に圧下率を高めようとする
と、設備上の制約や、経済性を損なうなどの問題がある
ので、その上限は９５％とするのがよい。
【００２９】Ａｒ３点＋５０℃以下、Ａｒ１点以上の温
度域での圧下率は、圧延温度がＡｒ３点＋５０℃になっ
た時の厚さと圧延が終了した時の厚さから計算される圧
下率を意味する（以下、単に「合計圧下率」とも記
す）。この間の圧延は、１回の圧延パスで圧下を完了し
てもよいし、複数回の圧延パスに分けて所定の圧下率を
得てもよい。熱間圧延終了後は、結晶粒の成長を抑制す
るために急速冷却を施すのがよい。例えば、１０℃／秒
以上の冷却速度で４００℃以下の温度まで冷却するなど
の条件が好ましい。
度域での圧下率は、圧延温度がＡｒ３点＋５０℃になっ
た時の厚さと圧延が終了した時の厚さから計算される圧
下率を意味する（以下、単に「合計圧下率」とも記
す）。この間の圧延は、１回の圧延パスで圧下を完了し
てもよいし、複数回の圧延パスに分けて所定の圧下率を
得てもよい。熱間圧延終了後は、結晶粒の成長を抑制す
るために急速冷却を施すのがよい。例えば、１０℃／秒
以上の冷却速度で４００℃以下の温度まで冷却するなど
の条件が好ましい。
【００３０】冷間圧延：上述の方法で熱間圧延された鋼
板には、酸洗や研削などの公知の方法により表面の酸化
物層を除去した後、冷間圧延と再結晶焼鈍が施される。
細粒鋼を得る観点からは冷間圧延時の圧下率は高いほど
好ましく、所望の組織を得るには圧下率を５０％以上と
するのがよい。より好ましくは７０％以上である。
板には、酸洗や研削などの公知の方法により表面の酸化
物層を除去した後、冷間圧延と再結晶焼鈍が施される。
細粒鋼を得る観点からは冷間圧延時の圧下率は高いほど
好ましく、所望の組織を得るには圧下率を５０％以上と
するのがよい。より好ましくは７０％以上である。
【００３１】冷間圧延に際しては、鋼の変形抵抗を低く
して圧延を容易にするために、鋼の温度が５００℃前後
までの温間圧延であってもかまわない。
して圧延を容易にするために、鋼の温度が５００℃前後
までの温間圧延であってもかまわない。
【００３２】再結晶焼鈍：冷間圧延した鋼板には、６０
０℃以上、Ａｃ３点未満の温度で短時間の再結晶焼鈍を
施す。焼鈍温度が６００℃に満たない場合には再結晶が
不十分になり、鋼板の靭性などの性能が良くない。焼鈍
温度がＡｃ３点以上になると焼鈍後に細粒のフェライト
組織が得られないので好ましくない。
０℃以上、Ａｃ３点未満の温度で短時間の再結晶焼鈍を
施す。焼鈍温度が６００℃に満たない場合には再結晶が
不十分になり、鋼板の靭性などの性能が良くない。焼鈍
温度がＡｃ３点以上になると焼鈍後に細粒のフェライト
組織が得られないので好ましくない。
【００３３】焼鈍温度を６００℃以上、Ａｃ１点以下の
フェライト領域にして焼鈍する（フェライト域焼鈍）
と、フェライト体積率が高い微細組織を有する製品が得
られる。焼鈍温度を２相領域にする（２相域焼鈍）と、
フェライト相の一部分がオーステナイトに変態し、冷却
時にマルテンサイトなどの変態組織になる。このため、
２相域焼鈍は、フェライト域焼鈍に比較するとフェライ
ト体積率が低くなる。しかしながら、２相域では、フェ
ライト結晶粒とオーステナイト結晶粒が互いに干渉し合
うためにいずれの結晶粒も成長しにくく、冷却後の変態
組織が微細になる効果がある。このため、フェライト域
焼鈍、２相域焼鈍、いずれの場合でもほぼ同様の性能の
鋼板が得られる。
フェライト領域にして焼鈍する（フェライト域焼鈍）
と、フェライト体積率が高い微細組織を有する製品が得
られる。焼鈍温度を２相領域にする（２相域焼鈍）と、
フェライト相の一部分がオーステナイトに変態し、冷却
時にマルテンサイトなどの変態組織になる。このため、
２相域焼鈍は、フェライト域焼鈍に比較するとフェライ
ト体積率が低くなる。しかしながら、２相域では、フェ
ライト結晶粒とオーステナイト結晶粒が互いに干渉し合
うためにいずれの結晶粒も成長しにくく、冷却後の変態
組織が微細になる効果がある。このため、フェライト域
焼鈍、２相域焼鈍、いずれの場合でもほぼ同様の性能の
鋼板が得られる。
【００３４】均熱時間（焼鈍時間）は結晶粒の粗大化を
防ぐために１０分以下、より好ましくは２分以下、さら
に好ましくは１分以下とするのがよい。結晶粒の粗大化
を防ぐために、焼鈍時の加熱速度および冷却速度は大き
くするのがよい。なお、上記のＡｃ１点およびＡｃ３点
は、５℃／秒前後の加熱速度で加熱した場合に変態が生
じる温度とする。
防ぐために１０分以下、より好ましくは２分以下、さら
に好ましくは１分以下とするのがよい。結晶粒の粗大化
を防ぐために、焼鈍時の加熱速度および冷却速度は大き
くするのがよい。なお、上記のＡｃ１点およびＡｃ３点
