JPH08246097A - 伸びフランジ加工性にすぐれる高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
伸びフランジ加工性にすぐれる高強度熱延鋼板及びその製造方法Info
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- JPH08246097A JPH08246097A JP4850095A JP4850095A JPH08246097A JP H08246097 A JPH08246097 A JP H08246097A JP 4850095 A JP4850095 A JP 4850095A JP 4850095 A JP4850095 A JP 4850095A JP H08246097 A JPH08246097 A JP H08246097A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】７５０Ｎ／mm2 以上の高強度化に伴う伸びフラ
ンジ加工性の劣化を防ぎ、高強度であっても、十分な伸
びフランジ加工性を有する高強度熱延鋼板とその製造方
法を提供することにある。 【構成】重量％でＣ：0.０２〜0.１０％、Ｓｉ：0.２％
以下、Ｍｎ：3.０％以下、Ｐ：0.１％以下、Ｓ：0.０１
％以下、及びＣｒ：0.１〜1.０％を含み、残部鉄及び不
可避的不純物よりなり、ラス状構造を有し、セメンタイ
ト及びパーライト組織をもたず、フェライト組織を８０
％以上有する伸びフランジ加工性にすぐれる強度７５０
Ｎ／mm2 以上の高強度熱延鋼板。この高強度熱延鋼板
は、化学成分を有する鋼をスラブとし、それを１１００
℃以上の温度に加熱した後、（Ａr3−５０）℃以上で、
９５０℃以下の範囲の温度にて熱間圧延を終了し、３０
℃／秒以上の冷却速度にて、５００〜２００℃の範囲の
温度まで冷却し、その温度にて巻取ることによって得
る。
ンジ加工性の劣化を防ぎ、高強度であっても、十分な伸
びフランジ加工性を有する高強度熱延鋼板とその製造方
法を提供することにある。 【構成】重量％でＣ：0.０２〜0.１０％、Ｓｉ：0.２％
以下、Ｍｎ：3.０％以下、Ｐ：0.１％以下、Ｓ：0.０１
％以下、及びＣｒ：0.１〜1.０％を含み、残部鉄及び不
可避的不純物よりなり、ラス状構造を有し、セメンタイ
ト及びパーライト組織をもたず、フェライト組織を８０
％以上有する伸びフランジ加工性にすぐれる強度７５０
Ｎ／mm2 以上の高強度熱延鋼板。この高強度熱延鋼板
は、化学成分を有する鋼をスラブとし、それを１１００
℃以上の温度に加熱した後、（Ａr3−５０）℃以上で、
９５０℃以下の範囲の温度にて熱間圧延を終了し、３０
℃／秒以上の冷却速度にて、５００〜２００℃の範囲の
温度まで冷却し、その温度にて巻取ることによって得
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、強度７５０Ｎ／mm2 以
上の伸びフランジ加工性にすぐれる高強度熱延鋼板及び
その製造方法に関する。
上の伸びフランジ加工性にすぐれる高強度熱延鋼板及び
その製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、高強度熱延鋼板は、種々の用途に
広く用いられているが、特に、自動車のバンパーを含む
種々の部材に用いる場合、そのプレス成形において、伸
びフランジ加工性が強く要求される。この伸びフランジ
性を向上させる方法としては、例えば、特開昭５８−４
２７２６号公報に記載されているように、鋼板の組織を
フェライト・ベイナイト組織とする方法、特開昭５７−
７０２５７号公報に記載されているように、フェライト
・ベイナイト・マルテンサイト組織とする方法等が知ら
れている。
広く用いられているが、特に、自動車のバンパーを含む
種々の部材に用いる場合、そのプレス成形において、伸
びフランジ加工性が強く要求される。この伸びフランジ
性を向上させる方法としては、例えば、特開昭５８−４
２７２６号公報に記載されているように、鋼板の組織を
フェライト・ベイナイト組織とする方法、特開昭５７−
７０２５７号公報に記載されているように、フェライト
・ベイナイト・マルテンサイト組織とする方法等が知ら
れている。
【０００３】更に、これら以外にも、特開昭５７−２３
０２５号公報に記載されているように、フェライトに微
細パーライトを分散させる方法、特開平４−８８１２５
号公報に記載されているように、微細セメンタイトを生
成させる方法、特開昭５４−８８８２７号公報に記載さ
れているように、微細セメンタイトを生成させる方法、
特開昭５６−５５５２５号公報に記載されているよう
に、ベイナイトラスを制御する方法等が知られている。
また、Ｃ量を低減する方法も知られている。
０２５号公報に記載されているように、フェライトに微
細パーライトを分散させる方法、特開平４−８８１２５
号公報に記載されているように、微細セメンタイトを生
成させる方法、特開昭５４−８８８２７号公報に記載さ
