JP2000219937A - 加工用高強度Ｔｉ添加熱延鋼板とその製造方法 - Google Patents
加工用高強度Ｔｉ添加熱延鋼板とその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 自動車部品、機械構造用部品のプレス成形用
に、80％以上の穴拡げ率、36％以上の全伸びを示す370
〜490MPa級の熱延鋼板を開発する。 【解決手段】Ｃ：0.03％以上0.08％以下、Si：0.10％以
下、Mn：0.05％以上1.00％以下、Ｐ：0.030 ％以下、
Ｓ：0.010 ％以下、sol.Al：0.003 ％以上0.100 ％以
下、Ｎ：0.0070％以下、Ti：0.020 ％以上0.050 ％未満
残部Feおよび不可避不純物から成る鋼組成を有し、フェ
ライトとパーライトの混合組織よりなり、フェライト結
晶粒度が11.5以下、かつ、最大直径５μｍ以上のパーラ
イトが面積率で８％以下とする。製造に際しては、1150
℃以上に再加熱し、仕上温度800 〜930 ℃で熱間圧延を
行い、その直後、700 ℃までの平均冷却速度を５〜20℃
/sでA1変態点以下に冷却して、引き続き水冷または空冷
を行い、450 〜650 ℃で巻き取る。
に、80％以上の穴拡げ率、36％以上の全伸びを示す370
〜490MPa級の熱延鋼板を開発する。 【解決手段】Ｃ：0.03％以上0.08％以下、Si：0.10％以
下、Mn：0.05％以上1.00％以下、Ｐ：0.030 ％以下、
Ｓ：0.010 ％以下、sol.Al：0.003 ％以上0.100 ％以
下、Ｎ：0.0070％以下、Ti：0.020 ％以上0.050 ％未満
残部Feおよび不可避不純物から成る鋼組成を有し、フェ
ライトとパーライトの混合組織よりなり、フェライト結
晶粒度が11.5以下、かつ、最大直径５μｍ以上のパーラ
イトが面積率で８％以下とする。製造に際しては、1150
℃以上に再加熱し、仕上温度800 〜930 ℃で熱間圧延を
行い、その直後、700 ℃までの平均冷却速度を５〜20℃
/sでA1変態点以下に冷却して、引き続き水冷または空冷
を行い、450 〜650 ℃で巻き取る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車部品用や機
械構造部品用などに好適な370 〜490MPa級の加工用熱延
鋼板とこれを安価に製造する方法に関する。
械構造部品用などに好適な370 〜490MPa級の加工用熱延
鋼板とこれを安価に製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】最近では、製造コストの低減という要請
により自動車部品や機械構造部品などにも、熱延鋼板が
用いられており、熱延鋼板であっても加工性に優れた高
強度のものが要求されるようになってきている。
により自動車部品や機械構造部品などにも、熱延鋼板が
用いられており、熱延鋼板であっても加工性に優れた高
強度のものが要求されるようになってきている。
【０００３】従来より知られているように、熱延鋼板の
強度を高める最も簡便な方法は、Ｃ、Mnの量を増やす方
法である。しかし、Ｃの過剰な増加は加工性を劣化させ
るばかりでなく溶接性の劣化をも招くため、Ｃに比べて
劣化代の小さい、高価なMnの増加に頼らざるを得ない
が、Mnを増加させても加工性の劣化は避けることができ
ないため、このような方法では経済性に優れた加工性の
良い鋼板を得ることができない。
強度を高める最も簡便な方法は、Ｃ、Mnの量を増やす方
法である。しかし、Ｃの過剰な増加は加工性を劣化させ
るばかりでなく溶接性の劣化をも招くため、Ｃに比べて
劣化代の小さい、高価なMnの増加に頼らざるを得ない
が、Mnを増加させても加工性の劣化は避けることができ
ないため、このような方法では経済性に優れた加工性の
良い鋼板を得ることができない。
【０００４】加工性に優れた高強度熱延鋼板として、マ
ルテンサイトやベイナイトなどの低温変態生成物を導入
したものが従来から広く知られている。この方法は、鋼
板の降伏比を下げ、全伸びを大きくするものとして有効
な方法ではあるが、Si、Mn、Crなどの高価な元素の添加
によるコストアップ、あるいはそれらを全く添加しない
場合は、特定の冷却速度を確保しなければならないため
の設備上の制約という問題があった。
ルテンサイトやベイナイトなどの低温変態生成物を導入
したものが従来から広く知られている。この方法は、鋼
板の降伏比を下げ、全伸びを大きくするものとして有効
な方法ではあるが、Si、Mn、Crなどの高価な元素の添加
によるコストアップ、あるいはそれらを全く添加しない
場合は、特定の冷却速度を確保しなければならないため
の設備上の制約という問題があった。
【０００５】その他に高強度化の方法として、鋼中にT
i、Nb、Ｖなどの炭窒化物を形成する元素を添加した析
出強化による熱延鋼板が知られている。これらの元素は
どれも同様の働きをするものの、Tiに比べＶ、Nbの添加
