JPH02149646A - 加工性、溶接性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法 - Google Patents
加工性、溶接性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法Info
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- JPH02149646A JPH02149646A JP30302388A JP30302388A JPH02149646A JP H02149646 A JPH02149646 A JP H02149646A JP 30302388 A JP30302388 A JP 30302388A JP 30302388 A JP30302388 A JP 30302388A JP H02149646 A JPH02149646 A JP H02149646A
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
(産業上の利用分野)
本発明は高強度鋼板の製造技術に係り、特に引張強度6
0 kgf / +u+”以上の高強度で加工性、溶接
性に優れた熱延鋼板とその製造方法に関するものである
。 (従来の技術) 従来より、高強度鋼板は自動車、産業機械等に使用され
てきており、特に、自動車用鋼板は自動車の軽量化や、
衝突時の安全性の確保等から鋼板の高強度化の要請が強
くなってきている。しかし、単に鋼板の高強度化を図る
だけではなく、併せて加工性、溶接性も求められている
。 この種の要請に応えるものとしては、従来より、熱延鋼
板でフェライトとマルテンサイトよりなる二相鋼がある
。 しかし、この二相鋼は、固溶強化型や、析出強化型の高
強度鋼板よりも優れた強度−延性バランス(TSXEn
)を示すもツノ、TSxEQ″:2゜00であり、より
厳しい加工性の要求には耐えられないという欠点があっ
た。 (発明が解決しようとする課題) そこで、この欠点を解消するものとして、TSXEI2
>2000を得るために残留オーステナイトを含む組織
とする熱延鋼板が開発された。 その例としては、一つに、仕上温度850℃以上、全圧
下率80%以上で且つ最終3パスの合計圧下率60%以
上、最終パス圧下率20%以上の大圧下圧延を行い、続
いて50℃/S以上の冷却速度で300℃以下まで冷却
し、残留オーステナイトを含む熱延鋼板を製造する方法
(特開昭60−165320号公報)がある。 しかし、このような熱延鋼板の製造には大圧下圧延を必
要とするため、これを解決することを目的として、■
C:0.15〜0.40%、Si:0゜5〜2.0%及
びMn:0.5〜2.0%を含有し、残部が鉄及び不可
避的不純物からなる鋼を、仕上圧延終了温度(Ar3−
50℃)〜(Ar3+50℃)、全圧下率80%以上で
熱間圧延を行い、続いて350〜500℃までを冷却速
度40℃/S以上で冷却して巻取る方法、■ 或いは更
に延性を向上させて強度−延性バランスを高めるために
、巻取り後、鋼板を30℃/hr以上の冷却速度で20
0℃以下まで冷却して残留オーステナイトを含む熱延鋼
板を製造する方法(特開昭63−4017号公報)等が
提案された。 しかし乍ら、これらの方法のうち、■の方法では、TS
xE1!>2400という強度−延性バランスが得られ
るものの、高延性を得るために、巻取り後の冷却として
コイル横方向からのミスト冷却や、コイル全体を水など
に浸漬する冷却を必要とするため、鋼板の板幅方向の材
質を著しく不均一にする等々の問題がある。また、■、
■のいずれもCを0.15%以上添加していることが自
動車用鋼板としては必須条件である溶接性を悪化させる
という問題があり、加工性も良くない。 本発明は、溶接性を悪化させないためにC含有量を0.
15%より低く抑えても、TSXEQ>2000の強度
−延性バランスを有し、引張強さ60 kgf/mm”
以上で加工性及び溶接性ともに優れた高強度熱延鋼板を
提供することを目的とし、また該高強度熱延鋼板を安定
、確実に製造し得る方法を提供することを目的とするも
のである。 (課題を解決するための手段) 前記目的を達成するため、本発明者は、C含有量を0.
