JP7014341B2 - 鋼板および鋼板の製造方法 - Google Patents
鋼板および鋼板の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7014341B2 JP7014341B2 JP2021539855A JP2021539855A JP7014341B2 JP 7014341 B2 JP7014341 B2 JP 7014341B2 JP 2021539855 A JP2021539855 A JP 2021539855A JP 2021539855 A JP2021539855 A JP 2021539855A JP 7014341 B2 JP7014341 B2 JP 7014341B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- strength
- steel sheet
- temperature
- steel
- 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.)
- Active
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- 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
- 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
- C21D8/0236—Cold 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
- 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
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
-
- 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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
-
- 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
- C21D2211/002—Bainite
-
- 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)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
さらに薄肉化で低下した剛性や強度を補完するため、3ピース缶の胴部にビード加工や幾何学的形状を付与して剛性や強度を高めた異形缶の適用ニーズが高まっている。そういったビード加工や幾何学的形状の加工では鋼板に高い成形性が必要とされる。そのためには、少なくとも15%以上の延性(全伸び)が必要である。
以上の理由から、優れた延性と引張強さ、低降伏伸びおよび高上降伏応力を兼備した極薄鋼板の開発が望まれている。
これにより、いかなる加工度においてもシワを発生させることなく優れた缶体強度を有する異形缶に最適な高強度鋼板が得られる。
1.質量%で、
C:0.03%以上0.13%以下、
Si:0.05%以下、
Mn:0.01%以上0.6%以下、
P:0.025%以下、
S:0.020%以下、
Al:0.01%以上0.20%以下、
N:0.0001%以上0.02%以下、
Ti:0.005%以上0.02%以下および
B:0.0005%以上0.02%以下、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物の成分組成を有し、
面積率で、84.0%以上のフェライト、0.5%以上10.0%以下のマルテンサイトおよび0.1%以上10.0%以下のベイナイトを含む金属組織を有する、鋼板。
Mo:0.05%以下、
Ni:0.15%以下、
Cr:0.10%以下、
V:0.02%以下、
Nb:0.02%以下および
Cu:0.02%以下
より選ばれる1種または2種以上を含有する、前記1に記載の鋼板。
4.缶用鋼板である、前記1~3のいずれかに記載の鋼板。
前記1又は2に記載の成分組成を有する鋼素材を1150℃以上に加熱し、仕上げ温度800℃以上950℃以下、巻き取り温度700℃以下にて熱間圧延を施す熱間圧延工程、該熱間圧延工程を経た熱延板に圧下率80%以上の冷間圧延を施す冷間圧延工程および、該冷間圧延工程を経た冷延板に平均加熱速度10℃/s以上で加熱を施し、700℃以上900℃以下の温度域で5秒以上90秒以下保持後、平均冷却速度50℃/s以上で150℃以上600℃以下の温度域まで冷却する焼鈍工程を備える、鋼板の製造方法。
また、本発明により得られる高強度鋼板を異形缶に適用した場合、高い延性(全伸び)を有するため、拡缶加工・ビード加工などの強い缶胴加工や、フランジ加工などを行うことが可能となる。加えて、鋼板の高強度化により缶の薄肉化の進行に伴う強度低下を補償し、高い缶体強度を確保することが可能である。さらに、低い降伏伸びを有することから、缶体にシワが発生することもない。
