JPS5848616B2 - 延性の優れた低降伏比熱延高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
延性の優れた低降伏比熱延高張力鋼板の製造方法Info
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- JPS5848616B2 JPS5848616B2 JP3881778A JP3881778A JPS5848616B2 JP S5848616 B2 JPS5848616 B2 JP S5848616B2 JP 3881778 A JP3881778 A JP 3881778A JP 3881778 A JP3881778 A JP 3881778A JP S5848616 B2 JPS5848616 B2 JP S5848616B2
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は延性の優れた低降伏比熱延高張力鋼板の製造方
法に関するものである。
法に関するものである。
従来ホットストリップミルで製造される比較的薄手の加
工用熱延高張力鋼板は自動車の軽量化の目的に適したも
のであるため潜在的需要が強いにもかかわらず、降状点
が高いため加工がし難く、また伸びが低くて厳しい加工
に耐えられないなど使用面からの制約と、Ｍｂ，Ｖ，Ｔ
ｉなとの析出強化元素、または２％を超える程度のＭｎ
量の増加、Ｎ ｉｐ Ｃ ｒ ｖ Ｍｏなどの焼入性向
上効果をもつ元素の添加またはホットコイルの再熱処理
を必要とするなどによるコスト上昇に伴う価格面の制約
が強く、広く使用されるまでに至っていない。
工用熱延高張力鋼板は自動車の軽量化の目的に適したも
のであるため潜在的需要が強いにもかかわらず、降状点
が高いため加工がし難く、また伸びが低くて厳しい加工
に耐えられないなど使用面からの制約と、Ｍｂ，Ｖ，Ｔ
ｉなとの析出強化元素、または２％を超える程度のＭｎ
量の増加、Ｎ ｉｐ Ｃ ｒ ｖ Ｍｏなどの焼入性向
上効果をもつ元素の添加またはホットコイルの再熱処理
を必要とするなどによるコスト上昇に伴う価格面の制約
が強く、広く使用されるまでに至っていない。
本発明者らはこれらの点を解決するため、先に基本的に
Ｃ０．０５ 〜０．１５％，Ｓｉ≦０．７％，Ｍｎ０．
８〜２．０％を含む成分鋼を熱延後Ａｒ３点超の温度か
ら急冷し３００℃以下の捲取温度で捲取ることを特徴と
する高延性低降伏比熱延高張力薄鋼板の製造方法（以下
先発明という）を発明した。
Ｃ０．０５ 〜０．１５％，Ｓｉ≦０．７％，Ｍｎ０．
８〜２．０％を含む成分鋼を熱延後Ａｒ３点超の温度か
ら急冷し３００℃以下の捲取温度で捲取ることを特徴と
する高延性低降伏比熱延高張力薄鋼板の製造方法（以下
先発明という）を発明した。
先発明は従来熱延コイルを再焼鈍後急冷することにより
得ていたフエライトおよび低温変態相を含む複合組織鋼
を圧延ままで得る技術的、経済的に優れた方法であるが
、捲取温度が厳しく制限される。
得ていたフエライトおよび低温変態相を含む複合組織鋼
を圧延ままで得る技術的、経済的に優れた方法であるが
、捲取温度が厳しく制限される。
本発明は先発明のこれらの問題を解決しさらに改善する
ものであって、引張強さ５０ｋ９／ｍ１７Ｌ以上、降伏
比７０％以下の延性が極めて優れた熱延高張力鋼板を製
造する方法である。
ものであって、引張強さ５０ｋ９／ｍ１７Ｌ以上、降伏
比７０％以下の延性が極めて優れた熱延高張力鋼板を製
造する方法である。
すなわち、先発明と比較し、異なる点は■捲取温度の上
限を３５０゜Ｃまで緩和すること、■延性を一層向上さ
せることをＳｉ量および圧延仕上温度を成分に適した範
囲に変更することによって可能とすることにある。
限を３５０゜Ｃまで緩和すること、■延性を一層向上さ
せることをＳｉ量および圧延仕上温度を成分に適した範
囲に変更することによって可能とすることにある。
