JPH11343521A - 加工性の優れた高張力熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
加工性の優れた高張力熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH11343521A JPH11343521A JP14883698A JP14883698A JPH11343521A JP H11343521 A JPH11343521 A JP H11343521A JP 14883698 A JP14883698 A JP 14883698A JP 14883698 A JP14883698 A JP 14883698A JP H11343521 A JPH11343521 A JP H11343521A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 材質の変動が大でも、鋼板の長手方向および
幅方向における材質の均一性を熱処理によって安定して
高めることができる、残留オーステナイトを５%以上含
有する、材質の均一性および加工性に優れた高張力熱延
鋼板を製造する。 【解決手段】Ｃ：０．０８〜０．２０% 、Ｓｉ：０．８
０〜１．８０% 、Ｍｎ：１．０〜２．０% 、Ｐ：０．０
０５〜０．０４% を含有する成分組成を有する鋼片を、
仕上げ温度Ａｒ3 点以上、巻取り温度６５０℃以下の条
件で熱間圧延して熱延鋼帯を調製し、これを酸洗した
後、連続焼鈍設備においてＡｃ3 −２５℃〜Ａｃ3 ＋２
５℃の温度に再加熱し、１sec 以上保持した後、１０℃
／sec 以上の速度で冷却し次いで３５０〜４５０℃の温
度で３０sec 以上保持し、常温まで冷却した後巻き取
る。
幅方向における材質の均一性を熱処理によって安定して
高めることができる、残留オーステナイトを５%以上含
有する、材質の均一性および加工性に優れた高張力熱延
鋼板を製造する。 【解決手段】Ｃ：０．０８〜０．２０% 、Ｓｉ：０．８
０〜１．８０% 、Ｍｎ：１．０〜２．０% 、Ｐ：０．０
０５〜０．０４% を含有する成分組成を有する鋼片を、
仕上げ温度Ａｒ3 点以上、巻取り温度６５０℃以下の条
件で熱間圧延して熱延鋼帯を調製し、これを酸洗した
後、連続焼鈍設備においてＡｃ3 −２５℃〜Ａｃ3 ＋２
５℃の温度に再加熱し、１sec 以上保持した後、１０℃
／sec 以上の速度で冷却し次いで３５０〜４５０℃の温
度で３０sec 以上保持し、常温まで冷却した後巻き取
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、自動車の構造部
材等に使用される、引張り強度が５９０〜７８０ＭＰａ
級で残留オーステナイトを５％以上含有する、材質の均
一性および加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法に
関するものである。
材等に使用される、引張り強度が５９０〜７８０ＭＰａ
級で残留オーステナイトを５％以上含有する、材質の均
一性および加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車の燃費向上を目的とした車体構造
部材として、軽量化と衝突安全性とを共に満足させるた
めに、加工性の優れた５９０〜７８０ＭＰａ級の高張力
熱延鋼板が要求されている。
部材として、軽量化と衝突安全性とを共に満足させるた
めに、加工性の優れた５９０〜７８０ＭＰａ級の高張力
熱延鋼板が要求されている。
【０００３】５９０〜７８０ＭＰａ級の高張力熱延鋼板
に優れた加工性を付与するためには、強度と延性のバラ
ンスを向上させることが必要であり、また、その用途に
よっては、強度および延性と共に、良好な伸びフランジ
を有していることが必要とされている。
に優れた加工性を付与するためには、強度と延性のバラ
ンスを向上させることが必要であり、また、その用途に
よっては、強度および延性と共に、良好な伸びフランジ
を有していることが必要とされている。
【０００４】強度と延性のバランスが優れた高張力熱延
鋼板を製造する手段として、残留オーステナイトを含有
させ、この相の変形時におけるＴＲＩＰ現象を利用して
鋼板の延性を高める方法が提案されている。
鋼板を製造する手段として、残留オーステナイトを含有
させ、この相の変形時におけるＴＲＩＰ現象を利用して
鋼板の延性を高める方法が提案されている。
【０００５】例えば、特開昭６３−４０１７号公報およ
び特開昭６４−７９３４５号公報には、Ｃ：０．１ ５
〜０．４wt．% 、Ｓｉ：０．５〜２．０wt．% 、Ｍｎ：
０．５〜２．０wt．% を含有し、残り、Ｆｅおよび不可
避不純物からなる化学成分組成を有する鋼片を、仕上げ
圧延温度Ａｒ3 ±５０℃、全圧下率８０％以上の条件で
熱間圧延し、次いで、冷却制御を行いながら、３５０〜
５００℃の温度で巻き取ることにより、残留オーステナ
イトを５％以上含有し、残部がフェライトとベイナイト
とからなる、強度と延性のバランスを表す「引張り強さ
（ＴＳ）×伸び（Ｅｌ）」の値が２４０００ＭＰａ・％
以上の高張力熱延鋼板を製造する方法（以下、先行技術
１という ）が開示されている。
び特開昭６４−７９３４５号公報には、Ｃ：０．１ ５
〜０．４wt．% 、Ｓｉ：０．５〜２．０wt．% 、Ｍｎ：
０．５〜２．０wt．% を含有し、残り、Ｆｅおよび不可
避不純物からなる化学成分組成を有する鋼片を、仕上げ
圧延温度Ａｒ3 ±５０℃、全圧下率８０％以上の条件で
熱間圧延し、次いで、冷却制御を行いながら、３５０〜
５００℃の温度で巻き取ることにより、残留オーステナ
イトを５％以上含有し、残部がフェライトとベイナイト
