WO2004085691A1 - 穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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Riki Okamoto
Hirokazu Taniguchi
Masashi Fukuda
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Definitions

  • the present invention is directed to a motor vehicle underbody part or the like which is press working was primarily 1.0 6. thickness of about Omm, the hole expandability and ductility with 980 N / mm 2 or more strength
  • the present invention relates to an excellent high-strength hot-rolled steel sheet and a method for producing the same. Background art
  • the present invention has been made in order to solve the above-described conventional problems, and it has been found that the hole expandability and the ductility are deteriorated due to the increase in strength of 980 N mm 2 or more. It is an object of the present invention to provide a high-strength hot-rolled steel sheet having high hole expandability and ductility even with high strength, and a method for producing the steel sheet.
  • a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in hole expandability, ductility, and chemical conversion treatment of the present invention and a method for producing the same, which have been made to solve the above problems, are as follows.
  • Si 0.05% or more, 1.5% or less
  • Mn 0.5% or more, 3.2% or less
  • A1 0.003% or more, 1.5% or less
  • Nb 0.01% or more, 0.05% or less
  • Si 0.05% or more, 1.5% or less
  • Mn 0.5% or more, 3.2% or less
  • A1 0.003% or more, 1.5% or less
  • Nb 0.01% or more, 0.05% or less
  • V 0.001% or more, 0.10% or less
  • one or more of Ca, Zr, and REM are contained in an amount of 0.0005% or more and 0.01% or less in terms of mass%, and the high hole extensibility and ductility described in (1) or (2) are excellent. High strength hot rolled steel sheet.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet according to any one of (1) to (4), comprising one or more of the following:
  • FIG. 1 is a graph showing the effect of the steel of the present invention on elongation with respect to tensile strength.
  • FIG. 2 is a graph showing the effect of the steel of the present invention on the hole expansion ratio with respect to tensile strength.
  • C shall be 0.01 or more and 0.09% or less.
  • C is an element necessary to secure the strength by precipitating carbides, and if it is less than 0.01%, it becomes difficult to secure the desired strength. On the other hand, if it exceeds 0.09%, the effect of increasing the strength will be lost and the ductility will deteriorate, so the upper limit is set to 0.09%.
  • C is an element that deteriorates the hole-expanding property, so that it is desirably 0.07% or less.
  • Si is an element that increases strength by solid solution strengthening, and is also important for suppressing the formation of harmful carbides, promoting ferrite formation, and improving elongation, thereby increasing strength and ductility. Can be compatible
  • Mn is one of the important elements in the present invention and is an element necessary for securing the strength.
  • the lower the amount of addition the better the strength can be secured.
  • the upper limit is set to 3.2%.
  • the content is preferably 3.0% or less.
  • Mn has the effect of detoxifying S, which is harmful to hole spreading properties, as Mn. To achieve this effect, 0.5% or more must be added.
  • A1 is effective as a deoxidizer and, like Si, is important for suppressing the formation of harmful carbides, promoting ferrite formation, and improving elongation, thereby increasing strength and ductility. Can be compatible.
  • 0.0003% or more must be added.
  • the upper limit is 1.5%.
  • the addition of a large amount lowers the cleanliness of the steel, it is preferably 0.5% or less.
  • P forms a solid solution in ferrite and lowers its ductility, so its content should be 0.03% or less.
  • S forms MnS and acts as a starting point of blasting, which significantly lowers hole-expanding properties and ductility, so is set to 0.005% or less.
  • Ti is one of the most important elements in the present invention, and is an effective element for securing the strength by precipitation of TiC. Efficient use because elongation is less deteriorated than Mn. To achieve this effect, 0.10% or more must be added. On the other hand, if a large amount is added, TiC precipitation proceeds during hot-rolling heating so that it does not contribute to the strength, so the upper limit of the added amount is 0.25% or less from the current upper limit of the heating temperature.
  • Nb is an element effective in securing strength by NbC precipitation, as in the case of Ti addition. Efficient use because elongation is less deteriorated than Mn. In order to obtain this effect, 0.01% or more must be added. However, the effect of increasing the strength by adding Nb exceeds 0.05% because the effect is saturated, so the upper limit is made 0.05%.
  • Mo like Mn
  • Mo is an element that contributes to an increase in strength.
  • the elongation is deteriorated, it is better to use a small amount of Mo as long as strength can be secured.
  • the upper limit is set to 0.4%.
  • Mn segregation can be reduced. To obtain this effect, 0.05% or more must be added.
  • V like Mo and Mn
  • Mn is an element that contributes to an increase in strength.
  • the elongation is deteriorated, it is better to use a small amount of V as long as strength can be secured. Further, if it exceeds 0.10%, there is a concern that cracks may occur during fabrication, so the upper limit is made 0.10%.
  • Mn as a partial substitute, Mn segregation can be reduced. To obtain this effect, 0.001% or more must be added.
  • Ca, Zr, and REM are elements that control the morphology of sulfide inclusions and are effective in improving hole-expandability.
  • the addition of a large amount leads to coarsening of sulfide-based inclusions, which not only deteriorates cleanliness and lowers ductility, but also increases costs.
  • the upper limit is set at 0.01%.
