JPH021218B2 - - Google Patents
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- JPH021218B2 JPH021218B2 JP56022879A JP2287981A JPH021218B2 JP H021218 B2 JPH021218 B2 JP H021218B2 JP 56022879 A JP56022879 A JP 56022879A JP 2287981 A JP2287981 A JP 2287981A JP H021218 B2 JPH021218 B2 JP H021218B2
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- 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
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- 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
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
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- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
この発明は、複合組織熱延高張力鋼板と、その
製法に関し、とくにフエライト相にマルテンサイ
ト（残留オーステナイトを含む）などの第２相が
分散したいわゆるデユアルフエーズ
（DualPhase）組織によるすぐれたプレス加工性
を、熱間圧延したまゝの状態で、低い降伏比の下
に引張り強さ50〜80Kg／mm2程度の高い抗張力にお
いて有利に実現する安価なこの種高張力鋼と、そ
の熱間圧延後の冷却過程の制御に係わる規制なし
に、従つて複合組織を得るための制御要因を著し
く簡素化することで製造を有利に容易ならしめた
該高張力鋼の製法を提案しようとするものであ
る。 最近加工性が良好な高張力鋼板としてフエライ
ト相に第２相が分散した混在組織からなる複合組
織鋼板が注目されている。この鋼板は降伏強度
（Y.S.）が低く、引張強さ（T.S.）が高く、その
ためY.S.／T.S.で表わされる降伏比（Y.R.）が
低く、また伸び（El）も従来の同一T.S.をもつ鋼
板に比べて著しくすぐれた特徴を示す。しかしこ
の特徴はフエライト・マルテンサイト鋼すべてに
得られるのではなく、フエライト相の分率が70％
以上で第２相の分率が５％以上でとくにパーライ
トやベイナイト分率が微少であるときに限られ、
そのときY.R.も70％以下となり加工性が良好と
なる。 この複合組織鋼板の製造方法としては従来、熱
圧後連続焼鈍する方法と、熱間圧延のままで得る
方法とに二大別されるが、前者の方法では熱処理
の工程を必要とするため製造コストが高くなり、
そこで最近では後者の方法が注目をあびている。 熱延のままで複合組織鋼を製造する方法につい
ても各種提案されているが、それはまた２つの方
法にわけられる。１つは熱延済コイルをα，γ2
相状態で巻取り、巻取り後の保冷時にγ相をマル
テンサイトに変態させるものであり、もう１つは
熱延後の冷却過程でフエライト・マルテンサイト
組織を得た後にコイルを巻取る方法である。 前者では保冷過程でマルテンサイト変態時まで
オーステナイトを安定化するためにSi，Mn，
Cr，Moなどの合金元素を多量に添加する必要が
あつて製造コストが上昇し、これに反して後者の
方法ではSi，Mn，Crなどの合金元素の添加は少
量ですむが、前述の70％以上のフエライトと５％
以上の第２相とを含む理想的な組織を得るために
は、仕上圧延条件、圧延後の冷却速度、冷却パタ
ーンおよびコイル巻取り温度について厳密な管理
が必要で、それにも拘らず、コイルの長手方向、
幅方向での機械的性質に不均一が生じ易いことも
欠点にかぞえられる。 上にのべた従来技術の問題点について発明者が
検討を加え、幾多の実験を重ねた結果、合金成分
として極めて安価なＰを含有させることで、熱延
条件の制御を必要最少限に留めても、熱延のまゝ
フエライト分率が高く、YR70％以下で延性にす
ぐれた複合組織高張力鋼板が、とくに安価に得ら
れることを見出した。 すなわち上述後者の方法で不可欠としていた仕
上圧延温度の限定を引続く圧延後の冷却過程で一
部徐冷を含む特異な冷却パターンにつき、たとえ
ば特開昭55−91934号公報では、熱間圧延仕上げ
温度を低温にし、圧延後まず徐冷し、その後に急
冷を行わなければ、特性のすぐれた複合組織鋼板
は得られないとされていたのに対して、発明者ら
は、Ｐを0.04％以上含むときは、通常の連続式熱
間圧延機で、通常の仕上げ圧延温度で圧延し、通
常の冷却速度範囲（10〜200℃／sec）で冷却した
場合でも、最終的に70％以上のフエライトが生成
し、オーステナイト中へのＣの濃化と、Mnの作
用により、５％以上の第２相の均一分散が実現さ
