JPH10204543A - 加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法Info
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- JPH10204543A JPH10204543A JP2333497A JP2333497A JPH10204543A JP H10204543 A JPH10204543 A JP H10204543A JP 2333497 A JP2333497 A JP 2333497A JP 2333497 A JP2333497 A JP 2333497A JP H10204543 A JPH10204543 A JP H10204543A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】残留オーステナイトの体積率を5%以上として
TS×Elが24000MPa・%以上の良好な強度−
延性バランスを有し、且つコイル内の機械的性質の変動
の小さい高強度熱延鋼板の製造方法。 【解決手段】 C:0.10 〜0.25wt.%、 Si:0.01〜1.00wt.
%、 Mn:1.00〜2.00wt.%、sol.Al:0.50〜2.00wt.%、残り
Feおよび不可避不純物の組成のスラブを、(α+γ)2
相域又はγ単相域に加熱し、(α+γ)2相域で仕上圧
延後、前段で15℃/s以下で空冷し、後段で50℃/
s以上で水冷却し、次いで350 〜500 ℃で巻き取り、組
織がポリゴナルフェライトと5vol.% 以上の残留γとか
らなるようにする。上記方法で、仕上圧延後、初期20℃
/s以上で650 〜750 ℃まで冷却し、1s以上保持し、終期
20℃/s以上で冷却し、次いで350 〜500 ℃で巻き取る。
TS×Elが24000MPa・%以上の良好な強度−
延性バランスを有し、且つコイル内の機械的性質の変動
の小さい高強度熱延鋼板の製造方法。 【解決手段】 C:0.10 〜0.25wt.%、 Si:0.01〜1.00wt.
%、 Mn:1.00〜2.00wt.%、sol.Al:0.50〜2.00wt.%、残り
Feおよび不可避不純物の組成のスラブを、(α+γ)2
相域又はγ単相域に加熱し、(α+γ)2相域で仕上圧
延後、前段で15℃/s以下で空冷し、後段で50℃/
s以上で水冷却し、次いで350 〜500 ℃で巻き取り、組
織がポリゴナルフェライトと5vol.% 以上の残留γとか
らなるようにする。上記方法で、仕上圧延後、初期20℃
/s以上で650 〜750 ℃まで冷却し、1s以上保持し、終期
20℃/s以上で冷却し、次いで350 〜500 ℃で巻き取る。
Description
【0001】
【発明の属する技術分野】この発明は自動車の内板構造
部材に用いられる鋼板として、プレス成形に好適な加工
性を有する高張力熱延鋼板の製造方法に関するものであ
る。
部材に用いられる鋼板として、プレス成形に好適な加工
性を有する高張力熱延鋼板の製造方法に関するものであ
る。
【0002】
【従来の技術】自動車の燃費向上を目指した車体の軽量
化や、衝突時の人間の安全性向上をめざした車体の堅牢
化を図るため、加工性に優れた高張力鋼板のニーズは強
い。特に、近年、車体の軽量化および堅牢化の両者を同
時に満足させるため、自動車の内板構造用部材を対象と
して、引張強さが590〜690MPa クラスであっ
て、プレス成形性に優れた高張力熱延鋼板を適用するこ
とが検討されている。このクラスの高張力鋼板に、優れ
たプレス成形性を付与するには、強度−延性バランスの
向上が必要となる。
化や、衝突時の人間の安全性向上をめざした車体の堅牢
化を図るため、加工性に優れた高張力鋼板のニーズは強
い。特に、近年、車体の軽量化および堅牢化の両者を同
時に満足させるため、自動車の内板構造用部材を対象と
して、引張強さが590〜690MPa クラスであっ
て、プレス成形性に優れた高張力熱延鋼板を適用するこ
とが検討されている。このクラスの高張力鋼板に、優れ
たプレス成形性を付与するには、強度−延性バランスの
向上が必要となる。
【0003】従来、良好な延性を有する高張力熱延鋼板
としては、例えば、特開昭55−44551号公報に記
載されているように、フェライトとマルテンサイトとか
ら構成されるDual Phase鋼板があるが、例えば590M
Pa 級での伸びはせいぜい30%であり、鋼板の強度−
延性バランスを表わす引張強さ(TS)×伸び(El)
の値は、20000MPa ・%未満であった。一方、こ
れを改善し、TS×Elの値が20000MPa ・%以
上得られる方法として、鋼板に残留オーステナイトを含
有させ、残留オーステナイト相の変形時のTRIP現象
(変態誘起塑性)を利用して延性を高める方法が提案さ
れている。
としては、例えば、特開昭55−44551号公報に記
載されているように、フェライトとマルテンサイトとか
ら構成されるDual Phase鋼板があるが、例えば590M
Pa 級での伸びはせいぜい30%であり、鋼板の強度−
延性バランスを表わす引張強さ(TS)×伸び(El)
の値は、20000MPa ・%未満であった。一方、こ
れを改善し、TS×Elの値が20000MPa ・%以
上得られる方法として、鋼板に残留オーステナイトを含
有させ、残留オーステナイト相の変形時のTRIP現象
(変態誘起塑性)を利用して延性を高める方法が提案さ
れている。
【0004】例えば、特開昭63−4017号公報およ
び特開昭64−79345号公報は、C:0.15〜0.4 wt.
%、Si:0.5〜2.0 wt.%、Mn:0.5〜2.0 wt.%を含有し、残
り不可避的な不純物元素からなる鋼を、仕上温度がAr3
−50℃〜Ar3 +50℃の範囲内で全圧下率80%以上で熱延
し、続いて冷却制御を行ないながら350 〜500 ℃で巻き
取ることにより、残留オーステナイトを5体積%以上含
有し、残部がフェライトとベイナイトとからなる高張力
熱延鋼板を製造する方法(以下、「先行技術1」とい
う)を開示しており、TS×Elの値が24000MP
a ・%以上の高張力鋼板が得られると述べている。先行
技術1は、熱延の圧下率、仕上温度、冷却条件および巻
取温度を限定し、オーステナイトから微細なポリゴナル
フェライトへの生成を促進させることにより、オーステ
ナイトへCを濃化させ、更に、ベイナイト変態をさせる
ことにより、オーステナイトへのCの濃化を一層進行さ
せる。こうして、オーステナイトの安定化を図り、最終
的に5体積%以上の残留オーステナイトを含有するフェ
ライトとベイナイトとの混合組織を得るものである。
び特開昭64−79345号公報は、C:0.15〜0.4 wt.