15%より低くして溶接性を確保し、更に加工性を向上
させることも可能にするために、組成1組織及び製造条
件について鋭意研究を重ねた。 その結果、Cが0.10以上で0.15%未満含有する
組成の鋼を、特定条件による熱延中に、フェライト変態
を充分進行させ、パーライト変態を阻止し得る冷却速度
で350〜500℃まで冷却して巻取ることにより、フ
ェライト及びベイナイトの二相マトリックス中に残留オ
ーステナイト量が体積分率で5%以上均一に分散した組
織を得ることができ、高強度で、C含有量の低減と製造
条件との関連により加工性を向上でき、併せて溶接性を
確保できることを見出した。 また、該鋼を、特定条件により熱延した後の冷却中に、
フェライト変態を充分進行させ、パーライト変態を阻止
し得る冷却速度で350〜500℃まで冷却して巻取る
ことにより、特にフェライトを微細化せず、このフェラ
イト及びベイナイトの二相マトリックス中に残留オース
テナイト量が体積分率で5%以上均一に分散した組織を
得ることができ、高強度及び溶接性と共に降伏強さが低
く加工性をも確保できることを見出し、ここに本発明を
なしたものである。 すなわち、本発明に係る加工性、溶接性に優れた高強度
熱延鋼板(本発明ml)は、C:0.10以上で0.1
5%未満、Si:0.5〜3.0%及びMn:0.5〜
2.5%を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からな
る組成を有し、フェライト及びベイナイトの二相マトリ
ックス中に5%以上の残留オーステナイトが均一に分散
していることを特徴とするものである。 そして、該高強度熱延鋼板の製造方法(本発明法1)は
、上記組成を有する鋼を、仕上圧延終了温度が(Ar、
−50℃)〜850℃、仕上圧下率が80%以上の条件
で仕上圧延を行い、その後巻取温度300〜500℃ま
でをパーライト変態を阻止し得る冷却速度で冷却し1巻
取ることを特徴とするものである6 更にまた、本発明に係る加工性、溶接性に優れた高強度
熱延鋼板(本発明lll2)は、C:0.10以上で0
.15%未満、Si:0.5〜3.0%及びMn:0.
5〜2.5%を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物か
らなる組成を有し、フェライト(但し、粒径5μ醜以上
)及びベイナイトの二相マトリックス中に5%以上の残
留オーステナイトが均一に分散していることを特徴とす
るものである。 そして、該高強度熱延鋼板の製造方法(本発明法2)は
、上記組成を有する鋼を、仕上圧延終了温度が(Ar、
−50℃)〜950℃で熱間圧延を行い、熱延終了後、
600〜800℃のフェライト変態のノーズ温度域まで
1〜b 速度で冷却し、その後30℃/S以下の冷却速度でパー
ライト変態が開始する直前まで冷却してフェライト変態
を進行させ、更に巻取温度300〜500℃までパーラ
イト変態を阻止し得る冷却速度で冷却し、巻取ることを
特徴とするものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 (作用) まず、本発明における鋼の化学成分の限定理由を説明す
る。 C: Cは鋼の強度増大に不可欠な元素であるので最少量は必
要であるが、少ないほど溶接性向上に効果があると共に
加工性の改善にも効果がある。しかし、0.10%未満
では延性を向上させる残留オーステナイト量が充分得ら
れなくなる。一方、C量の増加は、第二相のベイナイト
若しくは残留オーステナイトが加工誘起変態したマルテ
ンサイト相とフェライト相との硬度差を増大させる。マ
トリックスと第二相との硬度差が大きい場合は、マトリ
ックスと第二相との界面で変形が伝達しにくいため、こ
の界面がクラックの起点となり、加工中に割れが入るこ
とになる。この作用は、C量がo、15%以上のときに
生成する第二相で顕著になり、また0、15%以上では
溶接性を劣化させるので好ましくない、したがって、C
量は0゜10〜0.15%未満の範囲とし、0.10〜
0゜13%が好ましい。 Si: SLは含有量を増すと、延性向上に寄与するフェライト
の生成、純化に有利であり、また、Cを未変態オーステ
ナイト中に濃化させて残留オーステナイトを得るのに有
利となる。更に、Siは巻取り後のベイナイト変態の際
に炭化物形成を抑制し、Cをより未変態オーステナイト
中へ濃化させ、残留オーステナイトを得るのにより有利
になる。 更にまた、Si量を増大させるとフェライト相を固溶硬
化させるため、フェライト相と第二相の硬度差を減少さ
せる効果があるので、クラックの発生が高加工度まで抑
制され、その結果、加工性が向上する。このような効果
は、Siが0.5%未満では十分発揮されない、また3
、0%を超えると、フェライトの生成、純化並びに残留
オーステナイトの確保の効果は飽和し、却ってスケール
性状。 溶接性を悪化させ、また規則相(B2)が形成されるた
めに加工性を害するので好ましくない。したがって、S