れることを究明し、さらに検討を進めて、Siによ
るフエライト変態の助長でオーステナイト中のＣ
濃化促進をもつて、マルテンサイト生成をより容
易なしめ、またCrによるオーステナイト安定化
でマルテンサイトの焼入性を増すことで、引張り
強さの一層の増強に有用な知見に達したのであ
る。 この発明は １ Ｃ：0.03〜0.15重量％ Mn：0.6〜1.8重量％ Ｐ：0.04〜0.2重量％ Al0.1重量％ Ｓ0.008重量％ を含有し残余は実質的にFeの組成になり、 断面組織面積率で70％以上のフエライトと、
５％以上のマルテンサイトとの分散組織を有し 降伏比0.7である ことを特徴とする複合組織熱延高張力鋼板。 ２ Ｃ：0.03〜0.15重量％ Si：0.2〜2.0重量％ Mn：0.6〜1.8重量％ Ｐ：0.04〜0.2重量％ Al0.1重量％ Ｓ0.008重量％ を含有し残余は実質的にFeの組成になり、 断面組織面積率で70％以上のフエライトと、
５％以上のマルテンサイトとの分散組織を有し 降伏比0.7である ことを特徴とする複合組織熱延高張力鋼板。 ３ Ｃ：0.03〜0.15重量％ Mn：0.6〜1.8重量％ Cr：0.2〜2.0重量％ Ｐ：0.04〜0.2重量％ Al0.1重量％ Ｓ0.008重量％ を含有し残余は実質的にFeの組成になり、 断面組織面積率で70％以上のフエライトと、
５％以上のマルテンサイトとの分散組織を有し 降伏比0.7である ことを特徴とする複合組織熱延高張力鋼板。 ４ 鋼中成分としてＣ：0.3〜0.15重量％、Mn：
0.6〜1.8重量％、Ｓ：0.008重量％以下および
Al：0.10重量％以下を含有し、さらにＰ：0.04
〜0.2重量％を含有する組成に溶鋼の成分を調
整すること、この溶鋼から常法で調整したスラ
ブに熱間圧延を施す際、スラブの加熱温度を
1100〜1250℃、熱間仕上圧延終了温度を780〜
900℃、巻取り温度を450℃以下とし、圧延終了
後巻取りに至る冷却速度を10〜200℃／ｓとし
たことを特徴とする複合組織熱延高張力鋼板の
製法。 である。 この発明の成分範囲限定の理由は次のとおりで
ある。 Ｃは強度確保とマルテンサイト生成のために最
低0.03％を必要とするが、0.15％をこえると溶接
性、延性の劣化が著しいので0.03〜0.15％に制限
される。またMnはオーステナイトの安定性を高
め最終的に５％以上のマルテンサイトを生成させ
るため最低0.6％は必要である。しかし1.8％をこ
えるとフエライト変態を抑制してベイナイト変態
を助長するので、最終的に70％以上のフエライト
と５％以上のマルテンサイトとを得てY.R.を70
％以下にすることを困難にするので0.6〜1.8％に
制限される。 Ｐは、この発明においてとくに重要な成分で、
その適量に達しなかつた従来の複合組織鋼板につ
いてはすでに言及したような、圧延仕上げ温度お
よび圧延後の厳密な冷却制御パターンの制約をと
くにP0.04％以上において解消してなお、最終的
に70％以上のフエライト生成、オーステナイト中
のＣ濃化とMnの作用による５％以上のマルテン
サイトの分散による低降伏比化を、もたらす。 第１図でＣを0.05〜0.13％、Mnを0.8〜1.7％を
含む鋼についてスラブを1100〜1250℃で加熱し、
連続式熱間圧延機で熱延し、780〜900℃で仕上げ
圧延した後10〜200℃／secの範囲で冷却し450℃
以下とくに400〜100℃でコイルに巻取つた鋼板の
Y.R.を示す。図から明らかなようにＰを0.01〜
0.02％しか含まない鋼では冷却速度が大きくなる
とY.Rが70％以上になるのに対し、Ｐを0.04％以
上含むものでは冷却速度が大きくてもY.R.が70
％以下と良好な特性を示す。これはＰを0.04％以
上含む鋼では大きい冷却速度でも70％以上のフエ
ライトが生成するのに対しＰが0.01〜0.02％のも
のではフエライト相が70％以上生成せずベイナイ
トが多いことに起因している。したがつてＰは最
低限0.04％を必要とする。しかし0.2％以上添加
するとフエライトがＰの作用で強化されすぎY.
R.が70％以上になり、その上加工時脆性破壊を
生じやすくなるので上限を0.2％とする。 Alは脱酸元素として使用し、0.01％以上でその
効果が発揮される。しかしながら0.1％をこえて
使用することは介在物の増加をもたらし好ましく
ないので0.1％以下とした。 Ｓは0.008％をこえると熱間圧延時に生成する
MnSの伸長介在物による加工性の劣化が大きい
ので0.008％以下とする。 なおREMたとえばミツシユメタルおよびCa
は、MnSを球状化させ加工性を向上させるのに
有効なので必要に応じて添加することができ、こ
の際REM／Ｓ，Ca／Ｓがおのおの２，１以下で
は効果がなく、またそれぞれ５，３以上では大型
介在物が形成されて加工性に悪影響をおよぼす懸
念もあるので、それぞれ２〜５，１〜３の範囲と
するのがよい。 以上の基本成分のほかにさらにSiおよびCrを
単独もしくは複合し含有させるとSiはフエライト
変態を助長しオーステナイト中のＣを濃化させる
ことによりマルテンサイト生成を容易にしまた