  • Mg is Ri by the addition, the oxygen combines with to form an oxide, of this city-out formed by MgO or a MgO A1 2 0 3, Si0 2 , MnO, Ti 2 0 3 composite oxide
  • the inventors have found that the size reduction of the individual oxides results in a uniformly dispersed state of dispersion as compared with the conventional steel containing no Mg.
  • These oxides, which are finely dispersed in the steel, are not clear, but form fine voids during punching, contribute to the dispersion of stress, and suppress the concentration of stress, thereby causing the generation of coarse cracks. It is considered to have the effect of suppressing and improving the hole expandability. However, if it is less than 0.0005%, the effect is insufficient. On the other hand, even if the content exceeds 0.01%, the improvement effect is saturated and leads to cost increase, so the upper limit is 0.01%.
  • Cu and Ni are elements that enhance the hardenability and are effective when controlling the structure, especially when the cooling rate is low, to secure the second phase fraction and increase the strength. . To make this effect effective,
  • Ni and 0.1% or more for Ni it is desirable to add 0.1% or more for Ni and 0.1% or more for Ni.
  • the addition of a large amount promotes the deterioration of ductility, so the upper limit is 1.5% for Cu and 1.0% for Ni.
  • N 0.01% or less
  • Cu less than 0.1%
  • Mo less than 0.05%
  • Co 0.05% or less
  • Zn 0.05% or less
  • Sn 0.05% or less
  • B 0.00
  • the present inventors have conducted intensive studies to solve the above-mentioned problems, and as a result, have found that by defining the ranges of the components of C, Mn, and Ti, high strength and elongation and hole expandability can be improved.
  • the following three relational expressions were derived by clarifying the maximum use of TiC precipitation strengthening and the effect of Mn and C on the structure strengthening of the material. This will be described below. If the amount of C added is smaller than that of Ti, the elongation is degraded due to the increase of solid solution Ti, so that 0.9 ⁇ 48 / 12X CZTi is set.
  • Equation ⁇ 3> becomes Equation ⁇ 3> ′.
  • the finish rolling end temperature When producing high-strength hot-rolled steel sheets by hot rolling, the finish rolling end temperature must be equal to or higher than the Ar 3 transformation point in order to suppress ferrite generation and improve hole expandability. However, if the temperature is too high, the strength and ductility decrease due to the coarsening of the structure, so the finish rolling finish temperature must be 950 ° C or less.
  • Rapid cooling of the copper sheet immediately after the end of rolling is important for obtaining high hole expandability, and the cooling rate needs to be 20 ° C / sec or more. If the temperature is less than 20 ° CZ sec, it is difficult to suppress the formation of carbides that are harmful to hole expandability.
  • the rapid cooling of the steel sheet is temporarily stopped to perform air cooling.
  • This is important for precipitating ferrite, increasing its occupancy and improving ductility.
  • the air-cooling start temperature is lower than 650 ° C, pearlite which is harmful to hole expandability will be generated early.
  • the air-cooling start temperature exceeds 800 ° C, ferrite generation is slow, and it is not only difficult to obtain the effect of air cooling, but also pearlite is likely to be generated during subsequent cooling. Therefore, the air cooling start temperature is set to 650 ° C or higher and 800 ° C or lower.
  • the air cooling time should be 15 seconds or less. If the air cooling time is less than 0.5 seconds, the ferrite generation will not be sufficient, and the effect will not be improved. After air cooling, the steel sheet is rapidly cooled again, but the cooling rate still requires 20 ° CZsec or more. If the temperature is less than 20 ° CZsec, harmful perlite is likely to be generated.
  • the quenching stop temperature ie, the winding temperature
  • the quenching stop temperature is 300 to 600 ° C. If the winding temperature is lower than 300 ° C, hard martensite, which is harmful to hole expandability, is generated. On the other hand, if the temperature exceeds 600 ° C, parallax and cementite, which are harmful to hole expandability, are likely to be generated.
  • Tables 3 and 4 The hot rolling conditions are shown in Tables 3 and 4 (continued in Table 3).
  • C 3 is the winding temperature
  • J 2 is the air cooling start temperature
  • P 3 is The finishing temperature
  • S3 has a winding temperature outside the scope of the present invention.
  • the hot-rolled steel sheet thus obtained was subjected to a tensile test and a hole expansion test using a JIS No. 5 piece.
  • Tables 3 and 4 show the tensile strength TS, elongation El, and hole expansion ratio I of each specimen. (Continued from Table 3). Fig. 1 shows the relationship between strength and elongation, and Fig. 2 shows the relationship between strength and hole expansion ratio. It can be seen that the steel of the present invention has a higher elongation or hole expansion ratio than the comparative steel. Thus, it can be seen that the steel sheet of the present invention has excellent hole expansion ratio and ductility.
  • the present invention it is possible to economically provide a high-strength hot-rolled steel sheet having high tensile strength of 980 N Z mm 2 or more and having both hole expandability and ductility. Therefore, the present invention is suitable as a high-strength hot-rolled steel sheet having high workability. Further, the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention can reduce the weight of a vehicle body, integrally form parts, and streamline processing steps, thereby improving fuel efficiency and reducing manufacturing costs. It is of great industrial value. .