i量は0.5〜3.0%の範囲とし、1゜5〜2.0%
が好ましい。 Mn: Mnはオーステナイトの安定化元素としてオーステナイ
トの残留に寄与する効果がある。しかし、この効果は0
.5%未満では十分得られず、また、2.5%を超える
とその効果は飽和し、却って溶接性を悪化させるので好
ましくない。したがって。 Mn量は0.5〜3.0%の範囲とする。 なお、上記鋼には他の合金元素を添加する必要がなく、
残部は鉄及び不可避的不純物である。 次に1本発明法の条件について説明する。 上記組成の熱延鋼板の延性を向上させるためには、まず
、フェライト及びベイナイトの二相マトリックス中に所
定量の残留オーステナイトを均一に含有させることが必
要であり、そのためにはオーステナイトをC等の元素の
濃化等により、安定化させる。 このために1本発明法では、上記の如く組成を調整する
ことを前提に、2通りの製造条件を採用することとした
。 すなわち、第1の手段(本発明法1)としては、上記鋼
を仕上圧延終了温度が(Ar、 −50℃)〜850°
Cで、80%以上の仕上圧下率で仕上圧延して、加工誘
起フェライト変態を生じせしめるのである。 また、第2手段(本発明法2)としては、上記鋼を(A
r3−50℃)〜950℃で仕上圧延を終了し、その後
、600〜800℃のフェライト変態のノーズ付近まで
急冷し、その後フェライト変態のノーズ付近を徐冷して
フェライト変態を促進することにより、延性の向上に有
利なフェライトを生成させ、オーステナイト中へのC等
の元素の濃化を促進させ、オーステナイトの残留に寄与
せしめるのである。なお、この条件は、オーステナイト
の安定化と共に、加工性を向上させるためにフェライト
を微細化しないこと、すなわちフェライト粒径が5μm
未満の微細フェライトにしないことも考慮されている。 第1手段及び第2手段の場合、仕上圧延終了温度が(A
r、−50℃)より低いと、フェライトの加工組織が形
成されて延性を害するので好ましくない。したがって、
いずれの手段の場合にも、仕上圧延終了温度を(Ar、
−50℃)以上にする必要がある。 但し、第1手段の如く、加工誘起フェライト変態を利用
する場合には、熱間圧延加工中に十分な量のフェライト
を得なければならない。しかし、仕上圧延終了温度が高
すぎるとフェライト変態を十分進行させるためには、非
常に大きな圧下率を要するので、実施可能な範囲でフェ
ライト変態を十分進行させるには仕上圧延温度の上限は
850℃に止める必要があり、また延性を害するフェラ
イトの加工変態が形成されない(A r、 −50℃)
以上の温度で十分にフェライト変態を進行させるには仕
上圧延の圧下率を80%以上にする必要がある。 また、第2手段の如く、加工誘起フェライト変態を利用
せず、フェライト変態のノーズ付近まで急冷してフェラ
イト変態のノーズ付近を徐冷してフェライト変態を促進
せしめる場合には、仕上圧延中にフェライト変態を進行
せしめる必要がないため、圧下率の規定は必要ではない
が、仕上圧延終了温度が極端に高い時にはオーステナイ
ト粒径が大きすぎて、フェライト変態のノーズ付近での
フェライト変態進行に長い時間を要するようになり、実
際的でなくなるために、仕上圧延終了温度の上限は第1
手段の場合よりも高目とするが、950℃に止める必要
がある。更に、熱延終了後、600〜800℃のフェラ
イト変態のノーズ温度域までパーライト変態をさせずに
鋼板を冷却させるために1℃/S以上の冷却速度が必要
である。 しかし、200℃/S以上の冷却速度では冷却速度の制
御が困難で過冷却のおそれがあるので望ましくない。 このようにフェライト変態のノーズ付近まで急冷した後
は、30℃/S以下の冷却速度(等温保持を含む)で冷
却することにより、フェライト量を確保できる。この場
合、30℃/Sを超える冷却速度では、フェライト変態
が充分に進行しないので、延性の向上に欠かせないフェ
ライトを充分な量で確保できない。したがって、熱延後
フェライト変態のノーズ付近まで急冷した後は、30℃
/S以下の冷却速度で冷却する必要がある。 上記のいずれの手段の場合も、冷却中にフェライト変態
が終了しパーライト変態が開始すると、オーステナイト
の残留に有効なCが消費され、残留オーステナイトが減
少する。したがって、上記のいずれの手段の場合におい
ても、上記段階以降は、パーライト変態を阻止し得る冷
却速度で巻取温度まで冷却する必要がある。 巻取温度は、500℃を超えると、巻取り後にパーライ
トが生成し、或いはベイナイト変態が過度に進行して、
十分な残量オーステナイトが得られない。また、300
℃未満の巻取温度では加工性(穴拡げ性)が劣化する。 したがって、巻取温度は300〜500℃の範囲とする
。 得られる熱延鋼板は、フェライトとベイナイトの二相マ
トリックスに5%以上の残留オーステナイトが均一に分
散している組織を有している。但し、第1手段による場
合には、フェライト粒径は5μI未満の微細粒であるが
、C量が少ないため溶接性が優れ、また加工性も改善さ