Crはオーステナイトを安定化することによりマ
ルテンサイトの焼入れ性をますのに役立つ。これ
らの効果はそれぞれ単独もしくは複合で0.2％以
上で得られるが、２％をこえるとフエライトの強
化と不所望なベイナイト変態の助長が生ずるので
何れも0.2〜2.0％をその含有範囲とする。 以上の成分を有する鋼の溶製には、通常の製鋼
法を採用でき、またスラブの製造は造塊―分鬼圧
延もしくは連続鋳造のいずれによつても良い。 次にこの発明の方法につき、圧延の要件につい
て説明する。まずスラブ加熱温度は通常の圧延の
場合と同様に1100゜〜1250℃に制限される。これ
はこの温度域で加熱後、通常の連続式熱間圧延機
でこの発明の成分鋼のスラブを熱延した場合、こ
のスラブ加熱温度でもたらされる最終圧延温度範
囲の750〜900℃で最終圧延後、通常の冷却速度
（10〜200℃／sec）で冷却するだけで格別な冷却
パターンの規制を要せず最終的に70％以上のフエ
ライト分率が得られるためである。しかしこのス
ラブ加熱温度の上限をこえ、または下限未満でス
ラブを加熱後圧延した場合は、最終圧延温度や圧
延後の冷却速度、冷却パターンをかえても最終製
品で70％以上のフエライト分率が得られずベイナ
イト組織が混入する。これは、スラブ加熱時のオ
ーステナイトが混粒でありその後の熱間圧延によ
つてもその不均一性が解消されにくいためと考え
られる。そこでスラブ加熱温度は1100〜1250℃に
限定する。 熱間圧延後のコイル巻取り温度（CT）は450℃
以下に限定される。第２図はこの発明に従う0.08
％Ｃ―1.3％Mn―0.09％Ｐ鋼につきスラブ加熱を
1100〜1250℃、最終圧延を780〜900℃とし、圧延
後の平均冷却速度を10℃〜200℃／secとしたとき
のY.R.とコイル巻取り温度CTの関係を示す。図
から明らかなようにY.R.は上記熱延条件の範囲
内ではほぼC.T.のみによつてきまり、CTが450
℃以下ではじめてY.R.が70％以下となる。これ
は450℃よりも上の温度で巻取つた場合にはパー
ライト変態が生じるためである。CTが450℃以下
の場合にはこの発明の成分の鋼の場合は70％以上
のフエライトが巻取り時まで生成するためオース
テナイト部にＣが濃縮し、Mnの効果とあいまつ
て巻取り後もしくは巻取り前にマルテンサイト変
態が生じ、Y.R.が低下するものと考えられる。
したがつてCTは450℃以下に限定する。 次にこの発明の実施例を掲げて比較例と効果を
対比する。 実施例 １ 転炉で溶製し第１表に示すように成分調整を行
つて20トン鋳型に造塊し、分塊圧延により200mm
厚910mm幅のスラブをつくつた。
製法に関し、とくにフエライト相にマルテンサイ
ト（残留オーステナイトを含む）などの第２相が
分散したいわゆるデユアルフエーズ
（DualPhase）組織によるすぐれたプレス加工性
を、熱間圧延したまゝの状態で、低い降伏比の下
に引張り強さ50〜80Kg／mm2程度の高い抗張力にお
いて有利に実現する安価なこの種高張力鋼と、そ
の熱間圧延後の冷却過程の制御に係わる規制なし
に、従つて複合組織を得るための制御要因を著し
く簡素化することで製造を有利に容易ならしめた
該高張力鋼の製法を提案しようとするものであ
る。 最近加工性が良好な高張力鋼板としてフエライ
ト相に第２相が分散した混在組織からなる複合組
織鋼板が注目されている。この鋼板は降伏強度
（Y.S.）が低く、引張強さ（T.S.）が高く、その
ためY.S.／T.S.で表わされる降伏比（Y.R.）が
低く、また伸び（El）も従来の同一T.S.をもつ鋼
板に比べて著しくすぐれた特徴を示す。しかしこ
の特徴はフエライト・マルテンサイト鋼すべてに
得られるのではなく、フエライト相の分率が70％
以上で第２相の分率が５％以上でとくにパーライ
トやベイナイト分率が微少であるときに限られ、
そのときY.R.も70％以下となり加工性が良好と
なる。 この複合組織鋼板の製造方法としては従来、熱
圧後連続焼鈍する方法と、熱間圧延のままで得る
方法とに二大別されるが、前者の方法では熱処理
の工程を必要とするため製造コストが高くなり、
そこで最近では後者の方法が注目をあびている。 熱延のままで複合組織鋼を製造する方法につい
ても各種提案されているが、それはまた２つの方
法にわけられる。１つは熱延済コイルをα，γ2
相状態で巻取り、巻取り後の保冷時にγ相をマル
テンサイトに変態させるものであり、もう１つは
熱延後の冷却過程でフエライト・マルテンサイト
組織を得た後にコイルを巻取る方法である。 前者では保冷過程でマルテンサイト変態時まで
オーステナイトを安定化するためにSi，Mn，
Cr，Moなどの合金元素を多量に添加する必要が
あつて製造コストが上昇し、これに反して後者の
方法ではSi，Mn，Crなどの合金元素の添加は少
量ですむが、前述の70％以上のフエライトと５％
以上の第２相とを含む理想的な組織を得るために
は、仕上圧延条件、圧延後の冷却速度、冷却パタ
ーンおよびコイル巻取り温度について厳密な管理
が必要で、それにも拘らず、コイルの長手方向、
幅方向での機械的性質に不均一が生じ易いことも
