JP2885516B2 - 伸びフランジ性の優れた薄鋼板及びその製造方法 - Google Patents
伸びフランジ性の優れた薄鋼板及びその製造方法Info
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Description
わり、特に優れた伸びフランジ性を有する薄鋼板及びそ
の製造方法に関するものである。
ラブを出発素材とし、熱間圧延を経て熱延鋼板として製
造されている。この現状工程による材質作り込み技術、
すなわち組織制御の基本思想は、材料を熱間圧延する工
程で該材料に再結晶を生じしめて粗大なオーステナイト
組織を微細化し粒界面積を増加させるか、もしくは未再
結晶域で圧延して変形帯(転位密度の局所的に高い所)
などを導入する、などにより変態の核生成サイト数を増
加させることで冷却時に生成するフェライトなどの組織
を微細化することにある。ちなみに変態前のオーステナ
イト粒径は従来工程では20μm以下であり、変態して得
られる組織も例えばフェライト粒径で20μm以下といっ
たレベルにある。
つに打抜き加工後の成形性が要求される材料(この材料
はたとえば自動車の強度部材(メンバー、ホイールな
ど)に使用される)として、伸びフランジ性(穴広げ
性)の優れた高強度熱延鋼板がある。かかる鋼板は強度
部材としての強度と加工性を具備する必要があり、現在
60〜70kgf/mm2級の高強度鋼板まで開発が進められてい
る。これは例えば特開昭61−19733号公報、特開平1−1
62723号公報などに開示されているとおり、微細なフェ
ライトとパケットサイズとして微細な低温変態相(微細
なパーライトやベイナイトや焼戻しマルテンサイト) とからなる複合組織を呈する(ここでパケットとはエッ
チングなどにより識別される、似かよった結晶方位群か
らなる低温変態相の小単位群を意味する)。一般に伸び
フランジ性のような局部延性はセメンタイトやマルテン
サイトと言ったフェライトに対し極端に硬質な相が大き
く存在している場合には低下することが知られており、
特に組織を均一化かつ微細化(ほゞ20μm以下)するこ
とに注意が払われてきた。
により熱延板相当厚みの薄鋳帯の製造が可能となりつつ
ある。このプロセルは従来熱延を完全に省略できるた
め、省コスト・省エネルギープロセスとして主に冷延・
焼鈍を経る冷延鋼板の素材としての検討が進められてき
た。しかし薄鋳帯そのものを熱延鋼板相当材として見た
場合、オーステナイト粒径が約1000μmと極端に粗大な
ため、一般に得られるフェライト主体の組織も極めて粗
大化する傾向があった。このため薄鋳帯そのものの特性
はほとんど検討されていなかった。
度・延性バランスの優れた鋼板を該薄鋳帯より製造する
ことを研究し、オーステナイト中、すなわち、900〜140
0℃の温度範囲を1〜30℃/secの冷却速度で冷却してMnS
やTiNなどの析出物を析出せしめて、これを核として粒
内変態に利用し、次いで900〜600℃の温度範囲を10℃/s
ec以上の冷却速度で冷却して前記析出物を中心とした微
細なベイナイト又はウイッドマンシュテッテンフェライ
ト組織を形成することに成功し、これを特開平2−2362
24号公報、特開平2−236228号公報などで開示した。
TiO,Ti2O3又はTiNなどの析出物あるいはBNやFe23(C-B)6
といった析出物を形成して粒界から生成するフェライト
を制御するとともにフェライト変態の核形成に寄与せし
め、微細なフェライト又はベイナイト組織を形成するこ
とができた。
はオーステナイト域で析出するところから粗大になり易
く、これら硬質な析出物が分散した鋼板の伸びフランジ
性は一般に劣るため、上記薄鋼板における伸びフランジ
性を改良する技術について詳細に検討していなかった。
鋼板に伸びフランジ性を付与する研究を行った。
フランジ性を付与することは、該鋼板のオーステナイト
組織が微細なため一般にむずかしい。すなわち、熱延鋼
板はかゝる微細組織を有するので熱延後の冷却中にフェ