とからなる、強度と延性のバランスを表す「引張り強さ
（ＴＳ）×伸び（Ｅｌ）」の値が２４０００ＭＰａ・％
以上の高張力熱延鋼板を製造する方法（以下、先行技術
１という ）が開示されている。
【０００６】先行技術１によれば、熱間圧延の圧下率、
仕上げ圧延温度、ランナウト冷却条件および巻取り温度
を、特定の範囲に規定することにより、オーステナイト
からポリゴナルフェライトの生成を促進し、オーステナ
イトにＣを濃化させ、更に、ベイナイト変態させること
によりＣの濃化をさらに進行させ、オーステナイトの安
定化を図り、これによって、最終的に５％以上の残留オ
ーステナイトを含有するフェライトとベイナイトとの混
合組織が得られるとされている。
仕上げ圧延温度、ランナウト冷却条件および巻取り温度
を、特定の範囲に規定することにより、オーステナイト
からポリゴナルフェライトの生成を促進し、オーステナ
イトにＣを濃化させ、更に、ベイナイト変態させること
によりＣの濃化をさらに進行させ、オーステナイトの安
定化を図り、これによって、最終的に５％以上の残留オ
ーステナイトを含有するフェライトとベイナイトとの混
合組織が得られるとされている。
【０００７】先行技術１のような、残留オーステナイト
を含有する熱延鋼板は、加工性に優れているが、一方、
鋼板の機械的性質特に引張り強さの変動が大きいため
に、歩留りが悪いという問題がある。高張力熱延鋼板の
引張り強さの変動は、例えば５９０ＭＰａ級の場合に
は、５９０〜６９０ＭＰａの範囲内に収めることが必要
であるが、この鋼板では、しばしば１００ＭＰａを超え
る大きな変動が生じ、そのために、大きな変動の生じた
材質不良部分を切断除去せざるを得ず、製品歩留りが低
下する問題が生ずる。
を含有する熱延鋼板は、加工性に優れているが、一方、
鋼板の機械的性質特に引張り強さの変動が大きいため
に、歩留りが悪いという問題がある。高張力熱延鋼板の
引張り強さの変動は、例えば５９０ＭＰａ級の場合に
は、５９０〜６９０ＭＰａの範囲内に収めることが必要
であるが、この鋼板では、しばしば１００ＭＰａを超え
る大きな変動が生じ、そのために、大きな変動の生じた
材質不良部分を切断除去せざるを得ず、製品歩留りが低
下する問題が生ずる。
【０００８】熱延ままで製造した残留オーステナイトを
含有する熱延鋼板の材質の変動は、熱延過程における鋼
帯の長さ方向および幅方向の温度条件の変動と、コイル
に巻き取った後のコイル外周部、内周部およびエッジ部
と内部の冷却速度の変動により、ミクロ組織が変化する
ことによるものであり、従来、やむを得ないことと考え
られている。
含有する熱延鋼板の材質の変動は、熱延過程における鋼
帯の長さ方向および幅方向の温度条件の変動と、コイル
に巻き取った後のコイル外周部、内周部およびエッジ部
と内部の冷却速度の変動により、ミクロ組織が変化する
ことによるものであり、従来、やむを得ないことと考え
られている。
【０００９】そこで、このような残留オーステナイトを
含有する熱延鋼板の材質の変動を解決し、加工性の良好
な残留オーステナイトを含有する熱延鋼板を効率よく製
造する製造する方法について研究開発が進められてお
り、例えば、特開平５−２７１７６４号公報には、Ｃ：
０．１０〜０．２５mass% 、Ｓｉ：０．８〜３．０mass
% 、Ｍｎ：１．０〜３．０mass% 、Ｓ：０．００５mass
% 以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０mass% を含有し、残
り、Ｆｅおよび不可避不純物からなる化学成分組成を有
する熱延鋼帯を再加熱し、再加熱時の最高到達温度Ｔ１
℃が、（Ac1 ＋(Ac3−Ac1)／６〜Ac3 −（Ac3 −Ac1)／
６）の温度範囲であり、かつ、この温度で１sec 以上保
持した後、２０℃／sec 以上の平均冷却速度で冷却し、
３５０〜４５０℃の温度域で巻き取るか、または、この
温度域で１００sec 以上保持し次いで５０℃以下まで冷
却した後巻き取ることによって、体積率６％以上の残留
オーステナイトを含有する高強度熱延鋼板を製造する方
法（以下、先行技術２という）が開示されている。
含有する熱延鋼板の材質の変動を解決し、加工性の良好
な残留オーステナイトを含有する熱延鋼板を効率よく製
造する製造する方法について研究開発が進められてお
り、例えば、特開平５−２７１７６４号公報には、Ｃ：
０．１０〜０．２５mass% 、Ｓｉ：０．８〜３．０mass
% 、Ｍｎ：１．０〜３．０mass% 、Ｓ：０．００５mass
% 以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０mass% を含有し、残
り、Ｆｅおよび不可避不純物からなる化学成分組成を有
する熱延鋼帯を再加熱し、再加熱時の最高到達温度Ｔ１
℃が、（Ac1 ＋(Ac3−Ac1)／６〜Ac3 −（Ac3 −Ac1)／
６）の温度範囲であり、かつ、この温度で１sec 以上保
持した後、２０℃／sec 以上の平均冷却速度で冷却し、
３５０〜４５０℃の温度域で巻き取るか、または、この
温度域で１００sec 以上保持し次いで５０℃以下まで冷
却した後巻き取ることによって、体積率６％以上の残留
オーステナイトを含有する高強度熱延鋼板を製造する方
法（以下、先行技術２という）が開示されている。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、先行技
術２によると再加熱による最高到達温度Ｔ１℃が（Ac1
＋(Ac3−Ac1)／６〜Ac3 −（Ac3 −Ac1)／６）の温度範
囲、即ち、「フェライト＋オーステナイト」の２相混合
領域の中央部に限定されている。そのために、熱延鋼帯
の長手方向や幅方向のミクロ組織が大幅に変動している