欠点にかぞえられる。 上にのべた従来技術の問題点について発明者が
検討を加え、幾多の実験を重ねた結果、合金成分
として極めて安価なＰを含有させることで、熱延
条件の制御を必要最少限に留めても、熱延のまゝ
フエライト分率が高く、YR70％以下で延性にす
ぐれた複合組織高張力鋼板が、とくに安価に得ら
れることを見出した。 すなわち上述後者の方法で不可欠としていた仕
上圧延温度の限定を引続く圧延後の冷却過程で一
部徐冷を含む特異な冷却パターンにつき、たとえ
ば特開昭55−91934号公報では、熱間圧延仕上げ
温度を低温にし、圧延後まず徐冷し、その後に急
冷を行わなければ、特性のすぐれた複合組織鋼板
は得られないとされていたのに対して、発明者ら
は、Ｐを0.04％以上含むときは、通常の連続式熱
間圧延機で、通常の仕上げ圧延温度で圧延し、通
常の冷却速度範囲（10〜200℃／sec）で冷却した
場合でも、最終的に70％以上のフエライトが生成
し、オーステナイト中へのＣの濃化と、Mnの作
用により、５％以上の第２相の均一分散が実現さ
れることを究明し、さらに検討を進めて、Siによ
るフエライト変態の助長でオーステナイト中のＣ
濃化促進をもつて、マルテンサイト生成をより容
易なしめ、またCrによるオーステナイト安定化
でマルテンサイトの焼入性を増すことで、引張り
強さの一層の増強に有用な知見に達したのであ
る。 この発明は １ Ｃ：0.03〜0.15重量％ Mn：0.6〜1.8重量％ Ｐ：0.04〜0.2重量％ Al0.1重量％ Ｓ0.008重量％ を含有し残余は実質的にFeの組成になり、 断面組織面積率で70％以上のフエライトと、
５％以上のマルテンサイトとの分散組織を有し 降伏比0.7である ことを特徴とする複合組織熱延高張力鋼板。 ２ Ｃ：0.03〜0.15重量％ Si：0.2〜2.0重量％ Mn：0.6〜1.8重量％ Ｐ：0.04〜0.2重量％ Al0.1重量％ Ｓ0.008重量％ を含有し残余は実質的にFeの組成になり、 断面組織面積率で70％以上のフエライトと、
５％以上のマルテンサイトとの分散組織を有し 降伏比0.7である ことを特徴とする複合組織熱延高張力鋼板。 ３ Ｃ：0.03〜0.15重量％ Mn：0.6〜1.8重量％ Cr：0.2〜2.0重量％ Ｐ：0.04〜0.2重量％ Al0.1重量％ Ｓ0.008重量％ を含有し残余は実質的にFeの組成になり、 断面組織面積率で70％以上のフエライトと、
５％以上のマルテンサイトとの分散組織を有し 降伏比0.7である ことを特徴とする複合組織熱延高張力鋼板。 ４ 鋼中成分としてＣ：0.3〜0.15重量％、Mn：
0.6〜1.8重量％、Ｓ：0.008重量％以下および
Al：0.10重量％以下を含有し、さらにＰ：0.04
〜0.2重量％を含有する組成に溶鋼の成分を調
整すること、この溶鋼から常法で調整したスラ
ブに熱間圧延を施す際、スラブの加熱温度を
1100〜1250℃、熱間仕上圧延終了温度を780〜
900℃、巻取り温度を450℃以下とし、圧延終了
後巻取りに至る冷却速度を10〜200℃／ｓとし
たことを特徴とする複合組織熱延高張力鋼板の
製法。 である。 この発明の成分範囲限定の理由は次のとおりで
ある。 Ｃは強度確保とマルテンサイト生成のために最
低0.03％を必要とするが、0.15％をこえると溶接
性、延性の劣化が著しいので0.03〜0.15％に制限
される。またMnはオーステナイトの安定性を高
め最終的に５％以上のマルテンサイトを生成させ
るため最低0.6％は必要である。しかし1.8％をこ
えるとフエライト変態を抑制してベイナイト変態
を助長するので、最終的に70％以上のフエライト
と５％以上のマルテンサイトとを得てY.R.を70
％以下にすることを困難にするので0.6〜1.8％に
制限される。 Ｐは、この発明においてとくに重要な成分で、
その適量に達しなかつた従来の複合組織鋼板につ
いてはすでに言及したような、圧延仕上げ温度お
よび圧延後の厳密な冷却制御パターンの制約をと
くにP0.04％以上において解消してなお、最終的
に70％以上のフエライト生成、オーステナイト中
のＣ濃化とMnの作用による５％以上のマルテン
サイトの分散による低降伏比化を、もたらす。 第１図でＣを0.05〜0.13％、Mnを0.8〜1.7％を
含む鋼についてスラブを1100〜1250℃で加熱し、
連続式熱間圧延機で熱延し、780〜900℃で仕上げ
圧延した後10〜200℃／secの範囲で冷却し450℃
以下とくに400〜100℃でコイルに巻取つた鋼板の
Y.R.を示す。図から明らかなようにＰを0.01〜
0.02％しか含まない鋼では冷却速度が大きくなる
とY.Rが70％以上になるのに対し、Ｐを0.04％以
上含むものでは冷却速度が大きくてもY.R.が70
％以下と良好な特性を示す。これはＰを0.04％以
上含む鋼では大きい冷却速度でも70％以上のフエ
ライトが生成するのに対しＰが0.01〜0.02％のも
のではフエライト相が70％以上生成せずベイナイ
トが多いことに起因している。したがつてＰは最
低限0.04％を必要とする。しかし0.2％以上添加
するとフエライトがＰの作用で強化されすぎY.