Cは、鋼の強度に寄与する元素であり、固溶強化および析出強化あるいはマルテンサイトおよびベイナイトの形成により鋼の強度を増加させる。C含有量が0.03%未満となると、マルテンサイトおよびベイナイトの面積率が低下し強度が低下する。そのため、C含有量は0.03%以上とする必要がある。一方、過度の含有は強度上昇による延性の低下を招くとともに、過剰なマルテンサイトの形成、固溶Cの増加による降伏伸びの増加の原因となる場合があるため、上限は0.13%とする。したがって、本発明において、Cは0.03%以上0.13%以下とする。強度と成形性を高い水準で両立させるために、下限は好ましくは0.05%以上である。上限は好ましくは0.09%以下である。
Siは、0.05%を超えて含有すると耐食性が著しく損なわれる。したがって、Si含有量は0.05%以下とする。より優れた耐食性を得るために、好ましくは0.03%以下である。一方、Siは固溶強化による鋼の高強度化に寄与する元素である。この作用を得るためには0.01%以上含有させることが好ましい。
Mnは本発明において重要な添加元素の1つである。Mnは、固溶強化あるいはマルテンサイト、ベイナイトを所望量生成させることにより、鋼の高強度化に寄与する元素である。よって、本発明で目的とする鋼板の強度および成形性を得るためには、Mn含有量は0.01%以上にする必要がある。Mn含有量が0.01%に満たないと、マルテンサイトおよびベイナイトを所望量生成させることができず、目的の強度および成形性を得ることができない。一方、0.6%を超えて含有すると、焼入れ性の向上によって、マルテンサイトが過剰に生成され、所望量のベイナイトを生成することができない。このように所望量のベイナイトが生成できないと、低加工度における缶体強度を担保する上降伏応力が低下し、低加工度における缶体強度が低下することで製品不良の原因となる。したがって、Mnは0.01%以上0.6%以下の範囲とする。好ましくは0.3%以上0.6%以下の範囲である。
Pは、0.025%を超えると鋼板が過剰に硬化して延性が低下するほか、溶接性を低下させる。したがって、P含有量は0.025%以下とする。好ましくは0.020%以下である。一方、Pは、鋼中に不可避的に混入する元素であるが、鋼の強化には有効である。そのため、0.001%以上含有させることが好ましい。
Sは、鋼中に不可避的に混入する元素であり、MnSなどの介在物を生成して延性を低下させる。そのため、S含有量は0.020%以下とする。好ましくは0.015%以下である。一方、S含有量の下限は特に限定されないが、工業的には0.001%程度とするのが好ましい。なお、0.005%未満とすると鋼の精製に過剰なコストがかかるため、0.005%以上含まれるものとしても本発明に影響を与えない。
Alは、脱酸剤として含有させる元素であり、さらに鋼中のNとAlNを形成することで、鋼中の固溶Nを減少させ、降伏伸びの低下に寄与する。この作用を得るためには0.01%以上の含有を要し、好ましくは0.03%以上である。一方、過剰に添加するとアルミナが多量に生成し延性を低下させるため、Al含有量を0.20%以下とする必要がある。好ましくは0.08%以下である。
Nは、Alなどの炭窒化物形成元素と結びつくことで析出物を形成し、強度向上や組織の微細化に寄与する。この効果を得るためには、0.0001%以上の含有が必要である。一方、固溶Nは降伏伸びを増加させる作用があるため、Nの0.02%超の添加は、降伏伸びの増加によるシワ発生の原因となる。したがって、Nは0.0001%以上0.02%以下とする。下限は好ましくは0.0015%以上である。上限は好ましくは0.01%以下である。
Tiは、本発明において重要な添加元素の1つである。Tiは、析出強化元素として強度増加に有効であるほか、鋼中のNとTiNを形成しBNの生成を抑制することで、Bの焼入れ性向上効果を十分に得ることができる。この作用を得るためには、0.005%以上の含有が必要である。一方で、Tiの過剰添加は強度上昇による加工性の低下を招くので、上限は0.02%である。したがって、Ti含有量は0.005%以上0.02%以下とする。好ましくは、0.005%以上0.015%以下である。
Bは本発明において重要な添加元素の1つである。Bは、焼き入れ性を向上させる効果があり、焼鈍冷却過程で起こるフェライトの生成を抑制し、所望量のマルテンサイトおよびベイナイトの生成に寄与する。この作用を得るためには、0.0005%以上の含有が必要である。一方で、その効果は0.02%で飽和する。したがって、Bは0.0005%以上0.02%以下とする。下限は好ましくは0.0015%以上である。上限は好ましくは0.01%以下である。
Mo、Ni、Cr、V、Nbは、何れも焼入れ性を向上させる作用を有し、鋼の強化元素として有用である。また、NbおよびCuは析出強化元素であり、強度増加を図るうえで特に有効である。よって、任意で、かかる元素より選ばれる1種または2種以上を添加することができる。なお、それぞれの上限を超えて添加してもそれ以上の添加効果の向上は望めないことから、いずれも上記の範囲が適切である。下限は0%である。