と、これを熱処理によって均一化することが困難にな
る。
術２によると再加熱による最高到達温度Ｔ１℃が（Ac1
＋(Ac3−Ac1)／６〜Ac3 −（Ac3 −Ac1)／６）の温度範
囲、即ち、「フェライト＋オーステナイト」の２相混合
領域の中央部に限定されている。そのために、熱延鋼帯
の長手方向や幅方向のミクロ組織が大幅に変動している
と、これを熱処理によって均一化することが困難にな
る。
【００１１】従って、この発明の目的は、上述した問題
を解決し、残留オーステナイトを５％以上含有する５９
０〜７８０ＭＰａ級の高張力熱延鋼板を製造するに際
し、材質の変動が大きくても、熱処理によって、熱延鋼
帯の長手方向および幅方向における材質の均一性を安定
して高めることができる、加工性に優れた高張力熱延鋼
板を製造する方法を提供することにある。
を解決し、残留オーステナイトを５％以上含有する５９
０〜７８０ＭＰａ級の高張力熱延鋼板を製造するに際
し、材質の変動が大きくても、熱処理によって、熱延鋼
帯の長手方向および幅方向における材質の均一性を安定
して高めることができる、加工性に優れた高張力熱延鋼
板を製造する方法を提供することにある。
【００１２】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、上述した
問題を解決し、残留オーステナイトを５% 以上含有す
る、材質の均一性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法を
開発すべく鋭意研究を重ねた。その結果、次の知見を得
た。
問題を解決し、残留オーステナイトを５% 以上含有す
る、材質の均一性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法を
開発すべく鋭意研究を重ねた。その結果、次の知見を得
た。
【００１３】残留オーステナイトを５% 以上含有する、
材質の均一性に優れた高張力熱延鋼板を製造するために
は、鋼の化学成分組成が、Ｃ：０．０８〜０．２０mass
% 、Ｓｉ：０．８０〜１．８０mass% 、Ｍｎ：１．０〜
２．０mass% およびＰ：０．００５〜０．０４mass% を
含有していることが必要である。
材質の均一性に優れた高張力熱延鋼板を製造するために
は、鋼の化学成分組成が、Ｃ：０．０８〜０．２０mass
% 、Ｓｉ：０．８０〜１．８０mass% 、Ｍｎ：１．０〜
２．０mass% およびＰ：０．００５〜０．０４mass% を
含有していることが必要である。
【００１４】このような化学成分組成を有する鋼片を、
仕上げ圧延温度Ａｒ3 点以上、巻取り温度６５０℃以下
の条件で熱間圧延したときに、巻取り温度および巻取り
後の冷却条件によって、鋼のフェライト＋パーライト、
フェライト＋ベイナイト、フェライト＋マルテンサイト
などのミクロ組織が変動しているため、熱延鋼板の機械
的性質が大きく変化することから、熱延鋼板に対し均一
なミクロ組織と機械的性質を付与するためには、熱延鋼
板に対し連続焼鈍設備により熱処理を施し、これによっ
て、同一のミクロ組織にする必要がある。
仕上げ圧延温度Ａｒ3 点以上、巻取り温度６５０℃以下
の条件で熱間圧延したときに、巻取り温度および巻取り
後の冷却条件によって、鋼のフェライト＋パーライト、
フェライト＋ベイナイト、フェライト＋マルテンサイト
などのミクロ組織が変動しているため、熱延鋼板の機械
的性質が大きく変化することから、熱延鋼板に対し均一
なミクロ組織と機械的性質を付与するためには、熱延鋼
板に対し連続焼鈍設備により熱処理を施し、これによっ
て、同一のミクロ組織にする必要がある。
【００１５】そこで、熱処理後のミクロ組織と機械的性
質に及ぼす再加熱後の影響について調査したところ、フ
ェライト＋オーステナイト２相域では、熱処理前のミク
ロ組織の影響を十分になくすことはできないが、フェラ
イト＋オーステナイト２相域の組織でも、その鋼板を、
オーステナイトの体積率が８０％以上になるＡｃ3 変態
点直下まで加熱するか、または、オーステナイト単相と
なるＡｃ3 変態点直上の温度領域に加熱すれば、熱処理
前におけるミクロ組織の影響がなくなり、熱処理後に同
一のミクロ組織と機械的性質が得られる。
質に及ぼす再加熱後の影響について調査したところ、フ
ェライト＋オーステナイト２相域では、熱処理前のミク
ロ組織の影響を十分になくすことはできないが、フェラ
イト＋オーステナイト２相域の組織でも、その鋼板を、
オーステナイトの体積率が８０％以上になるＡｃ3 変態
点直下まで加熱するか、または、オーステナイト単相と
なるＡｃ3 変態点直上の温度領域に加熱すれば、熱処理
前におけるミクロ組織の影響がなくなり、熱処理後に同
一のミクロ組織と機械的性質が得られる。
【００１６】この発明は、上記知見に基づいていなされ
たものであって、請求項１に記載の発明は、Ｃ：０．０
８〜０．２０mass% 、Ｓｉ：０．８０〜１．８０mass%
、Ｍｎ：１．０〜２．０mass% およびＰ：０．００５
〜０．０４mass% を含有する化学成分組成を有する鋼片
を調製し、前記鋼片を仕上げ圧延温度Ａｒ3 点以上、巻
取り温度６５０℃以下の条件で連続的に熱間圧延して熱
延鋼帯を調製し、前記熱延鋼帯を酸洗した後、酸洗され
た熱延鋼帯に対し、連続焼鈍設備において、Ａｃ 3 −２
５℃〜Ａｃ3 ＋２５℃の温度範囲に再加熱し、その温度
に１sec 以上保持した後、１０℃／sec 以上の速度で冷
却し、次いで、３５０〜４５０℃の温度範囲で３０sec
以上保持した後、常温まで冷却し、次いで、これを巻き
取ることに特徴を有するものである。
たものであって、請求項１に記載の発明は、Ｃ：０．０
８〜０．２０mass% 、Ｓｉ：０．８０〜１．８０mass%