れているように、微細セメンタイトを生成させる方法、
特開昭５６−５５５２５号公報に記載されているよう
に、ベイナイトラスを制御する方法等が知られている。
また、Ｃ量を低減する方法も知られている。
【０００４】しかし、従来より知られているこれらの方
法による熱延鋼板では、伸びフランジ加工性に限界があ
り、しかも、これら熱延鋼板によりも一層高強度の７５
０Ｎ／mm2 以上の熱延鋼板では、伸びフランジ性が極端
に劣化する。かくして、従来の高強度熱延鋼板では、自
動車のメンバー類の製造に必要な加工成形性の要求を満
たすことができず、薄肉化による自動車重量の低減や、
燃費の改善が実現されないでいる。
法による熱延鋼板では、伸びフランジ加工性に限界があ
り、しかも、これら熱延鋼板によりも一層高強度の７５
０Ｎ／mm2 以上の熱延鋼板では、伸びフランジ性が極端
に劣化する。かくして、従来の高強度熱延鋼板では、自
動車のメンバー類の製造に必要な加工成形性の要求を満
たすことができず、薄肉化による自動車重量の低減や、
燃費の改善が実現されないでいる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、従来の高強
度熱延鋼板の製造における上述したような問題を解決す
るためになされたものであって、７５０Ｎ／mm2 以上の
高強度化に伴う伸びフランジ加工性の劣化を防ぎ、高強
度であっても、十分な伸びフランジ加工性、通常、打抜
き穴の限界穴拡げ率９０％以上を有する高強度熱延鋼板
と、そのような熱延鋼板の製造方法を提供することを目
的とする。
度熱延鋼板の製造における上述したような問題を解決す
るためになされたものであって、７５０Ｎ／mm2 以上の
高強度化に伴う伸びフランジ加工性の劣化を防ぎ、高強
度であっても、十分な伸びフランジ加工性、通常、打抜
き穴の限界穴拡げ率９０％以上を有する高強度熱延鋼板
と、そのような熱延鋼板の製造方法を提供することを目
的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明によれば、重量％
でＣ 0.０２〜0.１０％、Ｓｉ 0.２％以下、Ｍｎ
3.０％以下、Ｐ 0.１％以下、Ｓ 0.０１％以下、
及びＣｒ 0.１〜1.０％を含み、残部鉄及び不可避的不
純物よりなり、ラス状構造を有し、セメンタイト及びパ
ーライト組織をもたず、フェライト組織を８０％以上有
する伸びフランジ加工性にすぐれる強度７５０Ｎ／mm2
以上の高強度熱延鋼板が提供される。
でＣ 0.０２〜0.１０％、Ｓｉ 0.２％以下、Ｍｎ
3.０％以下、Ｐ 0.１％以下、Ｓ 0.０１％以下、
及びＣｒ 0.１〜1.０％を含み、残部鉄及び不可避的不
純物よりなり、ラス状構造を有し、セメンタイト及びパ
ーライト組織をもたず、フェライト組織を８０％以上有
する伸びフランジ加工性にすぐれる強度７５０Ｎ／mm2
以上の高強度熱延鋼板が提供される。
【０００７】本発明による熱延鋼板は、更に、Ｎｉ 1.
０％以下、及びＣｕ 1.０％以下よりなる群から選ばれ
る少なくとも１種の元素を含んでいてもよい。
０％以下、及びＣｕ 1.０％以下よりなる群から選ばれ
る少なくとも１種の元素を含んでいてもよい。
【０００８】本発明によれば、更に、重量％でＣ 0.
０２〜0.１０％、Ｓｉ 0.２％以下、Ｍｎ 3.０％以
下、Ｐ 0.１％以下、Ｓ 0.０１％以下、及びＣｒ
0.１〜1.０％を含み、残部鉄及び不可避的不純物より
なる鋼をスラブとし、それを１１００℃以上の温度に加
熱した後、（Ａr3−５０）℃以上、９５０℃以下の範囲
の温度にて熱間圧延を終了し、３０℃／秒以上の冷却速
度にて、５００〜２００℃の範囲の温度まで冷却し、そ
の温度にて巻取ることによって、強度７５０Ｎ／mm2 以
上で、ラス状構造を有し、セメンタイト及びパーライト
組織をもたず、フェライト組織を８０％以上有する伸び
フランジ加工性にすぐれる熱延鋼板の製造方法が提供さ
れる。
０２〜0.１０％、Ｓｉ 0.２％以下、Ｍｎ 3.０％以
下、Ｐ 0.１％以下、Ｓ 0.０１％以下、及びＣｒ
0.１〜1.０％を含み、残部鉄及び不可避的不純物より
なる鋼をスラブとし、それを１１００℃以上の温度に加
熱した後、（Ａr3−５０）℃以上、９５０℃以下の範囲
の温度にて熱間圧延を終了し、３０℃／秒以上の冷却速
度にて、５００〜２００℃の範囲の温度まで冷却し、そ
の温度にて巻取ることによって、強度７５０Ｎ／mm2 以
上で、ラス状構造を有し、セメンタイト及びパーライト
組織をもたず、フェライト組織を８０％以上有する伸び
フランジ加工性にすぐれる熱延鋼板の製造方法が提供さ
れる。
【０００９】先ず、本発明において、鋼の化学成分の限
定理由について説明する。Ｃは、鋼板の強度を確保する
ために必要な元素であるが、過多に添加するときは、ベ
イナイトやパーライト等の炭化物を有する組織が本発明
にて規定する範囲を越えて生成するので、目的とする伸
びフランジ加工性にすぐれる高強度熱延鋼板を得ること
ができない。しかし、添加量が不足するときは、熱間圧
延終了後の冷却中に、ラス構造を有するフェライト組織