はコストがかさむため、Ｖ、Nbを添加することを前提と
した方法では、経済性に優れているとは言い難かった。
i、Nb、Ｖなどの炭窒化物を形成する元素を添加した析
出強化による熱延鋼板が知られている。これらの元素は
どれも同様の働きをするものの、Tiに比べＶ、Nbの添加
はコストがかさむため、Ｖ、Nbを添加することを前提と
した方法では、経済性に優れているとは言い難かった。
【０００６】そのような方法の中で、特開平９−209076
号公報は、TiＣの析出強化を活用して加工性に優れた40
0 〜800N/mm2級の高強度熱延鋼板を開示している。それ
によれば、Ti量を0.05％以上とすることでTiＣ析出強化
の有効性を認めており、それ未満では狙い強度に対して
全伸びの劣る実施例データを示すのみである。
号公報は、TiＣの析出強化を活用して加工性に優れた40
0 〜800N/mm2級の高強度熱延鋼板を開示している。それ
によれば、Ti量を0.05％以上とすることでTiＣ析出強化
の有効性を認めており、それ未満では狙い強度に対して
全伸びの劣る実施例データを示すのみである。
【０００７】しかし、この鋼板は、もともと穴広げ率の
高い比較的低強度の鋼をも包含するものであって、一般
的に自動車用部品などのプレス成形に際して要求される
全伸びと穴拡げ率のバランスから見れば甚だ穴拡げ率を
偏重している。例えば、Ti量0.05％未満の鋼の場合、RO
T 冷却速度が極めて大きく、ために延性に乏しい組織と
なっていると考えられる。
高い比較的低強度の鋼をも包含するものであって、一般
的に自動車用部品などのプレス成形に際して要求される
全伸びと穴拡げ率のバランスから見れば甚だ穴拡げ率を
偏重している。例えば、Ti量0.05％未満の鋼の場合、RO
T 冷却速度が極めて大きく、ために延性に乏しい組織と
なっていると考えられる。
【０００８】ここに、「ROT 冷却速度」は、１〜60℃/s
の範囲内であって下記式によって規定される熱間圧延終
了後の冷却速度である。 CR (℃/s) ＝−200 ×(0.5×Ｃ％＋2.5 ×Ti％) ＋TS/3
−85 また、特開平６−200351号公報には伸びフランジ性に優
れた690MPa(70kgf/mm2) 以上の高強度熱延鋼板を得る技
術が開示されている。これも前記公報の場合と同様、T
i:0.06 〜0.3 ％とTiを比較的多量に含有しており、Ti
Ｃで析出強化し、セメンタイト析出量を最小限にするこ
とで優れた伸びフランジ性が得られることを述べてい
る。
の範囲内であって下記式によって規定される熱間圧延終
了後の冷却速度である。 CR (℃/s) ＝−200 ×(0.5×Ｃ％＋2.5 ×Ti％) ＋TS/3
−85 また、特開平６−200351号公報には伸びフランジ性に優
れた690MPa(70kgf/mm2) 以上の高強度熱延鋼板を得る技
術が開示されている。これも前記公報の場合と同様、T
i:0.06 〜0.3 ％とTiを比較的多量に含有しており、Ti
Ｃで析出強化し、セメンタイト析出量を最小限にするこ
とで優れた伸びフランジ性が得られることを述べてい
る。
【０００９】しかし、セメンタイト析出量を最小限にす
べくTiを増加させてTiＣ析出量を増やしているため、安
価な強化元素といえどもTiを多量に添加すればコストア
ップにつながるのであって、経済性の点で十分とは言え
ない。また、過度の析出強化はいたずらに降伏比を上げ
る傾向があり、Ｃの大部分をTiＣ析出強化に供した鋼板
は、伸びフランジ性が良好であっても必ずしもプレス成
形性に優れているとは言えなかった。
べくTiを増加させてTiＣ析出量を増やしているため、安
価な強化元素といえどもTiを多量に添加すればコストア
ップにつながるのであって、経済性の点で十分とは言え
ない。また、過度の析出強化はいたずらに降伏比を上げ
る傾向があり、Ｃの大部分をTiＣ析出強化に供した鋼板
は、伸びフランジ性が良好であっても必ずしもプレス成
形性に優れているとは言えなかった。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】従来、析出強化による
熱延鋼板はセメンタイトが多量に析出して伸びフランジ
性が劣るとされていた。あるいは伸びフランジ性を偏重
するあまり前出の発明のようにセメンタイト析出量を制
限すると全伸び、降伏比やコストの面で不十分なものと
ならざるを得なかった。
熱延鋼板はセメンタイトが多量に析出して伸びフランジ
性が劣るとされていた。あるいは伸びフランジ性を偏重
するあまり前出の発明のようにセメンタイト析出量を制
限すると全伸び、降伏比やコストの面で不十分なものと
ならざるを得なかった。
【００１１】本発明の目的は、一般的な自動車部品、機
械構造用部品へのプレス成形に必要なレベルの伸びフラ
ンジ性を備えた高強度熱延鋼板、具体的には80％以上の
穴拡げ率を確保しつつ、36％以上の全伸びを示す、370
〜490MPa級の熱延鋼板と、それを安価に製造する方法を