、Ｍｎ：１．０〜２．０mass% およびＰ：０．００５
〜０．０４mass% を含有する化学成分組成を有する鋼片
を調製し、前記鋼片を仕上げ圧延温度Ａｒ3 点以上、巻
取り温度６５０℃以下の条件で連続的に熱間圧延して熱
延鋼帯を調製し、前記熱延鋼帯を酸洗した後、酸洗され
た熱延鋼帯に対し、連続焼鈍設備において、Ａｃ 3 −２
５℃〜Ａｃ3 ＋２５℃の温度範囲に再加熱し、その温度
に１sec 以上保持した後、１０℃／sec 以上の速度で冷
却し、次いで、３５０〜４５０℃の温度範囲で３０sec
以上保持した後、常温まで冷却し、次いで、これを巻き
取ることに特徴を有するものである。
【００１７】
【発明の実施の形態】この発明の方法において、鋼の化
学成分組成を、上述したように限定した理由を以下に述
べる 。
学成分組成を、上述したように限定した理由を以下に述
べる 。
【００１８】Ｃ：Ｃ含有量が０．０８mass% 未満では、
残留オーステナイトを５％以上とすることができず、一
方、Ｃ含有量が０．２０mass% を超えるとスポット溶接
性が低下する。従って、Ｃ含有量は０．０８〜０．２０
mass% の範囲内に限定すべきである。
残留オーステナイトを５％以上とすることができず、一
方、Ｃ含有量が０．２０mass% を超えるとスポット溶接
性が低下する。従って、Ｃ含有量は０．０８〜０．２０
mass% の範囲内に限定すべきである。
【００１９】Ｓｉ：Ｓｉは、フェライト形成元素であ
り、後述する鋼帯の熱処理時におけるオーステナイト単
相域またはＡｃ3 変態点直下のフェライトーオーステナ
イト２相域に加熱後の冷却過程において、フェライトの
生成を促進し、オーステナイトへのＣの濃化を助け、冷
却後３５０〜４５０℃の温度範囲で保持する際の、オー
ステナイトからのセメンタイトへの析出を遅らせる作用
を有している。従って、Ｓｉは残留オーステナイトを確
保する上で有効な元素である。
り、後述する鋼帯の熱処理時におけるオーステナイト単
相域またはＡｃ3 変態点直下のフェライトーオーステナ
イト２相域に加熱後の冷却過程において、フェライトの
生成を促進し、オーステナイトへのＣの濃化を助け、冷
却後３５０〜４５０℃の温度範囲で保持する際の、オー
ステナイトからのセメンタイトへの析出を遅らせる作用
を有している。従って、Ｓｉは残留オーステナイトを確
保する上で有効な元素である。
【００２０】しかしながら、Ｓｉ含有量が０．８０mass
% 未満では、上述した作用に所望の効果が得られない。
一方、Ｓｉ含有量が１．８０mass% を超えると、鋼帯を
酸洗ラインを通して酸洗する際の、入側におけるフラッ
シュ溶接性が劣化する問題が生ずる。従って、Ｓｉ含有
量は、０．８０〜１．８０mass% の範囲内に限定すべき
である。
% 未満では、上述した作用に所望の効果が得られない。
一方、Ｓｉ含有量が１．８０mass% を超えると、鋼帯を
酸洗ラインを通して酸洗する際の、入側におけるフラッ
シュ溶接性が劣化する問題が生ずる。従って、Ｓｉ含有
量は、０．８０〜１．８０mass% の範囲内に限定すべき
である。
【００２１】Ｍｎ：Ｍｎは、後述する鋼帯の熱処理時に
おける、オーステナイト単相域またはＡｃ3 変態点直下
のフェライトーオーステナイト２相域に加熱後の冷却過
程において、オーステナイト中に濃化して、オーステナ
イトの安定度を高め、パーライト変態やマルテンサイト
変態を抑制する作用を有している。
おける、オーステナイト単相域またはＡｃ3 変態点直下
のフェライトーオーステナイト２相域に加熱後の冷却過
程において、オーステナイト中に濃化して、オーステナ
イトの安定度を高め、パーライト変態やマルテンサイト
変態を抑制する作用を有している。
【００２２】しかしながら、Ｍｎ含有量が１．０mass%
未満では、上述した作用に所望の効果が得られない。一
方、Ｍｎ含有量が２．０mass% を超えると、冷却過程に
おけるフェライトの生成が不十分になり、これに伴っ
て、オーステナイトへの濃化が不十分になるため、オー
ステナイトが残留しにくくなる。従って、Ｍｎ含有量は
１．０〜２．０mass% の範囲内に限定すべきである。
未満では、上述した作用に所望の効果が得られない。一
方、Ｍｎ含有量が２．０mass% を超えると、冷却過程に
おけるフェライトの生成が不十分になり、これに伴っ
て、オーステナイトへの濃化が不十分になるため、オー
ステナイトが残留しにくくなる。従って、Ｍｎ含有量は
１．０〜２．０mass% の範囲内に限定すべきである。
【００２３】Ｐ：Ｐは、Ｓｉと同様にフェライト中に固
溶して鋼板の強度を高め、且つ、Ｓｉの添加によって生
ずる赤スケールの発生を抑制する作用を有している。し
かしながら、Ｐ含有量が０．００５mass% 未満では、上
述した作用に所望の効果が得られない。一方、Ｐ含有量
が０．０４mass% を超えると、Ｐの偏析により伸びフラ
ンジ性が低下する問題が生ずる。従って、Ｐ含有量は、
０．００５〜０．０４mass% の範囲内に限定すべきであ
る。
溶して鋼板の強度を高め、且つ、Ｓｉの添加によって生
ずる赤スケールの発生を抑制する作用を有している。し
かしながら、Ｐ含有量が０．００５mass% 未満では、上
述した作用に所望の効果が得られない。一方、Ｐ含有量
が０．０４mass% を超えると、Ｐの偏析により伸びフラ
ンジ性が低下する問題が生ずる。従って、Ｐ含有量は、
０．００５〜０．０４mass% の範囲内に限定すべきであ
る。
【００２４】本発明においては、上記以外の元素の含有
について特に限定されるものではなく、例えば、脱酸剤
として使用されるsol.Al、ＳおよびＮ等の元素は、本発
明の効果を阻害しない範囲で含有されていてもよい。
