JPH05195056A - 高延性高強度鋼板の製造法 - Google Patents
高延性高強度鋼板の製造法Info
- Publication number
- JPH05195056A JPH05195056A JP24457991A JP24457991A JPH05195056A JP H05195056 A JPH05195056 A JP H05195056A JP 24457991 A JP24457991 A JP 24457991A JP 24457991 A JP24457991 A JP 24457991A JP H05195056 A JPH05195056 A JP H05195056A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- hot
- rolled
- steel sheet
- retained austenite
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 71
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 71
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 17
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 28
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 claims abstract description 22
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 229910001568 polygonal ferrite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 9
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 10
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 8
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims 2
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims 1
- 238000000137 annealing Methods 0.000 abstract description 20
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 abstract description 5
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 abstract 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 11
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 10
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 8
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 5
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 4
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000000463 material Substances 0.000 description 4
- 230000008569 process Effects 0.000 description 4
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 4
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 4
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 3
- 238000011160 research Methods 0.000 description 3
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 2
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 2
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 2
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 2
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 2
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 2
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000655 Killed steel Inorganic materials 0.000 description 1
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 230000003749 cleanliness Effects 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000013461 design Methods 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 低Ｓi系で高延性を有するＴＳ５９０Ｎ／mm2
以上の高強度鋼板を製造する。 【構成】 Ｃ:０.１０〜０.４０％、Ｍn:２.０〜４.０
％、Ａl:０.０１〜０.１０％を含有し、かつ、Ｃ＋(Ｍn
／５):０.６０％以上を満足する組成の鋼を熱間圧延後
３００〜７５０℃の範囲でコイル巻取りすることにより
ポリゴナルフェライトを含有しない鋼板とし、熱延まま
又は冷間圧延を付与した後、６２０〜７５０℃の範囲で
６０秒以上保持することにより体積率３％以上の残留オ
ーステナイトを生成させることを特徴としている。必要
に応じてＳi≦１.０％、Ｐ≦０.１０％、Ｓ≦０.０１５
％、Ｎi≦１.０％、Ｃr≦１.０％、Ｍo≦０.５％、Ｃu
≦１.０％、ＲＥＭ≦０.０５％、Ｃe≦０.０５％、Ｃa
≦０.０５％、Ｚr≦０.０５％、Ｎb≦０.０８％、Ｔi≦
０.０８％、Ｖ≦０.０８％、Ｂ≦０.００３０％の１種
以上を含有できる。めっき用途の場合、鋼のＳi量を０.
５０％以下に低くする。自動車、建設など、薄鋼板をプ
レス成形して使用する分野に適している。
以上の高強度鋼板を製造する。 【構成】 Ｃ:０.１０〜０.４０％、Ｍn:２.０〜４.０
％、Ａl:０.０１〜０.１０％を含有し、かつ、Ｃ＋(Ｍn
／５):０.６０％以上を満足する組成の鋼を熱間圧延後
３００〜７５０℃の範囲でコイル巻取りすることにより
ポリゴナルフェライトを含有しない鋼板とし、熱延まま
又は冷間圧延を付与した後、６２０〜７５０℃の範囲で
６０秒以上保持することにより体積率３％以上の残留オ
ーステナイトを生成させることを特徴としている。必要
に応じてＳi≦１.０％、Ｐ≦０.１０％、Ｓ≦０.０１５
％、Ｎi≦１.０％、Ｃr≦１.０％、Ｍo≦０.５％、Ｃu
≦１.０％、ＲＥＭ≦０.０５％、Ｃe≦０.０５％、Ｃa
≦０.０５％、Ｚr≦０.０５％、Ｎb≦０.０８％、Ｔi≦
０.０８％、Ｖ≦０.０８％、Ｂ≦０.００３０％の１種
以上を含有できる。めっき用途の場合、鋼のＳi量を０.