さらに本発明の構成するところを明確に述べると、Ｃ０
．０５ 〜０．１５％， Ｓ ｉ ０．７ １ 〜２．
０％，Ｍｎ０．５〜２．０％を含み、残余は鉄および不
可避不純物からなる鋼を、Ａｒ３点超Ａｒ３”６０℃以
下の温度で圧延を終了し、圧延後はＡｒ３点超の温度か
ら急冷し３５０゜Ｃ以下の温度で捲取ることを特徴とす
る延性の優れた低降伏比熱延高張力鋼板の製造方法であ
り、さらに厳しい曲げ加工、バーリング加工などの用途
にも十分耐えられるように加工性を改善する方法として
、Ｃ０．０５〜０．１５％，ＳｉＯ．７１〜２．０％，
Ｍｎ０．５〜２．０％，Ｓ≦０．０１５％，Ｚｒを２≦
Ｚｒ／Ｓ≦１０または希土類元素（ＲＥＭ）を１．３≦
ＲＥＭ／Ｓ≦５含有し、残余は鉄および不可避不純物か
らなる鋼を、ＡｒＢ点超Ａｒ３ ” ６ ０℃以下の温
度で圧延を終了し、圧延後はＡｒＢ点超の温度から急冷
し３５０℃以下の温度で捲取ることを特徴とする延性の
優れた低降伏比熱延高張力鋼板の製造方法である。
．０５ 〜０．１５％， Ｓ ｉ ０．７ １ 〜２．
０％，Ｍｎ０．５〜２．０％を含み、残余は鉄および不
可避不純物からなる鋼を、Ａｒ３点超Ａｒ３”６０℃以
下の温度で圧延を終了し、圧延後はＡｒ３点超の温度か
ら急冷し３５０゜Ｃ以下の温度で捲取ることを特徴とす
る延性の優れた低降伏比熱延高張力鋼板の製造方法であ
り、さらに厳しい曲げ加工、バーリング加工などの用途
にも十分耐えられるように加工性を改善する方法として
、Ｃ０．０５〜０．１５％，ＳｉＯ．７１〜２．０％，
Ｍｎ０．５〜２．０％，Ｓ≦０．０１５％，Ｚｒを２≦
Ｚｒ／Ｓ≦１０または希土類元素（ＲＥＭ）を１．３≦
ＲＥＭ／Ｓ≦５含有し、残余は鉄および不可避不純物か
らなる鋼を、ＡｒＢ点超Ａｒ３ ” ６ ０℃以下の温
度で圧延を終了し、圧延後はＡｒＢ点超の温度から急冷
し３５０℃以下の温度で捲取ることを特徴とする延性の
優れた低降伏比熱延高張力鋼板の製造方法である。
以下本発明の構成要件について限定理由を説明する。
まず戒分についてはＣはＯ、１５％を超えると加工性、
溶接性を低下させるので望ましくなく、また０．０５％
未満では必要な強度が得られないのでこの範囲とした。
溶接性を低下させるので望ましくなく、また０．０５％
未満では必要な強度が得られないのでこの範囲とした。
Ｓｉは脱酸元素、強化元素として有用であるのみでなく
、本発明においてその特有な効果により、降伏比の低下
を容易にし延性をさらに改善する。
、本発明においてその特有な効果により、降伏比の低下
を容易にし延性をさらに改善する。
その下限は捲取温度との関係で決まり、後述するように
捲取温度を３５０℃以下にするとき７０％以下の降伏比
が得られるＳｉ量はそれぞれ０．５′０ ， ０．７
１および０．９９％Ｓｉを含む鋼の捲取温度と降伏比の
関係を示す第１図から明らかなように０．７１％以上に
なる。
捲取温度を３５０℃以下にするとき７０％以下の降伏比
が得られるＳｉ量はそれぞれ０．５′０ ， ０．７
１および０．９９％Ｓｉを含む鋼の捲取温度と降伏比の
関係を示す第１図から明らかなように０．７１％以上に
なる。
第１図中の曲線１，２，３はそれぞれほぼＣ０．１％
， Ｍｎ １． ０％のベース成分でＳｉ量を０．５０
， ０．７１ ，０．９９％と変えた鋼の場合を示す
。
， Ｍｎ １． ０％のベース成分でＳｉ量を０．５０
， ０．７１ ，０．９９％と変えた鋼の場合を示す
。
さて一方、上限は実用的な強度が得られ、靭性、溶接性
を著るしく損わない範囲として２．０％と定めた。
を著るしく損わない範囲として２．０％と定めた。
Ｍｎは本発明において必須の元素であって、添加量は強
度レベルに従って変え得るが、０．５０％未満では強度
が不足し、降伏比の低下に必要な組織が得られないし、
２．０％を超えると延性、溶接性を害するのでこれを上
限とした。
度レベルに従って変え得るが、０．５０％未満では強度
が不足し、降伏比の低下に必要な組織が得られないし、