R.が70％以上になり、その上加工時脆性破壊を
生じやすくなるので上限を0.2％とする。 Alは脱酸元素として使用し、0.01％以上でその
効果が発揮される。しかしながら0.1％をこえて
使用することは介在物の増加をもたらし好ましく
ないので0.1％以下とした。 Ｓは0.008％をこえると熱間圧延時に生成する
MnSの伸長介在物による加工性の劣化が大きい
ので0.008％以下とする。 なおREMたとえばミツシユメタルおよびCa
は、MnSを球状化させ加工性を向上させるのに
有効なので必要に応じて添加することができ、こ
の際REM／Ｓ，Ca／Ｓがおのおの２，１以下で
は効果がなく、またそれぞれ５，３以上では大型
介在物が形成されて加工性に悪影響をおよぼす懸
念もあるので、それぞれ２〜５，１〜３の範囲と
するのがよい。 以上の基本成分のほかにさらにSiおよびCrを
単独もしくは複合し含有させるとSiはフエライト
変態を助長しオーステナイト中のＣを濃化させる
ことによりマルテンサイト生成を容易にしまた
Crはオーステナイトを安定化することによりマ
ルテンサイトの焼入れ性をますのに役立つ。これ
らの効果はそれぞれ単独もしくは複合で0.2％以
上で得られるが、２％をこえるとフエライトの強
化と不所望なベイナイト変態の助長が生ずるので
何れも0.2〜2.0％をその含有範囲とする。 以上の成分を有する鋼の溶製には、通常の製鋼
法を採用でき、またスラブの製造は造塊―分鬼圧
延もしくは連続鋳造のいずれによつても良い。 次にこの発明の方法につき、圧延の要件につい
て説明する。まずスラブ加熱温度は通常の圧延の
場合と同様に1100゜〜1250℃に制限される。これ
はこの温度域で加熱後、通常の連続式熱間圧延機
でこの発明の成分鋼のスラブを熱延した場合、こ
のスラブ加熱温度でもたらされる最終圧延温度範
囲の750〜900℃で最終圧延後、通常の冷却速度
（10〜200℃／sec）で冷却するだけで格別な冷却
パターンの規制を要せず最終的に70％以上のフエ
ライト分率が得られるためである。しかしこのス
ラブ加熱温度の上限をこえ、または下限未満でス
ラブを加熱後圧延した場合は、最終圧延温度や圧
延後の冷却速度、冷却パターンをかえても最終製
品で70％以上のフエライト分率が得られずベイナ
イト組織が混入する。これは、スラブ加熱時のオ
ーステナイトが混粒でありその後の熱間圧延によ
つてもその不均一性が解消されにくいためと考え
られる。そこでスラブ加熱温度は1100〜1250℃に
限定する。 熱間圧延後のコイル巻取り温度（CT）は450℃
以下に限定される。第２図はこの発明に従う0.08
％Ｃ―1.3％Mn―0.09％Ｐ鋼につきスラブ加熱を
1100〜1250℃、最終圧延を780〜900℃とし、圧延
後の平均冷却速度を10℃〜200℃／secとしたとき
のY.R.とコイル巻取り温度CTの関係を示す。図
から明らかなようにY.R.は上記熱延条件の範囲
内ではほぼC.T.のみによつてきまり、CTが450
℃以下ではじめてY.R.が70％以下となる。これ
は450℃よりも上の温度で巻取つた場合にはパー
ライト変態が生じるためである。CTが450℃以下
の場合にはこの発明の成分の鋼の場合は70％以上
のフエライトが巻取り時まで生成するためオース
テナイト部にＣが濃縮し、Mnの効果とあいまつ
て巻取り後もしくは巻取り前にマルテンサイト変
態が生じ、Y.R.が低下するものと考えられる。
したがつてCTは450℃以下に限定する。 次にこの発明の実施例を掲げて比較例と効果を
対比する。 実施例 １ 転炉で溶製し第１表に示すように成分調整を行
つて20トン鋳型に造塊し、分塊圧延により200mm
厚910mm幅のスラブをつくつた。
【表】
【表】
注 ＊ 残りはベーナイト又はパーライト
＊＊ Si及びCr含有量について0.01wt％は単な
る不可避混入
各スラブは1200℃に加熱後、粗圧延機４スタン
ド仕上げ圧延機７スタンドからなる連続式熱間圧
延機にて下記に示す熱延条件で2.6mm厚のコイル
に圧延した。 熱延仕上げ温度 800〜850℃ コイル巻取温度 300〜380℃ 仕上げ圧延後コイル巻取りまでの平均冷却速
度 30〜80℃／sec 熱延コイルより圧延直角方向にJIS5号引張試験
片を採取し引張試験を行なつた結果を第１表にあ
わせ示す。この表より明らかなように発明鋼１〜
４は降伏比50〜65％であり降伏伸びも出現しな
い。比較鋼５〜９はＣ，Mn，Ｐの含有量がこの
発明の範囲をはずれたものであつて、いずれも降
伏比が高く降伏伸びも出現する。 両試料１〜４と５〜９の比較で明らかなよう
に、この発明によると、同一引張強さでの延びが
高く良好な延性を示している。 なお、REM及びCaによるMnS球状化形態制御
を、Ｃ：0.09wt％、Mn：1.35wt％、Ｐ：0.04wt
％Ｓ：0.002wt％、Al：0.035wt％及びREM：
0.009wt％の、またＣ：0.10wt％、Mn：1.55wt
％、Ｐ：0.102wt％、Ｓ：0.003wt％、Al：
0.041wt％及びREM0.009wt％の各場合さらに
Ｃ：0.05wt％、Si：1.02wt％、Mn：1.20wt％、
Ｐ：0.087wt％、Ｓ：0.002wt％、Al：0.038wt％
及びCa：0.004wt％の場合について施した結果、
上掲の順にフエライト量は88，85及び87％、また
マルテンサイト量は12，15及び13％であつて引張
特性はYSが30.2，33.3及び31.5Kg／mm2、TSは
53.5，62.3，60.6Kg／mm2、YRは56，52および52
％、Elは36，32及び33％で、何れも降伏伸びは０
％であつた。 実施例 ２ 200トン転炉で溶製し0.09％Ｃ―1.4％Mn―0.09
％Ｐ―0.035％Al―0.002％Ｓに成分調整し、連続
鋳造法により200mm厚、1020mm幅、25トン重量の
スラブ８本をつくつた。各スラブは粗圧延機５ス
タンド、仕上圧延機７スタンドからなる連続式熱
間圧延機で、第２表に示す圧延条件のもとで2.9
mm厚のコイルに熱延した。 第３表に第２表に対応するコイルより圧延直角
方向に採取し引張試験を行なつた結果を示す。 この発明の方法による圧延条件範囲内で熱間圧
延を行なつた各試料Ａ〜ＥはいずれもY.R.が70
％以下で降伏伸びの出現はないがこの発明の範囲
外の条件で熱延した試料Ｆはフエライトパーライ
ト組織に、また試料ＧおよびＨはフエライト相、
ベイナイト組織になりいずれも降伏比が高い。ま
た試料Ａ〜Ｅに比べると同一TSでの伸びElもお
とつている。
＊＊ Si及びCr含有量について0.01wt％は単な
る不可避混入
各スラブは1200℃に加熱後、粗圧延機４スタン
ド仕上げ圧延機７スタンドからなる連続式熱間圧
延機にて下記に示す熱延条件で2.6mm厚のコイル