れる。一方。 第2手段の場合には、同様にC量が少ないため溶接性が
優れているほか、フェライトは粒径が5μm以上である
ので、特に降伏強度が低く、加工性が優れている。勿論
、いずれの場合にも、高強度であって強度−延性バラン
スがよい。 次に、本発明の実施例を示す。 (実施例) 第1表に示す化学成分を有する組成の鋼A−Dについて
、第2表に示す条件で熱間圧延を行って巻取り、空冷し
た。 なお、熱間圧延は30+m→16mm→8IIIII→
3mmのパスススケジュールで行った。なお、NQl(
本発明例)は本発明法1により、Nα4〜Nα5(本発
明例)は本発明法2により製造した例である。 得られた鋼板について機械的性質及び組織を調べると共
に溶接性(溶接後の十字引張強度)及び加工性(穴拡げ
率)を調べた。その結果を第2表に併記する。 本発明例Nα1、Na 4及びNα5は、いずれもTS
XEQ>2400という非常に高い強度−延性バランス
を示しく第1図参照)、しかも溶接性、加工性ともに優
れている。 一方、比較例のHa 2はSi量が低いため、またNa
3はC量が低いため、残留オーステナイトが殆ど生成
せず、延性が低く、強度−延性バランスも低いし、加工
性も悪い。 比較例面6は、圧下率が低すぎるのに巻取温度まで急冷
しているため、フェライト変態が充分進行せず、Cの濃
縮が不足して残留オーステナイト量が十分ではないので
延性が低い。加工性も悪い。 比較例Nα7は、仕上圧延終了温度が低すぎ、加工フェ
ライト組織が形成されているため、延性が低い。加工性
も悪い。 比較例Nα8は、パーライト変態開始温度(この場合は
650℃)以下になってもゆっくりとした冷却速度で冷
却しているため、残留オーステナイトが生成せず、延性
が低い。加工性も悪い。 比較例&9は、巻取温度が高く、残留オーステナイトが
生成せず、延性が不足している。加工性も悪い。 比較例Nα10は、C量が0.25%と高く、溶接強度
が不足して溶接性が悪く、加工性も悪い。 比較例翫11は、仕上圧延温度が970℃と高いために
フェライト変態が充分に進行せず、延性が低い、加工性
も悪い。 比較例NQ12は、巻取温度が低すぎるため、穴拡げ性
(加工性)が劣っている。延性も悪い。 第2図は熱延鋼板の組織を示しており、本発明例&4の
組織(a)は、比較例NqlOの組織(b)に比べ、フ
ェライト粒が粗いことがわかる。
0 kgf / +u+”以上の高強度で加工性、溶接
性に優れた熱延鋼板とその製造方法に関するものである
。 (従来の技術) 従来より、高強度鋼板は自動車、産業機械等に使用され
てきており、特に、自動車用鋼板は自動車の軽量化や、
衝突時の安全性の確保等から鋼板の高強度化の要請が強
くなってきている。しかし、単に鋼板の高強度化を図る
だけではなく、併せて加工性、溶接性も求められている
。 この種の要請に応えるものとしては、従来より、熱延鋼
板でフェライトとマルテンサイトよりなる二相鋼がある
。 しかし、この二相鋼は、固溶強化型や、析出強化型の高
強度鋼板よりも優れた強度−延性バランス(TSXEn
)を示すもツノ、TSxEQ″:2゜00であり、より
厳しい加工性の要求には耐えられないという欠点があっ
た。 (発明が解決しようとする課題) そこで、この欠点を解消するものとして、TSXEI2
>2000を得るために残留オーステナイトを含む組織
とする熱延鋼板が開発された。 その例としては、一つに、仕上温度850℃以上、全圧
下率80%以上で且つ最終3パスの合計圧下率60%以
上、最終パス圧下率20%以上の大圧下圧延を行い、続
いて50℃/S以上の冷却速度で300℃以下まで冷却
し、残留オーステナイトを含む熱延鋼板を製造する方法
(特開昭60−165320号公報)がある。 しかし、このような熱延鋼板の製造には大圧下圧延を必
要とするため、これを解決することを目的として、■
C:0.15〜0.40%、Si:0゜5〜2.0%及
びMn:0.5〜2.0%を含有し、残部が鉄及び不可
避的不純物からなる鋼を、仕上圧延終了温度(Ar3−
50℃)〜(Ar3+50℃)、全圧下率80%以上で
熱間圧延を行い、続いて350〜500℃までを冷却速
度40℃/S以上で冷却して巻取る方法、■ 或いは更
に延性を向上させて強度−延性バランスを高めるために
、巻取り後、鋼板を30℃/hr以上の冷却速度で20
0℃以下まで冷却して残留オーステナイトを含む熱延鋼
板を製造する方法(特開昭63−4017号公報)等が
提案された。 しかし乍ら、これらの方法のうち、■の方法では、TS
xE1!>2400という強度−延性バランスが得られ
るものの、高延性を得るために、巻取り後の冷却として
コイル横方向からのミスト冷却や、コイル全体を水など
に浸漬する冷却を必要とするため、鋼板の板幅方向の材
質を著しく不均一にする等々の問題がある。また、■、
■のいずれもCを0.15%以上添加していることが自
動車用鋼板としては必須条件である溶接性を悪化させる
という問題があり、加工性も良くない。 本発明は、溶接性を悪化させないためにC含有量を0.
