JPS622611B2 - - Google Patents
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- JPS622611B2 JPS622611B2 JP57012277A JP1227782A JPS622611B2 JP S622611 B2 JPS622611 B2 JP S622611B2 JP 57012277 A JP57012277 A JP 57012277A JP 1227782 A JP1227782 A JP 1227782A JP S622611 B2 JPS622611 B2 JP S622611B2
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- JP
- Japan
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- steel
- temperature
- low
- yield ratio
- phase
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
Links
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は、加工性に優れた高強度低降伏比複合
組織熱延鋼板に関するものである。ここに低降伏
比とは降伏強度（YS）÷引張強度（TS）の値が
0.6以下であることを言い、複合組織とはフエラ
イト相と急冷変態相（マルテンサイトを主とし、
若干のベイナイトおよび残留オーステナイトをも
一般に含む）とから成る組織を言う。 低降伏比複合組織鋼板は、その優れた強度・延
性関係の故に、近年自動車産業等において加工用
材料として採用されつつあり、熱延においてこれ
を製造する技術についても、低温仕上・超低温
（概ね300℃程度以下）巻取による方法が既に提唱
されている（例えば特許公告昭55−49135、特許
公開昭56−29624等）。従つてこの種の技術パター
ンは、既に概ね確立されたと言つてよい現状であ
る。 しかし乍ら、これら先発明にては、例えば引張
強度60Kg/mm2級程度の鋼板を得るに、一般にMn量
1.3以上、あるいは、Mn量の少ない場合（1.1〜
1.3％）ならばSi量１％程度以上を鋼成分として
含ませる必要のあるのが一般であつて（例えば特
開昭56−29624）、コスト増のほか、熱延時の脱ス
ケール性あるいは製品として使用した際の塗装密
着性等に必ずしも問題なしとしない。 本発明は、微量のＢを添加することによりこれ
らMn、Si等の鋼成分を著しく低減せしめて、先
発明の複合組織鋼板と同等の材質を得ることを可
能にし、もつて如上のコスト問題・脱スケール性
あるいは使用特性に関する問題の解決を可能なら
しめたものである。 Ｂ添加により鋼の焼入性が向上し、オーステナ
イト単相からの焼入れの場合には、同一強度を得
べき成分元素量が低減されることは公知である。
しかし乍ら、本技術における如く連続熱延条件と
の関連において、低降伏比ならびに良好な延性を
得べき成分、工程要因を数える公知の成果は皆無
である。何とならば、複合組織鋼板は、フエライ
ト相とオーステナイト相が共存する状態から急冷
することによつて得られるものであり、このよう
な２相共存状態からのオーステナイト焼入性に対
するＢの影響が未知であるのみか、Ｂを含む鋼で
の２相共存状態が連続熱延仕上条件によつて如何
に変化するかも全く未知であるからである。 本発明者らは、Ｂを含有する本発明成分範囲の
鋼において、低降伏比および良好な延性を得べき
熱延仕上条件として仕上出側温度が特に重要であ
り、且つその温度範囲が先発明特開昭56−29624
でのＣ―Mn―Si鋼等の場合よりも著しく限定さ
れたものとなることを発見し、鋼成分として微量
のＢを含む場合には、Ｃ、MnおよびSi各含有量
との関連において、好ましい仕上出側温度FTが
一定の規範に従うことを見出した。かくの如き仕
上出側温度FTをもつて熱延し、急冷して超低温
巻取を行えば、先発明よりも著しくMnあるいは
Siの少ない鋼にて、加工性に優れた低降伏比高強
度複合組織鋼板が得られるのである。 本発明の特徴を述べれば、C0.03〜0.12％、
Mn0.7〜1.3％、Si0.01〜0.9％、Al 0.01〜0.1％、
B0.0005〜0.005％を含み、Ｎ0.006％、残部Fe
および不可避不純物からなる鋼を熱延し、仕上出
側温度FTを鋼成分重量％との関連において FT（℃）＝953−400×（Ｃ％）−133 ×（Mn％）＋40×（Si％）＋４０ −２０ の式で与えられる温度範囲とし、20〜200℃／秒
の平均冷却速度にて300℃以下の温度に至らしめ
て巻取ることにより成る加工用高強度低降伏比複
合組織熱延鋼板の製造方法である。 上記の如き技術条件の限定理由を述べれば次の