に圧延した。 熱延仕上げ温度 800〜850℃ コイル巻取温度 300〜380℃ 仕上げ圧延後コイル巻取りまでの平均冷却速
度 30〜80℃／sec 熱延コイルより圧延直角方向にJIS5号引張試験
片を採取し引張試験を行なつた結果を第１表にあ
わせ示す。この表より明らかなように発明鋼１〜
４は降伏比50〜65％であり降伏伸びも出現しな
い。比較鋼５〜９はＣ，Mn，Ｐの含有量がこの
発明の範囲をはずれたものであつて、いずれも降
伏比が高く降伏伸びも出現する。 両試料１〜４と５〜９の比較で明らかなよう
に、この発明によると、同一引張強さでの延びが
高く良好な延性を示している。 なお、REM及びCaによるMnS球状化形態制御
を、Ｃ：0.09wt％、Mn：1.35wt％、Ｐ：0.04wt
％Ｓ：0.002wt％、Al：0.035wt％及びREM：
0.009wt％の、またＣ：0.10wt％、Mn：1.55wt
％、Ｐ：0.102wt％、Ｓ：0.003wt％、Al：
0.041wt％及びREM0.009wt％の各場合さらに
Ｃ：0.05wt％、Si：1.02wt％、Mn：1.20wt％、
Ｐ：0.087wt％、Ｓ：0.002wt％、Al：0.038wt％
及びCa：0.004wt％の場合について施した結果、
上掲の順にフエライト量は88，85及び87％、また
マルテンサイト量は12，15及び13％であつて引張
特性はYSが30.2，33.3及び31.5Kg／mm2、TSは
53.5，62.3，60.6Kg／mm2、YRは56，52および52
％、Elは36，32及び33％で、何れも降伏伸びは０
％であつた。 実施例 ２ 200トン転炉で溶製し0.09％Ｃ―1.4％Mn―0.09
％Ｐ―0.035％Al―0.002％Ｓに成分調整し、連続
鋳造法により200mm厚、1020mm幅、25トン重量の
スラブ８本をつくつた。各スラブは粗圧延機５ス
タンド、仕上圧延機７スタンドからなる連続式熱
間圧延機で、第２表に示す圧延条件のもとで2.9
mm厚のコイルに熱延した。 第３表に第２表に対応するコイルより圧延直角
方向に採取し引張試験を行なつた結果を示す。 この発明の方法による圧延条件範囲内で熱間圧
延を行なつた各試料Ａ〜ＥはいずれもY.R.が70
％以下で降伏伸びの出現はないがこの発明の範囲
外の条件で熱延した試料Ｆはフエライトパーライ
ト組織に、また試料ＧおよびＨはフエライト相、
ベイナイト組織になりいずれも降伏比が高い。ま
た試料Ａ〜Ｅに比べると同一TSでの伸びElもお
とつている。
【表】
【表】
【表】
注 ＊ 残りはベーナイトまたはパーライト
以上の実施例に示すようにこの発明によれば熱
延仕上温度や、その後の冷却パターンについて厳
しい規制を要せずして熱延コイル巻取り状態で適
切な複合組織が得られ低降伏比高延性の高張力鋼
として有用であり、とくに成分として安価なＰを
使用するためコストも低く、工業的価値はきわめ
て高い。 またこの発明の方法によれば、圧延後の冷却制
御の厳格な規制が、製品性能の劣化を伴うことな
く大幅に緩和されてこの種鋼板の製造コストを低
下させることができる。
以上の実施例に示すようにこの発明によれば熱
延仕上温度や、その後の冷却パターンについて厳
しい規制を要せずして熱延コイル巻取り状態で適
切な複合組織が得られ低降伏比高延性の高張力鋼
として有用であり、とくに成分として安価なＰを
使用するためコストも低く、工業的価値はきわめ
て高い。 またこの発明の方法によれば、圧延後の冷却制
御の厳格な規制が、製品性能の劣化を伴うことな
く大幅に緩和されてこの種鋼板の製造コストを低
下させることができる。
第１図は熱間圧延後の冷却速度と降伏比の関係
におよぼすＰの影響を示すグラフ、第２図は降伏
比におよぼすコイル巻取温度の影響を示すグラフ
である。
におよぼすＰの影響を示すグラフ、第２図は降伏
比におよぼすコイル巻取温度の影響を示すグラフ
である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.03〜0.15重量％ Mn：0.6〜1.8重量％ Ｐ：0.04〜0.2重量％ Al0.1重量％ Ｓ0.008重量％ を含有し残余は実質的にFeの組成になり、 断面組織面積率で70％以上のフエライトと、５
％以上のマルテンサイトとの分散組織を有し 降伏比0.7である ことを特徴とする複合組織熱延高張力鋼板。 ２ Ｃ：0.03〜0.15重量％ Si：0.2〜2.0重量％ Mn：0.6〜1.8重量％ Ｐ：0.04〜0.2重量％ Al0.1重量％ Ｓ0.008重量％ を含有し残余は実質的にFeの組成になり、 断面組織面積率で70％以上のフエライトと、５
％以上のマルテンサイトとの分散組織を有し 降伏比0.7である ことを特徴とする複合組織熱延高張力鋼板。 ３ Ｃ：0.03〜0.15重量％ Mn：0.6〜1.8重量％ Cr：0.2〜2.0重量％ Ｐ：0.04〜0.2重量％ Al0.1重量％ Ｓ0.008重量％ を含有し残余は実質的にFeの組成になり、 断面組織面積率で70％以上のフエライトと、５
％以上のマルテンサイトとの分散組織を有し 降伏比0.7である ことを特徴とする複合組織熱延高張力鋼板。 ４ 鋼中成分としてＣ：0.03〜0.15重量％、
Mn：0.6〜1.8重量％、Ｓ：0.008重量％以下およ
びAl：0.1重量％以下を含有し、さらにＰ：0.04
〜0.2重量％を含有する組成に溶鋼の成分を調整
すること、この溶鋼から常法で調製したスラブに
熱間圧延を施す際、スラブの加熱温度を1100〜
1250℃、熱間仕上圧延終了温度を780〜900℃、巻
取り温度を450℃以下とし、圧延終了後巻取りに
至る冷却速度を10〜200℃／ｓとしたことを特徴
とする複合組織熱延高張力鋼板の製法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56022879A JPS57137452A (en) | 1981-02-20 | 1981-02-20 | Hot rolled high tensile steel plate having composite structure and its manufacture |
| AU80594/82A AU531669B2 (en) | 1981-02-20 | 1982-02-18 | Dual phase-structured hot rolled high-tensile strength steel sheet |
| CA000396672A CA1194713A (en) | 1981-02-20 | 1982-02-19 | Dual phase-structured hot rolled high-tensile strength steel sheet and a method of producing the same |