15%より低く抑えても、TSXEQ>2000の強度
−延性バランスを有し、引張強さ60 kgf/mm”
以上で加工性及び溶接性ともに優れた高強度熱延鋼板を
提供することを目的とし、また該高強度熱延鋼板を安定
、確実に製造し得る方法を提供することを目的とするも
のである。 (課題を解決するための手段) 前記目的を達成するため、本発明者は、C含有量を0.
15%より低くして溶接性を確保し、更に加工性を向上
させることも可能にするために、組成1組織及び製造条
件について鋭意研究を重ねた。 その結果、Cが0.10以上で0.15%未満含有する
組成の鋼を、特定条件による熱延中に、フェライト変態
を充分進行させ、パーライト変態を阻止し得る冷却速度
で350〜500℃まで冷却して巻取ることにより、フ
ェライト及びベイナイトの二相マトリックス中に残留オ
ーステナイト量が体積分率で5%以上均一に分散した組
織を得ることができ、高強度で、C含有量の低減と製造
条件との関連により加工性を向上でき、併せて溶接性を
確保できることを見出した。 また、該鋼を、特定条件により熱延した後の冷却中に、
フェライト変態を充分進行させ、パーライト変態を阻止
し得る冷却速度で350〜500℃まで冷却して巻取る
ことにより、特にフェライトを微細化せず、このフェラ
イト及びベイナイトの二相マトリックス中に残留オース
テナイト量が体積分率で5%以上均一に分散した組織を
得ることができ、高強度及び溶接性と共に降伏強さが低
く加工性をも確保できることを見出し、ここに本発明を
なしたものである。 すなわち、本発明に係る加工性、溶接性に優れた高強度
熱延鋼板(本発明ml)は、C:0.10以上で0.1
5%未満、Si:0.5〜3.0%及びMn:0.5〜
2.5%を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からな
る組成を有し、フェライト及びベイナイトの二相マトリ
ックス中に5%以上の残留オーステナイトが均一に分散
していることを特徴とするものである。 そして、該高強度熱延鋼板の製造方法(本発明法1)は
、上記組成を有する鋼を、仕上圧延終了温度が(Ar、
−50℃)〜850℃、仕上圧下率が80%以上の条件
で仕上圧延を行い、その後巻取温度300〜500℃ま
でをパーライト変態を阻止し得る冷却速度で冷却し1巻
取ることを特徴とするものである6 更にまた、本発明に係る加工性、溶接性に優れた高強度
熱延鋼板(本発明lll2)は、C:0.10以上で0
.15%未満、Si:0.5〜3.0%及びMn:0.
5〜2.5%を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物か
らなる組成を有し、フェライト(但し、粒径5μ醜以上
)及びベイナイトの二相マトリックス中に5%以上の残
留オーステナイトが均一に分散していることを特徴とす
るものである。 そして、該高強度熱延鋼板の製造方法(本発明法2)は
、上記組成を有する鋼を、仕上圧延終了温度が(Ar、
−50℃)〜950℃で熱間圧延を行い、熱延終了後、
600〜800℃のフェライト変態のノーズ温度域まで
1〜b 速度で冷却し、その後30℃/S以下の冷却速度でパー
ライト変態が開始する直前まで冷却してフェライト変態
を進行させ、更に巻取温度300〜500℃までパーラ
イト変態を阻止し得る冷却速度で冷却し、巻取ることを
特徴とするものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 (作用) まず、本発明における鋼の化学成分の限定理由を説明す
る。 C: Cは鋼の強度増大に不可欠な元素であるので最少量は必
要であるが、少ないほど溶接性向上に効果があると共に
加工性の改善にも効果がある。しかし、0.10%未満
では延性を向上させる残留オーステナイト量が充分得ら
れなくなる。一方、C量の増加は、第二相のベイナイト
若しくは残留オーステナイトが加工誘起変態したマルテ
ンサイト相とフェライト相との硬度差を増大させる。マ
トリックスと第二相との硬度差が大きい場合は、マトリ
ックスと第二相との界面で変形が伝達しにくいため、こ
の界面がクラックの起点となり、加工中に割れが入るこ
とになる。この作用は、C量がo、15%以上のときに
生成する第二相で顕著になり、また0、15%以上では
溶接性を劣化させるので好ましくない、したがって、C
量は0゜10〜0.15%未満の範囲とし、0.10〜
0゜13%が好ましい。 Si: SLは含有量を増すと、延性向上に寄与するフェライト
の生成、純化に有利であり、また、Cを未変態オーステ
ナイト中に濃化させて残留オーステナイトを得るのに有
利となる。更に、Siは巻取り後のベイナイト変態の際
に炭化物形成を抑制し、Cをより未変態オーステナイト
中へ濃化させ、残留オーステナイトを得るのにより有利