について特に限定されるものではなく、例えば、脱酸剤
として使用されるsol.Al、ＳおよびＮ等の元素は、本発
明の効果を阻害しない範囲で含有されていてもよい。
【００２５】上述した化学成分組成を有する鋼は、転炉
法および電気炉法のいずれの方法によって溶製してもよ
く、また、鋼片は、連続鋳造法および造塊法のいずれの
方法によって鋳造してもよい。
法および電気炉法のいずれの方法によって溶製してもよ
く、また、鋼片は、連続鋳造法および造塊法のいずれの
方法によって鋳造してもよい。
【００２６】次に、この発明において、熱間圧延機にお
ける熱延条件即ち熱延鋼帯の仕上げ圧延温度および巻取
り温度を、上述したように限定した理由について以下に
述べる。
ける熱延条件即ち熱延鋼帯の仕上げ圧延温度および巻取
り温度を、上述したように限定した理由について以下に
述べる。
【００２７】仕上げ圧延温度：熱間圧延機での鋼帯の仕
上げ圧延温度は、Ａｒ3 変態点以上のオーステナイト単
相域とすべきである。仕上げ圧延温度がＡｒ3 変態点未
満で、フェライト＋オーステナイト２相混合域の場合に
は、層状組織が形成され、熱処理時の加熱温度をＡｃ3
変態点直上まで高めても十分な組織にならず、伸びフラ
ンジ性が低下する問題が生ずる。
上げ圧延温度は、Ａｒ3 変態点以上のオーステナイト単
相域とすべきである。仕上げ圧延温度がＡｒ3 変態点未
満で、フェライト＋オーステナイト２相混合域の場合に
は、層状組織が形成され、熱処理時の加熱温度をＡｃ3
変態点直上まで高めても十分な組織にならず、伸びフラ
ンジ性が低下する問題が生ずる。
【００２８】巻取り温度：熱間圧延機での鋼帯の巻取り
温度は、６５０℃以下とすべきである。本発明におい
て、残留オーステナイトを５％以上とする組織の調整
は、鋼帯の熱処理時に行われるので、熱延工程において
は、特別な組織調整を行う必要がなく、フェライト＋パ
ーライト、ベイナイト、マルテンサイトのどのような混
合組織でも対応が可能であり、種々の組織が鋼帯の長手
方向および幅方向に変動して分布していても、巻取り温
度を６５０℃以下とすることによって、所定の熱処理条
件による熱処理後に均一な組織となり、機械的性質の均
一性を高めることができる。しかしながら、巻取り温度
が６５０℃を超えると、粗大なセメンタイトが形成され
ると共に、フェライト粒の粗大化が生じやすくなり、伸
びフランジ性を低下させる原因になる。
温度は、６５０℃以下とすべきである。本発明におい
て、残留オーステナイトを５％以上とする組織の調整
は、鋼帯の熱処理時に行われるので、熱延工程において
は、特別な組織調整を行う必要がなく、フェライト＋パ
ーライト、ベイナイト、マルテンサイトのどのような混
合組織でも対応が可能であり、種々の組織が鋼帯の長手
方向および幅方向に変動して分布していても、巻取り温
度を６５０℃以下とすることによって、所定の熱処理条
件による熱処理後に均一な組織となり、機械的性質の均
一性を高めることができる。しかしながら、巻取り温度
が６５０℃を超えると、粗大なセメンタイトが形成され
ると共に、フェライト粒の粗大化が生じやすくなり、伸
びフランジ性を低下させる原因になる。
【００２９】鋼帯を巻き取るまでの、ランナウトテーブ
ルにおける冷却制御は必要でなく、通常の条件でよい。
なお、冷却制御を行い、ベイナイト単相組織にすると、
熱処理時の加熱時間を短くすることができるメリットが
ある。
ルにおける冷却制御は必要でなく、通常の条件でよい。
なお、冷却制御を行い、ベイナイト単相組織にすると、
熱処理時の加熱時間を短くすることができるメリットが
ある。
【００３０】上述した条件で熱間圧延された熱延鋼帯
は、酸洗後、連続焼鈍設備に導かれて熱処理が施される
が、鋼帯の形状が悪い場合には、スキンパス圧延を施す
必要がある。その際のスキンパス量はできるだけ低くす
ることが好ましい。
は、酸洗後、連続焼鈍設備に導かれて熱処理が施される
が、鋼帯の形状が悪い場合には、スキンパス圧延を施す
必要がある。その際のスキンパス量はできるだけ低くす
ることが好ましい。
【００３１】上記により熱間圧延された熱延鋼帯は、酸
洗した後、連続焼鈍設備において、Ａｃ3 −２５℃〜Ａ
ｃ3 ＋２５℃の温度範囲に再加熱し、その温度に１sec
以上保持した後、１０℃／sec 以上の速度で冷却し、次
いで、３５０〜４５０℃の温度範囲で３０sec 以上保持
し次いで常温まで冷却した後、巻き取る。
洗した後、連続焼鈍設備において、Ａｃ3 −２５℃〜Ａ
ｃ3 ＋２５℃の温度範囲に再加熱し、その温度に１sec
以上保持した後、１０℃／sec 以上の速度で冷却し、次
いで、３５０〜４５０℃の温度範囲で３０sec 以上保持
し次いで常温まで冷却した後、巻き取る。
【００３２】次に、この発明において連続焼鈍設備にお
ける熱処理条件を、上述したように限定した理由につい
て述べる。 再加熱条件：熱延鋼帯に対し、その長手方向および幅方
向でミクロ組織が、フェライト＋パーライト、フェライ
ト＋ベイナイト、フェライト＋マルテンサイトなどと異
なっていても、熱処理によって均一な機械的性質を付与
するためには、場所によらず同一なミクロ組織とする必
要がある。
ける熱処理条件を、上述したように限定した理由につい
て述べる。 再加熱条件：熱延鋼帯に対し、その長手方向および幅方
向でミクロ組織が、フェライト＋パーライト、フェライ
ト＋ベイナイト、フェライト＋マルテンサイトなどと異
なっていても、熱処理によって均一な機械的性質を付与
するためには、場所によらず同一なミクロ組織とする必
要がある。
【００３３】熱処理前の不均一なミクロ組織を、熱処理
後に同一で均一なミクロ組織とするためには、フェライ
ト＋オーステナイト２相域でも、オーステナイトの体積
率が８０％以上になるＡｃ3 変態点直下から、オーステ