を得ることができず、同様に、目的とする伸びフランジ
加工性にすぐれる高強度熱延鋼板を得ることができな
い。そこで、本発明によれば、炭化物を生成することな
く、ラス構造を有するフェライト組織を得るために、Ｃ
の添加量を0.０２〜0.１０％の範囲とする。
定理由について説明する。Ｃは、鋼板の強度を確保する
ために必要な元素であるが、過多に添加するときは、ベ
イナイトやパーライト等の炭化物を有する組織が本発明
にて規定する範囲を越えて生成するので、目的とする伸
びフランジ加工性にすぐれる高強度熱延鋼板を得ること
ができない。しかし、添加量が不足するときは、熱間圧
延終了後の冷却中に、ラス構造を有するフェライト組織
を得ることができず、同様に、目的とする伸びフランジ
加工性にすぐれる高強度熱延鋼板を得ることができな
い。そこで、本発明によれば、炭化物を生成することな
く、ラス構造を有するフェライト組織を得るために、Ｃ
の添加量を0.０２〜0.１０％の範囲とする。
【００１０】Ｓｉは、ラス状構造をもつフェライト組織
の生成を阻害し、本発明において有害な元素であるの
で、鋼における含有量を極力少なくすることが好まし
い。特に、Ｓｉ量が0.２％を越えるときは、通常の製造
設備における冷却条件によっては、ラス構造をもつフェ
ライト組織を得ることができない。更に、冷却速度によ
っては、双相マルテンサイト組織を生じて、伸びフラン
ジ性を極端に劣化させる。本発明に従って、ラス状構造
を有するフェライト組織を比較的安定して得るために
は、Ｓｉ量は0.１％以下とするのがよい。
の生成を阻害し、本発明において有害な元素であるの
で、鋼における含有量を極力少なくすることが好まし
い。特に、Ｓｉ量が0.２％を越えるときは、通常の製造
設備における冷却条件によっては、ラス構造をもつフェ
ライト組織を得ることができない。更に、冷却速度によ
っては、双相マルテンサイト組織を生じて、伸びフラン
ジ性を極端に劣化させる。本発明に従って、ラス状構造
を有するフェライト組織を比較的安定して得るために
は、Ｓｉ量は0.１％以下とするのがよい。
【００１１】Ｍｎは、本発明が目的とする組織の生成に
寄与する元素の一つである。しかし、過多に添加したと
きは、ベイナイト組織等の低温変態生成物を多く生成し
て、鋼板の伸びフランジ性を低下させるので、添加量を
3.０％以下とする。Ｐは、本発明において、固溶強化の
ための元素として重要である。しかし、過多に添加する
ときは、点溶接性等、伸びフランジ性以外の望ましい性
質を劣化させるので、添加量の上限を0.１％とする。
寄与する元素の一つである。しかし、過多に添加したと
きは、ベイナイト組織等の低温変態生成物を多く生成し
て、鋼板の伸びフランジ性を低下させるので、添加量を
3.０％以下とする。Ｐは、本発明において、固溶強化の
ための元素として重要である。しかし、過多に添加する
ときは、点溶接性等、伸びフランジ性以外の望ましい性
質を劣化させるので、添加量の上限を0.１％とする。
【００１２】Ｓは、伸びフランジ加工性を劣化させる硫
化物を生成するので、可能な限りに低減することが必要
であり、本発明においては、0.００５％以下とする。後
述するように、Ｃａを添加することによって、Ｓを更に
低減して、得られる熱延鋼板の伸びフランジ性を一層高
めることができる。
化物を生成するので、可能な限りに低減することが必要
であり、本発明においては、0.００５％以下とする。後
述するように、Ｃａを添加することによって、Ｓを更に
低減して、得られる熱延鋼板の伸びフランジ性を一層高
めることができる。
【００１３】Ｃｒは、ベイナイト変態やパーライト変態
を抑え、伸びフランジ性を阻害する炭化物の生成を制御
する効果があり、また、２００〜５００℃の巻取中に微
細なＣｒ化合物が生成し、これによって強度向上に寄与
させることができるので、本発明において、重要な元素
である。従来、ＴｉやＮｂを添加すれば、熱延終了後の
巻取り中に炭化物が析出し、これが鋼板の強度向上に有
効な析出物を生成することが知られているが、しかし、
それには比較的高い巻取温度が必要とされ、本発明の方
法における巻取温度では、析出物は生成しない。
を抑え、伸びフランジ性を阻害する炭化物の生成を制御
する効果があり、また、２００〜５００℃の巻取中に微
細なＣｒ化合物が生成し、これによって強度向上に寄与
させることができるので、本発明において、重要な元素
である。従来、ＴｉやＮｂを添加すれば、熱延終了後の
巻取り中に炭化物が析出し、これが鋼板の強度向上に有
効な析出物を生成することが知られているが、しかし、
それには比較的高い巻取温度が必要とされ、本発明の方
法における巻取温度では、析出物は生成しない。
【００１４】本発明によれば、上記Ｃｒの効果は、その
添加量が0.１％から有効であるが、しかし、過多に添加
しても、効果が飽和する。そこで、製造プロセスの経済
性を考慮して、添加量の上限を1.０％とする。特に、本
発明によれば、Ｃｒ添加量が0.３〜0.７％の範囲で最も
高い効果を得ることができる。