通りである。 Ｃ量は、0.03％未満では十分な引張強度が得ら
れず、0.12％を超えれば熱延仕上終了時点（冷却
開始前）におけるフエライト相とオーステナイト
相の分離が著しく困難となり、軟質フエライト相
に富んだ複合組織を事実上形成し難くなるので、
0.03％Ｃ0.12％とする。 Mn量は、0.7％未満では十分なマルテンサイト
相が得られず、一方1.3％を超えれば、FTを極度
に低くしても、Mnが少ない場合とは逆に全相マ
ルテンサイト化する傾向が強いので、0.7％Mn
1.3％とする。 Siは、延性改善に有効な面と、脱スケール性お
よび塗装密着性を阻害するという悪影響面とを持
つ元素であり、この両面を互に妥協できる成分範
囲として0.01％Si0.9％とする。 Ｂは、0.0005％未満では、引張強度増加作用お
よび降伏比低下作用（マルテンサイト相形成促進
作用にもとづく）が少なく、0.005％を超えれば
これらの作用が飽和し且つ延性が劣化するので、
0.0005％Ｂ0.005％とする。 Ｎは、多量に存在するとＢは結合して窒化物を
形成しＢの作用を無効化するので、Ｎ0.006％
と限定する。 仕上出側温度FTの限定理由は、FTが鋼成分と
の関連において既述の式で与えられる範囲を逸脱
すると、降伏比が増大し且つ延性が劣化するため
である。この式は後述の実施例から求められた実
験式であつて、式から明らかに、或る一定成分に
対するFTの変化制限域は60℃の温度幅になる
が、この温度幅は、例えばＢを含有しない鋼によ
る先発明特開昭56−29624にて与えられた100℃程
度の温度幅に比較して著しく制限される。これ
は、微量のＢにより、熱間圧延を経た状態におい
て望ましいフエライト・オーステナイト２相分離
状態を与える温度域が著しく狭くなつたことによ
るのである。 仕上後の冷却速度は、20℃／秒より小さければ
マルテンサイトが形成されず、200℃／秒より大
きければ延性が劣化する。また巻取温度は300℃
以下としなければ、マルテンサイト相が形成され
ない。 本発明における特に好ましい条件は、C0.04〜
0.08％、Mn0.7〜1.0％、Si0.2〜0.7％、Ｎ＜0.004
％、B0.001〜0.004％、残部Feおよび不可避不純
物の如き範囲の成分鋼を用い、FTを与える式に
従つた仕上出側温度になる如く連続熱延して急
冷、200℃以下の巻取温度として、引張強度50〜
60Kg/mm2級の低降伏比鋼板を得るが如き場合であ
る。何となれば、先発明例えば特開昭56−29624
では、60Kg/mm2級の鋼板を得るには、より高い成
分濃度水準の鋼を使用し、また50Kg/mm2級にて十
分な低降伏比を得るのは、不可能ではないまで
も、かなり困難だからである。 以下、本発明を実施例により説明する。 実施例 １ 分析値がC0.051％、Mn0.99％、Si0.49％、
P0.007％、S0.006％、Al 0.03％、B0.0018％、
N0.002％、残部Feおよび不可避不純物からなる
鋼と、参考のため対応成分にてＢを含まないもの
即ち分析値がC0.050％、Mn1.01％、Si0.45％、
P0.006％、S0.005％、Al 0.04％、N0.002％、残
部Feおよび不可避不純物からなる鋼とを用い
て、1100℃１時間均熱された25mm厚鋼片を出発状
態とし、1030℃にて14mm（１パス目）、950℃にて
5.6mm（２パス目）更に4.0mm（３パス目）の各厚
さになる如くに圧延し、３パス目の圧下終了直後
の温度が700〜900℃間の種々温度となる如くにし
て、50℃／秒の平均冷却速度にて150℃に至らし
め、以後徐冷（20℃／時間）した（即ち巻取温度
150℃の場合のシミユレーシヨン実験を行つた）。
引張試験により得られた鋼板材質を第１図に示
す。この図から、0.05％Ｃ、１％Mn、0.5％Si程
度の成分鋼が、Ｂ添加なしには著しい低降伏比が
得られないこと、Ｂ添加により著しい低降伏比化
と高強度化が達成され、而も延性には悪影響がな
いことがわかる。この成分鋼の場合、降伏比を最
低ならしめるFT（最良FT）は820℃であり、満
足すべき低降伏比（YS／TS0.6）を与える範
囲は最良FT―20℃から最良FT＋40℃の温度域で
ある。 実施例 ２ 第１表に示す各鋼を用いて、実施例１とほぼ同
様な連続熱延実験を行い、第２表に示す結果を得
た。
組織熱延鋼板に関するものである。ここに低降伏
比とは降伏強度（YS）÷引張強度（TS）の値が
0.6以下であることを言い、複合組織とはフエラ
イト相と急冷変態相（マルテンサイトを主とし、
若干のベイナイトおよび残留オーステナイトをも
一般に含む）とから成る組織を言う。 低降伏比複合組織鋼板は、その優れた強度・延
性関係の故に、近年自動車産業等において加工用
材料として採用されつつあり、熱延においてこれ
を製造する技術についても、低温仕上・超低温
