JPS595651B2 - 低降伏比熱延高張力鋼板の製造法 - Google Patents
低降伏比熱延高張力鋼板の製造法Info
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- JPS595651B2 JPS595651B2 JP55024301A JP2430180A JPS595651B2 JP S595651 B2 JPS595651 B2 JP S595651B2 JP 55024301 A JP55024301 A JP 55024301A JP 2430180 A JP2430180 A JP 2430180A JP S595651 B2 JPS595651 B2 JP S595651B2
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- Japan
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- strength
- steel
- hot
- composite structure
- manufacturing
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-
- 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
- C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、優れた成形性と強度の両者を満足する低降伏
比熱延高張力鋼板の製造法に関するものである。
比熱延高張力鋼板の製造法に関するものである。
近年自動車業界では、車体を軽量化して燃費節減を図り
或は車体強度の向上を図る為に高張力鋼板の使用が検討
されており、すでにフード、バンパーフェイスバー、バ
ンパーリインフォースメント、ディスクホイール等で実
用化されはじめている。
或は車体強度の向上を図る為に高張力鋼板の使用が検討
されており、すでにフード、バンパーフェイスバー、バ
ンパーリインフォースメント、ディスクホイール等で実
用化されはじめている。
この種用途の材料には高強度のほかに優れた冷間加工性
が要求される。
が要求される。
最近開発された複合組織鋼(フェライト層に主としてマ
ルテンサイトからなる低温変態生成物が適量分布したも
の)は以下に示す様な特性を有しており、前記要望に応
じ得るものとして注目されている。
ルテンサイトからなる低温変態生成物が適量分布したも
の)は以下に示す様な特性を有しており、前記要望に応
じ得るものとして注目されている。
(1) 降伏伸びが現われない。
(2)降伏点が低く引張強度が高い(即ち低降伏比であ
る)。
る)。
(3)加工硬化が太きい。
(4)歪時効による強度上昇が大きい。
(5)高強度の割に延性が良好である。
(6)室温では非時効性である。
(7)その結果プレス成形時の形状凍結性が良好である
と共に破断限界も大きく、優れた成形性を示す。
と共に破断限界も大きく、優れた成形性を示す。
ところで上記の様な熱延複合組織鋼の製法としては、■
熱間圧延した鋼板を(α+γ)域若しくはγ域に再加熱
した後適当な冷却速度(通常は5〜b で直接複合組織にする方法、があるが、設備面及び生産
性等を総合的に判断すれば後者の方法が有利と考えられ
ている。
熱間圧延した鋼板を(α+γ)域若しくはγ域に再加熱
した後適当な冷却速度(通常は5〜b で直接複合組織にする方法、があるが、設備面及び生産
性等を総合的に判断すれば後者の方法が有利と考えられ
ている。
後者の方法を効率良〈実施する為には、仕上圧延をオー
ステナイト領域で完了し、コイル巻取りまでの冷却過程
でフェライト変態を実質的に終了させ、巻取り以後の徐
冷過程で未変態オーステナイトを、主としてマルテンサ
イトからなる低温変態生成物にする必要があり、またフ
ェライト変態においてはフェライト粒を微細化すること