添加量が0.１％から有効であるが、しかし、過多に添加
しても、効果が飽和する。そこで、製造プロセスの経済
性を考慮して、添加量の上限を1.０％とする。特に、本
発明によれば、Ｃｒ添加量が0.３〜0.７％の範囲で最も
高い効果を得ることができる。
【００１５】本発明においては、上記元素に加えて、鋼
に更に、Ｎｉ 1.０％以下、及びＣｕ 1.０％以下より
なる群から選ばれる少なくとも１種の元素を添加するこ
とができる。
に更に、Ｎｉ 1.０％以下、及びＣｕ 1.０％以下より
なる群から選ばれる少なくとも１種の元素を添加するこ
とができる。
【００１６】Ｃｕは、鋼板において耐食性を得るために
有効な元素であるが、過多に添加するときは、鋼の熱間
脆性を引き起こすおそれがあるので、添加量は1.０％以
下とする。しかし、Ｃｕの添加は、鋼板の伸びフランジ
加工性を低減するものではない。
有効な元素であるが、過多に添加するときは、鋼の熱間
脆性を引き起こすおそれがあるので、添加量は1.０％以
下とする。しかし、Ｃｕの添加は、鋼板の伸びフランジ
加工性を低減するものではない。
【００１７】Ｎｉは、上述したように、Ｃｕの添加によ
って、熱間圧延中に起こる粒界割れやへげ疵を防ぐため
に、通常、Ｃｕとほぼ同量添加される。しかし、Ｎｉの
添加も、伸びフランジ性を低減させることはなく、ま
た、ＮｉとＣｕの複合添加によっても、伸びフランジ性
を低減させない。
って、熱間圧延中に起こる粒界割れやへげ疵を防ぐため
に、通常、Ｃｕとほぼ同量添加される。しかし、Ｎｉの
添加も、伸びフランジ性を低減させることはなく、ま
た、ＮｉとＣｕの複合添加によっても、伸びフランジ性
を低減させない。
【００１８】本発明によれば、更に、鋼にＣａを添加す
ることができる。Ｃａは、伸びフランジ加工性を劣化さ
せる硫化物を低減する効果を有する。そこで、本発明に
よれば、必要に応じて、鋼にＣａを２０ｐｐｍ以下の範
囲で添加して、ＳをＣａＳとして除去することができ
る。このようにして、Ｃａ処理を施しても、得られる熱
延鋼板の伸びフランジ加工性は劣化しない。
ることができる。Ｃａは、伸びフランジ加工性を劣化さ
せる硫化物を低減する効果を有する。そこで、本発明に
よれば、必要に応じて、鋼にＣａを２０ｐｐｍ以下の範
囲で添加して、ＳをＣａＳとして除去することができ
る。このようにして、Ｃａ処理を施しても、得られる熱
延鋼板の伸びフランジ加工性は劣化しない。
【００１９】次に、本発明による熱延鋼板の有する組織
について説明する。本発明による熱延鋼板が７５０Ｎ／
mm2 以上の高強度を有すると共に、すぐれた伸びフラン
ジ性を有するためには、ラス状構造を有するフェライト
組織、即ち、ベイニティック・フェライト組織を有する
ことが必要である。ここに、ラス状構造とは、高倍率の
透過型電子顕微鏡等で観察した場合にみられる組織であ
って、通常、マルテンサイト等の下部組織のなかで、双
晶やレンズ状とは異なった針状の組織をいい、ラス状マ
ルテンサイトとも呼ばれている。上記ベイニティック・
フェライト組織は、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡等に
よる比較的低倍率（約１００〜５０００倍）の観察で
は、ベイナイト組織と酷似している。しかし、透過型電
子顕微鏡等による高倍率（約１０００〜５０００倍）の
観察によれば、ベイナイト組織が内部構造に炭化物（セ
メンタイト等）を含む組織であるのに対して、ベイニテ
ィック・フェライト組織は、セメンタイト等の炭化物を
含まず、ベイナイト組織とは異なる組織である。また、
ベイニティック・フェライト組織は、ラス状構造におい
て、ポリゴナル・フェライト組織とも異なり、かくし
て、ポリゴナル・フェライト組織とも異なる組織であ
る。
について説明する。本発明による熱延鋼板が７５０Ｎ／
mm2 以上の高強度を有すると共に、すぐれた伸びフラン
ジ性を有するためには、ラス状構造を有するフェライト
組織、即ち、ベイニティック・フェライト組織を有する
ことが必要である。ここに、ラス状構造とは、高倍率の
透過型電子顕微鏡等で観察した場合にみられる組織であ
って、通常、マルテンサイト等の下部組織のなかで、双
晶やレンズ状とは異なった針状の組織をいい、ラス状マ
ルテンサイトとも呼ばれている。上記ベイニティック・
フェライト組織は、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡等に
よる比較的低倍率（約１００〜５０００倍）の観察で
は、ベイナイト組織と酷似している。しかし、透過型電
子顕微鏡等による高倍率（約１０００〜５０００倍）の
観察によれば、ベイナイト組織が内部構造に炭化物（セ
メンタイト等）を含む組織であるのに対して、ベイニテ
ィック・フェライト組織は、セメンタイト等の炭化物を
含まず、ベイナイト組織とは異なる組織である。また、
ベイニティック・フェライト組織は、ラス状構造におい
て、ポリゴナル・フェライト組織とも異なり、かくし
て、ポリゴナル・フェライト組織とも異なる組織であ
る。