%、Si:0.5〜2.0 wt.%、Mn:0.5〜2.0 wt.%を含有し、残
り不可避的な不純物元素からなる鋼を、仕上温度がAr3
−50℃〜Ar3 +50℃の範囲内で全圧下率80%以上で熱延
し、続いて冷却制御を行ないながら350 〜500 ℃で巻き
取ることにより、残留オーステナイトを5体積%以上含
有し、残部がフェライトとベイナイトとからなる高張力
熱延鋼板を製造する方法(以下、「先行技術1」とい
う)を開示しており、TS×Elの値が24000MP
a ・%以上の高張力鋼板が得られると述べている。先行
技術1は、熱延の圧下率、仕上温度、冷却条件および巻
取温度を限定し、オーステナイトから微細なポリゴナル
フェライトへの生成を促進させることにより、オーステ
ナイトへCを濃化させ、更に、ベイナイト変態をさせる
ことにより、オーステナイトへのCの濃化を一層進行さ
せる。こうして、オーステナイトの安定化を図り、最終
的に5体積%以上の残留オーステナイトを含有するフェ
ライトとベイナイトとの混合組織を得るものである。
【0005】また、特開平5−112846号公報は、
C:0.05〜0.25wt.%、Si:0.05 〜1.0wt.%、 Mn:0.8 〜2.5
wt.%、およびsol.Al:0.8〜2.5 wt.%を有する鋼を、Ac
3 点以上に加熱してから熱間圧延を行い、780 〜840 ℃
で仕上圧延を終了した後、冷却速度を制御し、次いで30
0 〜450 ℃で巻き取る方法と、780 〜940 ℃で仕上圧延
を終了した後、中間保持を含む冷却制御をし、次いで30
0 〜450 ℃で巻き取る方法と(以下、「先行技術2」と
いう)を開示している。ここに開示された条件は、熱延
後の冷却過程における、オーステナイトからのポリゴナ
ルフェライトの生成を促進し、5体積%以上の残留オー
ステナイトを確保することを目的としている。
C:0.05〜0.25wt.%、Si:0.05 〜1.0wt.%、 Mn:0.8 〜2.5
wt.%、およびsol.Al:0.8〜2.5 wt.%を有する鋼を、Ac
3 点以上に加熱してから熱間圧延を行い、780 〜840 ℃
で仕上圧延を終了した後、冷却速度を制御し、次いで30
0 〜450 ℃で巻き取る方法と、780 〜940 ℃で仕上圧延
を終了した後、中間保持を含む冷却制御をし、次いで30
0 〜450 ℃で巻き取る方法と(以下、「先行技術2」と
いう)を開示している。ここに開示された条件は、熱延
後の冷却過程における、オーステナイトからのポリゴナ
ルフェライトの生成を促進し、5体積%以上の残留オー
ステナイトを確保することを目的としている。
【0006】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、先行技
術においては、オーステナイトを安定化して残留させる
ため、熱延および冷却段階において高度な温度制御が必
要であり、このため温度条件が不安定であるコイルのエ
ンド部およびエッジ部では良好な材質が得られず歩留の
低いことが問題であった。
術においては、オーステナイトを安定化して残留させる
ため、熱延および冷却段階において高度な温度制御が必
要であり、このため温度条件が不安定であるコイルのエ
ンド部およびエッジ部では良好な材質が得られず歩留の
低いことが問題であった。
【0007】本発明の目的は、残留オーステナイトの体
積率を5%以上としてTS×Elが24000MPa・
%以上の良好な強度−延性バランスを有し、更にコイル
内の機械的性質の変動を小さくすることができる製造技
術を提供することにある。
積率を5%以上としてTS×Elが24000MPa・
%以上の良好な強度−延性バランスを有し、更にコイル
内の機械的性質の変動を小さくすることができる製造技
術を提供することにある。
【0008】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、上述した
観点から、熱延コイル内の全域にわたり加工性に優れた
高張力熱延鋼板を開発すべく鋭意研究を重ねた。その結
果、次の知見を得た。即ち、熱延コイル内の機械的性質
のバラツキを小さくするためには、オーステナイトの安
定性を高めることにより、仕上圧延および冷却段階にお
ける鋼板の温度変動の機械的性質に及ぼす影響度を小さ
くすればよい。その対策として、従来、仕上圧延をオー
ステナイト単相域で行なっていた。これに対して、仕上
圧延をオーステナイトとフェライトとの2相混合領域
(以下、「(α+γ)2相域」という)で行なうことに
より、オーステナイト中へのCの濃化を仕上圧延中に従
来圧延時の場合よりも予め促進させておけば、コイルエ
ンド部やエッジ部の温度が冷却過程で大きく低下しため
にオーステナイト中へのCの濃化が不十分であっても、
オーステナイトの安定度を損なうことがない。
観点から、熱延コイル内の全域にわたり加工性に優れた
高張力熱延鋼板を開発すべく鋭意研究を重ねた。その結
果、次の知見を得た。即ち、熱延コイル内の機械的性質
のバラツキを小さくするためには、オーステナイトの安
定性を高めることにより、仕上圧延および冷却段階にお
ける鋼板の温度変動の機械的性質に及ぼす影響度を小さ
くすればよい。その対策として、従来、仕上圧延をオー
ステナイト単相域で行なっていた。これに対して、仕上
圧延をオーステナイトとフェライトとの2相混合領域
(以下、「(α+γ)2相域」という)で行なうことに
より、オーステナイト中へのCの濃化を仕上圧延中に従
来圧延時の場合よりも予め促進させておけば、コイルエ
ンド部やエッジ部の温度が冷却過程で大きく低下しため
にオーステナイト中へのCの濃化が不十分であっても、
オーステナイトの安定度を損なうことがない。
【0009】更に、鋼板の機械的性質で、TS×Elが
24000MPa ・%以上という良好な強度−延性バラ
ンスを確保するためには、鋼板ミクロ組織において残留
オーステナイトの体積率を5%以上にし、且つフェライ
トをポリゴナルフェライトにしなければならない。
24000MPa ・%以上という良好な強度−延性バラ
ンスを確保するためには、鋼板ミクロ組織において残留
オーステナイトの体積率を5%以上にし、且つフェライ
トをポリゴナルフェライトにしなければならない。
【0010】そこで、(α+γ)2相域で仕上圧延する
ことが必要である。このためには、鋼板の成分組成を調
整するか、仕上圧延温度を調整するかのいずれかの方法
がある。後者の方法では仕上圧延温度を低目にするの
で、熱延時の変形抵抗が高くなると共に、圧延後の冷却
過程でフェライトが再結晶しにくくなり、体積率で5%
以上の残留オーステナイトが残っても良好な延性が得ら
れない。従って、本発明では前者の成分組成調整方法を
選択した。即ち、鋼板中にsol.Alを0.50〜2.0
0wt.%添加すると、熱間仕上圧延に適した800〜11
50℃の温度領域内にはフェライトとオーステナイトと
の2相領域が広く存在する領域があるがことに着眼し、
sol.Al含有率:0.50〜2.00wt.%を基本成分と
し、その他の合金元素の作用も加えて強度レベルを確保
し、且つ残留オーステナイトが残り易くなるようにその
他の成分組成を調整した。
ことが必要である。このためには、鋼板の成分組成を調
整するか、仕上圧延温度を調整するかのいずれかの方法
がある。後者の方法では仕上圧延温度を低目にするの
で、熱延時の変形抵抗が高くなると共に、圧延後の冷却
過程でフェライトが再結晶しにくくなり、体積率で5%
以上の残留オーステナイトが残っても良好な延性が得ら
れない。従って、本発明では前者の成分組成調整方法を
選択した。即ち、鋼板中にsol.Alを0.50〜2.0
0wt.%添加すると、熱間仕上圧延に適した800〜11
50℃の温度領域内にはフェライトとオーステナイトと
の2相領域が広く存在する領域があるがことに着眼し、
sol.Al含有率:0.50〜2.00wt.%を基本成分と
し、その他の合金元素の作用も加えて強度レベルを確保
し、且つ残留オーステナイトが残り易くなるようにその
他の成分組成を調整した。
【0011】本発明は、上述した知見に基づきなされた
ものであって次の通りである。請求項1記載の加工性に
優れた高張力熱延鋼板の製造方法は、 C:0.10 〜0.25w
t.%、 Si:0.01〜1.00wt.%、 Mn:1.00〜2.00wt.%、およ
び、 sol.Al:0.50〜2.00wt.%を含有し、残りFeおよび不
可避的不純物からなる化学成分組成を有する鋼スラブ
を、フェライトとオーステナイトとの2相混合領域に加
熱した後、フェライトとオーステナイトとの2相混合領
域で仕上圧延し、得られた熱延鋼帯を仕上圧延後のラン
ナウトテーブルの前段では15℃/s以下で空冷し、後
段では50℃/s以上で水冷却し、次いで350 〜500 ℃
の温度範囲内で巻き取り、得られた鋼帯のミクロ組織を
ポリゴナルフェライトと体積率で5%以上の残留オース
テナイトとからなる組織にすることに特徴を有するもの
である。
ものであって次の通りである。請求項1記載の加工性に
優れた高張力熱延鋼板の製造方法は、 C:0.10 〜0.25w
t.%、 Si:0.01〜1.00wt.%、 Mn:1.00〜2.00wt.%、およ
び、 sol.Al:0.50〜2.00wt.%を含有し、残りFeおよび不
可避的不純物からなる化学成分組成を有する鋼スラブ
を、フェライトとオーステナイトとの2相混合領域に加
熱した後、フェライトとオーステナイトとの2相混合領
域で仕上圧延し、得られた熱延鋼帯を仕上圧延後のラン
ナウトテーブルの前段では15℃/s以下で空冷し、後
段では50℃/s以上で水冷却し、次いで350 〜500 ℃
の温度範囲内で巻き取り、得られた鋼帯のミクロ組織を
ポリゴナルフェライトと体積率で5%以上の残留オース
テナイトとからなる組織にすることに特徴を有するもの
である。
【0012】請求項2記載の加工性に優れた高張力熱延
鋼板の製造方法は、 C:0.10 〜0.25wt.%、 Si:0.01〜1.