Abstract

本発明は、プレス加工される自動車足廻り部品等を対象とし、1.0～6.0mm程度の板厚で、980Ｎ／mm2以上の強度を有する穴拡げ性と延性と化成処理性に優れた高強度熱延鋼板を提供するものであり、質量％で、Ｃ：0.01～0.09％、Si：0.05～1.5％、Mn：0.5～3.2％以下、Al：0.003～1.5％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.005％以下、Ti：0.10～0.25％、Nb：0.01％～0.05％、を含有し、Ｃ、Ti、Nb、Mnが0.9≦48／12×Ｃ／Ti＜1.7…〈１〉、50227×Ｃ−4479×Mn＞−9860…〈２〉、811×Ｃ＋135×Mn＋602×Ti＋794×Nb＞465…〈３〉のいずれの式も満たし、かつ残部が鉄および不可避的不純物からなる高強度熱延鋼板である。

Description

明 細 書 穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 技術分野
本発明は、 主と してプレス加工される自動車足廻り部品等を対象 と し、 1. 0 6. Omm程度の板厚で、 980 N / mm2以上の強度を有する穴 拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法に関するも のである。 背景技術
近年、 自動車の環境問題を契機に燃費改善対策と しての車体軽量 化、 部品の一体成形化、 加工工程の合理化によるコス トダウンの二 ーズが強ま り、 プレス加工性に優れた高強度熱延鋼板の開発が進め られてきた。 特に熱延鋼板の成形と しては伸び、 穴拡げ性が重要で あり、 特開平 6 —287685号公報、 特開平 7 — 11382号公報、 特開平 6 —200351号公報に 590 780 N / mm2の強度レベルの鋼板に対し Ti Nbと C Sの添加量を調整するこ とでの穴拡げ性を向上させる技 術が提案されている。 しかしながら、 更なる軽量化のニーズから 98 ON Z 2超の高強度鋼板の開発が必要である。 よく知られているよ うに高強度化に伴い、 伸び、 穴拡げ性とも劣化し、 また、 穴拡げ性 と延性とは相反する傾向を示すため、 これまでの技術では伸びと穴 拡げ性に優れた 980 N Z mm2レベルの鋼板の製造は困難であった。 発明の開示
本発明は、 上記した従来の問題点を解決するためになされたもの であって、 980 N m m 2以上の高強度化に伴う穴拡げ性と延性の劣化 を防ぎ、 高強度であっても高い穴拡げ性と延性を有する高強度熱延 鋼板およびその鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
上記の課題を解決するためになされた本発明の穴拡げ性、 延性及 び化成処理性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法は、 以下 のとおりである。
( 1 ) 質量％で、
C ： 0.01%以上、 0.09<%以下、
Si ： 0.05%以上、 1.5%以下、
Mn : 0.5%以上、 3.2%以下、
A1 : 0.003%以上、 1.5%以下、
P ： 0.03%以下、
S ： 0.005%以下、
Ti : 0.10%以上、 0.25%以下、
Nb : 0.01%以上、 0.05%以下、
を含有し、 更に、
0.9≤48X12X C /Ti< 1.7 〈 1〉
50227X C -4479XMn> -9860 〈 2〉
811 X C + 135 X Mn+ 602 X Ti + 794 X Nb > 465 < 3 > のいずれの式も満たし、 かつ残部が鉄および不可避的不純物からな る高強度熱延鋼板であって、 強度が θδΟΝΖηπη2以上であることを特 徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板。
( 2 ) 質量％で、
C ： 0.01%以上、 0.09%以下、
Si ： 0.05%以上、 1.5%以下、
Mn : 0.5%以上、 3.2%以下、
A1 : 0.003%以上、 1.5%以下、
P ： 0.03%以下、 S ： 0.005%以下、
Ti : 0.10%以上、 0.25%以下、
Nb： 0.01%以上、 0.05%以下、
を含有し、 更に、
Mo： 0.05%以上、 0.40%以下、
V ： 0.001%以上、 0.10%以下、
の 1種または 2種を含み、 更に、
0.9≤48/12x C /Ti< 1.7 〈 1〉 '
50227 X C -4479X (Mn+0.57 X Mo + 1.08 X V ) > - 9860 〈 2〉 ，
811 X C +135X (Mn+0.57 X Mo + 1.08 X V )
+ 602XTi + 794XNb> 465 〈 3〉 '
のいずれの式も満たし、 かつ残部が鉄および不可避的不純物からな る高強度熱延鋼板であって、 強度が 980NZmm2以上であることを特 徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板。
( 3 ) 質量％で更に、 Ca、 Zr、 REMの 1種または 2種以上を 0.000 5%以上、 0.01%以下含有する （ 1 ) または （ 2 ) に記載の穴拡げ 性と延性に優れた高強度熱延鋼板。