２．０％を超えると延性、溶接性を害するのでこれを上
限とした。
さらに、曲げ性、伸びフランジ性など圧延方向に延伸し
た介在物の影響を受ける特性を改善した鋼板の製造方法
としてＳを制限するのはＭｎＳ系の介在物を減少させ、
Ｚｒ，ＲＥＭの添加量を少くするためで上限を０．０１
５％とする。
た介在物の影響を受ける特性を改善した鋼板の製造方法
としてＳを制限するのはＭｎＳ系の介在物を減少させ、
Ｚｒ，ＲＥＭの添加量を少くするためで上限を０．０１
５％とする。
硫化物形状制御元素であるＺｒ，ＲＥＭのＳ量に対する
添加範囲はこれらの元素の０，Ｎなどとの結合力により
異なるので、２≦Ｚ ｒ ／ Ｓ≦１０．１．３≦ＲＥ
Ｍ／Ｓ≦５が適当である。
添加範囲はこれらの元素の０，Ｎなどとの結合力により
異なるので、２≦Ｚ ｒ ／ Ｓ≦１０．１．３≦ＲＥ
Ｍ／Ｓ≦５が適当である。
この下限はいずれもＭｎＳを熱間で塑性加工が容易でな
い硫化物組或に変えるのに必要な量であり、上限は各元
素の硫化物形状改善効果が飽和し、それ以上の添加は酸
化物系の介在物が増加し加工性を逆に低下させるために
制限を受ける。
い硫化物組或に変えるのに必要な量であり、上限は各元
素の硫化物形状改善効果が飽和し、それ以上の添加は酸
化物系の介在物が増加し加工性を逆に低下させるために
制限を受ける。
以上の戒分の鋼の製造は通常の製鋼法によって良く、鋼
片の製造は造塊一分塊圧延、連続鋳造のいずれによるも
差支えない。
片の製造は造塊一分塊圧延、連続鋳造のいずれによるも
差支えない。
次に本発明の圧延条件について述べる。
加熱は通常のスラブ加熱炉により加熱後圧延するかまた
は分塊圧延後直ちに圧延するかはいずれでも良く、通常
高張力鋼板において添加されているＮｂ，Ｖなどの元素
を必要としないので炭窒化物の溶体化の点からの加熱温
度の制限はなく、圧延終了温度を得るのに必要な最低の
温度で良い。
は分塊圧延後直ちに圧延するかはいずれでも良く、通常
高張力鋼板において添加されているＮｂ，Ｖなどの元素
を必要としないので炭窒化物の溶体化の点からの加熱温
度の制限はなく、圧延終了温度を得るのに必要な最低の
温度で良い。
圧延終了温度はＡｒＢ点超Ａｒ３＋６０℃に限定する。
本発明においてＡｒＢ点超とはＡｒＢ点を１℃以上超え
る温度を指す。
る温度を指す。
この理由は次の通りである。圧延仕上温度と降伏比の関
係を示す第２図において、曲線４，５はそれぞれ０．１
２％Ｃ ， ０．７ １％Ｓｉ ， １．１０％Ｍｎを
含む鋼を捲取温度３５０℃および３００℃で製造した場
合を示す。
係を示す第２図において、曲線４，５はそれぞれ０．１
２％Ｃ ， ０．７ １％Ｓｉ ， １．１０％Ｍｎを
含む鋼を捲取温度３５０℃および３００℃で製造した場
合を示す。
これから明らかなように捲取温度が３５０℃のときは圧
延仕上温度が鵠〜Ａｒ３”６０℃の間で７０％以下の降
伏比が得られる。
延仕上温度が鵠〜Ａｒ３”６０℃の間で７０％以下の降
伏比が得られる。
この例ではＡｒ３以下の温度においても若干の範囲にお
いて、降伏比が低下するが、初析フエライトを含む温度
域での加工となるため、加工されたまたは加工後回復し
たフエライトの割合が増えるに従って降伏比の上昇を招
くことが分っているので下限をＡｒＢ点超に定めた。
いて、降伏比が低下するが、初析フエライトを含む温度
域での加工となるため、加工されたまたは加工後回復し
たフエライトの割合が増えるに従って降伏比の上昇を招
くことが分っているので下限をＡｒＢ点超に定めた。
圧延後はＡ ｒ ３超の温度からただちに冷却するが、
これは多くのフエライトを均一に析出させるための処理
である。
これは多くのフエライトを均一に析出させるための処理
である。
すなわち冷却初期においてはオーステナイト中のＣ濃度
が比較的低くかつ加工歪が導入されているため焼入性が
低下しており、初析フエライトが出現する。
が比較的低くかつ加工歪が導入されているため焼入性が
低下しており、初析フエライトが出現する。
