JPH0428821A - 延性の優れた高強度熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
延性の優れた高強度熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH0428821A JPH0428821A JP13568390A JP13568390A JPH0428821A JP H0428821 A JPH0428821 A JP H0428821A JP 13568390 A JP13568390 A JP 13568390A JP 13568390 A JP13568390 A JP 13568390A JP H0428821 A JPH0428821 A JP H0428821A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
本発明は、ホイールディスク、各種メンバー類を始めと
する自動車用部材或いは建設用部材等に適する、延性に
優れた6 0 kgf10m2以上の強度を有する高強
度熱延鋼板の製造方法に関する。
する自動車用部材或いは建設用部材等に適する、延性に
優れた6 0 kgf10m2以上の強度を有する高強
度熱延鋼板の製造方法に関する。
(従来の技術及び解決しようとする課題)近年、自動車
用部材の軽量化のため、高強度で且つ高延性の熱延鋼板
の要求が強いが、従来は。
用部材の軽量化のため、高強度で且つ高延性の熱延鋼板
の要求が強いが、従来は。
Dual Phase鋼(フェライト+マルテンサイト
鋼、以下rD、P、鋼」と称す)が高強度と高延性を兼
備した鋼として使用されてきた。
鋼、以下rD、P、鋼」と称す)が高強度と高延性を兼
備した鋼として使用されてきた。
シカシ、D、P、鋼トイえども、TSXER≧2000
の強度〜延性バランスを安定して得ることを困霞であり
、更らなる高強度化、又は複雑な成形を要する部材への
適用が可能な鋼材が求められている。
の強度〜延性バランスを安定して得ることを困霞であり
、更らなる高強度化、又は複雑な成形を要する部材への
適用が可能な鋼材が求められている。
さて、最近になってγ のTRIP効果を利用しだ熱延
鋼板がTSXEQ>2000を可能にする鋼として注目
されるようになり、多くの提案がなされているが、C量
が高いために溶接性に問題があるものが多い。
鋼板がTSXEQ>2000を可能にする鋼として注目
されるようになり、多くの提案がなされているが、C量
が高いために溶接性に問題があるものが多い。
すなわち、例えば、特開昭60−184664号公報で
は、γ、を残留させる目的からC量が規制されており、
C量は0.15%超え、0.8%以下となっている。し
かし、実際には0.38%超えであり、このため多量の
γ、が得られ、延性は良好なものの、溶接が困難であり
、自動車用途としては問題がある。
は、γ、を残留させる目的からC量が規制されており、
C量は0.15%超え、0.8%以下となっている。し
かし、実際には0.38%超えであり、このため多量の
γ、が得られ、延性は良好なものの、溶接が困難であり
、自動車用途としては問題がある。
また、仕上げ温度が850℃以上で、全圧下率が80%
以上、且つ最終3パスの合計圧下率が60%以上、最終
パス圧下率が20%以上の大圧下圧延を行い、続いて5
0℃/sec以上の冷却速度で300”C以下まで冷却
してγ、を含有する鋼板を製造する方法(特開昭60−
165320号公報)や、C: 0.15〜0.40%
、Si: 0.5〜2.0%及びMn:Q、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
仕上げ圧延終了温度がAr、−50℃〜Ar3+50℃
、全圧下率が80%以上で熱間圧延を行い、続いて30
0〜500℃まで冷却速度40℃/sec以上で冷却し
て巻き取り、その後、鋼板を30℃/hr以上の冷却速
度で200℃以下まで冷却してγ8を含有する鋼板を製
造する方法(特開昭63−4017号公報)等がある。
以上、且つ最終3パスの合計圧下率が60%以上、最終
パス圧下率が20%以上の大圧下圧延を行い、続いて5
0℃/sec以上の冷却速度で300”C以下まで冷却
してγ、を含有する鋼板を製造する方法(特開昭60−
165320号公報)や、C: 0.15〜0.40%
、Si: 0.5〜2.0%及びMn:Q、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
仕上げ圧延終了温度がAr、−50℃〜Ar3+50℃
、全圧下率が80%以上で熱間圧延を行い、続いて30
0〜500℃まで冷却速度40℃/sec以上で冷却し
て巻き取り、その後、鋼板を30℃/hr以上の冷却速