提供することである。
械構造用部品へのプレス成形に必要なレベルの伸びフラ
ンジ性を備えた高強度熱延鋼板、具体的には80％以上の
穴拡げ率を確保しつつ、36％以上の全伸びを示す、370
〜490MPa級の熱延鋼板と、それを安価に製造する方法を
提供することである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】かかる課題を達成すべ
く、本発明者らが鋭意研究を重ねた結果、プレス成形性
を改善するには、つまり、実際の一般的なプレス成形に
必要なレベルの穴拡げ率を確保しつつ全伸びを増加させ
るには、フェライト粒をなるべく成長させるとともに、
パーライトが粗大にならないよう制御することが有効で
あるとの新知見を得るに至り、本発明を完成させた。こ
こに、本発明の要旨は、次の通りである。
く、本発明者らが鋭意研究を重ねた結果、プレス成形性
を改善するには、つまり、実際の一般的なプレス成形に
必要なレベルの穴拡げ率を確保しつつ全伸びを増加させ
るには、フェライト粒をなるべく成長させるとともに、
パーライトが粗大にならないよう制御することが有効で
あるとの新知見を得るに至り、本発明を完成させた。こ
こに、本発明の要旨は、次の通りである。
【００１３】(1) 重量％で、Ｃ：0.03％以上0.08％以
下、Si：0 ％以上0.10％以下、Mn：0.05％以上1.00％以
下、Ｐ：0 ％以上0.030 ％以下、Ｓ：0.010 ％以下、so
l.Al：0.003 ％以上0.100 ％以下、Ｎ：0.0070％以下、
Ti：0.020 ％以上0.050 ％未満 残部Feおよび不可避不純物から成る鋼組成を有し、フェ
ライトとパーライトの混合組織よりなり、フェライト結
晶粒度が11.5以下、かつ、最大直径５μｍ以上のパーラ
イトが面積率で８％以下であることを特徴とする経済性
に優れた加工用高強度熱延鋼板。
下、Si：0 ％以上0.10％以下、Mn：0.05％以上1.00％以
下、Ｐ：0 ％以上0.030 ％以下、Ｓ：0.010 ％以下、so
l.Al：0.003 ％以上0.100 ％以下、Ｎ：0.0070％以下、
Ti：0.020 ％以上0.050 ％未満 残部Feおよび不可避不純物から成る鋼組成を有し、フェ
ライトとパーライトの混合組織よりなり、フェライト結
晶粒度が11.5以下、かつ、最大直径５μｍ以上のパーラ
イトが面積率で８％以下であることを特徴とする経済性
に優れた加工用高強度熱延鋼板。
【００１４】(2) 上記(1) の鋼組成を有するスラブを11
50℃以上に再加熱し、仕上温度800 〜930 ℃で熱間圧延
を行い、その直後、700 ℃までの平均冷却速度を５〜20
℃/sでA1変態点以下に冷却して、引き続き水冷または空
冷を行い、450 〜650 ℃で巻き取ることを特徴とする経
済性に優れた加工用高強度熱延鋼板の製造方法。
50℃以上に再加熱し、仕上温度800 〜930 ℃で熱間圧延
を行い、その直後、700 ℃までの平均冷却速度を５〜20
℃/sでA1変態点以下に冷却して、引き続き水冷または空
冷を行い、450 〜650 ℃で巻き取ることを特徴とする経
済性に優れた加工用高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】次に、本発明の実施の形態につい
て詳細に説明する。まず本発明において鋼組成を上述の
ように規定したのは次の通りである。Ｃは目標とする強
度を確保するためには0.03％以上添加する。ただし、Ｃ
は安価な強化元素であり経済性に優れた鋼板を得るため
には最大限利用すべきである。よって、望ましくは0.06
％以上とするのがよい。しかし一方で、多量のＣ添加は
粗大なパーライトを生成させる原因となり、結果的に加
工性を劣化させるため、粗大パーライトの生成が顕著で
ない範囲として上限を0.08％とする。
て詳細に説明する。まず本発明において鋼組成を上述の
ように規定したのは次の通りである。Ｃは目標とする強
度を確保するためには0.03％以上添加する。ただし、Ｃ
は安価な強化元素であり経済性に優れた鋼板を得るため
には最大限利用すべきである。よって、望ましくは0.06
％以上とするのがよい。しかし一方で、多量のＣ添加は
粗大なパーライトを生成させる原因となり、結果的に加
工性を劣化させるため、粗大パーライトの生成が顕著で
ない範囲として上限を0.08％とする。
【００１６】Ｃ量を0.08％以下に抑えることで、セメン
タイトの析出量自体が減って加工性が改善されるが、そ
ればかりでなく、このように比較的低いＣ量において、
後述する適切な熱間圧延の仕上げ温度、冷却条件、巻取
温度を選択することにより、亀裂の起点となりやすい粗
大なパーライトの生成が抑制されて細かく分散した状態
が得られることから、優れた伸びフランジ性、つまり穴
拡げ率の確保と優れた全伸びをが実現されていると考え
られる。
タイトの析出量自体が減って加工性が改善されるが、そ
ればかりでなく、このように比較的低いＣ量において、