しかしフエライトの析出および戒長とともに残留オース
テナイト中のＣ温度が高くなるにつれて焼入性が高くな
り、変態中に特に冷却速度を増さなくとも残留オーステ
ナイトがペイナイトまたはマルテンサイトになる。
テナイト中のＣ温度が高くなるにつれて焼入性が高くな
り、変態中に特に冷却速度を増さなくとも残留オーステ
ナイトがペイナイトまたはマルテンサイトになる。
次に本発明のもう一つの重要な構成要件である捲取温度
については、第１図からＳｉ≧０．７１％を含む本発明
の成分鋼で捲取温度を３５０℃以下にすれば降伏比７０
％以下になることがわかる。
については、第１図からＳｉ≧０．７１％を含む本発明
の成分鋼で捲取温度を３５０℃以下にすれば降伏比７０
％以下になることがわかる。
したがって、本発明においてはＳｉ量を高くすることに
より、捲取温度範囲をより拡げることができる。
より、捲取温度範囲をより拡げることができる。
以下、本発明の効果を実施例において説明する。
第１表に転炉で溶製、造塊、分塊圧延を行った鋼片をホ
ットストリップミルにより２．０關に圧延した鋼板の化
学成分および圧延条件を示す。
ットストリップミルにより２．０關に圧延した鋼板の化
学成分および圧延条件を示す。
圧延条件は仕上出口温度とＡｒ３変態点の差（ＦＴ−Ａ
ｒ３）および捲取温度（ＣＴ）、急冷開始温度を示した
。
ｒ３）および捲取温度（ＣＴ）、急冷開始温度を示した
。
この表の中、鋼Ａ−Ｃ，Ｆ，ＧはＡｌ−Ｓｉキルド鋼、
Ｄ，ＥはＳｉキルド鋼である。
Ｄ，ＥはＳｉキルド鋼である。
第２表には第１表で得られた鋼板の機械試験値を示す。
引張試畳簀験はＪＩＳ５号Ｃ方向試険片、曲げ試験は１
５０山幅のＣ方向試験片（端面シャー切断まま）、孔拡
げ試験は２０ｍｍ径の打抜き孔試験片を用いて行った。
５０山幅のＣ方向試験片（端面シャー切断まま）、孔拡
げ試験は２０ｍｍ径の打抜き孔試験片を用いて行った。
曲げ試験の限界曲げ半径は１８００曲げの時、クラツク
長さが試験片幅の１０％以下である最小曲げ半径と定め
た。
長さが試験片幅の１０％以下である最小曲げ半径と定め
た。
プレス成形性試験はブランク径２００ｍＨポンチ径１０
０ ｍｍ， しわ抑え力６ ０ ｔ ｏｎで行った。
０ ｍｍ， しわ抑え力６ ０ ｔ ｏｎで行った。
鋼Ａ，Ｄ，Ｅ，Ｇは本発明範囲の戒分、圧延条件に含ま
れ、十分な強度と共に低い降伏比、特に延性が優れてい
る。
れ、十分な強度と共に低い降伏比、特に延性が優れてい
る。
この中、Ａ．ＥはＲＥＭおよびＺｒ添加により曲げ性、
伸びフランジ性を改善した例である。
伸びフランジ性を改善した例である。
一方、鋼Ｂは捲取温度が本発明範囲を外れており、Ａと
同一戒分てあっても強度の低下、降伏比の上昇を示して
いる。
同一戒分てあっても強度の低下、降伏比の上昇を示して
いる。
しかし、伸びは十分高い値を示しており、高降伏比にも
拘らず延性が優れているのが低温圧延高Ｓｉ鋼の特徴で
ある。
拘らず延性が優れているのが低温圧延高Ｓｉ鋼の特徴で
ある。
鋼Ｃは仕上出口温度が高いため、本発明の効果が得られ
なかった例であり、この場合には強度のみは鋼中の低温
変態相の増加により高くなるが、降伏比の上昇、延性の
低下を招く。
なかった例であり、この場合には強度のみは鋼中の低温
変態相の増加により高くなるが、降伏比の上昇、延性の
低下を招く。
鋼Ｆは低Ｓｉ成分において高延性一低降伏比高強度鋼板
が得られる先発明の例であり、それ自体として優れた性
質を示しているが、同程度の強度レベルの本発明鋼の方
が優れた延性を示している。
が得られる先発明の例であり、それ自体として優れた性
質を示しているが、同程度の強度レベルの本発明鋼の方
が優れた延性を示している。
以上から明らかなように、本発明は高い強度と低い降伏
比および極めて優れた延性を有する鋼板をＮｂ，Ｖ，Ｔ
ｉなとの元素を使用せずに熱延ままで比較的安価に製造
し得る特にホットストリップミルに適した工業的に優れ
た方法である。