になる。 更にまた、Si量を増大させるとフェライト相を固溶硬
化させるため、フェライト相と第二相の硬度差を減少さ
せる効果があるので、クラックの発生が高加工度まで抑
制され、その結果、加工性が向上する。このような効果
は、Siが0.5%未満では十分発揮されない、また3
、0%を超えると、フェライトの生成、純化並びに残留
オーステナイトの確保の効果は飽和し、却ってスケール
性状。 溶接性を悪化させ、また規則相(B2)が形成されるた
めに加工性を害するので好ましくない。したがって、S
i量は0.5〜3.0%の範囲とし、1゜5〜2.0%
が好ましい。 Mn: Mnはオーステナイトの安定化元素としてオーステナイ
トの残留に寄与する効果がある。しかし、この効果は0
.5%未満では十分得られず、また、2.5%を超える
とその効果は飽和し、却って溶接性を悪化させるので好
ましくない。したがって。 Mn量は0.5〜3.0%の範囲とする。 なお、上記鋼には他の合金元素を添加する必要がなく、
残部は鉄及び不可避的不純物である。 次に1本発明法の条件について説明する。 上記組成の熱延鋼板の延性を向上させるためには、まず
、フェライト及びベイナイトの二相マトリックス中に所
定量の残留オーステナイトを均一に含有させることが必
要であり、そのためにはオーステナイトをC等の元素の
濃化等により、安定化させる。 このために1本発明法では、上記の如く組成を調整する
ことを前提に、2通りの製造条件を採用することとした
。 すなわち、第1の手段(本発明法1)としては、上記鋼
を仕上圧延終了温度が(Ar、 −50℃)〜850°
Cで、80%以上の仕上圧下率で仕上圧延して、加工誘
起フェライト変態を生じせしめるのである。 また、第2手段(本発明法2)としては、上記鋼を(A
r3−50℃)〜950℃で仕上圧延を終了し、その後
、600〜800℃のフェライト変態のノーズ付近まで
急冷し、その後フェライト変態のノーズ付近を徐冷して
フェライト変態を促進することにより、延性の向上に有
利なフェライトを生成させ、オーステナイト中へのC等
の元素の濃化を促進させ、オーステナイトの残留に寄与
せしめるのである。なお、この条件は、オーステナイト
の安定化と共に、加工性を向上させるためにフェライト
を微細化しないこと、すなわちフェライト粒径が5μm
未満の微細フェライトにしないことも考慮されている。 第1手段及び第2手段の場合、仕上圧延終了温度が(A
r、−50℃)より低いと、フェライトの加工組織が形
成されて延性を害するので好ましくない。したがって、
いずれの手段の場合にも、仕上圧延終了温度を(Ar、
−50℃)以上にする必要がある。 但し、第1手段の如く、加工誘起フェライト変態を利用
する場合には、熱間圧延加工中に十分な量のフェライト
を得なければならない。しかし、仕上圧延終了温度が高
すぎるとフェライト変態を十分進行させるためには、非
常に大きな圧下率を要するので、実施可能な範囲でフェ
ライト変態を十分進行させるには仕上圧延温度の上限は
850℃に止める必要があり、また延性を害するフェラ
イトの加工変態が形成されない(A r、 −50℃)
以上の温度で十分にフェライト変態を進行させるには仕
上圧延の圧下率を80%以上にする必要がある。 また、第2手段の如く、加工誘起フェライト変態を利用
せず、フェライト変態のノーズ付近まで急冷してフェラ
イト変態のノーズ付近を徐冷してフェライト変態を促進
せしめる場合には、仕上圧延中にフェライト変態を進行
せしめる必要がないため、圧下率の規定は必要ではない
が、仕上圧延終了温度が極端に高い時にはオーステナイ
ト粒径が大きすぎて、フェライト変態のノーズ付近での
フェライト変態進行に長い時間を要するようになり、実
際的でなくなるために、仕上圧延終了温度の上限は第1
手段の場合よりも高目とするが、950℃に止める必要
がある。更に、熱延終了後、600〜800℃のフェラ
イト変態のノーズ温度域までパーライト変態をさせずに
鋼板を冷却させるために1℃/S以上の冷却速度が必要
である。 しかし、200℃/S以上の冷却速度では冷却速度の制
御が困難で過冷却のおそれがあるので望ましくない。 このようにフェライト変態のノーズ付近まで急冷した後
は、30℃/S以下の冷却速度(等温保持を含む)で冷
却することにより、フェライト量を確保できる。この場
合、30℃/Sを超える冷却速度では、フェライト変態
が充分に進行しないので、延性の向上に欠かせないフェ
ライトを充分な量で確保できない。したがって、熱延後
フェライト変態のノーズ付近まで急冷した後は、30℃
/S以下の冷却速度で冷却する必要がある。 上記のいずれの手段の場合も、冷却中にフェライト変態
が終了しパーライト変態が開始すると、オーステナイト
の残留に有効なCが消費され、残留オーステナイトが減