フェライトは鋼の延性向上に寄与する。フェライトの面積率が84.0%未満になると、所望する延性の確保が困難になるため、フェライトの面積率は、84.0%以上とする。好ましくは90.0%以上である。一方で、フェライトの面積率が99.4%超になるとマルテンサイトおよび/またはベイナイトの所望の面積率が確保できず、所望の強度および成形性を得ることができない。したがって、フェライトの面積率は、84.0%以上99.4%以下とする。下限は好ましくは90.0%以上である。上限は好ましくは98.0%以下である。
マルテンサイトの面積率が10.0%超になると強度が過剰に上昇し、延性が低下するため、マルテンサイトの面積率は10.0%以下とする。一方で、マルテンサイトの面積率が0.5%未満であると所望の強度を得ることができない。したがって、マルテンサイトの面積率は、0.5%以上10.0%以下とする。下限は好ましくは3.0%以上である。上限は好ましくは8.0%以下である。
ベイナイトは本発明において重要な組織である。ベイナイトは、鋼の伸びを低下させたり降伏伸びを増加させることなく、上降伏強度と引張強さを増加させることができる。そのため、鋼中にベイナイトを適正量生成させることで、強度と成形性の両方に優れた鋼を得ることができる。かかる作用を得るためには、ベイナイトの面積率が0.1%以上必要である。一方で、ベイナイトの面積率が10.0%を超えると強度が過剰に増加し、延性が低下する。したがって、ベイナイトの面積率は0.1%以上10.0%以下とする。下限は好ましくは0.5%以上である。上限は好ましくは5.0%以下である。
本発明の高強度鋼板の組織におけるフェライト平均結晶粒径を10.0μm以下とすることで、結晶粒微細化強化により強度の向上を図ることができる。ほかにも、フェライト粒の細粒化により粒界が増加し、オーステナイトの析出サイトとなる粒界三重点が増加することで、焼鈍中にオーステナイトが析出しやすくなることや、微細粒化によりフェライト粒中の固溶Cと粒界三重点の距離が短くなり、固溶Cが粒界に吐き出されやすくなることで、焼鈍中にオーステナイトの面積率が増加し、冷却中のマルテンサイトおよびベイナイトの形成に寄与し、焼き入れ性を向上させる効果がある。よって、フェライト平均結晶粒径は10.0μm以下が好ましい。より好ましくは、7.0μm以下である。フェライト平均結晶粒径の下限に制限はないが、延性の低下防止の観点からは3.0μm以上が好ましい。
本発明の高強度鋼板の製造方法は、上記の鋼組成を有する鋼素材を1150℃以上に加熱し、仕上げ温度800℃以上950℃以下、巻き取り温度700℃以下にて熱間圧延を施す熱間圧延工程と、次いで、圧下率80%以上で冷間圧延を行う冷間圧延工程と、焼鈍温度までの平均加熱速度を10℃/s以上として加熱し、焼鈍温度を700℃以上900℃以下の範囲の温度として5秒以上90秒以下で保持後、150℃以上600℃以下の冷却停止温度まで平均冷却速度50℃/s以上で冷却する焼鈍工程とを備えることを特徴とする。
さらに、必要に応じて、前記焼鈍工程を経た焼鈍板を、150℃以上600℃以下の温度域にて300秒以下の間保持した後、10℃/s以上の冷却速度で150℃未満の温度域まで冷却することができる。
熱間圧延前における鋼素材の加熱温度が低すぎるとTiNの一部が未溶解となり、成形性を低下させる粗大TiNの生成要因となるおそれがあるため、加熱温度を1150℃以上とする。一方、鋼素材の加熱温度の上限に制限はないが、鋼の加熱コストの低減と加熱炉の耐久性維持のため、好ましくは1250℃以下である。
熱間圧延の仕上げ温度が950℃を超えると、熱間圧延後の組織が粗大化し、その後の冷延鋼板の粒径が増加することで強度低下の原因となるほか、オーステナイトの析出サイトとなる粒界三重点が減少し、所望の組織および特性が得られなくなる恐れがある。また、仕上げ温度が800℃に満たない場合には、フェライトとオーステナイトとの2相域での圧延となり、鋼板表層にフェライトの粗大粒が発生しその後の冷延鋼板の粒径が増加するほか、圧延後の冷却および巻き取り処理時にパーライトが生じ、そのパーライト中のセメンタイトが後の焼鈍工程でも溶解せずに残り、マルテンサイトなどの第2相の生成を阻害し、強度低下やYP-Elの増加を招くおそれがある。したがって、仕上げ圧延温度は800℃以上950℃以下の範囲に限定する。好ましくは850℃以上950℃以下である。
巻き取り温度が700℃を超えると、巻き取り時に結晶粒が粗大化しその後の冷延鋼板の粒径が増加することで強度低下の原因となる。ほかにも熱延鋼板に粗大な炭化物が形成し、焼鈍時に該粗大な炭化物が未固溶となり第2相の生成を阻害し、強度低下やYP-Elの増加を招くおそれがある。したがって、巻き取り温度は700℃以下とする。下限は特に限定されないが、低すぎると熱延鋼板が過剰に硬化して冷間圧延の作業性を阻害するおそれがあるため、巻取温度は450℃以上とすることが好ましい。より好ましくは、450℃以上650℃以下である。
冷間圧延における圧下率を80%以上とすることによって、冷間圧延後の結晶粒が微細となり、強度の増加に寄与する。また、オーステナイトの析出サイトとなる粒界三重点の減少やフェライト粒中の固溶Cと粒界三重点の距離の減少により、焼鈍板のマルテンサイトおよびベイナイトの形成に寄与し,焼き入れ性を向上させる効果がある。一方、圧下率が95%を超えると圧延荷重が大幅に増加し、圧延機への負荷が高まる。したがって、圧下率は80%以上であることが必要であり、95%以下であることが好ましい。