（概ね300℃程度以下）巻取による方法が既に提唱
されている（例えば特許公告昭55−49135、特許
公開昭56−29624等）。従つてこの種の技術パター
ンは、既に概ね確立されたと言つてよい現状であ
る。 しかし乍ら、これら先発明にては、例えば引張
強度60Kg/mm2級程度の鋼板を得るに、一般にMn量
1.3以上、あるいは、Mn量の少ない場合（1.1〜
1.3％）ならばSi量１％程度以上を鋼成分として
含ませる必要のあるのが一般であつて（例えば特
開昭56−29624）、コスト増のほか、熱延時の脱ス
ケール性あるいは製品として使用した際の塗装密
着性等に必ずしも問題なしとしない。 本発明は、微量のＢを添加することによりこれ
らMn、Si等の鋼成分を著しく低減せしめて、先
発明の複合組織鋼板と同等の材質を得ることを可
能にし、もつて如上のコスト問題・脱スケール性
あるいは使用特性に関する問題の解決を可能なら
しめたものである。 Ｂ添加により鋼の焼入性が向上し、オーステナ
イト単相からの焼入れの場合には、同一強度を得
べき成分元素量が低減されることは公知である。
しかし乍ら、本技術における如く連続熱延条件と
の関連において、低降伏比ならびに良好な延性を
得べき成分、工程要因を数える公知の成果は皆無
である。何とならば、複合組織鋼板は、フエライ
ト相とオーステナイト相が共存する状態から急冷
することによつて得られるものであり、このよう
な２相共存状態からのオーステナイト焼入性に対
するＢの影響が未知であるのみか、Ｂを含む鋼で
の２相共存状態が連続熱延仕上条件によつて如何
に変化するかも全く未知であるからである。 本発明者らは、Ｂを含有する本発明成分範囲の
鋼において、低降伏比および良好な延性を得べき
熱延仕上条件として仕上出側温度が特に重要であ
り、且つその温度範囲が先発明特開昭56−29624
でのＣ―Mn―Si鋼等の場合よりも著しく限定さ
れたものとなることを発見し、鋼成分として微量
のＢを含む場合には、Ｃ、MnおよびSi各含有量
との関連において、好ましい仕上出側温度FTが
一定の規範に従うことを見出した。かくの如き仕
上出側温度FTをもつて熱延し、急冷して超低温
巻取を行えば、先発明よりも著しくMnあるいは
Siの少ない鋼にて、加工性に優れた低降伏比高強
度複合組織鋼板が得られるのである。 本発明の特徴を述べれば、C0.03〜0.12％、
Mn0.7〜1.3％、Si0.01〜0.9％、Al 0.01〜0.1％、
B0.0005〜0.005％を含み、Ｎ0.006％、残部Fe
および不可避不純物からなる鋼を熱延し、仕上出
側温度FTを鋼成分重量％との関連において FT（℃）＝953−400×（Ｃ％）−133 ×（Mn％）＋40×（Si％）＋４０ −２０ の式で与えられる温度範囲とし、20〜200℃／秒
の平均冷却速度にて300℃以下の温度に至らしめ
て巻取ることにより成る加工用高強度低降伏比複
合組織熱延鋼板の製造方法である。 上記の如き技術条件の限定理由を述べれば次の
通りである。 Ｃ量は、0.03％未満では十分な引張強度が得ら
れず、0.12％を超えれば熱延仕上終了時点（冷却
開始前）におけるフエライト相とオーステナイト
相の分離が著しく困難となり、軟質フエライト相
に富んだ複合組織を事実上形成し難くなるので、
0.03％Ｃ0.12％とする。 Mn量は、0.7％未満では十分なマルテンサイト
相が得られず、一方1.3％を超えれば、FTを極度
に低くしても、Mnが少ない場合とは逆に全相マ
ルテンサイト化する傾向が強いので、0.7％Mn
1.3％とする。 Siは、延性改善に有効な面と、脱スケール性お
よび塗装密着性を阻害するという悪影響面とを持
つ元素であり、この両面を互に妥協できる成分範
囲として0.01％Si0.9％とする。 Ｂは、0.0005％未満では、引張強度増加作用お
よび降伏比低下作用（マルテンサイト相形成促進
作用にもとづく）が少なく、0.005％を超えれば
これらの作用が飽和し且つ延性が劣化するので、
0.0005％Ｂ0.005％とする。 Ｎは、多量に存在するとＢは結合して窒化物を
形成しＢの作用を無効化するので、Ｎ0.006％
と限定する。 仕上出側温度FTの限定理由は、FTが鋼成分と
の関連において既述の式で与えられる範囲を逸脱
すると、降伏比が増大し且つ延性が劣化するため
である。この式は後述の実施例から求められた実
験式であつて、式から明らかに、或る一定成分に
対するFTの変化制限域は60℃の温度幅になる
が、この温度幅は、例えばＢを含有しない鋼によ
る先発明特開昭56−29624にて与えられた100℃程
度の温度幅に比較して著しく制限される。これ
は、微量のＢにより、熱間圧延を経た状態におい
て望ましいフエライト・オーステナイト２相分離
状態を与える温度域が著しく狭くなつたことによ
るのである。 仕上後の冷却速度は、20℃／秒より小さければ