は、５℃／秒前後の加熱速度で加熱した場合に変態が生
じる温度とする。
【００３５】上記以外の製造条件は通常の製造方法でよ
く、例えば鋼板の形状を整えるために調質圧延を施すな
どの処理を行ってもよい。また、冷間圧延および焼鈍が
終了した鋼板を母材として塗装鋼板やめっき鋼板などを
製造してもよい。
く、例えば鋼板の形状を整えるために調質圧延を施すな
どの処理を行ってもよい。また、冷間圧延および焼鈍が
終了した鋼板を母材として塗装鋼板やめっき鋼板などを
製造してもよい。
【００３６】
【実施例】（実施例１）表１に示す化学組成を有する鋼
を電気炉で溶解し、厚さ７０ｍｍの鋼塊を実験室的に製
造した。これらの鋼塊を、１０００℃に加熱し、熱間圧
延して厚さ２０ｍｍの熱間圧延鋼板を得た。圧延開始温
度はＡｒ３点＋５０℃、圧延終了温度は（Ａｒ１＋Ａｒ
３）／２（℃）とした。これらの熱間圧延鋼板を酸洗し
た後、圧下率７０％の冷間圧延を施して厚さ６ｍｍの鋼
板とした。得られた鋼板を脱脂洗浄した後、それぞれの
鋼の（Ａｃ１−５０）℃で３０秒間均熱する焼鈍を施し
た。焼鈍時の加熱速度は５℃／秒、冷却速度は２０℃／
秒であった。得られた鋼板から顕微鏡観察用の試験片を
採取し、鋼板断面を研磨し、ナイタール腐食液で研磨面
をエッチングし、フェライト結晶粒の平均結晶粒径と体
積率を画像処理装置を用いて測定した。これらは０．１
ｍｍ×０．１ｍｍの視野で１０ヶ所測定しその平均値を
求めた。表１にこれらの鋼の化学組成と結晶組織測定結
果を示した。
を電気炉で溶解し、厚さ７０ｍｍの鋼塊を実験室的に製
造した。これらの鋼塊を、１０００℃に加熱し、熱間圧
延して厚さ２０ｍｍの熱間圧延鋼板を得た。圧延開始温
度はＡｒ３点＋５０℃、圧延終了温度は（Ａｒ１＋Ａｒ
３）／２（℃）とした。これらの熱間圧延鋼板を酸洗し
た後、圧下率７０％の冷間圧延を施して厚さ６ｍｍの鋼
板とした。得られた鋼板を脱脂洗浄した後、それぞれの
鋼の（Ａｃ１−５０）℃で３０秒間均熱する焼鈍を施し
た。焼鈍時の加熱速度は５℃／秒、冷却速度は２０℃／
秒であった。得られた鋼板から顕微鏡観察用の試験片を
採取し、鋼板断面を研磨し、ナイタール腐食液で研磨面
をエッチングし、フェライト結晶粒の平均結晶粒径と体
積率を画像処理装置を用いて測定した。これらは０．１
ｍｍ×０．１ｍｍの視野で１０ヶ所測定しその平均値を
求めた。表１にこれらの鋼の化学組成と結晶組織測定結
果を示した。
【００３７】
【表１】
【００３８】表１に示されているように、本発明の規定
する範囲内の化学組成を有する試番１〜１７の鋼板は、
いずれも平均結晶粒径が２μｍ以下であり、その体積率
は４０％以上であった。これに対し、試番１８〜２４の
結果に示されるように、化学組成が本発明の規定範囲か
ら外れる場合には所望の微細組織を有する鋼板が得られ
なかった （実施例２）実施例１で製造した本発明の規定する範囲
内の化学組成を有する鋼ｂと鋼ｋの厚さ７０ｍｍの鋼塊
の上下面を研削して種々の厚さの鋼片とし、これらを１
０００℃に加熱した後、未再結晶域および／または２相
域で種々の圧下率での熱間圧延を施して熱間圧延鋼板を
得た。さらに酸洗した後、圧下率７０％または３０％の
冷間圧延を施し、厚さがいずれも６ｍｍの鋼板とし、フ
ェライト域焼鈍または２相域焼鈍を施した。均熱時間は
３０秒、焼鈍時の加熱速度は５℃／秒、冷却速度は２０
℃／秒であった。得られた鋼板から顕微鏡観察用の試験
片を採取し、実施例１に記載したのと同様の方法でフェ
ライト結晶組織を調査した。また、それぞれの鋼板か
ら、ＪＩＳ−５号試験片を採取して引張り強さを測定し
た。さらに、それぞれの鋼板から、幅５ｍｍのサブサイ
ズのＶノッチシャルピー試験片を採取し、破面遷移温度
を測定した。表２にこれらの製造条件と結晶組織測定結
果を示した。
する範囲内の化学組成を有する試番１〜１７の鋼板は、
いずれも平均結晶粒径が２μｍ以下であり、その体積率
は４０％以上であった。これに対し、試番１８〜２４の
結果に示されるように、化学組成が本発明の規定範囲か
ら外れる場合には所望の微細組織を有する鋼板が得られ
なかった （実施例２）実施例１で製造した本発明の規定する範囲
内の化学組成を有する鋼ｂと鋼ｋの厚さ７０ｍｍの鋼塊
の上下面を研削して種々の厚さの鋼片とし、これらを１
０００℃に加熱した後、未再結晶域および／または２相
域で種々の圧下率での熱間圧延を施して熱間圧延鋼板を
得た。さらに酸洗した後、圧下率７０％または３０％の
冷間圧延を施し、厚さがいずれも６ｍｍの鋼板とし、フ
ェライト域焼鈍または２相域焼鈍を施した。均熱時間は
３０秒、焼鈍時の加熱速度は５℃／秒、冷却速度は２０
℃／秒であった。得られた鋼板から顕微鏡観察用の試験
片を採取し、実施例１に記載したのと同様の方法でフェ