後述する適切な熱間圧延の仕上げ温度、冷却条件、巻取
温度を選択することにより、亀裂の起点となりやすい粗
大なパーライトの生成が抑制されて細かく分散した状態
が得られることから、優れた伸びフランジ性、つまり穴
拡げ率の確保と優れた全伸びをが実現されていると考え
られる。
【００１７】Siは、0 〜0.10％添加される。本発明にあ
って、Siは、不可避不純物の一つであるが、本発明の１
態様にあっては、固溶強化による強度調整を目的に0.10
％以下の範囲で添加してもよい。0.10％を超えるSiの添
加はコストの上昇を招くばかりでなく、Siスケールの頻
発による歩留り低下をもたらし、本来の目的である経済
性に優れた熱延鋼板を得ることができなくなるため、Si
を添加する場合、上限を0.10％とする。
って、Siは、不可避不純物の一つであるが、本発明の１
態様にあっては、固溶強化による強度調整を目的に0.10
％以下の範囲で添加してもよい。0.10％を超えるSiの添
加はコストの上昇を招くばかりでなく、Siスケールの頻
発による歩留り低下をもたらし、本来の目的である経済
性に優れた熱延鋼板を得ることができなくなるため、Si
を添加する場合、上限を0.10％とする。
【００１８】Mnは鋼を固溶強化する目的で添加される
が、多量のMnは延性を阻害し、また、粗大なMnＳの析出
を促して鋼板の伸びフランジ性を劣化させるため、その
悪影響が顕著でない範囲として上限を1.00％とする。た
だし、経済性に優れた鋼板を得るため、高価な合金元素
であるMnの添加量は少ないほど良く、0.80％以下とする
のが望ましい。一方、MnはＳによる熱間圧延時の鋼の熱
間脆化を防ぐ役割があるため、Mnは0.05％以上添加す
る。好ましくは、0.20〜0.80％である。
が、多量のMnは延性を阻害し、また、粗大なMnＳの析出
を促して鋼板の伸びフランジ性を劣化させるため、その
悪影響が顕著でない範囲として上限を1.00％とする。た
だし、経済性に優れた鋼板を得るため、高価な合金元素
であるMnの添加量は少ないほど良く、0.80％以下とする
のが望ましい。一方、MnはＳによる熱間圧延時の鋼の熱
間脆化を防ぐ役割があるため、Mnは0.05％以上添加す
る。好ましくは、0.20〜0.80％である。
【００１９】ＰはSi同様、不可避不純物の一つであるが
強度調整目的で、0.020 ％以上添加することもできる。
ただし、多過ぎると加工性を劣化させるため、その影響
が顕著でない範囲として0.030 ％以下とする。
強度調整目的で、0.020 ％以上添加することもできる。
ただし、多過ぎると加工性を劣化させるため、その影響
が顕著でない範囲として0.030 ％以下とする。
【００２０】Ｓは不可避不純物であり、MnＳ析出物を形
成して鋼板の伸びフランジ性を低下させるため、極力低
減することが望ましい。ただし、その低減はコスト上昇
を招くので、Ｓの悪影響が顕著でない範囲として0.010
％以下とする。
成して鋼板の伸びフランジ性を低下させるため、極力低
減することが望ましい。ただし、その低減はコスト上昇
を招くので、Ｓの悪影響が顕著でない範囲として0.010
％以下とする。
【００２１】Alは製鋼段階で脱酸のために添加される。
その効果は: 酸に可溶なAl量(sol.Al)で0.003 ％未満で
は不十分であるので下限を0.003 ％とする。一方、多過
ぎても効果が飽和して余計なコスト増になるので上限を
0.100 ％に定める。
その効果は: 酸に可溶なAl量(sol.Al)で0.003 ％未満で
は不十分であるので下限を0.003 ％とする。一方、多過
ぎても効果が飽和して余計なコスト増になるので上限を
0.100 ％に定める。
【００２２】Ｎは不可避的不純物であり、Tiと結合して
TiＮを形成する。ところがTiＮは製鋼段階から析出し始
めて粗大化し鋼板の強化にはほとんど効かないため、鋼
板の強化に有効に働くTi量を減少させてしまう。それば
かりでなく粗大なTiＮが亀裂の起点となって伸びフラン
ジ性を劣化させるため、Ｎはできるだけ少なくすること
が望ましい。しかし、必要以上のＮの低減は製鋼コスト
の増加を招くばかりであるため、Ｎによる悪影響が許容
できる範囲として上限を0.0070％とする。好ましくは、
0.0050％以下である。
TiＮを形成する。ところがTiＮは製鋼段階から析出し始
めて粗大化し鋼板の強化にはほとんど効かないため、鋼
板の強化に有効に働くTi量を減少させてしまう。それば
かりでなく粗大なTiＮが亀裂の起点となって伸びフラン
ジ性を劣化させるため、Ｎはできるだけ少なくすること
が望ましい。しかし、必要以上のＮの低減は製鋼コスト
の増加を招くばかりであるため、Ｎによる悪影響が許容
できる範囲として上限を0.0070％とする。好ましくは、
0.0050％以下である。
【００２３】TiはTiＣの析出強化により安価に鋼板の高
強度化を達成しうる添加元素であって、本発明において
重要な元素である。本発明の目的とする強度を確保する