焼鈍温度までの平均加熱速度が10℃/s未満となると、焼鈍温度に達する前に鋼中のオーステナイトに焼入れ性元素の分配が完了してしまい、その後の冷却工程でベイナイトを得ることが困難となる。したがって、焼鈍温度までの平均加熱速度は10℃/s以上とする。一方、上限は特に制限はないが、工業的には、50℃/s以下が好ましい。
焼鈍温度(均熱温度)が700℃よりも低い場合、所望量のマルテンサイトおよびベイナイトを得ることが出来ず、鋼板の強度と成形性が低下する。一方、焼鈍温度を900℃超とすると、連続焼鈍においてヒートバックルなどの通板トラブルが発生しやすくなる。したがって、焼鈍温度は700℃以上900℃以下の範囲に制限する。より好ましくは、750℃以上820℃以下である。また、かかる焼鈍温度での保持時間は、5~90秒である。5秒より短い場合は、マルテンサイトおよびベイナイトと前組織となるオーステナイトの生成および焼き入れ性元素の分配が完了しないため、その後の冷却工程でマルテンサイトおよびベイナイトを得ることが困難となる。一方、90秒より長い場合は、鋼中のオーステナイトに焼入れ性元素の分配が完了してしまい、その後の冷却工程でベイナイトを得ることが困難となる。
なお、上記保持時間中の温度は、700℃以上900℃以下の範囲であればよく、必ずしも一定温度である必要はない。
平均冷却速度が50℃/sに満たない場合、冷却中にフェライトの成長およびベイナイトの過剰な生成が生じ、マルテンサイトの生成が抑制され、所望量のマルテンサイトが得られずに、鋼板の強度が低下する。従って、平均冷却速度は50℃/s以上とする。一方、上限は特に制限されないが、好ましくは、80℃/s以上250℃/s以下である。なお、この冷却は、ガス冷却の他、炉冷、気水冷却、ロール冷却および水冷などの1種または2種以上を組み合わせて行うことが可能である。
焼鈍後の冷却停止温度を600℃以下とすることにより、マルテンサイト変態とベイナイト変態が生じ、所望量のマルテンサイトを得ることができる。一方、冷却停止温度を150℃未満としてもマルテンサイトの生成量増加に寄与せず、冷却コストが過剰となる。したがって、焼鈍後の冷却停止温度は150℃以上600℃以下とする。好ましい下限は200℃以上である。好ましい上限は400℃以下である。必要とするマルテンサイトおよびベイナイトの面積率に応じて上述の範囲内で冷却停止温度を決定することができる。
上記冷却停止後に、600℃から150℃までの上記冷却停止温度域で保持することにより、未変態であるオーステナイトをベイナイトに変態させることができ、成形性を損なうことなく上降伏応力を上昇させることができる。この保持時間が300秒を超える場合、かかる保持中にマルテンサイトの焼戻しが生じるため、強度が低下する。また、本発明においては、150℃以上600℃の温度域で300秒以下の時間、鋼板を維持できれば所望のベイナイトを生成することができる。そのため、冷却停止後に、冷却停止温度と同一の温度で保持せずに、続けて緩冷却することも可能である。また前記温度域内の所定温度での保持と緩冷却とを任意の順序および回数で組み合わせてもよい。なお、保持温度が150℃を下回るとベイナイト変態が生じないため、所望の上降伏強さが得にくくなる。したがって、本発明では、上記冷却停止後に、600℃から150℃までの温度域での保持時間を300秒以下とする。なお、かかる保持時間の下限は特に限定されないが、工業的には、20秒程度が好ましい。
前記150℃以上600℃以下の温度域で300秒以下の間保持した後、さらに150℃未満の温度域の最終冷却停止温度まで10℃/s以上で冷却することが好ましい。本工程により、必要以上のベイナイトを生成せず、所望の特性に応じた鋼組織を得ることができる。またマルテンサイトの焼き戻しが生じることなく、強度の低下を抑えられる。平均冷却速度が10℃/s以下になると、過剰なベイナイトの生成やマルテンサイトの焼き戻しが生じるため、前記保持温度より150℃未満の温度域まで平均冷却速度10℃/s以上で冷却することが好ましい。平均冷却速度の上限は特に規定しないが、過剰な冷却速度は冷却コストの上昇につながるため、40℃/s以下が好ましい。最終冷却停止温度(150℃未満の温度域)の下限は室温である。
焼鈍工程後、圧下率10%以下の調質圧延を行ってもよい。圧下率を大きくすると、加工時に導入される歪みが大きくなり、全伸びが低下する。本発明では15%以上の全伸びを確保する必要があるため、調質圧延工程を行う場合の圧下率は10%以下とすることが好ましい。また、圧下率の下限は特に規定しないが、調質圧延工程には上降伏応力を増加させる効果や降伏伸びを低減する役割があるため、用途に応じた圧下率とすることでより好ましい高強度鋼板を得ることができる。下限は好ましくは0.5%以上である。上限は、より好ましくは5%以下である。
以上の工程を経て、本発明の高強度鋼板が得られる。なお、上記に記載のない工程や条件は、鋼板の製造にかかる常法によればよい。