00wt.%、 Mn:1.00〜2.00wt.%、および、 sol.Al:0.50〜
2.00wt.%を含有し、残りFeおよび不可避的不純物からな
る化学成分組成を有する鋼スラブを、フェライトとオー
ステナイトとの2相混合領域に加熱した後、フェライト
とオーステナイトとの2相混合領域で仕上圧延し、得ら
れた熱延鋼帯を仕上圧延後のランナウトテーブルで、初
期冷却速度20℃/s以上で650 〜750 ℃の温度範囲内まで
冷却し、当該温度範囲内に1s以上保持し、終期冷却速度
20℃/s以上で冷却し、次いで350 〜500 ℃の温度範囲内
で巻き取り、得られた鋼帯のミクロ組織をポリゴナルフ
ェライトと体積率で5%以上の残留オーステナイトとか
らなる組織にすることに特徴を有するものである。
鋼板の製造方法は、 C:0.10 〜0.25wt.%、 Si:0.01〜1.
00wt.%、 Mn:1.00〜2.00wt.%、および、 sol.Al:0.50〜
2.00wt.%を含有し、残りFeおよび不可避的不純物からな
る化学成分組成を有する鋼スラブを、フェライトとオー
ステナイトとの2相混合領域に加熱した後、フェライト
とオーステナイトとの2相混合領域で仕上圧延し、得ら
れた熱延鋼帯を仕上圧延後のランナウトテーブルで、初
期冷却速度20℃/s以上で650 〜750 ℃の温度範囲内まで
冷却し、当該温度範囲内に1s以上保持し、終期冷却速度
20℃/s以上で冷却し、次いで350 〜500 ℃の温度範囲内
で巻き取り、得られた鋼帯のミクロ組織をポリゴナルフ
ェライトと体積率で5%以上の残留オーステナイトとか
らなる組織にすることに特徴を有するものである。
【0013】請求項3記載の加工性に優れた高張力熱延
鋼板の製造方法は、請求項1または2記載の鋼板の製造
方法において、鋼スラブの加熱をオーステナイト単相領
域で行なうことに特徴を有するものである。
鋼板の製造方法は、請求項1または2記載の鋼板の製造
方法において、鋼スラブの加熱をオーステナイト単相領
域で行なうことに特徴を有するものである。
【0014】
【発明の実施の形態】次に、本発明において、鋼板の化
学成分組成およびミクロ組織、並びに鋼板の熱延条件を
上述した通り限定した理由を、それぞれの作用と共に説
明する。
学成分組成およびミクロ組織、並びに鋼板の熱延条件を
上述した通り限定した理由を、それぞれの作用と共に説
明する。
【0015】(1)化学成分組成およびミクロ組織 (a)炭素(C):Cは、フェライトとオーステナイト
との2相域での熱延過程においてオーステナイトに濃化
し、次の冷却過程において一部オーステナイトのフェラ
イトへの変態の進行と共に残部オーステナイトに更に濃
化することにより、オーステナイトを安定化させる。こ
うして、Cは最終的に熱延鋼板に残留オーステナイトを
残す作用をする。しかしながら、C含有率が0.10w
t.%未満では残留オーステナイトを十分に残すことがで
きない。一方、C含有率は0.25wt.%を超えると、溶
接性が問題となる。従って、C含有率は0.10〜0.
25wt.%の範囲内に限定しなければならない。
との2相域での熱延過程においてオーステナイトに濃化
し、次の冷却過程において一部オーステナイトのフェラ
イトへの変態の進行と共に残部オーステナイトに更に濃
化することにより、オーステナイトを安定化させる。こ
うして、Cは最終的に熱延鋼板に残留オーステナイトを
残す作用をする。しかしながら、C含有率が0.10w
t.%未満では残留オーステナイトを十分に残すことがで
きない。一方、C含有率は0.25wt.%を超えると、溶
接性が問題となる。従って、C含有率は0.10〜0.