度で200℃以下まで冷却してγ8を含有する鋼板を製
造する方法(特開昭63−4017号公報)等がある。
しかし、上記方法のうち、大圧下圧延を必要とする方法
は省エネルギー、生産性という点からは好ましくない。
は省エネルギー、生産性という点からは好ましくない。
また、巻き取り後に冷却を必要とする方法は、巻き取り
後の冷却としてコイル横方向からのミスト冷却や、コイ
ル全体を水等に浸せきする冷却が行われ、鋼板の板幅方
向の材質を著しく不均一にするため、好ましくない。
後の冷却としてコイル横方向からのミスト冷却や、コイ
ル全体を水等に浸せきする冷却が行われ、鋼板の板幅方
向の材質を著しく不均一にするため、好ましくない。
本発明は、上記従来技術の問題点を解決するためになさ
れたものであって、TSxEQバランスが良好で高延性
の高強度熱延鋼板を大圧下圧延や巻き取り後冷却等を必
要とせず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。
れたものであって、TSxEQバランスが良好で高延性
の高強度熱延鋼板を大圧下圧延や巻き取り後冷却等を必
要とせず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、本発明者らは、TSXEQバ
ランスに優れ、且つ溶接性も良好な高強度熱延鋼板を得
る方法を見い出すべく鋭意研究を重ねた。
ランスに優れ、且つ溶接性も良好な高強度熱延鋼板を得
る方法を見い出すべく鋭意研究を重ねた。
その結果、C量を低く抑え、溶接性に悪影響を及ぼすさ
ぬ程度のSiとMnの添加に加え、γRの生成に有効な
Cr、Mo、P及びNbの少なくとも1種を添加した鋼
について、特に熱延後の冷却過程において、α(フェラ
イト)十γ(オーステナイト)の2相域で緩冷却を行い
、αの生成を助長すると共に未変態オーステナイト中へ
のCの濃化を図ることにより、その後の冷却過程におい
て7Rの生成を促進することを見い出し、ここに本発明
をなすに至ったものである。
ぬ程度のSiとMnの添加に加え、γRの生成に有効な
Cr、Mo、P及びNbの少なくとも1種を添加した鋼
について、特に熱延後の冷却過程において、α(フェラ
イト)十γ(オーステナイト)の2相域で緩冷却を行い
、αの生成を助長すると共に未変態オーステナイト中へ
のCの濃化を図ることにより、その後の冷却過程におい
て7Rの生成を促進することを見い出し、ここに本発明
をなすに至ったものである。
すなわち、本発明は、C:0.15〜0.25%。
Si:1.O〜2.0%、Mn:1.0−2.0%を含
有し、かつ、Cr:0.01〜0.5%、Mo:0.0
1〜0.5%、Nb:O,O1〜0.07%及びP:0
゜01〜0.1%のうちの1種又は2種以上を含有し1
、必要に応じて更にCa:O,OOO5〜0.01%を
含有し、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる鋼板を仕
上げ温度700〜900℃にて圧延を行った後、冷却速
度20℃/5ec−200℃/secにてAr3〜60
0℃まで冷却し、続いて冷却速度25℃/sec以下に
て2〜30secの間緩冷却した後、300〜450℃
までを冷却速度25°C/Sec以上で冷却して巻き取
ることにより、γR(残留オーステナイト)を面積率で
5〜20%含有する組織を得ることを特徴とする延性の
優れた高強度熱延鋼板の製造方法を要旨とするものであ
る。
有し、かつ、Cr:0.01〜0.5%、Mo:0.0
1〜0.5%、Nb:O,O1〜0.07%及びP:0
゜01〜0.1%のうちの1種又は2種以上を含有し1
、必要に応じて更にCa:O,OOO5〜0.01%を
含有し、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる鋼板を仕
上げ温度700〜900℃にて圧延を行った後、冷却速
度20℃/5ec−200℃/secにてAr3〜60
0℃まで冷却し、続いて冷却速度25℃/sec以下に
て2〜30secの間緩冷却した後、300〜450℃
までを冷却速度25°C/Sec以上で冷却して巻き取
ることにより、γR(残留オーステナイト)を面積率で
5〜20%含有する組織を得ることを特徴とする延性の
優れた高強度熱延鋼板の製造方法を要旨とするものであ
る。
以下、本発明について更に詳細に説明する。
(作用)
まず1本発明における鋼の化学成分の限定理由について
述へる。
述へる。
C:
Cは鋼の強化及びγの安定化に不可欠な元素であるが、
0.15%未満では充分なγ8が得られない。一方、0
.25%を超えると溶接性が劣化するので、C量は0.
15〜0.25%とする。
0.15%未満では充分なγ8が得られない。一方、0
.25%を超えると溶接性が劣化するので、C量は0.