ナイト単相となるＡｃ3 変態点直上の温度領域、即ち、
Ａｃ3 −２５℃〜Ａｃ3 ＋２５℃の温度領域で再加熱
し、且つ、その温度に１sec 以上保持することが必要で
ある。
後に同一で均一なミクロ組織とするためには、フェライ
ト＋オーステナイト２相域でも、オーステナイトの体積
率が８０％以上になるＡｃ3 変態点直下から、オーステ
ナイト単相となるＡｃ3 変態点直上の温度領域、即ち、
Ａｃ3 −２５℃〜Ａｃ3 ＋２５℃の温度領域で再加熱
し、且つ、その温度に１sec 以上保持することが必要で
ある。
【００３４】従って、この発明においては、連続焼鈍設
備における鋼帯に対する再加熱温度を上述した範囲に限
定した。これによって、鋼帯の組織を、熱処理後に均一
なミクロ組織とすることができる。
備における鋼帯に対する再加熱温度を上述した範囲に限
定した。これによって、鋼帯の組織を、熱処理後に均一
なミクロ組織とすることができる。
【００３５】冷却・保持条件：上述した条件で鋼帯を再
加熱し、オーステナイトの体積率が８０％以上のフェラ
イト＋オーステナイト２相組織またはオーステナイト単
相組織とした後、１０℃／sec 以上の速度で冷却し、次
いで、３５０〜４５０℃の温度範囲で３０sec以上保持
し、常温まで冷却した後、巻き取る。
加熱し、オーステナイトの体積率が８０％以上のフェラ
イト＋オーステナイト２相組織またはオーステナイト単
相組織とした後、１０℃／sec 以上の速度で冷却し、次
いで、３５０〜４５０℃の温度範囲で３０sec以上保持
し、常温まで冷却した後、巻き取る。
【００３６】冷却速度を１０℃／sec 以上とした理由
は、途中でオーステナイトがパ−ライトに変態するのを
抑制し、ベイナイト変態させるためである。また、保持
温度を３５０〜４５０℃の範囲とし、この温度で３０se
c 以上保持する理由は、ベイナイト変態に進行させるた
めであり、ベイナイト変態が進むに従って、残っている
オーステナイトにＣが濃化して安定性が高まり、常温に
冷却してもオーステナイトが残留しやすくなる。
は、途中でオーステナイトがパ−ライトに変態するのを
抑制し、ベイナイト変態させるためである。また、保持
温度を３５０〜４５０℃の範囲とし、この温度で３０se
c 以上保持する理由は、ベイナイト変態に進行させるた
めであり、ベイナイト変態が進むに従って、残っている
オーステナイトにＣが濃化して安定性が高まり、常温に
冷却してもオーステナイトが残留しやすくなる。
【００３７】保持温度が４５０℃を超えると、オーステ
ナイトがパーライトに変態し、一方、保持温度が３５０
℃未満では、オーステナイトがマルテンサイトに変態す
るため、残留オーステナイトの体積率を５％以上に確保
することができなくなる。なお、ベイナイト変態をさ
せ、オーステナイトにＣを濃化させ安定性を高めるため
には、この温度範囲で３０sec 以上保持することが必要
である。
ナイトがパーライトに変態し、一方、保持温度が３５０
℃未満では、オーステナイトがマルテンサイトに変態す
るため、残留オーステナイトの体積率を５％以上に確保
することができなくなる。なお、ベイナイト変態をさ
せ、オーステナイトにＣを濃化させ安定性を高めるため
には、この温度範囲で３０sec 以上保持することが必要
である。
【００３８】
【実施例】次に、この発明を実施例により、比較例と対
比しながら説明する。表１に示す、本発明の範囲内の化
学成分組成を有する鋼Ａ〜Ｆ、および、本発明の範囲外
の鋼Ｇ〜Ｍを転炉にて溶製し、次いで、連続鋳造するこ
とによってスラブを調製した。
比しながら説明する。表１に示す、本発明の範囲内の化
学成分組成を有する鋼Ａ〜Ｆ、および、本発明の範囲外
の鋼Ｇ〜Ｍを転炉にて溶製し、次いで、連続鋳造するこ
とによってスラブを調製した。
【００３９】
【表１】
【００４０】上記スラブを、表２に示す本発明の範囲内
および範囲外の圧延条件で熱間圧延し、板厚１．６ mm
の熱延鋼帯を調製した。得られた熱延鋼帯に対し、酸洗
後、同じく表２に示す本発明の範囲内および範囲外の熱
処理条件で熱処理を施し、次いで、１％のスキンパス圧
延を施して、本発明供試体No. １〜１０および比較用供
試体No. １から１１を調製した。
および範囲外の圧延条件で熱間圧延し、板厚１．６ mm
の熱延鋼帯を調製した。得られた熱延鋼帯に対し、酸洗
後、同じく表２に示す本発明の範囲内および範囲外の熱
処理条件で熱処理を施し、次いで、１％のスキンパス圧
延を施して、本発明供試体No. １〜１０および比較用供
試体No. １から１１を調製した。
【００４１】このようにして調製された本発明供試体お
よび比較用供試体の各々について、下記によりその残留
オーステナイト体積率および機械的性質を調べ、表２に
併せて示した。
よび比較用供試体の各々について、下記によりその残留
オーステナイト体積率および機械的性質を調べ、表２に
併せて示した。
【００４２】
【表２】
【００４３】引張り試験：引張り試験は、板幅中央部と
エッジ部から２５ｍｍの位置から圧延方向にＪＩＳ５号
試験片を 切り出して行い、幅中央部の機械的性質と幅
方向の変動を評価した。
エッジ部から２５ｍｍの位置から圧延方向にＪＩＳ５号
試験片を 切り出して行い、幅中央部の機械的性質と幅
方向の変動を評価した。
【００４４】穴広げ試験：穴広げ試験は、１５０×１５
０ｍｍの試験片の中央部に直径１０ｍｍの穴を打抜き、
生成した バリをポンチ側とし、これを頂角６０°の円
錐ポンチで押し広げ、穴縁に板厚を貫通して亀裂が入っ
た時点での穴径を測定し、次式により穴広がり率（λ）
を求めた。
０ｍｍの試験片の中央部に直径１０ｍｍの穴を打抜き、
生成した バリをポンチ側とし、これを頂角６０°の円