( 4 ) 質量％で更に、 Mg： 0· 0005%以上、 0.01%以卞含有する、 ( 1 ) 〜 （ 3 ) のいずれか 1つに記載の穴拡げ性と延性に優れた高 強度熱延鋼板。
( 5 ) 質量％で更に、 '
Cu： 0.1%以上、 1.5%以下、
Ni ： 0.1%以上、 1.0%以下、
の 1種または 2種以上を含有する、 ( 1 ) 〜 （ 4 ) のいずれか 1つ に記載の穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板。
( 6 ) 圧延終了温度を Ar3変態点から 950°Cと して熱間圧延を終了 したのち、 20°C/sec以上の冷却速度にて 650〜800°Cにまで冷却し 、 次いで 0. 5秒以上、 15秒以下冷却したのち、 更に、 20°C / sec以上 の冷却速度にて 300〜600°Cに冷却して巻き取ることを特徴とする （ 1 ) 〜 ( 5 ) のいずれか 1つに記載の穴拡げ性と延性に俊れた高強 度熱延鋼板の製造方法。 図面の簡単な説明
図 1は、 引張強度に対する伸びに及ぼす本発明鋼の効果を示すグ ラフである。
図 2は、 引張強度に対する穴拡げ比に及ぼす本発明鋼の効果を示 すグラフである。 発明を実施するための最良の形態
高強度熱延鋼板において、 高強度化に伴い、 伸び、 穴拡げ性とも 劣化することは知られており、 また、 穴拡げ性と延性とは相反する 傾向を示すこともよく知られている。 本発明者らは上記課題を解決 するために鋭意研究した結果、 C、 Mn、 Tiの成分の範囲を規定する ことによ り高強度でかつ伸びと穴拡げ性が改善できることを知見し 、 本発明を完成するに至った。 即ち、 TiCの析出強化の最大限の利 用と Mn、 Cによる組織強化の材質に与える影響を明確化することで 関係式を導き出し、 上記課題を解決したものである。
以下、 鋼組成の各元素の規定理由について説明する。
Cは、 0. 01以上、 0. 09 %以下とする。 Cは、 炭化物を析出して強 度を確保するのに必要な元素であって 0. 01 %未満では所望の強度を 確保することが困難になる。 一方、 0. 09%を超えると強度上昇の効 果がなくなる上、 延性も劣化するため、 上限を 0. 09 %とする。 好ま しく は、 Cは、 穴拡げ性を劣化させる元素であるため、 0. 07%以下 が望ましい。 S iは、 固溶強化により強度を上昇させる元素であるほか、 有害な 炭化物の生成を抑えフェライ ト生成を促進し、 伸びを向上させるた め重要であって、 これによ り強度と延性を両立ざせることができる
。 このよ う な作用を得るためには、 0· 05%以上の添加が必要である しかし、 添加量が増加すると S iスケールに起因するデスケ性、 化 成処理性の低下を伴うため 1. 5%を上限とする。 なお、 S iの範囲を 0 . 9〜： 1. 3%とするのが穴拡げ性と延性を効果的に両立させることが できて望ましい。
Mnは、 本発明において重要な元素の一つで、 強度の確保に必要な 元素であるが、 伸びを劣化させるため、 強度確保が可能であれば添 加量は少ない方が良い。 特に、 3. 2%を超えて多量に添加すると ミ クロ偏析、 マク ロ偏析が起こ りやすく なり、 穴拡げ性を著しく劣化 させるため上限を 3. 2%とする。 特に、 伸びが重要視される場合、 3 . 0%以下が望ましい。 一方、 Mnは穴拡げ性に有害な Sを Mnと して無 害化する作用がある。 この効果を発揮するためには 0. 5 %以上の添 加が必要である。
A1は、 脱酸材と して有効であり、 S iと同様に有害な炭化物の生成 を抑えフェライ ト生成を促進し、 伸びを向上させるため重要であつ て、 これによ り強度と延性を両立させることができる。 脱酸材と し て用いる場合は 0. 003 %以上の添加を必要とする。 一方、 1. 5 %を超 えると延性改善効果が飽和してしまうため 1. 5 %を上限とする。 伹 し、 多量の添加は鋼の清浄度が低下するため、 好ましく は 0. 5%以 下が望ましい。
Pは、 フェライ トに固溶してその'延性を低下させるので、 その含 有量は 0. 03%以下とする。 また、 Sは、 MnSを形成して破壌の起点 と して作用し著しく穴拡げ性、 延性を低下させるので 0. 005 %以下 とする。 ' Tiは、 本発明において最も重要な元素の一つであり、 TiCの析出 によ り強度を確保するのに有効な元素である。 また、 Mnに比べ伸び の劣化も少ないため、 有効に利用する。 この効果を得るためには 0. 10%以上の添加が必要である。 一方で、 多量に添加すると熱延加熱 中に TiC析出が進むため強度に寄与しなくなるため現行の加熱温度 上限から添加量の上限は 0. 25%以下とする。
Nbは、 Ti添加と同様、 NbC析出にて強度を確保するのに有効な元 素である。 また、 Mnに比べ伸びの劣化も少ないため、 有効に利用す る。 この効果を得るためには 0. 01 %以上の添加が必要である。 但し 、 Nb添加による強度向上効果は 0. 05%超を添加しても効果は飽和す るため、 上限を 0. 05%とする。
Moは、 Mnと同様、 強度上昇に寄与する元素であるが、 伸びを劣化 させるため、 強度確保が可能であれば添加量は少ない方が良い。 特 に、 0. 40%を超えると延性の低下が大きいため上限を 0. 4%とする 。 一方、 Mnの一部代替と して添加することによ り、 Mn偏析を緩和で きる。 この効果を得るには 0. 05%以上の添加が必要である。