ライトの生成は避けられず、よって伸びフランジ性に有
利なベイナイトなどの低温変態相のみの組織を得ること
は一般に困難である。例えば前述した特開昭61−19733
号公報では、熱延仕上温度を高めにとりオーステナイト
組織を微細化しないこと、および冷却条件を厳密に管理
すること、などでようやく50%以上の低温変態相を得る
に至っている。また特開平1−162723号公報では、熱延
後二相域焼鈍を行いマルテンサイト相を得ても、フェラ
イトとの硬度差を軽減するためさらにこれを焼き戻すと
いったプロセス上負荷の高い作り込みが提案されてい
る。
で低温変態相のみからなる伸びフランジ性の優れた薄鋼
板を得ることを研究し、上記薄鋳帯から形成された鋼板
を特定の冷却速度で冷却することによってその目的を達
成することができたのである。
り、引張強度で35kgf/mm2以上の材料が対象である。
伸びフランジ性を有する薄鋼板を提供することにある。
同時に有する薄鋼板を提供することにある。
板に優れた伸びフランジ性を付与するところにある。
ついて種々究明したところ、優れた伸びフランジ性を与
える組織に不可欠となる低温変態相を形成するのに、従
来省みられなかった薄鋳帯まゝのオーステナイト組織が
極めて有利であることに着目した。
イトへの変態域における冷却を含有成分に応じた所定の
冷却速度で行うことにより、極めて均一な所望の低温変
態相、すなわち粒内針状フェライト、ベイナイトなど、
のみからなる組織が得られることを見出した。
鋳造凝固まゝの粗大なオーステナイト粒をそのまゝ所定
の冷却速度で冷却することにより、粒界フェライトの生
成を抑え、析出物をなくして全面的な低温変態相の組織
を形成することに成功したものであり、この組織により
高強度の特性を有しながら伸びフランジ性が極めて良い
薄鋼板を初めて得ることができたのである。
の要旨は次のとおりである。
05〜1.5%、Mn:0.05〜1.5%及びS:0.030%以下を含み、
必要に応じて、Ca:0.0005〜0.0100%又はYを含むREM:
0.005〜0.050%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物
からなる鋼で、粒内生成針状フェライト及びパケットサ
イズが30〜300μmのベイトナイトの少なくとも1種が
組織占有率で95%以上の組織からなり、かつ板厚が0.5
〜5mmの範囲にあることを特徴とする。
鋼を鋳造厚み0.5〜5mmの薄鋳帯に連続鋳造し、鋳造温度
〜900℃の温度範囲から650℃〜400℃の温度範囲まで
を、CとMnで特定される下記(1)式によって示される
V(℃/sec)以上の平均冷却速度で冷却し、650℃以下
で巻取ることを特徴とする。
インラインで20%以下の軽圧下を施してもよい。
す図である。
述する。
る上で最も重要な元素であるが、0.01%未満(以下、成
分の%は全て重量%)では冷却速度を高めてもフェライ
トの生成は避けられず、また35kgf/mm2以上の強度を付
与することができない。また、0.2%超では延性の劣化
が著しく、また溶接性も劣化する。よってCは0.01〜0.
20%の範囲とした。
効果が飽和することおよび酸洗性が劣化することから、
また、0.005%未満ではその添加効果がないことから0.0
05〜1.5%の範囲とした。
%超の添加はコスト高となることから、また、0.05%未
満ではその添加効果がないことから0.05〜1.5%の範囲
とした。
伸びフランジ性を劣化させる元素である。
上限を0.030%とした。
らし、硫化物系介在物を減らすとともに、該介在物を球
状化することが有効である。この球状化にはCaもしくは
REM(Yを含むランタニド系希土類)が有効である。
REMを0.0050〜0.050%の範囲で添加してもよい。上記添
加量の下限未満では球状化の効果は少なく、上限超では
球状化の効果が飽和し、むしろ介在物を増加させて逆効
果となる。
物として鋼に混入する元素であり、本発明鋼では共に0.
02%以下とする。またAlは脱酸元素として不可避的に0.