【００２０】本発明による高強度熱延鋼板は、このよう
なベイニティック・フェライト組織を８０％以上含むこ
とが必要である。しかし、残りの２０％以下の組織は、
ベイナイト組織やポリゴナル・フェライト組織は勿論の
こと、炭化物やその他低温変態物、第２相等を含む組織
のいずれでもよい。
なベイニティック・フェライト組織を８０％以上含むこ
とが必要である。しかし、残りの２０％以下の組織は、
ベイナイト組織やポリゴナル・フェライト組織は勿論の
こと、炭化物やその他低温変態物、第２相等を含む組織
のいずれでもよい。
【００２１】このような高強度熱延鋼板は、本発明に従
って、上述したような化学成分を有する鋼をスラブと
し、それを１１００℃以上の温度に加熱した後、（Ａr3
−５０）℃以上の温度にて熱間圧延を終了し、３０℃／
秒以上の冷却速度にて、５００〜２００℃の範囲の温度
まで冷却し、その温度にて巻取ることをによって得るこ
とができる。
って、上述したような化学成分を有する鋼をスラブと
し、それを１１００℃以上の温度に加熱した後、（Ａr3
−５０）℃以上の温度にて熱間圧延を終了し、３０℃／
秒以上の冷却速度にて、５００〜２００℃の範囲の温度
まで冷却し、その温度にて巻取ることをによって得るこ
とができる。
【００２２】本発明の方法において、スラブの加熱温度
は鋼の溶体化温度である１１００℃以上であることが必
要であり、好ましくは、溶体化を十分に行なって、γ域
加熱を確保するために、加熱温度は、１２００℃以上で
ある。しかし、過度に高くしても、製造コストを高める
のみであるので、通常、加熱温度は、１３５０℃以下の
範囲である。
は鋼の溶体化温度である１１００℃以上であることが必
要であり、好ましくは、溶体化を十分に行なって、γ域
加熱を確保するために、加熱温度は、１２００℃以上で
ある。しかし、過度に高くしても、製造コストを高める
のみであるので、通常、加熱温度は、１３５０℃以下の
範囲である。
【００２３】熱延においては、仕上熱延をＡr3直上の温
度で終了することが望ましい。Ａr3直上の温度では、組
織が均一で細粒のγ粒となっており、熱延後も均一組織
を有するフェライト粒を得ることができるからである。
Ａr3点以下のα＋γ域で圧延を行なうときは、α粒中に
歪みが加わり、不均一な加工α粒が残存しやすい。しか
し、圧延温度がＡr3点以下であっても、（Ａr3−５０）
℃までであれば、α相の体積率も少なく、また、加工度
合いも低いため、伸びフランジ性やその他の性質を劣化
させることはない。従って、本発明においては、熱延仕
上温度を（Ａr3−５０）℃以上の温度とする。このよう
に、本発明によれば、仕上熱延をＡr3直上の温度で終了
することが望ましいが、９５０℃以下であれば、特に、
支障はない。
度で終了することが望ましい。Ａr3直上の温度では、組
織が均一で細粒のγ粒となっており、熱延後も均一組織
を有するフェライト粒を得ることができるからである。
Ａr3点以下のα＋γ域で圧延を行なうときは、α粒中に
歪みが加わり、不均一な加工α粒が残存しやすい。しか
し、圧延温度がＡr3点以下であっても、（Ａr3−５０）
℃までであれば、α相の体積率も少なく、また、加工度
合いも低いため、伸びフランジ性やその他の性質を劣化
させることはない。従って、本発明においては、熱延仕
上温度を（Ａr3−５０）℃以上の温度とする。このよう
に、本発明によれば、仕上熱延をＡr3直上の温度で終了
することが望ましいが、９５０℃以下であれば、特に、
支障はない。
【００２４】熱延終了後の冷却速度は、ラス状構造を有
するフェライト組織を得るために、少なくとも３０℃／
秒以上が必要である。この冷却速度の上限は、特に、限
定されるものではないが、実際の工場設備能力等を考慮
して、通常、１００℃／秒である。
するフェライト組織を得るために、少なくとも３０℃／
秒以上が必要である。この冷却速度の上限は、特に、限
定されるものではないが、実際の工場設備能力等を考慮
して、通常、１００℃／秒である。
【００２５】本発明において、巻取温度は、ベイナイト
やパーライトの生成を避けるため、２００〜５００℃の
低温とすることが必要であり、特に、Ｃｒ化合物の生成
温度等から、２５０〜３５０℃の範囲であることが好ま
しい。
やパーライトの生成を避けるため、２００〜５００℃の
低温とすることが必要であり、特に、Ｃｒ化合物の生成
温度等から、２５０〜３５０℃の範囲であることが好ま
しい。
【００２６】
【実施例】以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、
本発明はこれら実施例により何ら限定されるものではな
い。表１に示す化学成分を有する鋼を真空溶解にて溶製
した。表１において、鋼番号１〜４はＣ量の影響、３、
５及び６はＳｉ量の影響、３及び７はＭｎ量の影響、３
及び８はＰ量の影響をそれぞれ示す。鋼番号９はＣｒ無
添加の場合を示し、１０〜１２はＮｉ及びＣｕの添加の
影響、１３はＣａを添加した場合の影響を示す。
本発明はこれら実施例により何ら限定されるものではな
い。表１に示す化学成分を有する鋼を真空溶解にて溶製