ライト結晶組織を調査した。また、それぞれの鋼板か
ら、ＪＩＳ−５号試験片を採取して引張り強さを測定し
た。さらに、それぞれの鋼板から、幅５ｍｍのサブサイ
ズのＶノッチシャルピー試験片を採取し、破面遷移温度
を測定した。表２にこれらの製造条件と結晶組織測定結
果を示した。
【００３９】
【表２】
【００４０】表２に示されてた結果からわかるように、
熱間圧延の合計圧下率が５０％以上で冷間圧延圧下率が
７０％であった試番３０〜３９は、いずれもフェライト
平均結晶粒径が２μｍ以下であり、その体積率は４０％
以上であった。これらの鋼板の引張り強さは７０ｋｇ／
mm2 以上、破面遷移温度は−１２５℃以下であった。特
に試番３６〜３８は強度−靭性バランスが優れていた。
２相域での熱間圧延を施さなかった試番３４および試番
３９の平均結晶粒径は２μｍであり、引張り強さは７０
ｋｇ／mm2 であった。二相域での熱間圧延時の圧下率が
低かった試番４０、試番４２、および冷間圧下率が低す
ぎた試番４１、試番４３では、いずれもフェライト平均
結晶粒径が十分には小さくならず、引張り強さが５０ｋ
ｇ／mm2前後であり、破面遷移温度も試番３０〜３９の
それに比較すると高かった。
熱間圧延の合計圧下率が５０％以上で冷間圧延圧下率が
７０％であった試番３０〜３９は、いずれもフェライト
平均結晶粒径が２μｍ以下であり、その体積率は４０％
以上であった。これらの鋼板の引張り強さは７０ｋｇ／
mm2 以上、破面遷移温度は−１２５℃以下であった。特
に試番３６〜３８は強度−靭性バランスが優れていた。
２相域での熱間圧延を施さなかった試番３４および試番
３９の平均結晶粒径は２μｍであり、引張り強さは７０
ｋｇ／mm2 であった。二相域での熱間圧延時の圧下率が
低かった試番４０、試番４２、および冷間圧下率が低す
ぎた試番４１、試番４３では、いずれもフェライト平均
結晶粒径が十分には小さくならず、引張り強さが５０ｋ
ｇ／mm2前後であり、破面遷移温度も試番３０〜３９の
それに比較すると高かった。
【００４１】
【発明の効果】本発明の鋼板は平均結晶粒径が２μｍ以
下のフェライト結晶を体積率で４０％以上有するので、
７０ｋｇ／mm2 以上の引張り強さを有し、かつ、靭性が
良好である。特殊な元素を含有させなくてもよいのでリ
サイクルも容易である。また冷間圧延を施しているので
表面が美麗で寸法精度も良好である。このように優れた
性質を有しているので、自動車その他の構造部材の軽量
化や高強度化に有用な鋼材である。
下のフェライト結晶を体積率で４０％以上有するので、
７０ｋｇ／mm2 以上の引張り強さを有し、かつ、靭性が
良好である。特殊な元素を含有させなくてもよいのでリ
サイクルも容易である。また冷間圧延を施しているので
表面が美麗で寸法精度も良好である。このように優れた
性質を有しているので、自動車その他の構造部材の軽量
化や高強度化に有用な鋼材である。
Claims (2)
- 【請求項１】 化学組成が重量％で、Ｃ：０．０５〜
０．６％、Ｍｎ：１〜４％、Ｓｉ：０〜３％、Ａｌ：
０．０１〜２．５％、Ｃｒ：０〜２．５％、Ｍｏ：０〜
２．５％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
結晶組織に占めるフェライトの比率が４０体積％以上
で、その平均結晶粒径が２μｍ以下である細粒組織を有
する鋼板。 - 【請求項２】 化学組成が重量％で、Ｃ：０．０５〜
０．６％、Ｍｎ：１〜４％、Ｓｉ：０〜３％、Ａｌ：
０．０１〜２．５％、Ｃｒ：０〜２．５％、Ｍｏ：０〜
２．５％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるス
ラブに、Ａｒ３点＋５０℃以下、Ａｒ１点以上の温度域
で圧下率５０％以上で圧延する工程を含む熱間圧延を施
し、冷間または温間で圧下率５０％以上での圧延を施
し、６００℃以上、Ａｃ３点未満の温度で均熱時間が１
０分以下である焼鈍を施すことを特徴とする請求項１に
記載の細粒組織を有する鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13038698A JP4179486B2 (ja) | 1998-05-13 | 1998-05-13 | 細粒組織を有する鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13038698A JP4179486B2 (ja) | 1998-05-13 | 1998-05-13 | 細粒組織を有する鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11323480A true JPH11323480A (ja) | 1999-11-26 |