マルテンサイトが形成されず、200℃／秒より大
きければ延性が劣化する。また巻取温度は300℃
以下としなければ、マルテンサイト相が形成され
ない。 本発明における特に好ましい条件は、C0.04〜
0.08％、Mn0.7〜1.0％、Si0.2〜0.7％、Ｎ＜0.004
％、B0.001〜0.004％、残部Feおよび不可避不純
物の如き範囲の成分鋼を用い、FTを与える式に
従つた仕上出側温度になる如く連続熱延して急
冷、200℃以下の巻取温度として、引張強度50〜
60Kg/mm2級の低降伏比鋼板を得るが如き場合であ
る。何となれば、先発明例えば特開昭56−29624
では、60Kg/mm2級の鋼板を得るには、より高い成
分濃度水準の鋼を使用し、また50Kg/mm2級にて十
分な低降伏比を得るのは、不可能ではないまで
も、かなり困難だからである。 以下、本発明を実施例により説明する。 実施例 １ 分析値がC0.051％、Mn0.99％、Si0.49％、
P0.007％、S0.006％、Al 0.03％、B0.0018％、
N0.002％、残部Feおよび不可避不純物からなる
鋼と、参考のため対応成分にてＢを含まないもの
即ち分析値がC0.050％、Mn1.01％、Si0.45％、
P0.006％、S0.005％、Al 0.04％、N0.002％、残
部Feおよび不可避不純物からなる鋼とを用い
て、1100℃１時間均熱された25mm厚鋼片を出発状
態とし、1030℃にて14mm（１パス目）、950℃にて
5.6mm（２パス目）更に4.0mm（３パス目）の各厚
さになる如くに圧延し、３パス目の圧下終了直後
の温度が700〜900℃間の種々温度となる如くにし
て、50℃／秒の平均冷却速度にて150℃に至らし
め、以後徐冷（20℃／時間）した（即ち巻取温度
150℃の場合のシミユレーシヨン実験を行つた）。
引張試験により得られた鋼板材質を第１図に示
す。この図から、0.05％Ｃ、１％Mn、0.5％Si程
度の成分鋼が、Ｂ添加なしには著しい低降伏比が
得られないこと、Ｂ添加により著しい低降伏比化
と高強度化が達成され、而も延性には悪影響がな
いことがわかる。この成分鋼の場合、降伏比を最
低ならしめるFT（最良FT）は820℃であり、満
足すべき低降伏比（YS／TS0.6）を与える範
囲は最良FT―20℃から最良FT＋40℃の温度域で
ある。 実施例 ２ 第１表に示す各鋼を用いて、実施例１とほぼ同
様な連続熱延実験を行い、第２表に示す結果を得
た。
【表】
第２表には最良FTにおける結果のみ示すが、
機械的性質とFTとの関係のパターーンはいずれ
の鋼でも第１図と同様であり、満足すべき低降伏
比を与える仕上出側温度域は最良FT―20℃から
最良FT＋40℃の範囲である。
機械的性質とFTとの関係のパターーンはいずれ
の鋼でも第１図と同様であり、満足すべき低降伏
比を与える仕上出側温度域は最良FT―20℃から
最良FT＋40℃の範囲である。
【表】
第１表の鋼成分と第２表の最良FTの結果か
ら、両者の関連を与える下記の実験式が得られ
た。 最良FT（℃）＝353−400×（Ｃ％）−133 ×（Mn％）＋40×（Si％） 従つて、満足すべき低降伏比を与える仕上温度
域として FT（℃）＝953−400×（Ｃ％）−133 ×（Mn％）＋40×（Si％）＋４０ −２０ が得られたのである。 本発明鋼は、非金属介在物の形状を制御して特
に曲げ性、フランジ張出し性等を改善するため、
不純物Ｓの含有量に応じてCaまたは希土類元素
（REM）をCa％／Ｓ％＞３あるいはREM％／Ｓ
％＞５なる如く添加することが推奨される。
ら、両者の関連を与える下記の実験式が得られ
た。 最良FT（℃）＝353−400×（Ｃ％）−133 ×（Mn％）＋40×（Si％） 従つて、満足すべき低降伏比を与える仕上温度
域として FT（℃）＝953−400×（Ｃ％）−133 ×（Mn％）＋40×（Si％）＋４０ −２０ が得られたのである。 本発明鋼は、非金属介在物の形状を制御して特
に曲げ性、フランジ張出し性等を改善するため、
不純物Ｓの含有量に応じてCaまたは希土類元素
（REM）をCa％／Ｓ％＞３あるいはREM％／Ｓ
％＞５なる如く添加することが推奨される。
第１図は、Ｂを添加した鋼と添加しない鋼に関
する、仕上出側温度FTと機械的性質の関係を示
す図表である。
する、仕上出側温度FTと機械的性質の関係を示
す図表である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ C0.03〜0.12％、Mn0.7〜1.3％、Si0.01〜0.9
％、Al 0.01〜0.1％、B0.0005〜0.005％を含み、
Ｎ0.006％、残部Feおよび不可避不純物からな
る鋼を熱延し、仕上出側温度FTを鋼成分により
次式で与えられる温度範囲とし、20〜200℃／秒