した。表１において、鋼番号１〜４はＣ量の影響、３、
５及び６はＳｉ量の影響、３及び７はＭｎ量の影響、３
及び８はＰ量の影響をそれぞれ示す。鋼番号９はＣｒ無
添加の場合を示し、１０〜１２はＮｉ及びＣｕの添加の
影響、１３はＣａを添加した場合の影響を示す。
【００２７】表１に示す化学成分を有するそれぞれのス
ラブを１２５０℃の温度にて３０分間保持した後、熱延
終了温度を約９５０〜７５０℃の範囲として、板厚３０
mmから板厚2.５mmまで圧延した。これを更に空冷、ミス
ト冷却（４０〜８０℃／秒程度）及び水冷にて、５５０
〜１５０℃の範囲の温度の巻取処理相当の温度まで冷却
し、その温度で１時間保持し、この後、炉冷にて常温ま
で冷却して、熱延鋼板を得た。
ラブを１２５０℃の温度にて３０分間保持した後、熱延
終了温度を約９５０〜７５０℃の範囲として、板厚３０
mmから板厚2.５mmまで圧延した。これを更に空冷、ミス
ト冷却（４０〜８０℃／秒程度）及び水冷にて、５５０
〜１５０℃の範囲の温度の巻取処理相当の温度まで冷却
し、その温度で１時間保持し、この後、炉冷にて常温ま
で冷却して、熱延鋼板を得た。
【００２８】このようにして得た熱延鋼板から縦横７０
mmの正方形の試験片を調製し、その中央に直径１０mmの
穴をあけ、先端角６０°の円錐ポンチでこの穴を広げ
て、穴の縁にクラックが発生する限界の穴径から打抜き
穴の限界穴広げ率（λ値）を計算にて求めた。結果を表
２及び表３に示す。
mmの正方形の試験片を調製し、その中央に直径１０mmの
穴をあけ、先端角６０°の円錐ポンチでこの穴を広げ
て、穴の縁にクラックが発生する限界の穴径から打抜き
穴の限界穴広げ率（λ値）を計算にて求めた。結果を表
２及び表３に示す。
【００２９】また、表２及び表３において、組織の種類
は、透過型電子顕微鏡（１５０００倍）により同定し、
その分率は、光学顕微鏡組織（４００倍）及び走査型電
子顕微鏡（２０００倍）にて観察した結果から求めた。
は、透過型電子顕微鏡（１５０００倍）により同定し、
その分率は、光学顕微鏡組織（４００倍）及び走査型電
子顕微鏡（２０００倍）にて観察した結果から求めた。
【００３０】表２及び表３において、実験番号１〜１３
は、成分による影響を示し、１４〜２７は、巻取温度に
よる影響を示す。併せて、図１に、表１における鋼番号
３（発明鋼）と鋼番号６（比較鋼）の引張強さに及ぼす
巻取温度の影響を示し、図２に、表１における鋼番号３
（発明鋼）と鋼番号６（比較鋼）のλ値に及ぼす巻取温
度の影響を示す。また、実験番号２８〜３６は、熱延仕
上温度の影響を示す。併せて、図３に、表１における鋼
番号３（発明鋼）と鋼番号６（比較鋼）の引張強さに及
ぼす熱延仕上温度の影響を示し、図４に、表１における
鋼番号３（発明鋼）と鋼番号６（比較鋼）の伸びフラン
ジ性（λ値）に及ぼす熱延仕上温度の影響を示す。実験
番号３７〜３９は、冷却速度による影響を示す。
は、成分による影響を示し、１４〜２７は、巻取温度に
よる影響を示す。併せて、図１に、表１における鋼番号
３（発明鋼）と鋼番号６（比較鋼）の引張強さに及ぼす
巻取温度の影響を示し、図２に、表１における鋼番号３
（発明鋼）と鋼番号６（比較鋼）のλ値に及ぼす巻取温
度の影響を示す。また、実験番号２８〜３６は、熱延仕
上温度の影響を示す。併せて、図３に、表１における鋼
番号３（発明鋼）と鋼番号６（比較鋼）の引張強さに及
ぼす熱延仕上温度の影響を示し、図４に、表１における
鋼番号３（発明鋼）と鋼番号６（比較鋼）の伸びフラン
ジ性（λ値）に及ぼす熱延仕上温度の影響を示す。実験
番号３７〜３９は、冷却速度による影響を示す。
【００３１】図５は、表１における鋼番号３（発明鋼）
と鋼番号６（比較鋼）の引張強さ−伸びフランジ性（λ
値）に及ぼす巻取温度の影響を示すグラフである。ここ
に、引張強さ−伸びフランジ性バランスは、引張強さ×
伸びフランジ性（λ値）の積にて定義され、値の大きい
ほど、上記バランスがよい。
と鋼番号６（比較鋼）の引張強さ−伸びフランジ性（λ
値）に及ぼす巻取温度の影響を示すグラフである。ここ
に、引張強さ−伸びフランジ性バランスは、引張強さ×
伸びフランジ性（λ値）の積にて定義され、値の大きい
ほど、上記バランスがよい。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】
【発明の効果】以上のように、本発明によれば、強度７
５０Ｎ／mm2 以上で、ラス状構造を有し、セメンタイト
及びパーライト組織をもたず、フェライト組織を８０％
以上有し、限界穴拡げ率９０％以上の伸びフランジ加工
性にすぐれる熱延鋼板を得ることができる。
５０Ｎ／mm2 以上で、ラス状構造を有し、セメンタイト
及びパーライト組織をもたず、フェライト組織を８０％
以上有し、限界穴拡げ率９０％以上の伸びフランジ加工
性にすぐれる熱延鋼板を得ることができる。
【図１】は、表１における鋼番号３（発明鋼）と鋼番号
６（比較鋼）の引張強さに及ぼす巻取温度の影響を示す
グラフである。
６（比較鋼）の引張強さに及ぼす巻取温度の影響を示す