錐ポンチで押し広げ、穴縁に板厚を貫通して亀裂が入っ
た時点での穴径を測定し、次式により穴広がり率（λ）
を求めた。
【００４５】 穴広がり率（λ）＝（ｄf −ｄo ）／ｄo ×１００
（％） 但し、ｄo ：初期穴径、 ｄf ：破断時の穴径。 残留オーステナイト体積率（γ）：残留オーステナイト
体積率（γ）は、供試体の板厚１／４のオーステナイト
量をＸ線回析により測定することによって求めた。
（％） 但し、ｄo ：初期穴径、 ｄf ：破断時の穴径。 残留オーステナイト体積率（γ）：残留オーステナイト
体積率（γ）は、供試体の板厚１／４のオーステナイト
量をＸ線回析により測定することによって求めた。
【００４６】表２から明らかなように、本発明の範囲内
の成分組成を有し且つ本発明の範囲内の熱延条件お よ
び熱処理条件で調製した本発明供試体No. １〜１０は、
いずれも残留オーステナイト体積率（γ）が５％以上で
あって、良好な伸びおよび穴広がり率（λ）を有してお
り、且つ、幅方向の引張り強さ（ＴＳ）の変動は５０Ｍ
Ｐａ以内であって、機械的性質の均一性も良好であっ
た。
の成分組成を有し且つ本発明の範囲内の熱延条件お よ
び熱処理条件で調製した本発明供試体No. １〜１０は、
いずれも残留オーステナイト体積率（γ）が５％以上で
あって、良好な伸びおよび穴広がり率（λ）を有してお
り、且つ、幅方向の引張り強さ（ＴＳ）の変動は５０Ｍ
Ｐａ以内であって、機械的性質の均一性も良好であっ
た。
【００４７】これに対し、化学成分組成が本発明の範囲
内である鋼（Ｃ）を使用しても、熱処理条件のうち再加
熱温度が本発明の範囲を外れて低い比較用供試体Ｎｏ．
１およびＮｏ．２は、幅方向中央部の伸びおよび穴広げ
率（λ）は良好であったが、幅方向の引張り強さ（Ｔ
Ｓ）の変動が５０ＭＰａ以上であって大きかった。
内である鋼（Ｃ）を使用しても、熱処理条件のうち再加
熱温度が本発明の範囲を外れて低い比較用供試体Ｎｏ．
１およびＮｏ．２は、幅方向中央部の伸びおよび穴広げ
率（λ）は良好であったが、幅方向の引張り強さ（Ｔ
Ｓ）の変動が５０ＭＰａ以上であって大きかった。
【００４８】また、同じく、成分組成が本発明の範囲内
である鋼（Ｃ）を使用しても、熱処理条件のうち、再加
熱温度が本発明の範囲を超えて高い比較用供試体Ｎｏ．
３は、残留オーステナイト量（γ）が少なく、良好な伸
びが得られなかった。
である鋼（Ｃ）を使用しても、熱処理条件のうち、再加
熱温度が本発明の範囲を超えて高い比較用供試体Ｎｏ．
３は、残留オーステナイト量（γ）が少なく、良好な伸
びが得られなかった。
【００４９】同じく、成分組成が本発明の範囲内である
鋼（Ｃ）を使用しても、熱延時の巻取り温度が本発明の
範囲を超えて高い比較用供試体Ｎｏ．４は、熱延鋼帯の
ミクロ組織即ちフェライト結晶粒およびセメンタイトが
粗大化しており、熱処理後の残留オーステナイト体積率
（γ）は５％以上であっても穴広がり率（λ）が悪く、
幅方向の機械的性質の変動も大きかった。
鋼（Ｃ）を使用しても、熱延時の巻取り温度が本発明の
範囲を超えて高い比較用供試体Ｎｏ．４は、熱延鋼帯の
ミクロ組織即ちフェライト結晶粒およびセメンタイトが
粗大化しており、熱処理後の残留オーステナイト体積率
（γ）は５％以上であっても穴広がり率（λ）が悪く、
幅方向の機械的性質の変動も大きかった。
【００５０】熱延条件および熱処理条件が本発明の範囲
内であっても、鋼の成分組成が本発明の範囲を外れてい
るものは、残留オーステナイト量（γ）が本発明の範囲
外で、良好な伸びが得られなかったり、あるいは、残留
オーステナイト量（γ）が本発明の範囲内で良好な伸び
は得られたものの、穴広がり率（λ）が悪かった。
内であっても、鋼の成分組成が本発明の範囲を外れてい
るものは、残留オーステナイト量（γ）が本発明の範囲
外で、良好な伸びが得られなかったり、あるいは、残留
オーステナイト量（γ）が本発明の範囲内で良好な伸び
は得られたものの、穴広がり率（λ）が悪かった。
【００５１】即ち、Ｃ量が本発明の範囲を外れて少ない
比較用供試体Ｎｏ．５は、残留オーステナイト体積率
（γ）が少なく良好な伸びは得られなかった。Ｃ量が本
発明の範囲を超えて多い比較用供試体Ｎｏ．６は、残留
オーステナイト量（γ）は５％以上で機械的性質は良好
であったが、スポット溶接性が悪く、実用的ではなかっ
た。
比較用供試体Ｎｏ．５は、残留オーステナイト体積率
（γ）が少なく良好な伸びは得られなかった。Ｃ量が本
発明の範囲を超えて多い比較用供試体Ｎｏ．６は、残留
オーステナイト量（γ）は５％以上で機械的性質は良好
であったが、スポット溶接性が悪く、実用的ではなかっ
た。
【００５２】Ｓｉ量が本発明の範囲を外れて少ない比較
用供試体Ｎｏ．７は、残留オーステナイト体積率（γ）
が０で、良好な伸びは得られなかった。また、Ｓｉ量が
本発明の範囲を超えて多い比較用供試体Ｎｏ．８は、残
留オーステナイト量（γ）は５％以上であったが、酸洗
でのフラッシュ溶接性が劣っていた。
用供試体Ｎｏ．７は、残留オーステナイト体積率（γ）
が０で、良好な伸びは得られなかった。また、Ｓｉ量が
本発明の範囲を超えて多い比較用供試体Ｎｏ．８は、残
留オーステナイト量（γ）は５％以上であったが、酸洗
でのフラッシュ溶接性が劣っていた。
【００５３】Ｍｎ量が本発明の範囲を外れて少ない比較
用供試体Ｎｏ．９も、残留オーステナイト体積率（γ）
が少なく、良好な伸びは得られなかった。Ｍｎ量が本発
明の範囲を超えて多い比較用供試体Ｎｏ．１０は、残留
オーステナイト体積率（γ）が少ない上、穴広がり率
（λ）も悪かった。Ｐ量が本発明の範囲を超えて多い比
較用供試体Ｎｏ．１１は、残留オーステナイト体積率
（γ）は５％以上であったが、穴広がり率（λ）が低か
った。