機械特性(引張強さTS、上降伏応力U-YP、降伏伸びYP-El、全伸びEl)は、圧延方向を長手方向(引張方向)とし、JIS Z 2241に記載の5号試験片を用い、JIS Z 2241に準拠した引張試験を行って評価した。
すなわち、焼き入れ性や強度向上に寄与する元素の添加量が少ない鋼種(No.1,19,21)では、マルテンサイトや合金析出物が十分に形成できなかったため、引張強さや上降伏応力のいずれかまたは両方が要求特性未達となった。
Claims (6)
- 質量%で、
C:0.03%以上0.13%以下、
Si:0.05%以下、
Mn:0.01%以上0.6%以下、
P:0.025%以下、
S:0.020%以下、
Al:0.01%以上0.20%以下、
N:0.0001%以上0.02%以下、
Ti:0.005%以上0.02%以下および
B:0.0005%以上0.02%以下、
を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物の成分組成を有し、
面積率で、84.0%以上のフェライト、0.5%以上10.0%以下のマルテンサイト、0.1%以上10.0%以下のベイナイトおよび0%以上10.0%以下の残部組織を含み、該フェライトの平均結晶粒径が3.0μm以上12.1μm以下である金属組織を有する、
鋼板。 - 前記成分組成に加えて質量%で、
Mo:0.05%以下、
Ni:0.15%以下、
Cr:0.10%以下、
V:0.02%以下、
Nb:0.02%以下および
Cu:0.02%以下
より選ばれる1種または2種以上を含有する、請求項1に記載の鋼板。 - 前記フェライトの平均結晶粒径が10μm以下である、請求項1または2に記載の鋼板。
- 缶用鋼板である、請求項1~3のいずれか1項に記載の鋼板。
- 請求項1~4のいずれか1項に記載の鋼板を製造する方法であって、
請求項1又は2に記載の成分組成を有する鋼素材を1150℃以上に加熱し、
仕上げ温度800℃以上950℃以下、巻き取り温度700℃以下にて熱間圧延を施す熱間圧延工程、
該熱間圧延工程を経た熱延板に圧下率80%以上の冷間圧延を施す冷間圧延工程および、
該冷間圧延工程を経た冷延板に平均加熱速度10℃/s以上で加熱を施し、700℃以上900℃以下の温度域で5秒以上90秒以下保持後、平均冷却速度50℃/s以上で150℃以上600℃以下の温度域まで冷却する焼鈍工程を備える、鋼板の製造方法。 - 前記焼鈍工程を経た焼鈍板を前記150℃以上600℃以下の温度域にて300秒以下で保持し、その後、平均冷却速度10℃/s以上で150℃未満の温度域まで冷却する、請求項5に記載の鋼板の製造方法。
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2020028466 | 2020-02-21 | ||
JP2020028466 | 2020-02-21 | ||
PCT/JP2021/006212 WO2021167023A1 (ja) | 2020-02-21 | 2021-02-18 | 鋼板および鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPWO2021167023A1 JPWO2021167023A1 (ja) | 2021-08-26 |
JP7014341B2 true JP7014341B2 (ja) | 2022-02-01 |
Family
ID=77392187
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2021539855A Active JP7014341B2 (ja) | 2020-02-21 | 2021-02-18 | 鋼板および鋼板の製造方法 |
Country Status (6)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP7014341B2 (ja) |
KR (1) | KR20220127912A (ja) |
CN (1) | CN115176042B (ja) |
MY (1) | MY197776A (ja) |
TW (1) | TWI750033B (ja) |
WO (1) | WO2021167023A1 (ja) |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2003293083A (ja) | 2002-04-01 | 2003-10-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延鋼板並びに熱延鋼板及び冷延鋼板の製造方法 |
JP2016003393A (ja) | 2014-06-13 | 2016-01-12 | ティッセンクルップ ラッセルシュタイン ゲー エム ベー ハー | アルミ被覆された包装用鋼材の製造方法 |
WO2016157878A1 (ja) | 2015-03-31 | 2016-10-06 | Jfeスチール株式会社 | 缶用鋼板及び缶用鋼板の製造方法 |