Vは、 Mo、 Mnと同様、 強度上昇に寄与する元素であるが、 伸びを 劣化させるため、 強度確保が可能であれば添加量は少ない方が良い 。 更に、 0. 10 %を超えると铸造時に割れが発生する懸念があるため 上限を 0. 10 %とする。 一方、 Mnの一部代替と して添加することによ り、 Mn偏析を緩和できる。 この効果を得るには 0. 001 %以上の添加 が必要である。
Ca、 Zr、 REMは、 硫化物系介在物の形態を制御し穴拡げ性の向上 に有効な元素である。 この形態制御効果を有効ならしめるためには 、 Ca、 Zr、 REMの 1種または 2種以上を 0. 0005%以上の添加するの が望ましい。 一方、 多量の添加は硫化物系介在物の粗大化を招き、 清浄度を悪化させて延性を低下させるのみならず、 コス トの上昇を 招くので、 上限を 0.01%とする。
Mgは、 添加によ り、 酸素と結合して酸化物を形成するが、 このと き形成される MgOまたは MgOを含む A1203、 Si02、 MnO、 Ti203の複合 酸化物の微細化は、 Mgを添加しない従来鋼に比ぺ、 個々の酸化物の サイズが小さく、 均一に分散した分散状態になることを発明者らは 見出した。 鋼中に微細分散したこれらの酸化物は、 明確ではないが 、 打ち抜き加工時に微細ボイ ドを形成し、 応力の分散に寄与し、 応 力集中を抑制するこ とで粗大クラ ックの発生を抑制する効果があり 、 穴拡げ性の向上の効果があると考えられる。 但し、 0.0005%未満 ではその効果は不十分である。 一方で 0.01%超を含有せしめても改 善効果は飽和し、 コス トアップにつながるため 0.01%を上限とする
Cu、 Niは、 焼き入れ性を高める元素で、 組織制御を行う上で、 特 に冷却速度が低いときに添加するこ とで、 第 2相分率を確保し強度 を得やすくする効果がある。 この効果を有効とするためには、 で
0.1%以上、 Niでは 0.1%以上の添加が望ましい。 但し、 多量の添加 は延性の劣化を促進するため上限を Cuで 1.5%、 Niでは 1.0%とする 不可避元素と しては、 例えば、 N : 0.01%以下、 Cu : 0.1%未満 、 Ni ： 0.1%未満、 Cr： 0.3%以下、 Mo ： 0.05%未満、 Co： 0.05%以 下、 Zn： 0.05%以下、 Sn： 0.05%以下、 Na： 0.02%以下、 B ： 0.00
05%以下で含有していても、 本発明を逸脱するものではない。
本発明者らは上記課題を解決するために鋭意研究した結果、 C、 Mn、 Tiの成分の範囲を規定することによ り高強度でかつ伸びと穴拡 げ性が改善できることを知見した。 即ち、 TiC析出強化の最大限の 利用と Mn、 Cによる組織強化の材質に与える影響を明確化すること で下記に示す 3つの関係式を導き出した。 以下に説明する。 Tiに比べ Cの添加量が少ないと固溶 Tiの増加によ り、 伸びを劣化 させるため 0.9≤48/12X CZTiとする。 一方で、 Cが Tiに比べて 高すぎると、 熱延加熱中に TiCが析出し強度上昇の効果が得られな くなることに加え、 第 2相中の C量の増加による穴拡げ性の劣化を 伴う。 従って、 48/12X CZTiく 1.7とする。 すなわち、 式 〈 1〉 を満たす必要がある。 特に穴拡げ性を重視する場合、 1.0≤48/12 X C /Ti < 1.3であることが望ましい。
0.9≤48/12x C/Tiく 1.7 〈 1〉
Mnの添加量の増大に伴い、 フェライ ト生成が抑制されるため、 第 2相分率が増大し、 強度の確保は容易になるが伸びの低下を招く。 . 一方で、 Cは、 第 2相を硬くすることで、 穴拡げ性の劣化は伴う も のの伸びを改善する。 そこで、 980N/mm2超に要求される伸びを確 保するためには、 式 〈 2〉 を満たす必要がある。
50227 X C— 4479 X Mn > - 9860 〈 2〉
このとき、 Mo、 Vの効果としては各原子当量によって決まるため、 Mo、 Vを添加した条件では、 式 〈 2〉 は式 〈 2〉 ' となる。
50227 X C -4479X(Mn+0.57XMo+1.08x V)> - 9860 〈 2〉 ， 加工性を確保するためには、 上記の 2つの式を満たす必要がある 。 780NZmm2 レベルの鋼板であれば、 強度を確保しつつ、 上記の 2 式を満たすことは比較的容易であるが、 980N/mm2超の強度を確保 するためには、 穴拡げ性を劣化させる Cや、 伸びを劣化させる Mnの 添加はやむをえない。 gSON/mm2超の強度を確保するためには、 上 記の 2つの式を満たしつつ式 〈 3〉 を満たす範囲に成分を調整する 必要がある。
811 X C +135XMn+ 602 XTi + 79 XNb> 465 〈 3 >
このとき、 Mo、 Vの効果と しては各原子当量によって決まるため、 Mo、 Vを添加した条件では、 式 〈 3〉 は式 〈 3〉 ' となる。 811 X C + 135X (Mn+0.57 X Mo + 1.08 X V )
+ 602XTi + 794xNb> 465 〈 3〉 ，