25wt.%の範囲内に限定しなければならない。
【0016】(b)マンガン(Mn):Mnは、熱延過
程およびその後の冷却過程でオーステナイト中に濃化
し、オーステナイトの安定性を高め、パーライトやマル
テンサイトに変態するのを抑制する作用をする。しかし
ながら、Mn含有率が1.00wt.%未満では上記効果が
十分に発揮されず、一方、2.00wt.%を超えると冷却
過程でのフェライトへの変態が不十分となり、それに伴
いオーステナイト中へのCの濃化が不十分になるので、
オーステナイトが残留しにくくなる。従って、Mn含有
率は1.00〜2.00wt.%の範囲内に限定しなければ
ならない。
程およびその後の冷却過程でオーステナイト中に濃化
し、オーステナイトの安定性を高め、パーライトやマル
テンサイトに変態するのを抑制する作用をする。しかし
ながら、Mn含有率が1.00wt.%未満では上記効果が
十分に発揮されず、一方、2.00wt.%を超えると冷却
過程でのフェライトへの変態が不十分となり、それに伴
いオーステナイト中へのCの濃化が不十分になるので、
オーステナイトが残留しにくくなる。従って、Mn含有
率は1.00〜2.00wt.%の範囲内に限定しなければ
ならない。
【0017】(c)シリコン(Si):Siは、フェラ
イト安定化元素であり、フェライトの生成を促進してC
がオーステナイトに濃化するのを助け、また、巻取り後
にオーステナイトからセメンタイトが析出するのを遅ら
せるので、残留オーステナイトを確保するのに有効な元
素である。一方、Siは、フェライトを固溶強化し鋼板
の強度を高めるので、必要とする強度レベルに応じて所
定量を添加する。しかしながら、Si含有率が0.01
wt.%未満ではフェライトの固溶強化およびセメンタイト
の析出遅延の効果が発揮されない。また、1.00wt.%
を超えて添加すると鋼板の表面性状が劣化するし、期待
される効果が飽和する。従って、Si含有率は0.01
〜1.00wt.%の範囲内に限定しなければならない。
イト安定化元素であり、フェライトの生成を促進してC
がオーステナイトに濃化するのを助け、また、巻取り後
にオーステナイトからセメンタイトが析出するのを遅ら
せるので、残留オーステナイトを確保するのに有効な元
素である。一方、Siは、フェライトを固溶強化し鋼板
の強度を高めるので、必要とする強度レベルに応じて所
定量を添加する。しかしながら、Si含有率が0.01
wt.%未満ではフェライトの固溶強化およびセメンタイト
の析出遅延の効果が発揮されない。また、1.00wt.%
を超えて添加すると鋼板の表面性状が劣化するし、期待
される効果が飽和する。従って、Si含有率は0.01
〜1.00wt.%の範囲内に限定しなければならない。
【0018】(d)酸可溶性アルミニウム(sol.Al)
と仕上圧延:本発明方法の大きな特徴は、(α+γ)2
相域で圧延を行なうことであり、Alは、(α+γ)2
相域圧延を行なうに際して重要な元素である。即ち、A
lが添加されると、オーステナイト閉鎖型の相平衡状態
になり、熱延が行なわれる800〜1150℃の温度領
域では、(α+γ)2相域が形成されるので、(α+
γ)2相域圧延を容易に行なうことができる。但し、so
l.Al含有率が1.50wt.%より少ない場合には、10
00〜1200℃の領域にオーステナイト単相領域(以
下、「γ単相域」という)が存在する。
と仕上圧延:本発明方法の大きな特徴は、(α+γ)2
相域で圧延を行なうことであり、Alは、(α+γ)2
相域圧延を行なうに際して重要な元素である。即ち、A
lが添加されると、オーステナイト閉鎖型の相平衡状態
になり、熱延が行なわれる800〜1150℃の温度領
域では、(α+γ)2相域が形成されるので、(α+
γ)2相域圧延を容易に行なうことができる。但し、so
l.Al含有率が1.50wt.%より少ない場合には、10
00〜1200℃の領域にオーステナイト単相領域(以
下、「γ単相域」という)が存在する。
【0019】(α+γ)2相域の温度では既にフェライ
トとオーステナイトとの2相が分離して形成されている
ので、 (α+γ)2相域圧延が行なわれることによりフェラ
イトとオーステナイトとは層状に分布する。 (α+γ)2相域圧延時から、既に、Cはオーステナ
イトに濃化を開始する。そして、これに次ぐ冷却過程で
一部オーステナイトのフェライトへの変態の進行によ
り、残部オーステナイトへのCの濃化が更に進行する。
従って、(α+γ)2相域で仕上圧延を行なえば、仕上
圧延から冷却までの過程においてオーステナイトへのC
の濃化が一層進行するので、オーステナイトの安定性が
一層高められる。よって、巻取り後の最終的な熱延鋼板
において、残留オーステナイト量を一層確実に残すこと
ができる。また、冷却時の温度変動によるオーステナイ
トの安定性に及ぼす影響度も小さくなり、コイルエンド
部やエッジ部で温度低下が大きくてもオーステナイトの
安定性が維持される。従って、コイル内の機械的性質の
バラツキも小さく抑制される。
トとオーステナイトとの2相が分離して形成されている
ので、 (α+γ)2相域圧延が行なわれることによりフェラ
イトとオーステナイトとは層状に分布する。 (α+γ)2相域圧延時から、既に、Cはオーステナ
イトに濃化を開始する。そして、これに次ぐ冷却過程で
一部オーステナイトのフェライトへの変態の進行によ
り、残部オーステナイトへのCの濃化が更に進行する。
従って、(α+γ)2相域で仕上圧延を行なえば、仕上
圧延から冷却までの過程においてオーステナイトへのC
の濃化が一層進行するので、オーステナイトの安定性が
一層高められる。よって、巻取り後の最終的な熱延鋼板
において、残留オーステナイト量を一層確実に残すこと
ができる。また、冷却時の温度変動によるオーステナイ
トの安定性に及ぼす影響度も小さくなり、コイルエンド
部やエッジ部で温度低下が大きくてもオーステナイトの
安定性が維持される。従って、コイル内の機械的性質の
バラツキも小さく抑制される。
【0020】ここで、フェライトとオーステナイトとの
比率はsol.Al含有率によって異なり、sol.Al含有率
が多いほどフェライトの比率が多くなる。従って、オー
ステナイト中のCの濃度は、sol.Al含有率が高くなる
ほど高くなり、オーステナイトは安定化する。
比率はsol.Al含有率によって異なり、sol.Al含有率
が多いほどフェライトの比率が多くなる。従って、オー
ステナイト中のCの濃度は、sol.Al含有率が高くなる
ほど高くなり、オーステナイトは安定化する。
【0021】Alの他の効果として、Siと同様、フェ
ライト形成元素であり、オーステナイトのフェライト変
態を促進するので、未変態オーステナイトへCを濃化さ
せ、更に、仕上圧延後の冷却過程で未変態オーステナイ
トの一部がフェライトへ変態するのに伴い、残部オース
テナイトへ更にCが濃化する。しかも、これに次ぐ巻取
り後におけるオーステナイトからのセメンタイトの析出
を遅らせる効果により、残留オーステナイトを増加させ
る効果がある。sol.Al含有率が0.50wt.%未満では
これらの効果がなく、一方、2.00wt.%超えでは上記
効果が飽和するばかりでなく、溶接性を劣化させる。従
って、sol.Al含有率は0.50〜2.00wt.%の範囲
内に限定しなければならない。
ライト形成元素であり、オーステナイトのフェライト変
態を促進するので、未変態オーステナイトへCを濃化さ
せ、更に、仕上圧延後の冷却過程で未変態オーステナイ
トの一部がフェライトへ変態するのに伴い、残部オース
テナイトへ更にCが濃化する。しかも、これに次ぐ巻取
り後におけるオーステナイトからのセメンタイトの析出
を遅らせる効果により、残留オーステナイトを増加させ
る効果がある。sol.Al含有率が0.50wt.%未満では
これらの効果がなく、一方、2.00wt.%超えでは上記
効果が飽和するばかりでなく、溶接性を劣化させる。従