1%以下含まれる。
iなどのトランプエレメントが鋼成分に混入することが
あるが、これにより本発明は何等制約を受けるものでは
ない。この際の元素含有量はCu:0.5%以下、Ni:0.3%以
下、Cr:0.3%以下、Sn:0.1%以下である。
イナイトか粒内生成針状フェライトまたはこれらの混合
組織(C,Mnの添加量と冷却速度で組織が変化する)が95
%以上の組織占有率を有するものである。
体となり、逆にこれらの量が多いときには針状フェライ
ト主体となり易い。
で示すように、穴広げ性(伸びフランジ性を評価)が引
張強さ(強度)の大きさに関係なくほゞ一定した高い穴
広げ性を有するという極めて特異な機械的性質を有す
る。
ことは、鋳造(例えば、双ロール鋳造)によって得られ
る粗大なオーステナイト組織をそのままフェライト変態
域に持ちきたすことにある。すなわち現行熱延工程のよ
うにオーステナイト域で大きな圧下をかけ、再結晶など
によりオーステナイト粒が微細化することは逆に好まし
くない。このため鋳造時にすでに製品鋼板厚みを有する
必要があるが、鋳造厚みが5mm超では生産性が著しく低
下すること、また0.5mm未満では鋳造の安定性が確保で
きないことから、本発明では鋳造厚み、すなわち鋼板板
厚を0.5〜5mmに限定した。一方、本発明では上記の理由
により圧延を施す必要はないが、鋳片の表面粗度やクラ
ウンなどを整えるため、あるいは鋳造により生じた板厚
中心部の引け巣を潰すなどのためにインラインで20%以
下の軽圧下を施すことは何等本発明の効果を妨げるもの
ではない。
ェライト変態域に持ちきたすために、冷却条件を次の実
験結果に基づいて決定した。
双ロール鋳造により板厚3.2mmに鋳造後、950℃から600
℃までを種々の冷速で冷却した後の組織を調べた。得ら
れた組織の様子を第1図に示す。ここに示した組織の記
号はミクロ組織として、Fが粗大フェライト、θがセメ
ンタイト、Pがパーライト、Bがベイナイト、Iがオー
ステナイトの粒内から生成した微細針状フェライト(ア
スペクト比で1:5以上のフェライト)であり、二種類が
記されているのはそれらの混合組織であることを示して
いる。また図中ハッチングで示された領域が本発明の条
件である。
/sec)Vで冷却した場に、得られる組織はベイナイトも
しくは粒内針状フェライトまたはそれらの混合組織であ
って、いわゆる現行熱延材に必ず含まれる粒径20μm以
下の微細フェライト(粒状のポリゴナルフェライト)は
いっさい生成せず、また粗大フェライトも生成しない。
の鋼板では冷却速度が10℃/sec以下の場合でも本発明の
組織を形成することができる。
比較してパケットサイズが30μm以上と大きな単位とな
るが、マクロには極めて均一な組織であり、また粒内針
状フェライトも極めて均一な組織である。そしてこれら
二種類の低温生成相のみで組織占有率が95%以上であっ
た。すなわち本発明によれば粗大フェライトが生成しな
いある冷速以上で変態させることにより伸びフランジ性
に有利な低温変態相を全面に得ることが可能となる。
た鋼板は全て粗大フェライトが混在した混合組織になる
ことがわかる。
ンジ性が特に高強度になるにつれ劣化しているのであ
る。
熱延材と異なるものであり、熱延により細粒化したオー
ステナイトからフェライト変態が生ずる現行工程ではこ
のような組織を得ることはできない。むしろこのような
組織は溶接時の溶融金属部にしばしば見受けられるが、
鋼帯すべてが同組織となる製造条件は本発明によって新
規に解明されたものである。
開始する温度以上でなければならず、900℃以上と限定
する。また巻取温度はあまり高温であると冷却になる変
態への十分な過冷が達成されないことから650℃以下と
する。一方、巻取温度の下限については特に限定しない
が、合金元素の含有量が高い場合にはあまり低い温度ま
で冷却するとMs点(マルテンサイト生成温度)を超える
危険性があること、形状くずれが生じることなどから40
0℃以上とすることが好ましい。
Hは双ロール鋳造により鋳造厚み2.7mmの薄鋳帯とし、
その後同表に示す冷却・巻取りを行った。ここで鋼Aか
らFまでが本発明鋼および条件であり、鋼GはC量が、
鋼Hは冷却速度が、鋼Iは冷却速度と巻取温度が本発明
の範囲外である比較鋼である。一方、従来鋼として鋼J
からLは現行連続鋳造により230mm厚みのスラブとし、
再加熱温度1100℃で現行熱延工程を経て板厚2.6mmの熱
延鋼板とした。
た。その際圧下率1%の調質圧延を施した。その後、こ
の試料を組織観察及び材質試験に供した。
の右欄に併記した。ここで用いた記号は第1図のものと
同様である。これより明らかなように本発明により製造
された鋼AからFはベイナイトもしくは粒内針状フェラ
イトといった低温変態相のみからなるのに対し、薄鋳帯
でありながら成分や冷却条件が本発明外の鋼GからIは
初析フェライトが混在した混合組織を呈していた。また
現行熱延材である鋼JからLは、粒径そのものは20μm
以下の微細なものであるが、やはり初析フェライトが混
在した組織であった。またこれら熱延材の組織は一般に
圧延方向に多少伸長したものとなるが、本発明鋼は元々
圧延を受けていないためマクロ的には等方的な組織であ
ることも特徴の一つである。
にはJIS Z2201、5号試験片を用いた。また穴広げ試験
は直径20mmで打ち抜いたせん断穴をバリを外にして円錐
ポンチで押し広げる方法を用い、クラックが板厚を貫通
する時点での穴径を元の穴径(20mm)で割った値をもっ
て穴広げ比とした。
うに本発明鋼である鋼AからFは従来の熱延工程を経て
製造された鋼JからLと比較して同強度レベルでの伸び
はやや劣るものの伸びフランジ性の指標となる穴広げ比
は優れていることがわかる。一方、薄鋳帯でありながら
比較鋼となる鋼GはC量が本発明の範囲から外れるため
強度が不足しており、また鋼H,Iは製造条件が本発明の
