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
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
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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)
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---|---|---|---|
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 |
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JP3916113B2 JP3916113B2 (ja) | 2007-05-16 |
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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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