少する。したがって、上記のいずれの手段の場合におい
ても、上記段階以降は、パーライト変態を阻止し得る冷
却速度で巻取温度まで冷却する必要がある。 巻取温度は、500℃を超えると、巻取り後にパーライ
トが生成し、或いはベイナイト変態が過度に進行して、
十分な残量オーステナイトが得られない。また、300
℃未満の巻取温度では加工性(穴拡げ性)が劣化する。 したがって、巻取温度は300〜500℃の範囲とする
。 得られる熱延鋼板は、フェライトとベイナイトの二相マ
トリックスに5%以上の残留オーステナイトが均一に分
散している組織を有している。但し、第1手段による場
合には、フェライト粒径は5μI未満の微細粒であるが
、C量が少ないため溶接性が優れ、また加工性も改善さ
れる。一方。 第2手段の場合には、同様にC量が少ないため溶接性が
優れているほか、フェライトは粒径が5μm以上である
ので、特に降伏強度が低く、加工性が優れている。勿論
、いずれの場合にも、高強度であって強度−延性バラン
スがよい。 次に、本発明の実施例を示す。 (実施例) 第1表に示す化学成分を有する組成の鋼A−Dについて
、第2表に示す条件で熱間圧延を行って巻取り、空冷し
た。 なお、熱間圧延は30+m→16mm→8IIIII→
3mmのパスススケジュールで行った。なお、NQl(
本発明例)は本発明法1により、Nα4〜Nα5(本発
明例)は本発明法2により製造した例である。 得られた鋼板について機械的性質及び組織を調べると共
に溶接性(溶接後の十字引張強度)及び加工性(穴拡げ
率)を調べた。その結果を第2表に併記する。 本発明例Nα1、Na 4及びNα5は、いずれもTS
XEQ>2400という非常に高い強度−延性バランス
を示しく第1図参照)、しかも溶接性、加工性ともに優
れている。 一方、比較例のHa 2はSi量が低いため、またNa
3はC量が低いため、残留オーステナイトが殆ど生成
せず、延性が低く、強度−延性バランスも低いし、加工
性も悪い。 比較例面6は、圧下率が低すぎるのに巻取温度まで急冷
しているため、フェライト変態が充分進行せず、Cの濃
縮が不足して残留オーステナイト量が十分ではないので
延性が低い。加工性も悪い。 比較例Nα7は、仕上圧延終了温度が低すぎ、加工フェ
ライト組織が形成されているため、延性が低い。加工性
も悪い。 比較例Nα8は、パーライト変態開始温度(この場合は
650℃)以下になってもゆっくりとした冷却速度で冷
却しているため、残留オーステナイトが生成せず、延性
が低い。加工性も悪い。 比較例&9は、巻取温度が高く、残留オーステナイトが
生成せず、延性が不足している。加工性も悪い。 比較例Nα10は、C量が0.25%と高く、溶接強度
が不足して溶接性が悪く、加工性も悪い。 比較例翫11は、仕上圧延温度が970℃と高いために
フェライト変態が充分に進行せず、延性が低い、加工性
も悪い。 比較例NQ12は、巻取温度が低すぎるため、穴拡げ性
(加工性)が劣っている。延性も悪い。 第2図は熱延鋼板の組織を示しており、本発明例&4の
組織(a)は、比較例NqlOの組織(b)に比べ、フ
ェライト粒が粗いことがわかる。
(発明の効果)
以上詳述したところから明らかなように、本発明によれ
ば、引張強度60 kgf/mm2以上で強度−延性バ
ランスがよく、且つ加工性、溶接性ともに優れた高強度
熱延鋼板を得ることができる。また特別な合金元素の添
加なしに製造でき、特に大圧下の圧延をしなくともよい
ので、経済的であり、更に巻取後に特別の冷却が不要で
あるので安定した品質が得られる等、産業上の効果は非
常に大きい。
ば、引張強度60 kgf/mm2以上で強度−延性バ
ランスがよく、且つ加工性、溶接性ともに優れた高強度
熱延鋼板を得ることができる。また特別な合金元素の添
加なしに製造でき、特に大圧下の圧延をしなくともよい
ので、経済的であり、更に巻取後に特別の冷却が不要で
あるので安定した品質が得られる等、産業上の効果は非
常に大きい。
第1図はTSとEQの関係(強度−延性バランス)を示
した図、 第2図は実施例で得られた熱延鋼板の金属組織を示す顕
微鏡写真(X400)で、(a)は本発明例の場合を示
し、(b)は比較例の場合を示している。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚 El(/、) (α) 第 し
した図、 第2図は実施例で得られた熱延鋼板の金属組織を示す顕
微鏡写真(X400)で、(a)は本発明例の場合を示
し、(b)は比較例の場合を示している。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚 El(/、) (α) 第 し
Claims (4)
- (1)重量%で(以下、同じ)、C:0.10以上で0
.15%未満、Si:0.5〜3.0%及びMn:0.