用供試体Ｎｏ．９も、残留オーステナイト体積率（γ）
が少なく、良好な伸びは得られなかった。Ｍｎ量が本発
明の範囲を超えて多い比較用供試体Ｎｏ．１０は、残留
オーステナイト体積率（γ）が少ない上、穴広がり率
（λ）も悪かった。Ｐ量が本発明の範囲を超えて多い比
較用供試体Ｎｏ．１１は、残留オーステナイト体積率
（γ）は５％以上であったが、穴広がり率（λ）が低か
った。
【００５４】
【発明の効果】以上述べたように、この発明によれば、
材質の変動が大きくても、熱延鋼帯の長手方向および幅
方向における材質の均一性を、熱処理によって安定して
高めることができ、残留オーステナイトを５% 以上含有
する、加工性に優れた５９０〜７８０ＭＰａ級の高張力
熱延鋼板を製造することができる、工業上有用な効果が
もたらされる。
材質の変動が大きくても、熱延鋼帯の長手方向および幅
方向における材質の均一性を、熱処理によって安定して
高めることができ、残留オーステナイトを５% 以上含有
する、加工性に優れた５９０〜７８０ＭＰａ級の高張力
熱延鋼板を製造することができる、工業上有用な効果が
もたらされる。
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０８〜０．２０mass% 、 Ｓｉ：０．８０〜１．８０mass% 、 Ｍｎ：１．０ 〜２．０ mass% 、および、 Ｐ：０．００５〜０．０４mass% を含有する化学成分組成を有する鋼片を調製し、 前記鋼片を、仕上げ圧延温度Ａｒ3 点以上、巻取り温度
６５０℃以下の条件で連続的に熱間圧延して熱延鋼帯を
調製し、 前記熱延鋼帯を酸洗した後、酸洗された熱延鋼帯に対
し、連続焼鈍設備において、Ａｃ3 −２５℃〜Ａｃ3 ＋
２５℃の温度範囲に再加熱し、その温度に１sec以上保
持した後、１０℃／sec 以上の速度で冷却し、次いで、
３５０〜４５０℃の温度範囲で３０sec 以上保持した
後、常温まで冷却し、次いで、これを巻き取ることによ
り、残留オーステナイトを５％以上含有する、材質の均
一性に優れた高張力熱延鋼板を製造することを特徴とす
る、加工性の優れた高張力熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14883698A JP3475788B2 (ja) | 1998-05-29 | 1998-05-29 | 加工性の優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14883698A JP3475788B2 (ja) | 1998-05-29 | 1998-05-29 | 加工性の優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11343521A true JPH11343521A (ja) | 1999-12-14 |
| JP3475788B2 JP3475788B2 (ja) | 2003-12-08 |
Family
ID=15461828
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14883698A Expired - Fee Related JP3475788B2 (ja) | 1998-05-29 | 1998-05-29 | 加工性の優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3475788B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003055716A (ja) * | 2001-08-17 | 2003-02-26 | Nkk Corp | 高加工性高強度熱延鋼板の製造方法 |
| US6818079B2 (en) | 1999-09-19 | 2004-11-16 | Nkk Corporation | Method for manufacturing a steel sheet |
| WO2016021195A1 (ja) * | 2014-08-07 | 2016-02-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
-
1998
- 1998-05-29 JP JP14883698A patent/JP3475788B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6818079B2 (en) | 1999-09-19 | 2004-11-16 | Nkk Corporation | Method for manufacturing a steel sheet |
| JP2003055716A (ja) * | 2001-08-17 | 2003-02-26 | Nkk Corp | 高加工性高強度熱延鋼板の製造方法 |
| WO2016021195A1 (ja) * | 2014-08-07 | 2016-02-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP5967320B2 (ja) * | 2014-08-07 | 2016-08-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JPWO2016021195A1 (ja) * | 2014-08-07 | 2017-04-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3475788B2 (ja) | 2003-12-08 |
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