ためには、下限0.020 ％以上必要である。ただし、TiＣ
の析出強化による高強度化は降伏比を上げるため、過度
の添加は加工性を劣化させる。よって、加工性を害しな
い降伏比を維持しうる範囲として、0.050 ％未満とす
る。好ましくは、0.024〜0.045 ％である。
強度化を達成しうる添加元素であって、本発明において
重要な元素である。本発明の目的とする強度を確保する
ためには、下限0.020 ％以上必要である。ただし、TiＣ
の析出強化による高強度化は降伏比を上げるため、過度
の添加は加工性を劣化させる。よって、加工性を害しな
い降伏比を維持しうる範囲として、0.050 ％未満とす
る。好ましくは、0.024〜0.045 ％である。
【００２４】本発明によれば、かかる鋼組成を有する熱
延鋼板は、その組織中のフェライト結晶粒度が11.5超だ
と優れた伸びが得られない。好ましくは10.0以下であ
る。ここに、「フェライト結晶粒度」はJIS G 0552によ
って求められるものであって、粒度が小さい程、結晶粒
の大きさは大きい。
延鋼板は、その組織中のフェライト結晶粒度が11.5超だ
と優れた伸びが得られない。好ましくは10.0以下であ
る。ここに、「フェライト結晶粒度」はJIS G 0552によ
って求められるものであって、粒度が小さい程、結晶粒
の大きさは大きい。
【００２５】また、最大直径が５μｍ以上のパーライト
が少量でも含まれると伸びフランジ性が急激に悪くなる
ので影響の顕著でない範囲として、当該パーライトの面
積率を８％以下に規定する。ただし、本発明の効果を十
分引き出すためには同面積率を５％以下とする方がよ
い。
が少量でも含まれると伸びフランジ性が急激に悪くなる
ので影響の顕著でない範囲として、当該パーライトの面
積率を８％以下に規定する。ただし、本発明の効果を十
分引き出すためには同面積率を５％以下とする方がよ
い。
【００２６】次に、本発明における熱延鋼板の製造方法
について説明するが、上述の鋼組成および性状を備えた
熱延鋼板は、次のような製造条件によって製造される。
まず、熱間圧延を行う際のスラブ加熱温度は、圧延前に
Tiを十分固溶させた状態とするため1150℃以上とする。
加熱温度が低すぎてTiの固溶が不十分であると、圧延後
に微細に析出するTiＣによる析出強化の効果が十分発揮
されない。本発明の鋼板を得る上で、スラブ加熱温度の
上限は特に規定しないが、高過ぎると加熱コストの増大
とスケールロスの増大を招くので1300℃以下とするのが
望ましい。
について説明するが、上述の鋼組成および性状を備えた
熱延鋼板は、次のような製造条件によって製造される。
まず、熱間圧延を行う際のスラブ加熱温度は、圧延前に
Tiを十分固溶させた状態とするため1150℃以上とする。
加熱温度が低すぎてTiの固溶が不十分であると、圧延後
に微細に析出するTiＣによる析出強化の効果が十分発揮
されない。本発明の鋼板を得る上で、スラブ加熱温度の
上限は特に規定しないが、高過ぎると加熱コストの増大
とスケールロスの増大を招くので1300℃以下とするのが
望ましい。
【００２７】熱間圧延の仕上温度は、930 ℃を超えてく
ると仕上げ後のオーステナイト再結晶および粒成長が顕
著で、その後の冷却過程におけるフェライト核生成の起
点が少なく、結果的に粗大なフェライトと粗大なパーラ
イトからなる組織が得られて加工性が劣化する。また、
800 ℃より低くなるとフェライトが生成し始める温度域
になり、鋼板の面内異方性が増大する。よって、仕上温
度は800 〜930 ℃、好ましくは、820 〜880 ℃とする。
ると仕上げ後のオーステナイト再結晶および粒成長が顕
著で、その後の冷却過程におけるフェライト核生成の起
点が少なく、結果的に粗大なフェライトと粗大なパーラ
イトからなる組織が得られて加工性が劣化する。また、
800 ℃より低くなるとフェライトが生成し始める温度域
になり、鋼板の面内異方性が増大する。よって、仕上温
度は800 〜930 ℃、好ましくは、820 〜880 ℃とする。
【００２８】仕上圧延後の冷却は、700 ℃までの平均冷
却速度として５〜20℃/sに管理する。かかる冷却は、A3
変態直後に初析フェライトを十分成長させ、かつ、A1変
態開始前の未変態オーステナイトを細かく分散した状態
にするためである。20℃/sを超える冷却速度ではフェラ
イトが細粒となって降伏比が高くなる傾向がある。一
方、５℃/sより遅い冷却速度ではＣの拡散が盛んなため
粗大なパーライトが生成して加工性が劣化する。好まし
い冷却速度は、10℃/s以上であり、15℃/s以下である。
なお、冷却温度、つまり冷却する先の温度はA1変態点以
下であれば特に制限はない。後述するようにこのときの
冷却温度は巻取温度であってもよい。
却速度として５〜20℃/sに管理する。かかる冷却は、A3
変態直後に初析フェライトを十分成長させ、かつ、A1変
態開始前の未変態オーステナイトを細かく分散した状態
にするためである。20℃/sを超える冷却速度ではフェラ