| JP4179486B2 JP4179486B2 (ja) | 2008-11-12 |
Family
ID=15033094
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13038698A Expired - Fee Related JP4179486B2 (ja) | 1998-05-13 | 1998-05-13 | 細粒組織を有する鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4179486B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1595965A1 (en) * | 2002-12-26 | 2005-11-16 | Nippon Steel Corporation | High strength thin steel sheet excellent in hole expansibility, ductility and chemical treatment characteristics, and method for production thereof |
| JP2007070732A (ja) * | 2006-10-02 | 2007-03-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2020526666A (ja) * | 2017-06-30 | 2020-08-31 | ザ・ナノスティール・カンパニー・インコーポレーテッド | 加工後の及び応力集中サイトの存在下での鋼合金における機械的特性の保持 |
| JP2021518489A (ja) * | 2018-03-30 | 2021-08-02 | エーケー スティール プロパティ−ズ、インク． | 低合金第３世代先進高張力鋼および製造プロセス |
-
1998
- 1998-05-13 JP JP13038698A patent/JP4179486B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1595965A1 (en) * | 2002-12-26 | 2005-11-16 | Nippon Steel Corporation | High strength thin steel sheet excellent in hole expansibility, ductility and chemical treatment characteristics, and method for production thereof |
| EP1595965A4 (en) * | 2002-12-26 | 2006-06-07 | Nippon Steel Corp | THIN STAINLESS STEEL WITH HIGH STRENGTH AND EXCELLENT LOCHENESSABILITY, BENDING TOLERANCE AND EXCELLENT CHEMICAL TREATMENT PROPERTIES AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| US7780797B2 (en) | 2002-12-26 | 2010-08-24 | Nippon Steel Corporation | High strength thin steel excellent in hole expansibility, ductility and chemical treatment characteristics |
| JP2007070732A (ja) * | 2006-10-02 | 2007-03-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2020526666A (ja) * | 2017-06-30 | 2020-08-31 | ザ・ナノスティール・カンパニー・インコーポレーテッド | 加工後の及び応力集中サイトの存在下での鋼合金における機械的特性の保持 |
| JP2021518489A (ja) * | 2018-03-30 | 2021-08-02 | エーケー スティール プロパティ−ズ、インク． | 低合金第３世代先進高張力鋼および製造プロセス |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4179486B2 (ja) | 2008-11-12 |
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