５０％以下に低くする。自動車、建設など、薄鋼板をプ
レス成形して使用する分野に適している。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は自動車、建設など、薄鋼
板をプレス成形して使用する分野に適している高延性高
強度鋼板の製造法に関する。
板をプレス成形して使用する分野に適している高延性高
強度鋼板の製造法に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】ホイ
ル、リアクロスメンバなどの自動車部品の成形では、鋼
板に高い延性が要求される。近年、自動車の軽量化の観
点から、これら部品のハイテン化が図られており、伸び
の優れた熱延及び冷延ハイテン鋼板の開発が切望されて
いる。
ル、リアクロスメンバなどの自動車部品の成形では、鋼
板に高い延性が要求される。近年、自動車の軽量化の観
点から、これら部品のハイテン化が図られており、伸び
の優れた熱延及び冷延ハイテン鋼板の開発が切望されて
いる。
【０００３】このようなハイテン鋼板として、従来よ
り、フェライトとマンルテンサイト組織からなる２相
(ＤＰ)鋼や、体積分率で３％以上の残留オーステナイト
(γR)を含有するγR鋼、或いはフェライト、ベイナイト
及びマンテンサイトからなる３相(Ｔri・Ｐ)鋼などが開
発され、実用に供されている。これらは、いずれも、比
較的多量(０.７％以上)のＳiを含有することによって高
延性を達成するものである。
り、フェライトとマンルテンサイト組織からなる２相
(ＤＰ)鋼や、体積分率で３％以上の残留オーステナイト
(γR)を含有するγR鋼、或いはフェライト、ベイナイト
及びマンテンサイトからなる３相(Ｔri・Ｐ)鋼などが開
発され、実用に供されている。これらは、いずれも、比
較的多量(０.７％以上)のＳiを含有することによって高
延性を達成するものである。
【０００４】一方、自動車部品の防錆能の向上を目的と
してめっき鋼板が多用されており、前述の高延性鋼のめ
っき化のニーズが高まっているが、上述のような高Ｓi
鋼では、電気Ｚnめっき(ＥＧ)性及び溶融Ｚnめっき(Ｇ
Ｉ、ＧＡ)性が悪いために、現在実用に到っていない状
況である。すなわち、めっき化のためにはＳiを低減す
る必要があるが、一方ではＳiの低減により延性が著し
く低下するという問題がある。
してめっき鋼板が多用されており、前述の高延性鋼のめ
っき化のニーズが高まっているが、上述のような高Ｓi
鋼では、電気Ｚnめっき(ＥＧ)性及び溶融Ｚnめっき(Ｇ
Ｉ、ＧＡ)性が悪いために、現在実用に到っていない状
況である。すなわち、めっき化のためにはＳiを低減す
る必要があるが、一方ではＳiの低減により延性が著し
く低下するという問題がある。
【０００５】本発明は、上記従来技術の問題点を解決
し、低Ｓi系で高延性を有する高強度鋼板を製造し得る
方法を提供することを目的とするものである。
し、低Ｓi系で高延性を有する高強度鋼板を製造し得る
方法を提供することを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、前述の問
題を解決するために低Ｓi系鋼について鋭意研究を重ね
た結果、低Ｓi系の鋼で或る程度の残留オーステナイト
を生成させる製造条件を現状の薄鋼板製造技術の中で実
現でき、ＴＳ５９０Ｎ／mm2以上の高延性高強度鋼板が
得られることを見い出したものである。
題を解決するために低Ｓi系鋼について鋭意研究を重ね
た結果、低Ｓi系の鋼で或る程度の残留オーステナイト
を生成させる製造条件を現状の薄鋼板製造技術の中で実
現でき、ＴＳ５９０Ｎ／mm2以上の高延性高強度鋼板が
得られることを見い出したものである。
【０００７】すなわち、本発明は、Ｃ:０.１０〜０.４
０％、Ｍn:２.０〜４.０％、Ａl:０.０１〜０.１０％を
含有し、かつ、Ｃ＋(Ｍn／５):０.６０％以上を満足す
る組成の鋼を、熱間圧延後３００〜７５０℃の範囲でコ
イル巻取りすることによってポリゴナルフェライトを含
有しない鋼板とし、熱延まま或いは冷間圧延を付与した
後、６２０〜７５０℃の範囲で６０秒以上保持すること
によって体積率３％以上の残留オーステナイトを生成さ
せることを特徴とする高延性高強度鋼板の製造法を要旨
とするものである。
０％、Ｍn:２.０〜４.０％、Ａl:０.０１〜０.１０％を
含有し、かつ、Ｃ＋(Ｍn／５):０.６０％以上を満足す
る組成の鋼を、熱間圧延後３００〜７５０℃の範囲でコ
イル巻取りすることによってポリゴナルフェライトを含
有しない鋼板とし、熱延まま或いは冷間圧延を付与した
後、６２０〜７５０℃の範囲で６０秒以上保持すること
によって体積率３％以上の残留オーステナイトを生成さ
せることを特徴とする高延性高強度鋼板の製造法を要旨
とするものである。
【０００８】以下に本発明を更に詳述する。
【０００９】
【００１０】残留オーステナイトはＴＲＩＰ(ひずみ誘
起変態塑性)現象を介して鋼の延性を向上させることが
知られており、残留オーステナイトの生成には従来鋼の
基本的考え方であるＳiを比較的多く用いることが一般
的である。すなわち、Ｓiの含有はオーステナイト中へ
のＣ濃縮を促進させてオーステナイトを安定にすること