高強度熱延鋼板を熱間圧延によ り製造するに際して、 仕上げ圧延 終了温度はフェライ トの生成を抑え穴拡げ性を良好にするため、 Ar 3変態点以上とする必要がある。 しかし、 あまり高温にすると組織 の粗大化による強度及び延性の低下を招く ことになるので、 仕上げ 圧延終了温度は 950°C以下とする必要がある。
圧延終了直後に銅板を急速冷却するこ とは高い穴拡げ性を得るた めに重要であって、 その冷却速度は 20°C/sec以上を必要とする。 2 0°CZ sec未満では穴拡げ性に有害な炭化物の形成を抑制するのが困 難となるからである。
その後、 本発明では、 鋼板の急速冷却を一旦停止して空冷を施す 。 これはフェライ トを析出させてその占有率を増加させ、 延性を向 上させるために重要である。 しかしながら、 空冷開始温度が 650°C 未満では穴拡げ性に有害なパーライ トが早期よ り発生する。 一方、 空冷開始温度が 800°Cを超える場合にはフェライ トの生成が遅く、 空冷の効果が得にくいばかりでなく、 その後の冷却中におけるパー ライ トの生成が起こ りやすい。 従って、 空冷開始温度は 650°C以上 、 800°C以下とする。 また、 空冷時間が 15秒を超えてもフェライ ト の増加は飽和するばかりでなく、 その後の冷却速度、 卷取温度の制 御に負荷がかかる。 従って、 空冷時間は 15秒以下とする。 なお、 空 冷時間が 0.5秒未満ではフェライ ト生成が十分なされないため効果 が伸び改善の効果が出ない。 空冷後は再度鋼板を急速に冷却するが 、 その冷却速度はやはり 20°CZsec以上を必要とする。 20°CZsec未 満では有害なパーライ トが生成し易く なるからである。
この急冷の停止温度、 即ち卷取温度は 300〜 600°Cとする。 卷取温 度が 300°C未満では穴拡げ性に有害な硬質のマルテンサイ トが発生 するためであり、 一方、 600°Cを超えると穴拡げ性に有害なパーラ ィ ト、 セメ ンタイ トが生成し易くなるからである。
以上のような成分と熱延条件の組み合わせによ り、 加工性に優れ た 980N /腿2超の強度をもつ高強度熱延鋼板を製造することができ る。 更に、 本発明鋼板の表面に表面処理 （例えば亜鉛メ ツキ等） が 施されていても本発明の効果を有し、 本発明を逸脱するものではな い。 実施例
次に本発明を実施例に基づいて説明する。
表 1および表 2 (表 1のつづき） に示す成分の鋼を溶製し、 常法 に従い連続铸造でスラブと した。 符号 A〜 Zが本発明に従った成分 の鋼であり、 符号 aの鋼は Mn添加量、 bの鋼は Ti添加量、 dの鋼は C添加量が本発明の範囲外である。 また、 cの鋼は式 〈 1〉 及び式 〈 3〉 の値が本発明の範囲外である。 これらの鋼を加熱炉中で 1250 °C以上の温度で加熱し、 熱間圧延にて板厚 2. 6~ 3. 2mmの熱延鋼板を 得た。 熱延条件については表 3および表 4 (表.3のつづき） に示す 表 3および表 4 (表 3のつづき） のうち、 C 3は捲取温度、 J 2 は空冷開始温度、 P 3は仕上げ温度、 S 3は捲取温度が本発明の範 囲外である。
このよ うにして得られた熱延鋼板について J I S 5号片による引張 試験、 穴拡げ試験を行った。 穴拡げ性は、 径 10mmの打抜き穴を 60° 円錐ポンチにて押し拡げ、 クラックが板厚を貫通した時点での穴径 ( d ) と初期穴径 ( d 0 ： 10mm) から穴拡げ比 λ = ( d— d 0 ) / d o X 100で評価した。
各試験片の引張強さ TS、 伸び E l、 穴拡げ比 Iを表 3および表 4 (表 3のつづき） に示す。 また、 図 1に強度と伸びの関係を、 図 2 に強度と穴拡げ比の関係を示す。 本発明鋼は比較鋼と比べて伸びあ るいは穴拡げ比が高くなつていることがわかる。 このように、 本発 明の鋼板は穴拡げ比、 延性ともに優れていることがわかる。
C Si n P s N Al Nb Ti Mo V ','r other 鋼 - 重量％
A 0.06 1.3 2.5 0.007 0.002 0.003 0.04 0.035 0.17 ― Ca:0.003
B 0.05 1.0 2.2 0.006 0.001 0.004 0.03 0.035 0.17 ― ― Ca:0.003
C 0.06 1.4 2.8 0.006 0.001 0.002 0.03 0.012 0.14 Ca:0.003
D 0.03 1.3 2.5 0.006 0.001 0.003 0.03 0.040 0.12 ― 一
E 0.05 0.4 2.1 0.006 0.001 0.002 0.44 0.048 0.18 — '
G 0.10 1.5 1.6 0.007 0.001 0.003 0.04 0.048 0.25 — Zr:0.002
H 0.05 1.3 2.3 0.025 0.001 0.003 0.04 0.038 0.16 ― ■
I 0.05 1.0 2.5 0.006 0.004 0.003 0.04 0.035 0.15 Ca:0.003
J 0.04 1.3 2.3 0.005 0.001 0.003 0.04 0.040 0.16 一 一
K 0.07 1.0 2.8 0.005 0.001 0.003 0.04 0.040 0.19 — . — — 1
L 0.07 1.0 2.4 0.005 0.001 0.003 0.04 0.035 0.19 ― ― .