| DE8282300843T DE3272237D1 (en) | 1981-02-20 | 1982-02-19 | Dual phase-structured hot rolled high-tensile strength steel sheet and a method of producing the same |
| EP82300843A EP0068598B1 (en) | 1981-02-20 | 1982-02-19 | Dual phase-structured hot rolled high-tensile strength steel sheet and a method of producing the same |
| KR8200752A KR890003975B1 (ko) | 1981-02-20 | 1982-02-20 | 복합조직 열연 고장력 강판 및 이의 제법 |
| US06/549,221 US4561910A (en) | 1981-02-20 | 1983-11-07 | Dual phase-structured hot rolled high-tensile strength steel sheet and a method of producing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56022879A JPS57137452A (en) | 1981-02-20 | 1981-02-20 | Hot rolled high tensile steel plate having composite structure and its manufacture |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57137452A JPS57137452A (en) | 1982-08-25 |
| JPH021218B2 true JPH021218B2 (ja) | 1990-01-10 |
Family
ID=12094970
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56022879A Granted JPS57137452A (en) | 1981-02-20 | 1981-02-20 | Hot rolled high tensile steel plate having composite structure and its manufacture |
Country Status (7)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4561910A (ja) |
| EP (1) | EP0068598B1 (ja) |
| JP (1) | JPS57137452A (ja) |
| KR (1) | KR890003975B1 (ja) |
| AU (1) | AU531669B2 (ja) |
| CA (1) | CA1194713A (ja) |
| DE (1) | DE3272237D1 (ja) |
Families Citing this family (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4770719A (en) * | 1984-04-12 | 1988-09-13 | Kawasaki Steel Corporation | Method of manufacturing a low yield ratio high-strength steel sheet having good ductility and resistance to secondary cold-work embrittlement |
| DE3440752A1 (de) * | 1984-11-08 | 1986-05-22 | Thyssen Stahl AG, 4100 Duisburg | Verfahren zur herstellung von warmband mit zweiphasen-gefuege |
| US4854976A (en) * | 1988-07-13 | 1989-08-08 | China Steel Corporation | Method of producing a multi-phase structured cold rolled high-tensile steel sheet |
| EP0559225B1 (en) * | 1992-03-06 | 1999-02-10 | Kawasaki Steel Corporation | Producing steel sheet having high tensile strength and excellent stretch flanging formability |
| JP3039842B2 (ja) * | 1994-12-26 | 2000-05-08 | 川崎製鉄株式会社 | 耐衝撃性に優れる自動車用熱延鋼板および冷延鋼板ならびにそれらの製造方法 |
| DE19833321A1 (de) * | 1998-07-24 | 2000-01-27 | Schloemann Siemag Ag | Verfahren und Anlage zur Herstellung von Dualphasen-Stählen |
| KR100507572B1 (ko) * | 2000-11-09 | 2005-08-17 | 주식회사 포스코 | 하이드로포밍용 ｐ첨가 고장력 열연강판의 제조방법 |
| KR100475945B1 (ko) * | 2002-05-06 | 2005-03-10 | 현대자동차주식회사 | 퍼얼라이트 조직이 포함된 고장력강판의 열처리 방법 |
| DE10327383C5 (de) * | 2003-06-18 | 2013-10-17 | Aceria Compacta De Bizkaia S.A. | Anlage zur Herstellung von Warmband mit Dualphasengefüge |
| TWI290586B (en) * | 2003-09-24 | 2007-12-01 | Nippon Steel Corp | Hot rolled steel sheet and method of producing the same |
| SI1662011T1 (sl) | 2004-11-24 | 2009-04-30 | Giovanni Arvedi | Toplo valjani dvofazni jekleni trak, ki ima značilnosti hladno valjanega traku |