範囲外であるため、フェライトを含んでおり、この結果
穴広げ比も特に優れたものではない。第2図にこれらの
強度−穴広げ比バランスを示す。従来鋼や比較鋼が強度
の上昇とともに穴広げ比が低下するのに比して、本発明
鋼は70kgf/mm2近くまで穴広げ比2以上を保っている。
すなわちこの図より高強度鋼板になるほど本発明鋼の優
位性が顕著になることがわかる。
程を前提として種々の成分や熱延条件の規定によって製
造されてきた伸びフランジ性に優れた熱延鋼板が、双ロ
ール鋳造法による熱延省略プロセルによって、安価にか
つ比較的容易に製造することが可能になる。また本発明
の製造方法では基本的に圧延を必要としないため、現行
プロセスで圧延に起因して生ずるヘゲや耳割れなどの表
面や端部欠陥も生じない。このことは表面きずの原因と
なるCuやSnなどのトランプエレメントが混入するスクラ
ップを主原料として薄鋼板を製造する場合、とりわけ有
利なプロセスであると考えられる。なお、本発明鋼が伸
びフランジ性を必要とする材料としてだけでなく、本発
明鋼で充足する強度を必要とする材料としても使用でき
ることは勿論である。
Claims (5)
- 【請求項1】重量%で、C:0.01〜0.20%、Si:0.005〜1.
5%、Mn:0.05〜1.5%及びS:0.03%以下を含み、残部がF
e及び不可避的不純物からなる鋼で、粒内生成針状フェ
ライト及びパケットサイズが30〜300μmのベイナイト
の少くとも1種が組織占有率で95%以上の組織からな
り、かつ板厚が0.5〜5mmの範囲にあることを特徴とする
伸びフランジ性の優れた薄鋼板。 - 【請求項2】更に、重量%でCa:0.0005〜0.0100%また
はREM:0.005〜0.050%を含有する請求の範囲第1項記載
の薄鋼板。 - 【請求項3】重量%で、C:0.01〜0.20%、Si:0.005〜1.
5%、Mn:0.05〜1.5%及びS:0.03%以下を含み、残部がF
e及び不可避的不純物からなる鋼を鋳造厚み0.5〜5mmの
薄鋳帯に連続鋳造し、鋳造温度〜900℃の温度範囲から6
50℃以下の温度までを、下記(1)式で示されるV(℃
/sec)以上の平均冷却速度で冷却し、650℃以下で巻取
ることを特徴とする伸びフランジ性の優れた薄鋼板の製
造方法。 logV≧0.5−0.8log Ceq(℃/sec)…(1) 但し、Ceq=C+0.2Mn - 【請求項4】更に重量%でCa:0.0005〜0.0100%又はRE
M:0.05〜0.050%を含有する請求の範囲第3項記載の製
造方法。 - 【請求項5】鋳造後巻取りに至る迄の間に20%以下の圧
下率で圧延を施す請求の範囲第3項又は第4項記載の製
造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP6524103A JP2885516B2 (ja) | 1993-04-26 | 1994-04-26 | 伸びフランジ性の優れた薄鋼板及びその製造方法 |
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JP9989193 | 1993-04-26 | ||
PCT/JP1994/000699 WO1994025635A1 (en) | 1993-04-26 | 1994-04-26 | Sheet steel excellent in flanging capability and process for producing the same |
JP6524103A JP2885516B2 (ja) | 1993-04-26 | 1994-04-26 | 伸びフランジ性の優れた薄鋼板及びその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
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Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR101280102B1 (ko) * | 2008-07-15 | 2013-06-28 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 연속 주조 주조편 및 그 제조 방법 |
JP2018058107A (ja) * | 2016-10-04 | 2018-04-12 | Jfeスチール株式会社 | 連続鋳造スラブ、連続鋳造スラブの製造方法および高張力鋼板 |
-
1994
- 1994-04-26 JP JP6524103A patent/JP2885516B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
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KR101280102B1 (ko) * | 2008-07-15 | 2013-06-28 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 연속 주조 주조편 및 그 제조 방법 |
US8939194B2 (en) | 2008-07-15 | 2015-01-27 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Continuous cast slab and producing method therefor |
JP2018058107A (ja) * | 2016-10-04 | 2018-04-12 | Jfeスチール株式会社 | 連続鋳造スラブ、連続鋳造スラブの製造方法および高張力鋼板 |
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