が望ましく、しかもその変態末期におけるパーライトの
生成を可及的に抑制しなければならない。
ステナイト領域で完了し、コイル巻取りまでの冷却過程
でフェライト変態を実質的に終了させ、巻取り以後の徐
冷過程で未変態オーステナイトを、主としてマルテンサ
イトからなる低温変態生成物にする必要があり、またフ
ェライト変態においてはフェライト粒を微細化すること
が望ましく、しかもその変態末期におけるパーライトの
生成を可及的に抑制しなければならない。
その為には、連続冷却変態過程においてフェライト変態
とベイナイト変態を分離させると共に、パーライト変態
を長時間側へずらせることが有効と考えられており、こ
の様な変態挙動を熱間圧延後に確実に起こさせる為には
、鋼材の化学成分、熱間圧延後の冷却速度及び巻取温度
の適正な組合せが不可欠と考えられている。
とベイナイト変態を分離させると共に、パーライト変態
を長時間側へずらせることが有効と考えられており、こ
の様な変態挙動を熱間圧延後に確実に起こさせる為には
、鋼材の化学成分、熱間圧延後の冷却速度及び巻取温度
の適正な組合せが不可欠と考えられている。
一方本発明者等が実験により碇認したところでは、複合
組織鋼の引張特性は第2相(主としてマルテンサイトか
らなる低温変態生成物(の体積率に著しく影響される。
組織鋼の引張特性は第2相(主としてマルテンサイトか
らなる低温変態生成物(の体積率に著しく影響される。
即ち第1図は実験結果を示すグラフで、降伏点YPに及
ぼす第2相体積率の影響は小さいが、引張強度TSは第
2相体積率と共に著しく増加し、それに伴なって降伏比
(YR=YP/T S )は下ってくる。
ぼす第2相体積率の影響は小さいが、引張強度TSは第
2相体積率と共に著しく増加し、それに伴なって降伏比
(YR=YP/T S )は下ってくる。
ところが伸び率Elは第2相体積率の増加と共に明らか
に減少するから、良好な延性を確保する為には第2相体
積率を低く抑えねばならない。
に減少するから、良好な延性を確保する為には第2相体
積率を低く抑えねばならない。
この様に従来の熱延複合組織鋼では、引張強度の上昇は
必然的に第2相体積率の増加を伴なって伸び(成形性)
が低下する傾向にあり、両性能を同時に高めることは困
難である。
必然的に第2相体積率の増加を伴なって伸び(成形性)
が低下する傾向にあり、両性能を同時に高めることは困
難である。
実際には、従来の複合組織鋼では前記両性能の兼ね合い
で最適の第2相体積率(通常20%未満)を定めている
が、その性能は勿論不十分と言わざるを得ない。
で最適の第2相体積率(通常20%未満)を定めている
が、その性能は勿論不十分と言わざるを得ない。
本発明者等は前述の様な事情に着目し、強度及び成形性
を共に高め得る様な製造法の確立を期して、鋼材の化学
成分、熱間圧延後の冷却速度及び巻取温度等の製造条件
を見方しつつ研究を進めてきた。
を共に高め得る様な製造法の確立を期して、鋼材の化学
成分、熱間圧延後の冷却速度及び巻取温度等の製造条件
を見方しつつ研究を進めてきた。
その結果以下に示す如く要件を特定してやれば、強度及
び成形性の格段に優れた熱延高張力鋼板が得られること
を知り、厳に本発明の完成をみた。
び成形性の格段に優れた熱延高張力鋼板が得られること
を知り、厳に本発明の完成をみた。
即ち本発明に係る低降伏比熱延高張力鋼板の製造法とは
、 C,Si、Mn及びCrを下記の条件 C:0.03〜0.1% Si:0.5〜2 % Mn:0.5〜2 % Cr :0.5〜2.5% 3%≦(Si 十Mn +Cr )≦4,5%を満足す
る範囲で含有すると共に、 Nb、Ti 及びVのうち1種又は2種以上を下記の範
囲で含有し、 Nb:0.01〜0.1 % Ti:0.02〜0.15% V:0.02〜0.15% 残部が鉄及び不可避不純物である鋼材を用い、仕上圧延
までをオーステナイト領域で完了した後、仕上圧延終了
から巻取りまでの冷却速度が4〜b 様に熱間圧延し、熱間圧延後の組織をフェライトと低温