イトが細粒となって降伏比が高くなる傾向がある。一
方、５℃/sより遅い冷却速度ではＣの拡散が盛んなため
粗大なパーライトが生成して加工性が劣化する。好まし
い冷却速度は、10℃/s以上であり、15℃/s以下である。
なお、冷却温度、つまり冷却する先の温度はA1変態点以
下であれば特に制限はない。後述するようにこのときの
冷却温度は巻取温度であってもよい。
【００２９】なお、前述の特開平９−209076号公報に開
示する方法にあっても、熱間圧延終了後に、１〜60℃/s
の冷却速度で冷却することを教えているが、そのときの
冷却速度は具体的には、Ｃ％、Ti％、TSによって規定さ
れており、これを本発明の場合に想定すると、440MPa級
の場合、ほぼ30℃/s以上となり、かなり大きな冷却速度
となるが、これは上記公報の場合、TiＣを微細化するこ
とにより、強化の寄与を大きくするためであり、本発明
とは本質的に相違する。
示する方法にあっても、熱間圧延終了後に、１〜60℃/s
の冷却速度で冷却することを教えているが、そのときの
冷却速度は具体的には、Ｃ％、Ti％、TSによって規定さ
れており、これを本発明の場合に想定すると、440MPa級
の場合、ほぼ30℃/s以上となり、かなり大きな冷却速度
となるが、これは上記公報の場合、TiＣを微細化するこ
とにより、強化の寄与を大きくするためであり、本発明
とは本質的に相違する。
【００３０】次いで、例えば水冷または空冷を行い巻取
るが、仕上げ圧延後の上記条件での冷却によってA1変態
を行った後であるから冷却条件はとくに制限されない。
所定の巻取温度にまで冷却すればよい。
るが、仕上げ圧延後の上記条件での冷却によってA1変態
を行った後であるから冷却条件はとくに制限されない。
所定の巻取温度にまで冷却すればよい。
【００３１】一つの態様によれば、700 ℃までの平均冷
却速度として５〜20℃/sの冷却速度で熱間圧延終了後巻
取り温度にまで冷却してから、直ちに巻取ってもよい。
このように、A1変態後は、フェライト中に固溶している
Ｃの排出を促し、微細なTiＣを析出させるため450 〜65
0 ℃で巻き取る。これにより、延性に富むフェライト素
地がTiＣで析出強化された状態が得られる。650 ℃より
高い温度では、析出したTiＣが粗大化して析出強化の十
分な効果が得られない。また、450 ℃以下ではＣが過飽
和のままフェライト中に残り、延性を劣化させる。好ま
しい巻取温度は、480 〜600 ℃である。
却速度として５〜20℃/sの冷却速度で熱間圧延終了後巻
取り温度にまで冷却してから、直ちに巻取ってもよい。
このように、A1変態後は、フェライト中に固溶している
Ｃの排出を促し、微細なTiＣを析出させるため450 〜65
0 ℃で巻き取る。これにより、延性に富むフェライト素
地がTiＣで析出強化された状態が得られる。650 ℃より
高い温度では、析出したTiＣが粗大化して析出強化の十
分な効果が得られない。また、450 ℃以下ではＣが過飽
和のままフェライト中に残り、延性を劣化させる。好ま
しい巻取温度は、480 〜600 ℃である。
【００３２】かくして、本発明にかかる製造方法によっ
て製造された熱延鋼板は、フェライトとパーライトの混
合組織よりなり、フェライト結晶粒度が11.5以下、か
つ、最大直径５μｍ以上のパーライトが面積率で８％以
下を満足する。
て製造された熱延鋼板は、フェライトとパーライトの混
合組織よりなり、フェライト結晶粒度が11.5以下、か
つ、最大直径５μｍ以上のパーライトが面積率で８％以
下を満足する。
【００３３】
【実施例】次に、本発明の作用効果を実施例に関連させ
てさらに具体的に説明する。表２の例No.1〜14は、表１
に示す鋼組成Ａ〜Ｎのスラブを、加熱温度1230℃、仕上
温度850 ℃で3.2 mm厚に熱間圧延し、700 ℃までの平均
冷却速度を12℃/sとして、520 ℃まで冷却し、次いで巻
取り温度まで空冷して冷却し、巻取温度500℃で製造し
たものである。
てさらに具体的に説明する。表２の例No.1〜14は、表１
に示す鋼組成Ａ〜Ｎのスラブを、加熱温度1230℃、仕上
温度850 ℃で3.2 mm厚に熱間圧延し、700 ℃までの平均
冷却速度を12℃/sとして、520 ℃まで冷却し、次いで巻
取り温度まで空冷して冷却し、巻取温度500℃で製造し
たものである。
【００３４】また、表４の例No.15 〜27は、表３の製造
条件にて製造したものである。このようにして得られた
熱延鋼板について、下記の要領で引張試験、穴拡げ試
験、断面組織観察を行った。結果は、それぞれ表２およ
び表４にまとめて示す。
条件にて製造したものである。このようにして得られた
熱延鋼板について、下記の要領で引張試験、穴拡げ試
験、断面組織観察を行った。結果は、それぞれ表２およ
び表４にまとめて示す。
【００３５】なお、引張試験は圧延方向のJIS ５号引張
試験片にて行い、穴拡げ試験は初期径10mmの打ち抜き穴
を60°円錐ポンチで押し広げ、割れが板厚を貫通したと