15〜0.25%とする。
Si:
Siは少ないC量で充分なγ8量を得るために非常に重
要な元素である。すなわち、γ→α変態を促進し且つα
を純化することにより、αの延性を向上させると共にγ
中のC濃度を高めて安定化し、γ8を得やすくするが、
所要の効果を得るためには1.0%以上が必要である。
要な元素である。すなわち、γ→α変態を促進し且つα
を純化することにより、αの延性を向上させると共にγ
中のC濃度を高めて安定化し、γ8を得やすくするが、
所要の効果を得るためには1.0%以上が必要である。
しかし、2.0%を超えて添加しても効果が上がらない
だけでなく、スケール疵を発生させ、表面性状を劣化さ
せる。
だけでなく、スケール疵を発生させ、表面性状を劣化さ
せる。
したがって、Si量は1.0〜2.0%とする。
Mn:
Mnは固溶強化元素として強度(TS)の上昇に効果が
あるだけでなく、γを安定化し、γ2を得るのに重要な
元素であり、所要の効果を得るためには1.0%以上が
必要である。しかし、2.0%を超えて添加するとバン
ド状組織を生成し、加工性を劣化するので、Mn量は1
.0〜2.0%とする。
あるだけでなく、γを安定化し、γ2を得るのに重要な
元素であり、所要の効果を得るためには1.0%以上が
必要である。しかし、2.0%を超えて添加するとバン
ド状組織を生成し、加工性を劣化するので、Mn量は1
.0〜2.0%とする。
以上の元素のほか、以下の元素Cr、Mo、P及びNb
のうちの少なくとも1種を適量で含有させる。
のうちの少なくとも1種を適量で含有させる。
Cr、Mo:
Cr、Moは未変態γを安定化し、γ。を得るのに重要
な元素であり、所要の効果を得るためには。
な元素であり、所要の効果を得るためには。
それぞれ0.01%以上が必要である。しかし、それぞ
れ0.5%を超えると効果が飽和するため、Cr量、M
o量はそれぞれ0.01〜0.5%とする。
れ0.5%を超えると効果が飽和するため、Cr量、M
o量はそれぞれ0.01〜0.5%とする。
P :
Pはγ→α変態を促進し、且つα中のC濃度を低下する
ことによりαの延性を向上させると共に、γ中のC濃度
を高め安定化しγ8を得やくするが、所望の効果を得る
ためには0.01%以上が必要である。しかし、0.1
%を超えて添加すると偏析し易く、バンド状組織を生成
し、成形性を劣化するので、P量は0.01〜0.1%
とする。
ことによりαの延性を向上させると共に、γ中のC濃度
を高め安定化しγ8を得やくするが、所望の効果を得る
ためには0.01%以上が必要である。しかし、0.1
%を超えて添加すると偏析し易く、バンド状組織を生成
し、成形性を劣化するので、P量は0.01〜0.1%
とする。
Nb:
Nbは変態前のγを細粒化するため、熱延板組織を微細
化すると共に、仕上げ圧延後の冷却時に残留するオース
テナイト中へのCの濃化を促進するため、γ2の生成を
助長する。また、γ、を微細に分散せしめることにより
、TSXEQバランスを向上するのに重要な元素である
。これらの所要の効果を得るには0.01%以上が必要
であるが、0.07%を超えて添加しても効果が上がら
ないだけでなく、延性(E12)の劣化が著しくなる。
化すると共に、仕上げ圧延後の冷却時に残留するオース
テナイト中へのCの濃化を促進するため、γ2の生成を
助長する。また、γ、を微細に分散せしめることにより
、TSXEQバランスを向上するのに重要な元素である
。これらの所要の効果を得るには0.01%以上が必要
であるが、0.07%を超えて添加しても効果が上がら
ないだけでなく、延性(E12)の劣化が著しくなる。
したがって、Nb量は0.01〜0.07%とする。
Ca :
Caは加工性の改善、特に局部延性の改善に有効である
ので、必要に応じて添加することができる。その場合、
0.0005%未満では所要の効果が得られず、また0
、01%を超えて加えても効果がなく、逆に介在物とな
り、加工性を劣化させるので、Ca量は0.0005〜
0.1%とする。
ので、必要に応じて添加することができる。その場合、
0.0005%未満では所要の効果が得られず、また0
、01%を超えて加えても効果がなく、逆に介在物とな
り、加工性を劣化させるので、Ca量は0.0005〜
0.1%とする。
次に本発明法で得られる熱延鋼板の組織について述へる
。
。
木調は、加工時のγ2の加工誘起マルテンサイト変態を
利用した高強度、高延性型鋼板であり、第1図に78体
積率とTSXEflの関係を示すように、所要の特性を
得るには5%以上の72が必要である。しかし、本成分
系においては20%以上のγ8を得るのは困難であり、
20%以上のγ□を得るへく更に合金元素を添加すると
、伸びフランジ性、溶接性が劣化する。そのため、γ2
は5〜20%とする。
利用した高強度、高延性型鋼板であり、第1図に78体
積率とTSXEflの関係を示すように、所要の特性を
得るには5%以上の72が必要である。しかし、本成分
系においては20%以上のγ8を得るのは困難であり、
20%以上のγ□を得るへく更に合金元素を添加すると
、伸びフランジ性、溶接性が劣化する。そのため、γ2