| CN100419109C (zh) * | 2005-11-04 | 2008-09-17 | 东北大学 | 一种低碳700MPa级复合强化超细晶粒带钢的制造方法 |
| CN100357474C (zh) * | 2006-02-17 | 2007-12-26 | 东北大学 | 一种抗拉强度600MPa级双相钢板及制造方法 |
| CN100357475C (zh) * | 2006-02-17 | 2007-12-26 | 东北大学 | 一种抗拉强度540MPa级双相钢板及制造方法 |
| CN112195398A (zh) * | 2020-09-17 | 2021-01-08 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | Cr-Nb系热轧双相钢及其轧制方法 |
Family Cites Families (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR1381221A (fr) * | 1961-09-16 | 1964-12-14 | Kawasaki Steel Co | Tôle d'acier laminé à froid, non susceptible de vieillissement, pour emboutissage profond et procédé de fabrication de cet acier |
| NL301275A (ja) * | 1962-12-05 | 1900-01-01 | ||
| FR1524958A (fr) * | 1963-10-11 | 1968-05-17 | Kawasaki Steel Co | Procédé de production d'une feuille d'acier possédant des propriétés intéressantes, au point de vue vieillissement et étirage |
| US3827924A (en) * | 1971-05-21 | 1974-08-06 | Nippon Steel Corp | High-strength rolled steel sheets |
| JPS5619380B2 (ja) * | 1973-08-11 | 1981-05-07 | ||
| JPS5551410B2 (ja) * | 1974-01-31 | 1980-12-24 | ||
| US4066474A (en) * | 1974-01-31 | 1978-01-03 | Nippon Kokan Kabushiki Kaisha | Method of making high strength cold reduced steel by continuous annealing process |
| JPS5818410B2 (ja) * | 1977-12-06 | 1983-04-13 | 新日本製鐵株式会社 | 高延性低降伏比熱延高張力薄鋼板の製造方法 |
| JPS5827329B2 (ja) * | 1978-04-05 | 1983-06-08 | 新日本製鐵株式会社 | 延性に優れた低降伏比型高張力熱延鋼板の製造方法 |
| JPS5531123A (en) * | 1978-08-25 | 1980-03-05 | Nippon Steel Corp | Manufacture of hot rolled steel plate of composite structure having superior corrosion resistance, low yield ratio and high strength |
| JPS5591934A (en) * | 1978-12-30 | 1980-07-11 | Nippon Steel Corp | Preparation of composite structure high tension hot rolled steel sheet having high ductility and low yield ratio characteristic |
| JPS5669359A (en) * | 1979-10-16 | 1981-06-10 | Kobe Steel Ltd | Composite structure type high strength cold rolled steel sheet |
-
1981
- 1981-02-20 JP JP56022879A patent/JPS57137452A/ja active Granted
-
1982
- 1982-02-18 AU AU80594/82A patent/AU531669B2/en not_active Expired
- 1982-02-19 EP EP82300843A patent/EP0068598B1/en not_active Expired
- 1982-02-19 CA CA000396672A patent/CA1194713A/en not_active Expired
- 1982-02-19 DE DE8282300843T patent/DE3272237D1/de not_active Expired
- 1982-02-20 KR KR8200752A patent/KR890003975B1/ko not_active Expired
-
1983
- 1983-11-07 US US06/549,221 patent/US4561910A/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0068598B1 (en) | 1986-07-30 |
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| AU8059482A (en) | 1982-09-02 |
| KR890003975B1 (ko) | 1989-10-14 |
| US4561910A (en) | 1985-12-31 |
| DE3272237D1 (en) | 1986-09-04 |
| AU531669B2 (en) | 1983-09-01 |
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| CA1194713A (en) | 1985-10-08 |
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| EP0068598A2 (en) | 1983-01-05 |
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