比および極めて優れた延性を有する鋼板をＮｂ，Ｖ，Ｔ
ｉなとの元素を使用せずに熱延ままで比較的安価に製造
し得る特にホットストリップミルに適した工業的に優れ
た方法である。
第１図は捲取温度と降伏比の関係を示す図、第２図は０
．１２％Ｃ，０．７１％Ｓｉ，１．１０％Ｍｎを含む鋼
の圧延仕上温度と降伏比の関係を示す図である。
．１２％Ｃ，０．７１％Ｓｉ，１．１０％Ｍｎを含む鋼
の圧延仕上温度と降伏比の関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｃ０．０５〜０．１５％，Ｓｉ０．７１〜２．０
％，Ｍｎ０．５〜２、Ｏ％を含み、残余は鉄および不可
避不純物からなる鋼を、Ａｒ３点超Ａｒ３＋６０℃以下
の温度で圧延を終了し、圧延後は直ちにＡｒ３点超の温
度から急冷し３５０℃以下の温度で捲取ることを特徴と
する延性の優れた低降伏比熱延高張力鋼板の製造方法。 ２ Ｃ０．０５〜０，１５％，ＳｉＯ．７１〜２．０
％，Ｍｎ ０． ５ 〜２． ０％，Ｓ≦０．０１５％
，Ｚｒを２≦Ｚｒ／Ｓ≦１０または希土類元素（ＲＥＭ
）Ｇ１．３≦ＲＥＭ／Ｓ≦５含有し、残余は鉄および不
可避不純物からなる鋼を、Ａ ｒ ３点超Ａｒ３＋６０
℃以下の温度で圧延を終了し、圧延後は直ちにＡｒ３点
超の温度から急冷し３５０’Ｃ以下の温度で捲取ること
を特徴とする延性の優れた低降伏比熱延高張力鋼板の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3881778A JPS5848616B2 (ja) | 1978-04-04 | 1978-04-04 | 延性の優れた低降伏比熱延高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3881778A JPS5848616B2 (ja) | 1978-04-04 | 1978-04-04 | 延性の優れた低降伏比熱延高張力鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS54131524A JPS54131524A (en) | 1979-10-12 |
| JPS5848616B2 true JPS5848616B2 (ja) | 1983-10-29 |
Family
ID=12535812
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3881778A Expired JPS5848616B2 (ja) | 1978-04-04 | 1978-04-04 | 延性の優れた低降伏比熱延高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5848616B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5914092B2 (ja) * | 1980-03-26 | 1984-04-03 | 住友金属工業株式会社 | 高延性および低降伏比を有する複合組織型高張力熱延鋼板の製造法 |
| JPS5811734A (ja) * | 1981-07-15 | 1983-01-22 | Nippon Steel Corp | 加工性、溶接性の優れた高強度熱延鋼板の製造法 |
| JPS59177325A (ja) * | 1983-03-28 | 1984-10-08 | Nippon Steel Corp | 高強度熱延ベイナイト鋼板の製造方法 |
-
1978
- 1978-04-04 JP JP3881778A patent/JPS5848616B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS54131524A (en) | 1979-10-12 |
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