5〜2.5%を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物か
らなる組成を有し、フェライト及びベイナイトの二相マ
トリックス中に5%以上の残留オーステナイトが均一に
分散していることを特徴とする加工性、溶接性に優れた
高強度熱延鋼板。 - (2)C:0.10以上で0.15%未満、Si:0.
5〜3.0%及びMn:0.5〜2.5%を含有し、残
部が鉄及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼を、
仕上圧延終了温度が(Ar_3−50℃)〜850℃、
仕上圧下率が80%以上の条件で仕上圧延を行い、その
後巻取温度300〜500℃までをパーライト変態を阻
止し得る冷却速度で冷却し、巻取ることを特徴とする加
工性、溶接性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。 - (3)C:0.10以上で0.15%未満、Si:0.
5〜3.0%及びMn:0.5〜2.5%を含有し、残
部が鉄及び不可避的不純物からなる組成を有し、フェラ
イト(但し、粒径5μm以上)及びベイナイトの二相マ
トリックス中に5%以上の残留オーステナイトが均一に
分散していることを特徴とする加工性、溶接性に優れた
高強度熱延鋼板。 - (4)C:0.10以上で0.15%未満、Si:0.
5〜3.0%、Mn:0.5〜2.5%を含有し、残部
が鉄及び不可避的不純物からなる組成を有する鋼を、仕
上圧延終了温度が(Ar_3−50℃)〜950℃で熱
間圧延を行い、熱延終了後、600〜800℃のフェラ
イト変態のノーズ温度域まで1〜200℃/sの冷却速
度で冷却し、その後30℃/s以下の冷却速度でパーラ
イト変態が開始する直前まで冷却してフェライト変態を
進行させ、更に巻取温度300〜500℃までパーライ
ト変態を阻止し得る冷却速度で冷却し、巻取ることを特
徴とする加工性、溶接性に優れた高強度熱延鋼板の製造
方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP30302388A JPH02149646A (ja) | 1988-11-30 | 1988-11-30 | 加工性、溶接性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP30302388A JPH02149646A (ja) | 1988-11-30 | 1988-11-30 | 加工性、溶接性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02149646A true JPH02149646A (ja) | 1990-06-08 |
Family
ID=17916005
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP30302388A Pending JPH02149646A (ja) | 1988-11-30 | 1988-11-30 | 加工性、溶接性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH02149646A (ja) |
Cited By (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH04341523A (ja) * | 1991-05-17 | 1992-11-27 | Kobe Steel Ltd | 延性、加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
BE1011557A4 (fr) * | 1997-11-19 | 1999-10-05 | Cockerill Rech & Dev | Acier a haute limite d'elasticite montrant une bonne ductilite et procede de fabrication de cet acier. |
EP2752500A4 (en) * | 2011-08-31 | 2015-08-19 | Jfe Steel Corp | HOT-ROLLED STEEL SHEET FOR COLD ROLLED STEEL SHEET, HOT-ROLLED STEEL SHEET FOR HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET, PROCESS FOR THE PRODUCTION OF HOT-ROLLED STEEL SHEET METAL SHEET COLD ROLLED STEEL AND METHOD FOR THE PRODUCTION OF HOT ROLLED STEEL SHEET FOR HOT DIP GALVANIZED STEEL SHEET |
WO2016132542A1 (ja) * | 2015-02-20 | 2016-08-25 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
US10689737B2 (en) | 2015-02-25 | 2020-06-23 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet |
US10889879B2 (en) | 2016-08-05 | 2021-01-12 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet and plated steel sheet |
US10913988B2 (en) | 2015-02-20 | 2021-02-09 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet |
US11236412B2 (en) | 2016-08-05 | 2022-02-01 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet and plated steel sheet |
-
1988
- 1988-11-30 JP JP30302388A patent/JPH02149646A/ja active Pending
Cited By (11)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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JPWO2016132542A1 (ja) * | 2015-02-20 | 2017-10-05 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
US10913988B2 (en) | 2015-02-20 | 2021-02-09 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet |
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