は5〜20%とする。
次に熱延、冷却条件について説明する。
仕上げ温度は、γを微細化することにより、α変態の促
進及び組織の微細化を図り、TS XE Qバランスを
向上すると共に、未変態γを微細化、分散させ安定化す
るために900℃以下とする。
進及び組織の微細化を図り、TS XE Qバランスを
向上すると共に、未変態γを微細化、分散させ安定化す
るために900℃以下とする。
しかし、700℃より低い温度では、加工αが混入する
ため、TSXEQバランスが劣化する(第2図参照)。
ため、TSXEQバランスが劣化する(第2図参照)。
したがって、仕上げ温度は700〜900℃の範囲とす
る。なお、他の熱延条件は特に制限されない。
る。なお、他の熱延条件は特に制限されない。
熱延後の冷却条件については、第1として、仕上げ圧延
終了後、Ar3〜600℃のフェライト生成域まで、ま
た望むべくはフェライトノーズ近傍まで、冷却速度20
〜200℃/seeにて急冷し、続いて冷却速度25℃
/sac以下にて3〜40secの間緩冷却を行うこと
によりαの生成を助長すると共に、未変態γ中にCを濃
縮させる安定化を図る。
終了後、Ar3〜600℃のフェライト生成域まで、ま
た望むべくはフェライトノーズ近傍まで、冷却速度20
〜200℃/seeにて急冷し、続いて冷却速度25℃
/sac以下にて3〜40secの間緩冷却を行うこと
によりαの生成を助長すると共に、未変態γ中にCを濃
縮させる安定化を図る。
ここで、急冷速さが20℃/sec未満では、γの粗大
化或いは粗大αの生成を招くため、TSxEρバランス
を劣化する。そして、冷却速度の上限を200℃/se
cとするのは設備上の制約によるものである。また、緩
冷却域を25℃/sec以上の冷却速度又は3 sec
未満の冷却時間とすると、αの充分な生成及びαから未
変態γ中へのCの拡散による濃縮が充分行われないため
、TSXEflバランスが劣化する。一方、緩冷却時間
が40sec以上ではパーライト変態が生じ、γ8を充
分得ることができない。
化或いは粗大αの生成を招くため、TSxEρバランス
を劣化する。そして、冷却速度の上限を200℃/se
cとするのは設備上の制約によるものである。また、緩
冷却域を25℃/sec以上の冷却速度又は3 sec
未満の冷却時間とすると、αの充分な生成及びαから未
変態γ中へのCの拡散による濃縮が充分行われないため
、TSXEflバランスが劣化する。一方、緩冷却時間
が40sec以上ではパーライト変態が生じ、γ8を充
分得ることができない。
第2として、緩冷却の後、未変態γをγ、として残留さ
せるために、300〜450℃までの温度域までを冷却
速度25℃/sec以上で冷却した後1巻き取ることが
必要である。
せるために、300〜450℃までの温度域までを冷却
速度25℃/sec以上で冷却した後1巻き取ることが
必要である。
ここで、25℃/sec以下の冷却速度ではパーライト
変態及びベイナイト変態を助長し、γ、を充分得ること
ができない。また、第3図に巻き取り温度(CT)を変
化させた時のγ8の面積率を示すが、300”C未満で
は未変態γがマルテンサイトに変態するため、所要のγ
8量が得られない。
変態及びベイナイト変態を助長し、γ、を充分得ること
ができない。また、第3図に巻き取り温度(CT)を変
化させた時のγ8の面積率を示すが、300”C未満で
は未変態γがマルテンサイトに変態するため、所要のγ
8量が得られない。
また、450℃を超えるとパーライト、ベイナイト変態
が必要以上に進むため、所要のγ8量が得られない。
が必要以上に進むため、所要のγ8量が得られない。
以下、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供試材を、第2表に示す
条件で熱延、冷却し、熱延鋼板を製造した。なお、熱延
のパススケジュールは30.0→17、O→10.5→
7,5→5.5→4.5→3.5→3 、 O(+am
)とした。
条件で熱延、冷却し、熱延鋼板を製造した。なお、熱延
のパススケジュールは30.0→17、O→10.5→
7,5→5.5→4.5→3.5→3 、 O(+am
)とした。
得られた熱延鋼板の特性等を第2表に示す。
第2表において、Nα1〜Nα5は本発明例であり。
良好なTSXEQバランスを示しており、所定の高強度
が得られると共に加工性(穴拡げ率)も良好である。勿
論、C量が少ないので溶接性も良好である。
が得られると共に加工性(穴拡げ率)も良好である。勿
論、C量が少ないので溶接性も良好である。
一方、比較例&6〜&9は化学成分が本発明範囲外の例
であり、またNl1IO〜Nα12は化学成分は本発明
範囲内であるが冷却条件が本発明範囲外の例であるが、 いずれもTSXE Q<2000と 本発明例に比べて劣っている。
であり、またNl1IO〜Nα12は化学成分は本発明
範囲内であるが冷却条件が本発明範囲外の例であるが、 いずれもTSXE Q<2000と 本発明例に比べて劣っている。
r以下余白1
(発明の効果)
以上詳述したように、本発明によれば、特に低いC量添
加のもとで、γ、を多量に生成させることができるため