って、sol.Al含有率は0.50〜2.00wt.%の範囲
内に限定しなければならない。
【0022】上記元素以外に、鋼板中の不純物元素とし
て、PおよびS等が挙げられる。Pは、溶接性を劣化さ
せたり、連続鋳造鋳片の中心偏析発生の原因になるの
で、その含有率は0.02wt.%以下に限定するのが望ま
しく、また、Sは硫化物系介在物になって加工性を劣化
させるのでその含有率は低い方がよく、0.005wt.%
以下に限定するのが望ましい。
て、PおよびS等が挙げられる。Pは、溶接性を劣化さ
せたり、連続鋳造鋳片の中心偏析発生の原因になるの
で、その含有率は0.02wt.%以下に限定するのが望ま
しく、また、Sは硫化物系介在物になって加工性を劣化
させるのでその含有率は低い方がよく、0.005wt.%
以下に限定するのが望ましい。
【0023】上記化学成分組成を有する鋼板の製造に使
用するための鋼は、転炉法あるいは電気炉法等いずれの
製鋼法によるものであってもよく、またその鋳造方法は
連続鋳造法あるいは造塊法等いずれによってもよい。
用するための鋼は、転炉法あるいは電気炉法等いずれの
製鋼法によるものであってもよく、またその鋳造方法は
連続鋳造法あるいは造塊法等いずれによってもよい。
【0024】(e)鋼板のミクロ組織:本発明鋼板の大
きな特徴は、ポリゴナルフェライトと体積率にして5%
以上の残留オーステナイトが形成されていることにあ
る。このような組織にしなければならない理由は、引張
強さが590〜690MPa クラスの高張力熱延鋼板に
おいて、引張強さTSと伸びElとの積TS×Elが2
4000MPa ・%以上という良好な強度−延性バラン
スを確保するためである。
きな特徴は、ポリゴナルフェライトと体積率にして5%
以上の残留オーステナイトが形成されていることにあ
る。このような組織にしなければならない理由は、引張
強さが590〜690MPa クラスの高張力熱延鋼板に
おいて、引張強さTSと伸びElとの積TS×Elが2
4000MPa ・%以上という良好な強度−延性バラン
スを確保するためである。
【0025】なお、ミクロ組織が、上記形態のようにポ
リゴナルフェライトと5体積%以上の残留オーステナイ
トとが主体を占めていれば、第2相組織は、残留オース
テナイトの他に、ベイナイトおよび/またはマルテンサ
イトを少量含んでいてもよい。
リゴナルフェライトと5体積%以上の残留オーステナイ
トとが主体を占めていれば、第2相組織は、残留オース
テナイトの他に、ベイナイトおよび/またはマルテンサ
イトを少量含んでいてもよい。
【0026】(2)鋼板の熱延条件 上記化学成分組成を有し、ポリゴナルフェライトと5体
積%以上の残留オーステナイトとを有する鋼板の製造
は、上記化学成分組成の鋼スラブを(α+γ)2相域ま
たはγ単相域に加熱した後、(α+γ)2相域で仕上圧
延し、得られた熱延鋼帯を制御冷却し、次いで、350
〜500℃で巻き取らなければならない。以下、その理
由を説明する。
積%以上の残留オーステナイトとを有する鋼板の製造
は、上記化学成分組成の鋼スラブを(α+γ)2相域ま
たはγ単相域に加熱した後、(α+γ)2相域で仕上圧
延し、得られた熱延鋼帯を制御冷却し、次いで、350
〜500℃で巻き取らなければならない。以下、その理
由を説明する。
【0027】(a)加熱温度:この化学成分組成の鋼は
前述したように、800〜1150℃の温度領域では
(α+γ)2相域となるから、通常のスラブ加熱温度で
ある1200℃程度を選定すれば、sol.Al含有率が
1.50wt.%以上では(α+γ)2相域となっている。
但し、sol.Al含有率が1.50wt.%未満の場合には、
1000〜1200℃の範囲にγ単相域が存在し、この
γ単相域より低い温度域にも(α+γ)2相域が存在す
る。従って、(α+γ)2相域で仕上圧延するために
は、加熱温度は(α+γ)2相域またはγ単相域のいず
れでもよい。
前述したように、800〜1150℃の温度領域では
(α+γ)2相域となるから、通常のスラブ加熱温度で
ある1200℃程度を選定すれば、sol.Al含有率が
1.50wt.%以上では(α+γ)2相域となっている。
但し、sol.Al含有率が1.50wt.%未満の場合には、
1000〜1200℃の範囲にγ単相域が存在し、この
γ単相域より低い温度域にも(α+γ)2相域が存在す
る。従って、(α+γ)2相域で仕上圧延するために
は、加熱温度は(α+γ)2相域またはγ単相域のいず
れでもよい。
【0028】なお、加熱温度は、(α+γ)2相域にす
る方が、γ単相域にするよりもTS×Elの値がやや良
好であり好ましい。 (b)仕上圧延温度およびその方法:本発明方法の大き
な特徴は、前述した通り、オーステナイト閉鎖型の相平
衡状態を得ることができる含有率のsol.Alを含む鋼ス
ラブを、(α+γ)2相域で仕上圧延することにある。
熱延仕上圧延を(α+γ)2相域で行なうと、前述した
通り((d):sol.Alと仕上圧延の項)のメカニズム
により、オーステナイトへのCの濃化が進み、オーステ
ナイトの安定性が高められるので、残留オーステナイト
の量を確保するのに極めて有利である。しかも、本発明
においては、鋼板の化学成分組成を上述した通りに調整
してあるので、仕上圧延が行なわれる通常の温度範囲、
800〜1150℃の範囲では(α+γ)2相域になっ
ているので、極めて好適である。従って、本発明では
(α+γ)2相域で仕上圧延を行なうべきである。
る方が、γ単相域にするよりもTS×Elの値がやや良
好であり好ましい。 (b)仕上圧延温度およびその方法:本発明方法の大き
な特徴は、前述した通り、オーステナイト閉鎖型の相平
衡状態を得ることができる含有率のsol.Alを含む鋼ス
ラブを、(α+γ)2相域で仕上圧延することにある。
熱延仕上圧延を(α+γ)2相域で行なうと、前述した
通り((d):sol.Alと仕上圧延の項)のメカニズム
により、オーステナイトへのCの濃化が進み、オーステ
ナイトの安定性が高められるので、残留オーステナイト
の量を確保するのに極めて有利である。しかも、本発明
においては、鋼板の化学成分組成を上述した通りに調整
してあるので、仕上圧延が行なわれる通常の温度範囲、
800〜1150℃の範囲では(α+γ)2相域になっ
ているので、極めて好適である。従って、本発明では
(α+γ)2相域で仕上圧延を行なうべきである。
【0029】(c)冷却方法と冷却速度:(α+γ)2
相域圧延により、フェライトとオーステナイトとの混合
組織で圧延されるので、圧延中にフェライトとオーステ
ナイトとの分率が変化し、また両相共に変形組織にな
る。変形したままの組織では加工性の低下をもたらすの
で、巻取りまでの過程で再結晶させなければならない。
このために、(イ)仕上圧延後のランナウトでの前半は
水冷却せず、15℃/s以下で空冷し、後段では50℃
/s以上で水冷却する方法か、(ロ)仕上圧延後のラン
ナウトでの冷却過程で、650〜750℃の範囲内で鋼
板の温度を保持して再結晶させる。(ロ)の場合、初期
冷却速度:20℃/s以上で冷却後、上記温度に1秒以
上保持し、そして終期冷却速度:20℃/s以上で冷却
する方法、かのいずれかを行なう。このようにして、再
結晶したポリゴナルフェライトと残留オーステナイトと
の層状組織が得られる。上記(イ)および(ロ)のいず
れを行なうかは、板厚や設備仕様に応じて適宜選択す
る。
相域圧延により、フェライトとオーステナイトとの混合
組織で圧延されるので、圧延中にフェライトとオーステ
ナイトとの分率が変化し、また両相共に変形組織にな
る。変形したままの組織では加工性の低下をもたらすの
で、巻取りまでの過程で再結晶させなければならない。
このために、(イ)仕上圧延後のランナウトでの前半は
水冷却せず、15℃/s以下で空冷し、後段では50℃
/s以上で水冷却する方法か、(ロ)仕上圧延後のラン
ナウトでの冷却過程で、650〜750℃の範囲内で鋼