変態生成物からなる複合組織とするところに要旨が存在
する。
、 C,Si、Mn及びCrを下記の条件 C:0.03〜0.1% Si:0.5〜2 % Mn:0.5〜2 % Cr :0.5〜2.5% 3%≦(Si 十Mn +Cr )≦4,5%を満足す
る範囲で含有すると共に、 Nb、Ti 及びVのうち1種又は2種以上を下記の範
囲で含有し、 Nb:0.01〜0.1 % Ti:0.02〜0.15% V:0.02〜0.15% 残部が鉄及び不可避不純物である鋼材を用い、仕上圧延
までをオーステナイト領域で完了した後、仕上圧延終了
から巻取りまでの冷却速度が4〜b 様に熱間圧延し、熱間圧延後の組織をフェライトと低温
変態生成物からなる複合組織とするところに要旨が存在
する。
本発明では、高強度を確保するのに不可欠のC及び複合
組織鋼を得るのに有効な元素であるSi、Mn及びCr
の含有量を特定範囲に設定すると共に、Nb、Ti及
びVの少な(とも1種を所定量含有させることにより、
化学成分の面から強度及び延性の向上を図り、更に熱間
圧延後の冷却条件及び巻取温度な適正に調節することに
より、熱延のままでも優れた延性(成形性)と高強度を
有する鋼板を得ることができる。
組織鋼を得るのに有効な元素であるSi、Mn及びCr
の含有量を特定範囲に設定すると共に、Nb、Ti及
びVの少な(とも1種を所定量含有させることにより、
化学成分の面から強度及び延性の向上を図り、更に熱間
圧延後の冷却条件及び巻取温度な適正に調節することに
より、熱延のままでも優れた延性(成形性)と高強度を
有する鋼板を得ることができる。
次に鋼材の化学成分を限定した理由を説明する。
Cは複合組織鋼として十分な強度と延性を得るのに不可
欠の元素で、含有率は0.03〜(11%にしなげれば
ならない。
欠の元素で、含有率は0.03〜(11%にしなげれば
ならない。
しかしてC量が少なすぎると十分な強度が得られず、一
方多すぎると延性が乏しくなる。
方多すぎると延性が乏しくなる。
Si、Mn及びCrは熱延のままで複合組織を確保する
のに不可欠の元素である。
のに不可欠の元素である。
即ちSiは固溶体強化元素として作用し、フェライト変
態を高温短時間側へ移行させる効果があり、少なくとも
0、5%以上含有させねばならない。
態を高温短時間側へ移行させる効果があり、少なくとも
0、5%以上含有させねばならない。
しかも多すぎるとAr3 点の上昇、靭性の劣化など
の問題があるので2%以下に止めるべきである。
の問題があるので2%以下に止めるべきである。
MnはSiと同様に優れた固溶体強化作用を有し、また
フェライト変態を長時間側へ移行させると共に、フェラ
イト変態とベイナイト変態の分離を促進させる効果があ
り、これらの効果を有意に発揮させる為には0.5%以
上含有させる必要がある。
フェライト変態を長時間側へ移行させると共に、フェラ
イト変態とベイナイト変態の分離を促進させる効果があ
り、これらの効果を有意に発揮させる為には0.5%以
上含有させる必要がある。
しかし多すぎると強度が上昇し延性が劣化するので2%
以下に抑えるべきである。
以下に抑えるべきである。
CrはBs点を低下させてフェライト変態とベイナイト
変態の分離を促進させ、且つ熱間圧延後の冷却工程にお
けるベイナイトの生成を抑制する作用があり、これらの
効果は0.5%以上の含有で有効に発揮される。
変態の分離を促進させ、且つ熱間圧延後の冷却工程にお
けるベイナイトの生成を抑制する作用があり、これらの
効果は0.5%以上の含有で有効に発揮される。
しかし2.5%を越えると第2相体積率が急に増加し延
性を著しく劣化させるので好ましくない。
性を著しく劣化させるので好ましくない。
上記の様にSi、Mn及びCrには夫々最適の誉重重が
定められるが、更に熱延のままで良好な複合組織を得る
為には、これらの総和を3〜45%の範囲に設定し、各
元素の前記効果を相加的乃至相剰的に発揮させる必要が
ある。
定められるが、更に熱延のままで良好な複合組織を得る