、TSXEQバランスの良好な溶接性の良い高強度熱延
鋼板を容易に得ることができる。また、敢えて大圧下圧
延や巻き取り後冷却を必要としないので、経済的である
と共に板幅方向の材質も均一である。
加のもとで、γ、を多量に生成させることができるため
、TSXEQバランスの良好な溶接性の良い高強度熱延
鋼板を容易に得ることができる。また、敢えて大圧下圧
延や巻き取り後冷却を必要としないので、経済的である
と共に板幅方向の材質も均一である。
第1図はγ、体積率とTSXEQバランスの関係を示す
図、 第2図はTSXEΩバランスに及ぼす仕上げ温度の影響
を示す図、 第3図はγR体積率に及ぼす巻き取り温度の影響を示す
図、 第4図は実施例における熱延、冷却条件を説明する図で
ある。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚 第 図 第 図 社」二け゛°温戊 (・C)
図、 第2図はTSXEΩバランスに及ぼす仕上げ温度の影響
を示す図、 第3図はγR体積率に及ぼす巻き取り温度の影響を示す
図、 第4図は実施例における熱延、冷却条件を説明する図で
ある。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚 第 図 第 図 社」二け゛°温戊 (・C)
Claims (2)
- (1)重量%で(以下、同じ)、C:0.15〜0.2
5%、Si:1.0〜2.0%、Mn:1.0〜2.0
%を含有し、かつ、Cr:0.01〜0.5%、Mo:
0.01〜0.5%、Nb:0.01〜0.07%及び
P:0.01〜0.1%のうちの1種又は2種以上を含
有し、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる鋼板を仕上
げ温度700〜900℃にて圧延を行った後、冷却速度
20℃/sec〜200℃/secにてAr_3〜60
0℃まで冷却し、続いて冷却速度25℃/sec以下に
て2〜30secの間緩冷却した後、300〜450℃
までを冷却速度25℃/sec以上で冷却して巻き取る
ことにより、γ_R(残留オーステナイト)を面積率で
5〜20%含有する組織を得ることを特徴とする延性の
優れた高強度熱延鋼板の製造方法。 - (2)前記鋼が更にCa:0.0005〜0.01%を
含有するものである請求項1に記載の方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP13568390A JPH0428821A (ja) | 1990-05-25 | 1990-05-25 | 延性の優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP13568390A JPH0428821A (ja) | 1990-05-25 | 1990-05-25 | 延性の優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0428821A true JPH0428821A (ja) | 1992-01-31 |
Family
ID=15157480
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP13568390A Pending JPH0428821A (ja) | 1990-05-25 | 1990-05-25 | 延性の優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0428821A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH1180892A (ja) * | 1997-07-10 | 1999-03-26 | Kawasaki Steel Corp | 耐衝撃特性および強度−伸びバランスに優れた高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法 |
JP2008036224A (ja) * | 2006-08-08 | 2008-02-21 | Matsushita Electric Works Ltd | 収納装置 |
-
1990
- 1990-05-25 JP JP13568390A patent/JPH0428821A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH1180892A (ja) * | 1997-07-10 | 1999-03-26 | Kawasaki Steel Corp | 耐衝撃特性および強度−伸びバランスに優れた高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法 |
JP2008036224A (ja) * | 2006-08-08 | 2008-02-21 | Matsushita Electric Works Ltd | 収納装置 |
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