板の温度を保持して再結晶させる。(ロ)の場合、初期
冷却速度:20℃/s以上で冷却後、上記温度に1秒以
上保持し、そして終期冷却速度:20℃/s以上で冷却
する方法、かのいずれかを行なう。このようにして、再
結晶したポリゴナルフェライトと残留オーステナイトと
の層状組織が得られる。上記(イ)および(ロ)のいず
れを行なうかは、板厚や設備仕様に応じて適宜選択す
る。
【0030】(d)巻取温度:巻取温度は鋼板の化学成
分組成に応じてミクロ組織を支配する要因であり、これ
により鋼板の機械的性質も左右される。高張力熱延鋼板
としての所定の機械的性質を与えるために、通常の熱延
鋼板の場合よりも低い温度で巻き取る必要がある。しか
しながら、巻取温度が350℃未満ではオーステナイト
がマルテンサイトに変態し易いので、残留オーステナイ
トを体積率で5%以上安定して残留させることが困難で
ある。一方、巻取温度が500℃超えではパーライト変
態が起き易いので、やはり残留オーステナイトを体積率
で5%以上残留させることが困難である。従って、巻取
温度は350〜500℃の範囲内にしなければならな
い。
分組成に応じてミクロ組織を支配する要因であり、これ
により鋼板の機械的性質も左右される。高張力熱延鋼板
としての所定の機械的性質を与えるために、通常の熱延
鋼板の場合よりも低い温度で巻き取る必要がある。しか
しながら、巻取温度が350℃未満ではオーステナイト
がマルテンサイトに変態し易いので、残留オーステナイ
トを体積率で5%以上安定して残留させることが困難で
ある。一方、巻取温度が500℃超えではパーライト変
態が起き易いので、やはり残留オーステナイトを体積率
で5%以上残留させることが困難である。従って、巻取
温度は350〜500℃の範囲内にしなければならな
い。
【0031】なお、350〜500℃の範囲内で巻き取
っても少量のマルテンサイトおよび/またはベイナイト
が生成することもある。この場合でも、ミクロ組織がポ
リゴナルフェライトと残留オーステナイトとが主体を占
めていれば、第2相組織は、残留オーステナイトの他
に、ベイナイトおよび/またはマルテンサイトを少量含
んでいても、本発明が目的とするコイル内で機械的性質
のバラツキが小さく加工性に優れた鋼板が得られるので
差し支えない。
っても少量のマルテンサイトおよび/またはベイナイト
が生成することもある。この場合でも、ミクロ組織がポ
リゴナルフェライトと残留オーステナイトとが主体を占
めていれば、第2相組織は、残留オーステナイトの他
に、ベイナイトおよび/またはマルテンサイトを少量含
んでいても、本発明が目的とするコイル内で機械的性質
のバラツキが小さく加工性に優れた鋼板が得られるので
差し支えない。
【0032】上述したように、本発明は、コイルの全域
にわたり加工性に優れた高張力熱延鋼板を製造する方法
に関するものであり、残留オーステナイトを5体積%以
上含みポリゴナルフェライトが生成した鋼板を得るため
に、鋼板の化学成分組成と熱延条件とを限定したもので
ある。これにより、TS×Elが24000MPa・%
以上の高延性がコイル全域にわたり得られる。即ち、
(α+γ)2相域圧延を行なって、オーステナイト中の
Cの安定度を高めることにより、仕上圧延時および冷却
過程でのコイル内温度のバラツキによる機械的性質への
影響を小さくすることができる。
にわたり加工性に優れた高張力熱延鋼板を製造する方法
に関するものであり、残留オーステナイトを5体積%以
上含みポリゴナルフェライトが生成した鋼板を得るため
に、鋼板の化学成分組成と熱延条件とを限定したもので
ある。これにより、TS×Elが24000MPa・%
以上の高延性がコイル全域にわたり得られる。即ち、
(α+γ)2相域圧延を行なって、オーステナイト中の
Cの安定度を高めることにより、仕上圧延時および冷却
過程でのコイル内温度のバラツキによる機械的性質への
影響を小さくすることができる。
【0033】こうして、従来、得られなかったコイル内
機械的性質のバラツキの小さい鋼板が得られる。また、
単に圧延温度を下げるだけでは、(α+γ)2相域圧延
にはなっても、変形したフェライトが再結晶するための
温度を圧延後に確保することができないので、ポリゴナ
ルフェライトにならない。従って、残留オーステナイト
が5体積%以上あっても高延性は得られない。そこで、
鋼板の化学成分組成を適切に限定することにより、仕上
圧延後にフェライトが十分再結晶するための温度を確保
することを前提条件とし、仕上圧延を(α+γ)2相域
で行うことができるようにした。これが本発明の重要点
である。しかも、(α+γ)2相域圧延により、オース
テナイト中のC濃度も従来のオーステナイト低温域圧延
に比べて高めることができ、圧延に続く冷却過程で更に
Cがオーステナイト中に濃化し、オーステナイトの安定
化をより高め、残留し易くしたことも本発明の重要点で
ある。更に、従来必要とされていたベイナイト変態によ
るオーステナイト中へのCの濃化を特には必要としなく
なったが、オーステナイト相からのパーライト変態また
はマルテンサイト変態を抑制する観点から本発明のよう
な低温域で巻き取ることは有効である。
機械的性質のバラツキの小さい鋼板が得られる。また、
単に圧延温度を下げるだけでは、(α+γ)2相域圧延
にはなっても、変形したフェライトが再結晶するための
温度を圧延後に確保することができないので、ポリゴナ
ルフェライトにならない。従って、残留オーステナイト
が5体積%以上あっても高延性は得られない。そこで、
鋼板の化学成分組成を適切に限定することにより、仕上
圧延後にフェライトが十分再結晶するための温度を確保
することを前提条件とし、仕上圧延を(α+γ)2相域
で行うことができるようにした。これが本発明の重要点
である。しかも、(α+γ)2相域圧延により、オース
テナイト中のC濃度も従来のオーステナイト低温域圧延
に比べて高めることができ、圧延に続く冷却過程で更に
Cがオーステナイト中に濃化し、オーステナイトの安定
化をより高め、残留し易くしたことも本発明の重要点で
ある。更に、従来必要とされていたベイナイト変態によ
るオーステナイト中へのCの濃化を特には必要としなく
なったが、オーステナイト相からのパーライト変態また
はマルテンサイト変態を抑制する観点から本発明のよう
な低温域で巻き取ることは有効である。
【0034】
【実施例】次に、本発明の鋼板およびその製造方法を、
実施例によって更に詳細に説明する。
実施例によって更に詳細に説明する。
【0035】表1に、本発明の範囲内の化学成分組成を
もつ鋼A〜H、および本発明の範囲外の化学成分組成を
もつ鋼I〜Oを示す。鋼A〜Oの各スラブを加熱し、熱
間圧延し、制御冷却し、そして巻き取り、板厚2.3m
mの熱延鋼板を製造した。
もつ鋼A〜H、および本発明の範囲外の化学成分組成を
もつ鋼I〜Oを示す。鋼A〜Oの各スラブを加熱し、熱
間圧延し、制御冷却し、そして巻き取り、板厚2.3m
mの熱延鋼板を製造した。
【0036】表2および3に、使用したスラブの鋼種符
号および熱延条件の組み合わせを示す。試験は、スラブ
の化学成分組成および熱延条件共に本発明の範囲内にあ
るもの(実施例1〜11)、並びに、化学成分組成およ
び熱延条件の各種条件の内少なくとも一種が本発明の範
囲外にあるもの(比較例12〜23)に分けられる。
号および熱延条件の組み合わせを示す。試験は、スラブ
の化学成分組成および熱延条件共に本発明の範囲内にあ
るもの(実施例1〜11)、並びに、化学成分組成およ
び熱延条件の各種条件の内少なくとも一種が本発明の範
囲外にあるもの(比較例12〜23)に分けられる。
【0037】
【表1】
【0038】
【表2】
【0039】
【表3】
【0040】但し、表2および3の冷却条件でタイプA
は、仕上圧延後、前段で緩冷却、後段で急冷したもの、
タイプBは、仕上圧延後、初期冷却後、中間で温度保持
後、終期で再冷却したものを示す。
は、仕上圧延後、前段で緩冷却、後段で急冷したもの、