WO2020105406A1 (ja) | 2018-11-21 | 2020-05-28 | Jfeスチール株式会社 | 缶用鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH04337049A (ja) * | 1991-05-13 | 1992-11-25 | Kawasaki Steel Corp | 製缶用高強度良加工性冷延鋼板及びその製造方法 |
JP4235247B1 (ja) | 2007-09-10 | 2009-03-11 | 新日本製鐵株式会社 | 製缶用高強度薄鋼板及びその製造方法 |
JP5182386B2 (ja) * | 2011-01-31 | 2013-04-17 | Jfeスチール株式会社 | 加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
KR101989712B1 (ko) * | 2014-10-28 | 2019-06-14 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 2 피스 캔용 강판 및 그 제조 방법 |
KR101918426B1 (ko) | 2014-11-12 | 2018-11-13 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 캔용 강판 및 캔용 강판의 제조 방법 |
JP6123958B1 (ja) * | 2015-08-19 | 2017-05-10 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
JP6569840B1 (ja) * | 2017-10-31 | 2019-09-04 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
-
2021
- 2021-02-18 KR KR1020227028332A patent/KR20220127912A/ko unknown
- 2021-02-18 WO PCT/JP2021/006212 patent/WO2021167023A1/ja active Application Filing
- 2021-02-18 CN CN202180015366.4A patent/CN115176042B/zh active Active
- 2021-02-18 MY MYPI2022004087A patent/MY197776A/en unknown
- 2021-02-18 JP JP2021539855A patent/JP7014341B2/ja active Active
- 2021-02-19 TW TW110105812A patent/TWI750033B/zh active
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2003293083A (ja) | 2002-04-01 | 2003-10-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延鋼板並びに熱延鋼板及び冷延鋼板の製造方法 |
JP2016003393A (ja) | 2014-06-13 | 2016-01-12 | ティッセンクルップ ラッセルシュタイン ゲー エム ベー ハー | アルミ被覆された包装用鋼材の製造方法 |
WO2016157878A1 (ja) | 2015-03-31 | 2016-10-06 | Jfeスチール株式会社 | 缶用鋼板及び缶用鋼板の製造方法 |
WO2020105406A1 (ja) | 2018-11-21 | 2020-05-28 | Jfeスチール株式会社 | 缶用鋼板およびその製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPWO2021167023A1 (ja) | 2021-08-26 |
WO2021167023A1 (ja) | 2021-08-26 |
TWI750033B (zh) | 2021-12-11 |
CN115176042B (zh) | 2023-10-20 |
TW202136537A (zh) | 2021-10-01 |
CN115176042A (zh) | 2022-10-11 |
KR20220127912A (ko) | 2022-09-20 |
MY197776A (en) | 2023-07-13 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
EP3372703B1 (en) | Ultra-high strength steel plate having excellent formability and hole-expandability, and method for manufacturing same | |
US10752968B2 (en) | Ultrahigh-strength high-ductility steel sheet having excellent yield strength, and manufacturing method therefor | |