グラフである。
【図２】は、表１における鋼番号３（発明鋼）と鋼番号
６（比較鋼）のλ値に及ぼす巻取温度の影響を示すグラ
フである。
６（比較鋼）のλ値に及ぼす巻取温度の影響を示すグラ
フである。
【図３】は、表１における鋼番号３（発明鋼）と鋼番号
６（比較鋼）の引張強さに及ぼす熱延仕上温度の影響を
示すグラフである。
６（比較鋼）の引張強さに及ぼす熱延仕上温度の影響を
示すグラフである。
【図４】は、表１における鋼番号３（発明鋼）と鋼番号
６（比較鋼）の伸びフランジ性（λ値）に及ぼす熱延仕
上温度の影響を示すグラフである。
６（比較鋼）の伸びフランジ性（λ値）に及ぼす熱延仕
上温度の影響を示すグラフである。
【図５】は、表１における鋼番号３（発明鋼）と鋼番号
６（比較鋼）の引張強さ−伸びフランジ性（λ値）に及
ぼす巻取温度の影響を示すグラフである。
６（比較鋼）の引張強さ−伸びフランジ性（λ値）に及
ぼす巻取温度の影響を示すグラフである。
Claims (6)
- 【請求項１】重量％で Ｃ 0.０２〜0.１０％、 Ｓｉ 0.２％以下、 Ｍｎ 3.０％以下、 Ｐ 0.１％以下、 Ｓ 0.０１％以下、及び Ｃｒ 0.１〜1.０％を含み、残部鉄及び不可避的不純物
よりなり、ラス状構造を有し、セメンタイト及びパーラ
イト組織をもたず、フェライト組織を８０％以上有する
伸びフランジ加工性にすぐれる強度７５０Ｎ／mm2 以上
の高強度熱延鋼板。 - 【請求項２】重量％で (a) Ｃ 0.０２〜0.１０％、 Ｓｉ 0.２％以下、 Ｍｎ 3.０％以下、 Ｐ 0.１％以下、 Ｓ 0.０１％以下、及び Ｃｒ 0.１〜1.０％を含み、更に、 (b) Ｎｉ 1.０％以下、及び Ｃｕ 1.０％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１
種の元素を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、
ラス状構造を有し、セメンタイト及びパーライト組織を
もたず、フェライト組織を８０％以上有する伸びフラン
ジ加工性にすぐれる強度７５０Ｎ／mm2 以上の高強度熱
延鋼板。 - 【請求項３】更にＣａを２０ｐｐｍ以下の範囲で添加し
てなる請求項１又は２記載の高強度熱延鋼板。 - 【請求項４】重量％で Ｃ 0.０２〜0.１０％、 Ｓｉ 0.２％以下、 Ｍｎ 3.０％以下、 Ｐ 0.１％以下、 Ｓ 0.０１％以下、及び Ｃｒ 0.１〜1.０％を含み、残部鉄及び不可避的不純物
よりなる鋼をスラブとし、それを１１００℃以上の温度
に加熱した後、（Ａr3−５０）℃以上、９５０℃以下の
範囲の温度にて熱間圧延を終了し、３０℃／秒以上の冷
却速度にて、５００〜２００℃の範囲の温度まで冷却
し、その温度にて巻取ることを特徴とする強度７５０Ｎ
／mm2 以上で、ラス状構造を有し、セメンタイト及びパ
ーライト組織をもたず、フェライト組織を８０％以上有
する伸びフランジ加工性にすぐれる熱延鋼板の製造方
法。 - 【請求項５】重量％で (a) Ｃ 0.０２〜0.１０％、 Ｓｉ 0.２％以下、 Ｍｎ 3.０％以下、 Ｐ 0.１％以下、 Ｓ 0.０１％以下、及び Ｃｒ 0.１〜1.０％を含み、更に、 (b) Ｎｉ 1.０％以下、及び Ｃｕ 1.０％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１
種の元素を含み、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼
をスラブとし、それを１１００℃以上の温度に加熱した
後、（Ａr3−５０）℃以上、９５０℃以下の範囲の温度
にて熱間圧延を終了し、３０℃／秒以上の冷却速度に
て、５００〜２００℃の範囲の温度まで冷却し、その温
度にて巻取ることを特徴とする強度７５０Ｎ／mm2 以上
で、ラス状構造を有し、セメンタイト及びパーライト組
織をもたず、フェライト組織を８０％以上有する伸びフ
ランジ加工性にすぐれる熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項６】鋼に更にＣａを２０ｐｐｍ以下の範囲で添
加する請求項４又は５記載の熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4850095A JPH08246097A (ja) | 1995-03-08 | 1995-03-08 | 伸びフランジ加工性にすぐれる高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4850095A JPH08246097A (ja) | 1995-03-08 | 1995-03-08 | 伸びフランジ加工性にすぐれる高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08246097A true JPH08246097A (ja) | 1996-09-24 |
Family
ID=12805113