きの直径ｄを測定し次式から算出した。 λ＝｛(d−10)/10｝×100 組織は、ナイタール腐食にて観察を行い、目視で観察し
たフェライト、パーライトなどの組織の種類に基づいて
判定した。
試験片にて行い、穴拡げ試験は初期径10mmの打ち抜き穴
を60°円錐ポンチで押し広げ、割れが板厚を貫通したと
きの直径ｄを測定し次式から算出した。 λ＝｛(d−10)/10｝×100 組織は、ナイタール腐食にて観察を行い、目視で観察し
たフェライト、パーライトなどの組織の種類に基づいて
判定した。
【００３６】フェライト結晶粒度はJIS G0552 に従って
求めた。また、亀裂の起点となりやすい粗大なパーライ
トの量を評価するため以下のような方法をとった。
求めた。また、亀裂の起点となりやすい粗大なパーライ
トの量を評価するため以下のような方法をとった。
【００３７】すなわち、顕微鏡倍率500 倍の組織写真を
コンピュータ画像に取り込み、画像上において目視で最
も長い径の実際の寸法が５μｍ以上であるパーライトを
選び抜いて、それらの画像上の面積を合計し、画像全体
に占める割合を求めた。これを最大直径５μｍ以上のパ
ーライト面積率と呼称する。
コンピュータ画像に取り込み、画像上において目視で最
も長い径の実際の寸法が５μｍ以上であるパーライトを
選び抜いて、それらの画像上の面積を合計し、画像全体
に占める割合を求めた。これを最大直径５μｍ以上のパ
ーライト面積率と呼称する。
【００３８】表２および表４に示すように、本発明範囲
内に規定された鋼組成を有し、かつ、フェライト平均粒
径が比較的大きく、粗大なパーライトが抑制された熱延
鋼板は、プレス成形に好適な伸びフランジ性と全伸びの
バランスをもっていることが分かる。
内に規定された鋼組成を有し、かつ、フェライト平均粒
径が比較的大きく、粗大なパーライトが抑制された熱延
鋼板は、プレス成形に好適な伸びフランジ性と全伸びの
バランスをもっていることが分かる。
【００３９】表２および表４において、本発明の鋼板の
目標特性を、YP:420MPa 以下、TS:370〜540MPa、El: 35
％以上、λ:80 ％以上とした。しかし、表２に示すよう
に鋼組成が本発明範囲外である場合や、表４に示すよう
に鋼組成が本発明の範囲内であっても製造条件が本発明
の範囲を逸脱する場合は、必要な強度が得られなかった
り、本発明に定める組織が得られないために良好な特性
とならないことが分かる。
目標特性を、YP:420MPa 以下、TS:370〜540MPa、El: 35
％以上、λ:80 ％以上とした。しかし、表２に示すよう
に鋼組成が本発明範囲外である場合や、表４に示すよう
に鋼組成が本発明の範囲内であっても製造条件が本発明
の範囲を逸脱する場合は、必要な強度が得られなかった
り、本発明に定める組織が得られないために良好な特性
とならないことが分かる。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【００４２】
【表３】
【００４３】
【表４】
【００４４】
【発明の効果】以上に詳述したように、本発明によれ
ば、必要な伸びフランジ性を確保したプレス成形に適す
る高強度熱延鋼板、具体的には、優れた全伸びを持つ37
0 〜490MPa級の熱延鋼板を経済性良く得ることができ、
加工性に優れた高強度熱延鋼板に対する要望が大きい産
業界の今日的状況からは、本発明は、産業上大きな寄与
をする発明である。
ば、必要な伸びフランジ性を確保したプレス成形に適す
る高強度熱延鋼板、具体的には、優れた全伸びを持つ37
0 〜490MPa級の熱延鋼板を経済性良く得ることができ、
加工性に優れた高強度熱延鋼板に対する要望が大きい産
業界の今日的状況からは、本発明は、産業上大きな寄与
をする発明である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA05 EA15 EA18 EA23 EA25 EA27 EA31 EB06 EB08 EB11 FA02 FA03 FC03 FC04 FD02 FD03 FE01 FE02 JA06 JA07
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：0.03％以上0.08％以下、Si：0 ％以上0.10％以下、 Mn：0.05％以上1.00％以下、Ｐ：0 ％以上0.030 ％以
下、 Ｓ：0.010 ％以下、sol.Al：0.003 ％以上0.100 ％以
下、 Ｎ：0.0070％以下、Ti：0.020 ％以上0.050 ％未満 残部Feおよび不可避不純物から成る鋼組成を有し、フェ
ライトとパーライトの混合組織よりなり、フェライト結
晶粒度が11.5以下、かつ、最大直径５μｍ以上のパーラ
イトが面積率で８％以下であることを特徴とする経済性
に優れた加工用高強度熱延鋼板。 - 【請求項２】 請求項１の鋼組成を有するスラブを1150
℃以上に再加熱し、仕上温度800 〜930 ℃で熱間圧延を