JP4740099B2 (ja) | 高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
EP2811047A1 (en) | Hot-dip galvanized steel sheet and production method therefor | |
JP6835046B2 (ja) | 薄鋼板及びその製造方法 | |
WO2012060294A1 (ja) | 深絞り性および焼付硬化性に優れる高強度冷延鋼板とその製造方法 | |
JPWO2019151017A1 (ja) | 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法 | |
JP5811725B2 (ja) | 耐面歪性、焼付け硬化性および伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
EP4234750A1 (en) | Ultra high strength steel sheet having excellent ductility and method for manufacturing thereof | |
JP6007571B2 (ja) | 高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板 | |
KR20130106142A (ko) | 연신율 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법 | |
JP3525812B2 (ja) | 衝撃エネルギー吸収性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP6843245B2 (ja) | 曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法 | |
JP4519373B2 (ja) | 成形性、歪時効硬化特性および耐常温時効性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
US20230357874A1 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet, hot-dipped galvanized steel sheet, alloyed hot-dipped galvanized steel sheet, and methods for producing of these | |
JP2005350737A (ja) | 強い缶体強度と良好なプレス加工性を備えた缶用薄鋼板およびその製造方法 | |
JP7014341B2 (ja) | 鋼板および鋼板の製造方法 | |
JP5678695B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
CN116897215A (zh) | 钢板、构件和它们的制造方法 | |
JP5071125B2 (ja) | 角筒絞り成形性と形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法ならびに製品形状に優れた自動車用部品 | |
JP2004124123A (ja) | 加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
CN111051554B (zh) | 高强度钢板及其制造方法 | |
JP7022825B2 (ja) | 冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板及びその製造方法 | |
JP6225733B2 (ja) | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP6210045B2 (ja) | 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、及びそれらの製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20210707 |
|
A871 | Explanation of circumstances concerning accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871 Effective date: 20210707 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20210921 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20211108 |
|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20211221 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20220103 |