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4850095A Pending JPH08246097A (ja) | 1995-03-08 | 1995-03-08 | 伸びフランジ加工性にすぐれる高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08246097A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010011791A3 (en) * | 2008-07-22 | 2010-04-29 | Nucor Corporation | Hot rolled dual phase steel sheet, and method of making the same |
| US7879160B2 (en) | 2004-11-24 | 2011-02-01 | Nucor Corporation | Cold rolled dual-phase steel sheet |
| US7959747B2 (en) | 2004-11-24 | 2011-06-14 | Nucor Corporation | Method of making cold rolled dual phase steel sheet |
| US8435363B2 (en) | 2007-10-10 | 2013-05-07 | Nucor Corporation | Complex metallographic structured high strength steel and manufacturing same |
| KR101412277B1 (ko) * | 2012-05-30 | 2014-06-25 | 현대제철 주식회사 | 강판 및 그 제조 방법 |
| WO2020121088A1 (en) * | 2018-12-13 | 2020-06-18 | Arcelormittal | Method of laser cutting a steel |
| US11155902B2 (en) | 2006-09-27 | 2021-10-26 | Nucor Corporation | High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same |
| RU2793356C2 (ru) * | 2018-12-13 | 2023-03-31 | Арселормиттал | Способ лазерной резки стали |
-
1995
- 1995-03-08 JP JP4850095A patent/JPH08246097A/ja active Pending
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7879160B2 (en) | 2004-11-24 | 2011-02-01 | Nucor Corporation | Cold rolled dual-phase steel sheet |
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| US8337643B2 (en) | 2004-11-24 | 2012-12-25 | Nucor Corporation | Hot rolled dual phase steel sheet |
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| US11155902B2 (en) | 2006-09-27 | 2021-10-26 | Nucor Corporation | High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same |
| US8435363B2 (en) | 2007-10-10 | 2013-05-07 | Nucor Corporation | Complex metallographic structured high strength steel and manufacturing same |
| US9157138B2 (en) | 2007-10-10 | 2015-10-13 | Nucor Corporation | Complex metallographic structured high strength steel and method of manufacturing |
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| WO2020121034A1 (en) * | 2018-12-13 | 2020-06-18 | Arcelormittal | Steels for laser cutting |
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