行い、その直後、700 ℃までの平均冷却速度を５〜20℃
/sでA1変態点以下に冷却して、450 〜650 ℃で巻き取る
ことを特徴とする経済性に優れた加工用高強度熱延鋼板
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP02212199A JP3916113B2 (ja) | 1999-01-29 | 1999-01-29 | 加工用高強度Ｔｉ添加熱延鋼板とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP02212199A JP3916113B2 (ja) | 1999-01-29 | 1999-01-29 | 加工用高強度Ｔｉ添加熱延鋼板とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000219937A true JP2000219937A (ja) | 2000-08-08 |
| JP3916113B2 JP3916113B2 (ja) | 2007-05-16 |
Family
ID=12074060
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP02212199A Expired - Lifetime JP3916113B2 (ja) | 1999-01-29 | 1999-01-29 | 加工用高強度Ｔｉ添加熱延鋼板とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3916113B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012002565A1 (ja) * | 2010-06-29 | 2012-01-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| WO2012002566A1 (ja) * | 2010-06-29 | 2012-01-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
-
1999
- 1999-01-29 JP JP02212199A patent/JP3916113B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012002565A1 (ja) * | 2010-06-29 | 2012-01-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| WO2012002566A1 (ja) * | 2010-06-29 | 2012-01-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP2012012624A (ja) * | 2010-06-29 | 2012-01-19 | Jfe Steel Corp | 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2012012623A (ja) * | 2010-06-29 | 2012-01-19 | Jfe Steel Corp | 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| KR101485237B1 (ko) | 2010-06-29 | 2015-01-22 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법 |
| KR101485236B1 (ko) | 2010-06-29 | 2015-01-22 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 |
| US9073292B2 (en) | 2010-06-29 | 2015-07-07 | Jfe Steel Corporation | High strength galvanized steel sheet having excellent formability and method for manufacturing the same |
| EP2589678A4 (en) * | 2010-06-29 | 2017-07-19 | JFE Steel Corporation | High-strength steel sheet with excellent processability and process for producing same |
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|---|---|
| JP3916113B2 (ja) | 2007-05-16 |
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