為には、これらの総和を3〜45%の範囲に設定し、各
元素の前記効果を相加的乃至相剰的に発揮させる必要が
ある。
しかしてこれらの総和が3%未満では前述の効果が不十
分で良好な複合組織が得られず、一方4.5%を越える
と強度が上昇し、延性の劣化が顕著となり、何れも本発
明の目的を達成できない。
分で良好な複合組織が得られず、一方4.5%を越える
と強度が上昇し、延性の劣化が顕著となり、何れも本発
明の目的を達成できない。
Nb、Ti 及びVは一般に析出強化元素として用い
られているが、本発明ではそれらの効果を期待するので
はなく、第1図に示した様な強度と延性の関係を改善す
る為の元素として添加される。
られているが、本発明ではそれらの効果を期待するので
はなく、第1図に示した様な強度と延性の関係を改善す
る為の元素として添加される。
即ち第1図で説明した如く、公知の複合組織鋼における
強度と伸び(延性=成形性)は反比例の関係にあり、両
性能を同時に向上させることは困難である。
強度と伸び(延性=成形性)は反比例の関係にあり、両
性能を同時に向上させることは困難である。
ところが鋼材中にNb、’I’i 及びVの1種以上を
適量添加すると、特定強度を有する複合組織鋼の延性を
大幅に高めることができる。
適量添加すると、特定強度を有する複合組織鋼の延性を
大幅に高めることができる。
たとえば第2図は、下記ベース組成の鋼材に対してNb
、Ti 又はVを適量配合したときの引張強度と伸び
の関係を示したグラフ(板厚2.0龍のJI85号引張
り試験片を使用)である。
、Ti 又はVを適量配合したときの引張強度と伸び
の関係を示したグラフ(板厚2.0龍のJI85号引張
り試験片を使用)である。
第2図からも明らかな様に、ベース組成を適正に調整す
ることにより、強度−伸びの関係を従来のフェライト+
パーライトタイプの高張力鋼に比べて相当改善できる。
ることにより、強度−伸びの関係を従来のフェライト+
パーライトタイプの高張力鋼に比べて相当改善できる。
しかしベース組成に適量ノNb、Ti 又はVを添加す
ると上記の関係は更に改善され、特に高強度域における
伸びを大幅に改善できる。
ると上記の関係は更に改善され、特に高強度域における
伸びを大幅に改善できる。
この理由は次の様に考えることができる。
即ちベース組成(C,Si、Mn及びCrの含有率)の
みで強度の向上を図った場合には第2相体積率が不必要
に増加し、これに反比例して伸びは大きく低下するが、
Nb、’l’i 又はVを添加すると第2相体積率の増
加の割に強度上昇が大きいので、ベース組成のみの場合
に比べて伸びの低下を少なくして強度を高めることがで
きる。
みで強度の向上を図った場合には第2相体積率が不必要
に増加し、これに反比例して伸びは大きく低下するが、
Nb、’l’i 又はVを添加すると第2相体積率の増
加の割に強度上昇が大きいので、ベース組成のみの場合
に比べて伸びの低下を少なくして強度を高めることがで
きる。
尚第2相体積率の割に強度上昇が大きい理由としては、
後述する本発明の処理条件では、フェライトマトリック
ス中におけるNb、Ti 及びVの析出強化は殆んど期
待されず、熱間圧延終了後固溶状態で存在するNb等が
その後の連続冷却変態挙動に変化を与え、第2相中のマ
ルテンサイトの比率を高める為と考えられる。
後述する本発明の処理条件では、フェライトマトリック
ス中におけるNb、Ti 及びVの析出強化は殆んど期
待されず、熱間圧延終了後固溶状態で存在するNb等が
その後の連続冷却変態挙動に変化を与え、第2相中のマ
ルテンサイトの比率を高める為と考えられる。
上記からも明らかな様にNb、Ti 及びVは本発明
において極めて重要な添加元素であり、目的達成の為に
はこれらのうち1種又は2種以上の添加を必須とする。
において極めて重要な添加元素であり、目的達成の為に
はこれらのうち1種又は2種以上の添加を必須とする。
またこれらの含有率は、Nb:0.01〜0.1%、T
i : 0.02〜0.15%、V二0.02〜0.