M 0.06 1.0 2.3 0.005 0.001 0.003 0.04 0.040 0.19 ― ― — :
N 0.08 1.2 1.9 0.007 0.001 0.004 0.04 0.040 0.21 ― 一 ― —
0 0.08 1.2 2.2 0.007 0.001 0.004 0.04 0.040 0.22 ― Cu:0.4，Ni:0.2
P 0.05 1.3 2.4 0.007 0.003 0.004 0.04 0.040 0.15 _ - REM:0.003
Q 0.05 1.3 2.4 0.007 0.002 0.004 0.04 0.040 0.15 0.05
R 0.05 1.3 2.4 0.007 0.002 0.004 0.04 0.040 0.15 0.17 Ca:0.003
S 0.05 1.3 2.4 0.007 0.003 0.004 0.04 0.040 0.15 0.32
T 0.06 1.3 2.4 0.007 0.002 0.003 0.04 0.035 0.17 0.004
U 0.05 1.0 2.2 0.006 0.001 0.004 0.03 0.035 0.17 0， 002
V 0.03 1.3 2.5 0.006 0.001 0.003 0.03 0.040 0.12 0. Όϋ
0.07 1.3 1.8 0.007 0.001 0.003 0.04 0.048 0.22 0.008 Ca:0.003
X 0.08 1.2 1.9 0.007 0.001 0.004 0.04 0.040 0.21 0.004
Y 0.08 1.2 2.2 0.007 0.001 0.004 0.04 0.040 0.22 0.004 0 z 0.05 1.2 2.3 0.007 0.002 0.004 0.04 0.040 0.15 0.17 0.005 Ca:0.003 a 0.05 1.2 3.5 0.007 0.002 0.004 0.04 0.040 0.15
b 0.08 1.2 2.0 0.007 0.002 0.004 0.04 0.040 0.30
c 0.08 1.2 1.5 0.007 0.002 0.004 0.04 0.040 0.15
d 0.20 1.2 1.6 0.007 0.002 0.004 0.04 0.040 0.15
* Ar3 =900- 510C+28Si— 50Mn+229Ti
下線は本発明の範囲外であることを示す。
表 2 (表 1のつづき）
式 〈1〉 式 〈2〉 式 〈3〉 Ar3
備 考 中式辺 左辺 左辺 °C
A 3 -8435
B 2 -7342
C 6 -9779
D 1, 0 - 9780
E 1.0 - 7095
G 1.6 -2144
H 1.3 - 7790
I 1.3 - 8686
J 1.0 -8293
K 1.5 -9025
し 1.5 -7234
Μ 1.3 -7288
54444445544 55
820766879661 1
356758681 283
Figure imgf000015_0001
* Ar3 =900-510C+28Si-50Mn+229Ti
下線は本発明の範囲外であることを示す。 88878888888 8
2930226331 21
77477327327 31
発発発発発発発発発発発発発 鋼鋼鋼鋼鋼鋼鋼鋼鋼鋼鋼鋼鋼 仕上温度 冷却速度 空冷開始温度 空冷時間 捲取温度 引張強さ 伸び 穴拡げ
鋼
°C °C/s s 。C °C N 醒 2 % %
Al 853 50 700 3 500 1040 13.9 57 発明鋼
A2 880 33 740 0.8 550 1050 13.7 62 発明鋼
A3 830 42 780 14 580 995 14.5 50 発明鋼
Bl 861 44 700 3 550 992 15.6 64 発明鋼
B2 930 61 650 3 500 1002 14.5 64 発明鋼
B3 880 33 760 0.7 550 987 15.2 70 発明鋼
CI 833 59 670 4 480 1042 12.5 48 発明鋼
C2 850 44 670 2 500 1052 12.4 48 発明鋼
C3 860 83 700 1.5 30 1037 12.1 30 比較鋼
Dl 852 57 680 3 450 994 13.2 71 発明鋼
El 854 38 700 2 550 986 16.0 73 発明鋼
Fl 897 55 680 3 510 1014 20.4 50 発明鋼
Gl 863 86 680 4 350 1006 15.0 55 発明鋼
HI 842 50 670 3 490 1021 13.9 57 発明鋼
11 867 40 680 2 550 996 146 71 発明鋼
Jl 827 47 680 3 500 1106 12.5 50 発明鋼
J2 880 80 820 5 480 1096 7.0 50 比較鋼 し 1 847 59 680 5 550 1048 14.9 52 発明鋼
Ml 857 51 660 3 500 1030 15.1 59 発明鋼
Nl 877 97 630 6 490 1006 18.2 53 発明鋼 下線は本発明の範囲外であることを示す。
表 4 (表 3のつづき）
铜 仕上温度 冷却速度 空冷開始温度 空冷時間 捲取温度 引張強さ 伸ぴ 穴拡げ
リ甩
。c °C/s s °C °C N/mm2 % %
01 865 30 720 0.6 580 1051 16.1 53 発明鋼
P1 856 51 680 3 500 1015 14.4 57 発明鋼
P2 900 70 700 5. 550 1025 14.3 57 発明鋼
P3 780 30 680 0.6 480 900 14.0 68 比較鋼
Q1 856 51 670 4 550 1022 14.1 57 発明鋼