の平均冷却温度にて300℃以下の温度に至らしめ
て巻取ることより成る加工用高強度低降伏比複合
組織熱延鋼板の製造方法。 FT（℃）＝953−400×（℃％）−133 ×（Mn％）＋40×（Si％）＋４０ −２０ 但し、％は重量パーセント。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57012277A JPS58136716A (ja) | 1982-01-28 | 1982-01-28 | 加工用強高度低降伏比複合組織熱延鋼板の製造方法 |
| AU10582/83A AU538631B2 (en) | 1982-01-28 | 1983-01-19 | Hight strength, two phase hot rolled steel sheet with low ys/ts ratio |
| US06/459,145 US4437903A (en) | 1982-01-28 | 1983-01-19 | Method for producing two-phase hot rolled steel sheet having high strength and low yield ratio |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57012277A JPS58136716A (ja) | 1982-01-28 | 1982-01-28 | 加工用強高度低降伏比複合組織熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58136716A JPS58136716A (ja) | 1983-08-13 |
| JPS622611B2 true JPS622611B2 (ja) | 1987-01-21 |
Family
ID=11800865
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57012277A Granted JPS58136716A (ja) | 1982-01-28 | 1982-01-28 | 加工用強高度低降伏比複合組織熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4437903A (ja) |
| JP (1) | JPS58136716A (ja) |
| AU (1) | AU538631B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
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| JPS60204828A (ja) * | 1984-03-27 | 1985-10-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐セパレ−シヨン性強靭性熱延鋼帯の製造方法 |
| JPS60204827A (ja) * | 1984-03-27 | 1985-10-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐たて割れ性の優れた熱延鋼板の製造方法 |
| JPH075963B2 (ja) * | 1988-03-16 | 1995-01-25 | 住友金属工業株式会社 | 機械的脱スケール性に優れた熱延鋼板の製法 |
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Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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-
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- 1982-01-28 JP JP57012277A patent/JPS58136716A/ja active Granted
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- 1983-01-19 US US06/459,145 patent/US4437903A/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US4437903A (en) | 1984-03-20 |
| AU1058283A (en) | 1983-08-04 |
| AU538631B2 (en) | 1984-08-23 |
| JPS58136716A (ja) | 1983-08-13 |
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