15%であり、この範囲未満では上記の効果が殆んど発
揮されず、一方超過しても上記効果の向上は期待できず
、むしろ材料コストが高くつ(ので好ましくない。
i : 0.02〜0.15%、V二0.02〜0.
15%であり、この範囲未満では上記の効果が殆んど発
揮されず、一方超過しても上記効果の向上は期待できず
、むしろ材料コストが高くつ(ので好ましくない。
以上の様に本発明では鋼材の成分組成を適正に調整しな
ければならないが、目的達成の為には製造条件について
も厳密に管理する必要がある。
ければならないが、目的達成の為には製造条件について
も厳密に管理する必要がある。
即ち仕上圧延までをオーステナイト領域で完了した後、
熱間圧延後巻取り゛までの冷却速度は4〜b囲に設定す
ることが不可欠である。
熱間圧延後巻取り゛までの冷却速度は4〜b囲に設定す
ることが不可欠である。
しかして仕上圧延までを例えばフェライト(α)とオー
ステナイト(γ)の2相域(720〜730℃程度)で
行なうと、フェライト化が促進されすぎる為に伸びや加
工性が劣悪になる。
ステナイト(γ)の2相域(720〜730℃程度)で
行なうと、フェライト化が促進されすぎる為に伸びや加
工性が劣悪になる。
また冷却速度が4℃/秒未満であるとマルテンサイトが
形成されず、適正な複合組織が得られない。
形成されず、適正な複合組織が得られない。
一方50℃/秒を越えると、急冷効果によってベイナイ
トやマルテンサイトの量が増大し延性が低下する。
トやマルテンサイトの量が増大し延性が低下する。
また巻取温度を400℃未満の低温にすると、ベイナイ
トが多量生成し易くなって延性が乏しくなり、一方65
0℃超の高温にすると、パーライトが生成し易くなって
降伏比が高くなり、良好な加工性が得られなくなる。
トが多量生成し易くなって延性が乏しくなり、一方65
0℃超の高温にすると、パーライトが生成し易くなって
降伏比が高くなり、良好な加工性が得られなくなる。
本発明は概略以上の様に構成されており、複合組織の形
成に有効な元素(Si、Mn、Cr)の含有量を特定す
ると共に、該元素の含有による第2相体積率の増大を抑
制する元素(Nb、Ti 又は■)を適量含有させ、且
つ熱間圧延後の冷却速度及び巻取温度を設定することに
より、高強度で且つ優れた成形性を有する熱延複合組織
鋼を提供し得ることになった。
成に有効な元素(Si、Mn、Cr)の含有量を特定す
ると共に、該元素の含有による第2相体積率の増大を抑
制する元素(Nb、Ti 又は■)を適量含有させ、且
つ熱間圧延後の冷却速度及び巻取温度を設定することに
より、高強度で且つ優れた成形性を有する熱延複合組織
鋼を提供し得ることになった。
次に本発明の実施例を示すが、下記は本発明を限定する
性質のものではなく、前・後記の趣旨に沿って変更する
ことも勿論可能である。
性質のものではなく、前・後記の趣旨に沿って変更する
ことも勿論可能である。
実施例 1
第1表に示す化学成分の鋼スラブを1200℃に加熱し
、仕上温度870℃で2,5朋厚まで熱間圧延した。
、仕上温度870℃で2,5朋厚まで熱間圧延した。
その後熱延終了から巻取りまでの冷却速度を2〜b
700℃の範囲で夫々変化させて鋼板を得、各鋼板の引
張特性を比較した。
張特性を比較した。
第1表における符号A−Cは本発明の要件に合致する化
学成分の鋼材、符号りはSi及びCr量が不足する鋼材
である。
学成分の鋼材、符号りはSi及びCr量が不足する鋼材
である。
また第2表において符号3.6.10.13.17及び
20は鋼材の化学成分及び熱延条件共に本発明の要件を
充足する実施例、その他は本発明に規定する要件のうち
1つを範囲外に設定した場合の比較例である。
20は鋼材の化学成分及び熱延条件共に本発明の要件を
充足する実施例、その他は本発明に規定する要件のうち
1つを範囲外に設定した場合の比較例である。
第2表からも明らかな様に、比較例の鋼板では殆んどの
場合降伏点伸びが零を示さず、また降伏比は何れも70
%以上の高い値を有しており、成形性の点で不十分であ
る。
場合降伏点伸びが零を示さず、また降伏比は何れも70
%以上の高い値を有しており、成形性の点で不十分であ