R1 856 34 700 2 580 1028 13.8 57 発明鋼
S1 856 51 670 4 550 1039 13.3 56 発明鋼
S2 840 25 680 0.6 590 1049 12.7 50 発明鋼
S3 900 36 670 3 650 1079 13.3 25 比較鋼
T1 858 112 680 5 300 1027 14.5 78 発明鋼
T2 900 88 720 6 550 1037 14.3 78 発明鋼
T3 880 33 700 0.6 550 1022 14.1 83 発明鋼
U1 862 76 700 5 480 993 15.6 84 発明鋼
VI 852 50 670 3 500 994 13.2 91 発明鋼
V2 880 47 700 3 550 1004 13.0 90 発明鋼
V3 840 47 680 3 510 989 13.2 91 発明鋼 1 892 49 700 3 550 998 18.3 80 発明鋼
XI 877 55 670 3 490 1006 18.2 73 発明鋼
Y1 865 45 700 3 550 1051 16.1 73 発明鋼
Z1 858 51 680 3 500 1013 14.5 77 発明鋼 al 798 31 700 2 550 1162 5.3 51 比較鋼 bl 892 57 720 4 550 912 12.0 75 比較鋼 cl 883 62 670 4 510 916 22.0 44 比較鋼 dl 818 33 740 2 550 900 28.6 26 比較鋼 下線は本発明の範囲外であることを示す。
産業上の利用可能性
以上に詳述したように、 本発明によれば引張強度が 980N Z mm2以 上の高強度であって穴拡げ性、 延性が両立する高強度熱延鋼板を経 済的に提供することができるので本発明は高い加工性を有する高強 度熱延鋼板と して好適である。 また、 本発明の高強度熱延鋼板は車 体の軽量化、 部品の一体成形化、 加工工程の合理化が可能であって 、 燃費の向上、 製造コス ト の低減を図ることができるものと してェ 業的価値大なるものである。 .

Claims

求 の
1 . 質量。/。で、
C ： 0。 01 %以上.， 0。 09 %以下、
Si ： 0.05%以上、 1.5%以下、
Mn： 0.5%以上、 3.2%以下、
青
A1 ： 0.003%以上、 1.5%以下、
P ： 0.03%以下、
S ： 0.005%以下、
Ti ： 0.10%以上、 0.25%以下、
Nb : 0.01%以上、 0.05%以下、
を含有し、 更に、
0.9≤48//12X C/Tiく 1.7 < 1 >
50227 X C -4479XMn>一 9860 〈 2〉
811 X C +135XMn+602xTi + 794XNb> 465 < 3 > のいずれの式も満たし、 かつ残部が鉄および不可避的不純物からな る高強度熱延鋼板であって、 強度が 980NZmm2以上であることを特 徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板。
2. 質量％で、
C ： 0.01%以上、 0.09%以下、
Si ： 0.05%以上、 1.5%以下、
Mn： 0.5%以上、 3.2%以下、
A1 : 0.003%以上、 1.5%以下、
P ： 0.03%以下、
S ： 0.005%以下、
Ti ： 0.10%以上、 0.25%以下、
Nb : 0.01%以上、 0.05%以下、 を含有し、 更に、
Mo : 0.05%以上、 0.40%以下、
V ： 0.001%以上、 0.10%以下、
の 1種または 2種を含み、 更に.。
0.9≤48/12x C/Tiく 1.7 〈 1〉 ，
50227 X C -4479X (Mn+0.57 X Mo + 1.08 X V ) > - 9860 〈 2〉 '
811X C +135 X(Mn+ 0.57 XM0 + I. O8X V )
+ 602xTi + 794XNb> 465 〈 3〉 ， のいずれの式も満たし、 かつ残部が鉄および不可避的不純物からな る高強度熱延鋼板であって、 強度が 980N/min2以上であることを特 徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板。
3. 質量％で更に、 Ca、 Zr、 REMの 1種または 2種以上を 0.0005 %以上、 0.01%以下含有する請求項 1 または請求項 2に記載の穴拡 げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板。
4. 質量％で更に、 Mg： 0.0005%以上、 0.01%以下含有する、 請 求項 1〜 3のいずれか 1項に記載の穴拡げ性と延性に優れた高強度 熱延鋼板。
5. 質量％で更に、
Cu： 0.1%以上、 1.5%以下、
Ni ： 0.1%以上、 1.0%以下、
の 1種または 2種以上を含有する、 請求項 1〜 4のいずれか 1項に 記載の穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板。
6. 圧延終了温度を Ar3変態点から 950°Cと して熱間圧延を終了し たのち、 20°C/sec以上の冷却速度にて 650〜800°Cにまで冷却し、 次いで 0.5秒以上、 15秒以下冷却したのち、 更に、 20°C/sec以上の 冷却速度にて 300〜600°Cに冷却して巻き取ることを特徴とする請求 項 1〜 5のいずれか 1項に記載の穴拡げ性と延性に優れた高強度熱 延鋼板の製造方法。
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