タイプBは、仕上圧延後、初期冷却後、中間で温度保持
後、終期で再冷却したものを示す。
【0041】このようにして製造された各鋼板のコイル
について次の試験をした。 コイルの長さ方向の中央部の位置で、エッジから50
mmおよびコイル幅中心の2箇所から、鋼板の圧延方向
に平行なJIS5号引張試験片を採取し、引張試験を行
ない機械的性質(YP、TSおよびEl)を測定した。
得られた測定値から引張強さTSと伸びElとの積TS
×Elを求めて、鋼板の強度−延性バランスを表わす指
数とし、TS×Elが24000MPa ・%以上を高加
工性と評価した。そして、コイルエッジから50mmで
の機械試験値とコイル幅中心での機械試験値との比
(m)を求めてコイル内の機械試験値のバラツキの程度
を評価した。なお、上記2箇所における引張強さの比
(強度比)をTSE /TSC で表わす。
について次の試験をした。 コイルの長さ方向の中央部の位置で、エッジから50
mmおよびコイル幅中心の2箇所から、鋼板の圧延方向
に平行なJIS5号引張試験片を採取し、引張試験を行
ない機械的性質(YP、TSおよびEl)を測定した。
得られた測定値から引張強さTSと伸びElとの積TS
×Elを求めて、鋼板の強度−延性バランスを表わす指
数とし、TS×Elが24000MPa ・%以上を高加
工性と評価した。そして、コイルエッジから50mmで
の機械試験値とコイル幅中心での機械試験値との比
(m)を求めてコイル内の機械試験値のバラツキの程度
を評価した。なお、上記2箇所における引張強さの比
(強度比)をTSE /TSC で表わす。
【0042】コイルの上記2箇所の板厚1/4位置に
おける残留オーステナイト量(体積%)を、X線回折に
より測定した。 コイルの上記2箇所における鋼板の圧延方向断面につ
いてミクロ組織を観察し、フェライトのポリゴナルフェ
ライトへの変態の有無、および第2相組織中のベイナイ
トおよび/またはマルテンサイト生成の有無を光学顕微
鏡で観察した。
おける残留オーステナイト量(体積%)を、X線回折に
より測定した。 コイルの上記2箇所における鋼板の圧延方向断面につ
いてミクロ組織を観察し、フェライトのポリゴナルフェ
ライトへの変態の有無、および第2相組織中のベイナイ
トおよび/またはマルテンサイト生成の有無を光学顕微
鏡で観察した。
【0043】溶接性試験:重ね隅肉のアーク溶接試験
により評価した。 上記試験結果を、表2および3に併記した。同表中、冷
却条件のタイプAは、請求項1または2に該当する場合
であり、冷却途中で中間温度保持をしない場合であり、
そしてタイプBは、請求項3または4に該当する場合で
あり、冷却途中で中間温度保持をした場合である。
により評価した。 上記試験結果を、表2および3に併記した。同表中、冷
却条件のタイプAは、請求項1または2に該当する場合
であり、冷却途中で中間温度保持をしない場合であり、
そしてタイプBは、請求項3または4に該当する場合で
あり、冷却途中で中間温度保持をした場合である。
【0044】上記試験結果より下記事項がわかる。実施
例1〜11から明らかなように、本発明の範囲内の方法
により製造された熱延鋼板は、いずれも、ミクロ組織が
ポリゴナルフェライトと体積率で5%以上の残留オース
テナイトからなっている。但し、製造条件によりベイナ
イトおよび/またはマルテンサイトが僅かに混在するも
のもある。また、TS×Elは、いずれも、24000
MPa・%以上で良好な強度−延性バランスを有する。
一方、コイル内の機械的性質のバラツキを示す、コイル
エッジから50mmとコイル幅中心の強度比TSE /T
SC は、いずれも1.10以下、即ち、エッジ部の強度
上昇は幅中心部の強度の10%以内であり、コイル内機
械的性質のバラツキは小さく非常に優れている。また、
YP、TSおよびEl、並びに、溶接性についても、引
張強さが590〜690MPa クラスの自動車用高張力
鋼板として必要な性能を備えていることがわかる。
例1〜11から明らかなように、本発明の範囲内の方法
により製造された熱延鋼板は、いずれも、ミクロ組織が
ポリゴナルフェライトと体積率で5%以上の残留オース
テナイトからなっている。但し、製造条件によりベイナ
イトおよび/またはマルテンサイトが僅かに混在するも
のもある。また、TS×Elは、いずれも、24000
MPa・%以上で良好な強度−延性バランスを有する。
一方、コイル内の機械的性質のバラツキを示す、コイル
エッジから50mmとコイル幅中心の強度比TSE /T
SC は、いずれも1.10以下、即ち、エッジ部の強度
上昇は幅中心部の強度の10%以内であり、コイル内機
械的性質のバラツキは小さく非常に優れている。また、
YP、TSおよびEl、並びに、溶接性についても、引
張強さが590〜690MPa クラスの自動車用高張力
鋼板として必要な性能を備えていることがわかる。
【0045】更に、加熱温度をγ単相域にするよりも
(α+γ)2相域にした方が、TS×Elの値がやや良
好である。また、仕上圧延後の冷却条件のタイプA(冷
却途中で中間温度保持をせず、後段で冷却した場合)よ
りも、タイプB(冷却途中で中間温度保持をした場合)
の方が、鋼板幅方向の引張強さの均一性TSE /TSC
が良好であることがわかる。
(α+γ)2相域にした方が、TS×Elの値がやや良
好である。また、仕上圧延後の冷却条件のタイプA(冷
却途中で中間温度保持をせず、後段で冷却した場合)よ
りも、タイプB(冷却途中で中間温度保持をした場合)
の方が、鋼板幅方向の引張強さの均一性TSE /TSC
が良好であることがわかる。
【0046】これに対して、本発明の範囲外の方法によ
り製造された熱延鋼板は、比較例12〜23から明らか
なように、次の通り加工性、低温靱性および溶接性の内
少なくとも一つにおいて劣る。
り製造された熱延鋼板は、比較例12〜23から明らか
なように、次の通り加工性、低温靱性および溶接性の内
少なくとも一つにおいて劣る。
【0047】C含有率が本発明の範囲を下回る鋼種Iを
用いた比較例15では5%以上の残留オーステナイトが確
保できず、強度−延性バランスが劣っている。C含有率
が本発明の範囲を高めに外れた鋼種Jによる比較例16
では強度−延性バランスは良好であるが、溶接性が劣っ
ている。
用いた比較例15では5%以上の残留オーステナイトが確
保できず、強度−延性バランスが劣っている。C含有率
が本発明の範囲を高めに外れた鋼種Jによる比較例16
では強度−延性バランスは良好であるが、溶接性が劣っ
ている。
【0048】sol.Al含有率が本発明の範囲を高めに外
れた鋼種Kを用いた比較例17では、強度−延性バラン
スは良好であるが、溶接性が劣っている。sol.Al含有
率が低めに外れた鋼種Nを用いた比較例22は、圧延が
γ単層域となるため強度−延性バランスが劣っている。
れた鋼種Kを用いた比較例17では、強度−延性バラン
スは良好であるが、溶接性が劣っている。sol.Al含有
率が低めに外れた鋼種Nを用いた比較例22は、圧延が
γ単層域となるため強度−延性バランスが劣っている。
【0049】Si含有率が本発明の範囲外である鋼種M
では、比較例19および比較例21に示すように、γ単
層域で仕上圧延すると、残留オーステナイトの量はセン
ター部は10% 以上、エッジ部は10% 未満となるため、セ
ンター部は良好な強度−延性バランスとなるが、エッジ
部と幅中心部との強度比TSE /TSC は1.10超え
となり、コイル内機械的性質のバラツキが大きく、自動
車用鋼板として不適当である。また、この鋼種で(α+
γ)2相域圧延をした比較例20では、フェライトが十
分に再結晶しないばかりか、残留オーステナイトも残り
にくくなるので、強度−延性バランスは著しく劣ってい
る。
では、比較例19および比較例21に示すように、γ単
層域で仕上圧延すると、残留オーステナイトの量はセン
ター部は10% 以上、エッジ部は10% 未満となるため、セ