る。
これに対し実施例で得た鋼板の降伏点伸びは何れも零で
あり、しかも一法化は何れも70%未満の低い値を示し
ており、成形性及び強度の両者を満足することが明白で
ある。
あり、しかも一法化は何れも70%未満の低い値を示し
ており、成形性及び強度の両者を満足することが明白で
ある。
第1図は複合組織鋼における第2相体積率と機械的性質
の関係を示すグラフ、第2図は複合組織鋼の引張強度と
伸びに及ぼすNb、’[’i 及びVの添加効果を示す
グラフである。
の関係を示すグラフ、第2図は複合組織鋼の引張強度と
伸びに及ぼすNb、’[’i 及びVの添加効果を示す
グラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 I C,si、Mn及びCrを下記の条件C:0.0
3〜0.1% Si:0.5〜2 % Mn : 0.5〜2 % Cr :0.5〜2.5% 3%≦(Si+Mn+Cr)≦4.5% を満足する範囲で含有すると共に、 Nb、Ti 及び■のうち1種又は2種以上を下記の範
囲で含有し、 Nb:0.01〜0.1 % Ti:0.02〜0,15% V:0.02〜0.15% 残部が鉄及び不可避不純物である鋼材を用い、仕上圧延
までをオーステナイト領域で完了した後、仕上圧延終了
から巻取りまでの冷却速度が4〜b 様に熱間圧延し、熱間圧延後の組織をフェライトと低温
変態生成物からなる複合組織とすることを特徴とする低
降伏比熱延高張力鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP55024301A JPS595651B2 (ja) | 1980-02-27 | 1980-02-27 | 低降伏比熱延高張力鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP55024301A JPS595651B2 (ja) | 1980-02-27 | 1980-02-27 | 低降伏比熱延高張力鋼板の製造法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS56119737A JPS56119737A (en) | 1981-09-19 |
JPS595651B2 true JPS595651B2 (ja) | 1984-02-06 |
Family
ID=12134344
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP55024301A Expired JPS595651B2 (ja) | 1980-02-27 | 1980-02-27 | 低降伏比熱延高張力鋼板の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS595651B2 (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0240806B2 (ja) * | 1984-09-26 | 1990-09-13 | Eiji Adachi |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS58185719A (ja) * | 1982-04-20 | 1983-10-29 | Kobe Steel Ltd | 高降伏比型非調質熱延高張力鋼板の製造法 |
-
1980
- 1980-02-27 JP JP55024301A patent/JPS595651B2/ja not_active Expired
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0240806B2 (ja) * | 1984-09-26 | 1990-09-13 | Eiji Adachi |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS56119737A (en) | 1981-09-19 |
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