ンター部は良好な強度−延性バランスとなるが、エッジ
部と幅中心部との強度比TSE /TSC は1.10超え
となり、コイル内機械的性質のバラツキが大きく、自動
車用鋼板として不適当である。また、この鋼種で(α+
γ)2相域圧延をした比較例20では、フェライトが十
分に再結晶しないばかりか、残留オーステナイトも残り
にくくなるので、強度−延性バランスは著しく劣ってい
る。
【0050】Mn含有率が本発明の範囲から高めに外れ
た鋼種Lを用いた比較例18では、残留オーステナイト
量が5%以下で、十分な強度−延性バランスが得られなか
った。
た鋼種Lを用いた比較例18では、残留オーステナイト
量が5%以下で、十分な強度−延性バランスが得られなか
った。
【0051】Mn含有率が低めに外れた鋼種Oを用いた
比較例23では、オーステナイト中のMn濃度が低すぎ
るため残留オーステナイト量が少なく、強度−延性バラ
ンスが劣っている。
比較例23では、オーステナイト中のMn濃度が低すぎ
るため残留オーステナイト量が少なく、強度−延性バラ
ンスが劣っている。
【0052】
【発明の効果】以上説明したように、この発明によれ
ば、良好な強度−延性バランスを有し、且つ、コイル内
の機械的性質のバラツキが小さい高張力熱延鋼板を製造
することができる。そしてこの鋼板を自動車の構造部材
に適用することにより、軽量化と衝突安全性の両立が求
められている自動車分野に寄与することができる。この
ように、加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法を提
供することができ、工業上有用な効果がもたらされる。
ば、良好な強度−延性バランスを有し、且つ、コイル内
の機械的性質のバラツキが小さい高張力熱延鋼板を製造
することができる。そしてこの鋼板を自動車の構造部材
に適用することにより、軽量化と衝突安全性の両立が求
められている自動車分野に寄与することができる。この
ように、加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法を提
供することができ、工業上有用な効果がもたらされる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 大村 雅紀 東京都千代田区丸の内一丁目1番2号 日 本鋼管株式会社内
Claims (3)
- 【請求項1】 C:0.10 〜0.25wt.%、 Si:0.01〜1.00wt.%、 Mn:1.00〜2.00wt.%、および、 sol.Al:0.50〜2.00wt.% を含有し、残りFeおよび不可避的不純物からなる化学成
分組成を有する鋼スラブを、フェライトとオーステナイ
トとの2相混合領域に加熱した後、フェライトとオース
テナイトとの2相混合領域で仕上圧延し、得られた熱延
鋼帯を前記仕上圧延後のランナウトテーブルの前段では
15℃/s以下で空冷し、後段では50℃/s以上で水
冷却し、次いで350 〜500 ℃の温度範囲内で巻き取り、
得られた鋼帯のミクロ組織をポリゴナルフェライトと体
積率で5%以上の残留オーステナイトとからなる組織に
することを特徴とする、加工性に優れた高張力熱延鋼板
の製造方法。 - 【請求項2】 C:0.10 〜0.25wt.%、 Si:0.01〜1.00wt.%、 Mn:1.00〜2.00wt.%、および、 sol.Al:0.50〜2.00wt.% を含有し、残りFeおよび不可避的不純物からなる化学成
分組成を有する鋼スラブを、フェライトとオーステナイ
トとの2相混合領域に加熱した後、フェライトとオース
テナイトとの2相混合領域で仕上圧延し、得られた熱延
鋼帯を前記仕上圧延後のランナウトテーブルで、初期冷
却速度20℃/s以上で650 〜750 ℃の温度範囲内まで冷却
し、当該温度範囲内に1s以上保持し、終期冷却速度20℃
/s以上で冷却し、次いで350 〜500 ℃の温度範囲内で巻
き取り、得られた鋼帯のミクロ組織をポリゴナルフェラ
イトと体積率で5%以上の残留オーステナイトとからな
る組織にすることを特徴とする、加工性に優れた高張力
熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項3】 前記鋼スラブの前記加熱を、オーステナ
イト単相領域で行なう請求項1または2記載の加工性に
優れた高張力熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2333497A JPH10204543A (ja) | 1997-01-22 | 1997-01-22 | 加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2333497A JPH10204543A (ja) | 1997-01-22 | 1997-01-22 | 加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH10204543A true JPH10204543A (ja) | 1998-08-04 |
Family
ID=12107694
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2333497A Pending JPH10204543A (ja) | 1997-01-22 | 1997-01-22 | 加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH10204543A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2002256388A (ja) * | 2001-03-01 | 2002-09-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 温間成形用高張力鋼板およびその成形法 |
US9133532B2 (en) * | 2010-09-16 | 2015-09-15 | Posco | High-carbon hot-rolled steel sheet, high-carbon cold-rolled steel sheet, and method of manufacturing the same |
JP2017002366A (ja) * | 2015-06-11 | 2017-01-05 | 新日鐵住金株式会社 | 冷間加工性に優れた熱延鋼板及びその製造方法 |
-
1997
- 1997-01-22 JP JP2333497A patent/JPH10204543A/ja active Pending
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2002256388A (ja) * | 2001-03-01 | 2002-09-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 温間成形用高張力鋼板およびその成形法 |
JP4506005B2 (ja) * | 2001-03-01 | 2010-07-21 | 住友金属工業株式会社 | 温間成形用高張力鋼板およびその成形法 |
US9133532B2 (en) * | 2010-09-16 | 2015-09-15 | Posco | High-carbon hot-rolled steel sheet, high-carbon cold-rolled steel sheet, and method of manufacturing the same |
JP2017002366A (ja) * | 2015-06-11 | 2017-01-05 | 新日鐵住金株式会社 | 冷間加工性に優れた熱延鋼板及びその製造方法 |
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