により残留オーステナイトを生成させる。鋼中Ｍnもオ
ーステナイト中に濃縮することによって残留オーステナ
イトの生成に寄与することが知られているが、Ｍn濃縮
のためには焼鈍プロセスが必要であり、これまで市場ニ
ーズの低さから、実験室レベルでの基礎研究の域を出て
いない。
起変態塑性)現象を介して鋼の延性を向上させることが
知られており、残留オーステナイトの生成には従来鋼の
基本的考え方であるＳiを比較的多く用いることが一般
的である。すなわち、Ｓiの含有はオーステナイト中へ
のＣ濃縮を促進させてオーステナイトを安定にすること
により残留オーステナイトを生成させる。鋼中Ｍnもオ
ーステナイト中に濃縮することによって残留オーステナ
イトの生成に寄与することが知られているが、Ｍn濃縮
のためには焼鈍プロセスが必要であり、これまで市場ニ
ーズの低さから、実験室レベルでの基礎研究の域を出て
いない。
【００１１】本発明者らは、自動車用鋼板として具備す
べき溶接性、塗装性などをも考慮しつつ、低Ｓi鋼につ
いて残留オーステナイト生成のための調査研究を実施し
た結果、実生産で実現可能な本発明を完成させたもので
ある。
べき溶接性、塗装性などをも考慮しつつ、低Ｓi鋼につ
いて残留オーステナイト生成のための調査研究を実施し
た結果、実生産で実現可能な本発明を完成させたもので
ある。
【００１２】まず、本発明に至った重要な検討項目は以
下のとおり。 （１）鋼板の溶接性、製鉄現場での鋼材のマグネットハ
ンドリング、熱間延性、圧延負荷などを考慮した適正化
学成分。 （２）上記制約の中で焼鈍後適正量の残留オーステナイ
トを安定して生成させるための熱延板組織。 （３）材質安定化のための焼鈍条件。
下のとおり。 （１）鋼板の溶接性、製鉄現場での鋼材のマグネットハ
ンドリング、熱間延性、圧延負荷などを考慮した適正化
学成分。 （２）上記制約の中で焼鈍後適正量の残留オーステナイ
トを安定して生成させるための熱延板組織。 （３）材質安定化のための焼鈍条件。
【００１３】前記（１）の課題は製造設備技術、製品の
実用化の点で極めて重要である。特に５％を超えるＭn
量ではマグネットハンドリング、熱間延性鋼板のスリッ
テイングなどに問題があり、比較的低いＭn量とする必
要がある。また、自動車生産現場での部品組立てでは各
種の抵抗溶接及びアーク溶接が実施されることから、特
に鋼のＣ量を低く抑えることが重要である。Ｍn、Ｃ量
が低い領域で如何に安定して残留オーステナイトを生成
させるかが重点課題である。
実用化の点で極めて重要である。特に５％を超えるＭn
量ではマグネットハンドリング、熱間延性鋼板のスリッ
テイングなどに問題があり、比較的低いＭn量とする必
要がある。また、自動車生産現場での部品組立てでは各
種の抵抗溶接及びアーク溶接が実施されることから、特
に鋼のＣ量を低く抑えることが重要である。Ｍn、Ｃ量
が低い領域で如何に安定して残留オーステナイトを生成
させるかが重点課題である。
【００１４】前記（２）の課題については、（１)の成
分制約の中で熱延条件のあり方を明確にすることであ
る。これまでの報告では、低Ｓi鋼を実験室的に熱処理
して完全マルテンサイトとした場合、或いはＤＰ鋼製造
の一環としてポリゴナルフェライトマトリックス中の第
２相(熱処理段階ではオーステナイト相)へのＭn濃縮に
ついて述べたものであり、コイル巻取りした熱延板につ
いての研究は見当らない。一方、本発明では、これらの
いずれの組織(すなわち、完全マルテンサイト、ポリゴ
ナルフェライト含有組織)とも異なる組織を熱延板組織
とするものであり、熱延コイルで達成し得る。
分制約の中で熱延条件のあり方を明確にすることであ
る。これまでの報告では、低Ｓi鋼を実験室的に熱処理
して完全マルテンサイトとした場合、或いはＤＰ鋼製造
の一環としてポリゴナルフェライトマトリックス中の第
２相(熱処理段階ではオーステナイト相)へのＭn濃縮に
ついて述べたものであり、コイル巻取りした熱延板につ
いての研究は見当らない。一方、本発明では、これらの
いずれの組織(すなわち、完全マルテンサイト、ポリゴ
ナルフェライト含有組織)とも異なる組織を熱延板組織
とするものであり、熱延コイルで達成し得る。
【００１５】前記課題（３）は最終的に残留オーステナ
イトを生成させるための焼鈍であり、連続焼鈍或いはバ
ッチ焼鈍が可能な適正条件を規定することである。所定
の条件で焼鈍することにより、３％以上の残留オーステ
ナイトが生成して高延性ハイテン鋼板とし得る。熱延板
を冷間圧延した後に焼鈍を付与することも可能である。
イトを生成させるための焼鈍であり、連続焼鈍或いはバ
ッチ焼鈍が可能な適正条件を規定することである。所定
の条件で焼鈍することにより、３％以上の残留オーステ
ナイトが生成して高延性ハイテン鋼板とし得る。熱延板
を冷間圧延した後に焼鈍を付与することも可能である。
【００１６】以下に本発明における鋼の化学成分及び製
造条件の限定理由について述べる。
造条件の限定理由について述べる。
【００１７】Ｃ、Ｍn：Ｃが０.１０％未満、Ｍnが２.０
％未満では残留オーステナイトの生成が実質的に期待で
きない。一方、Ｃが０.４０％を超え、Ｍnが４.０％超
えると熱間延性の低下による割れ発生、マグネットハン
ドリングが不可能などの問題がある。したがって、Ｃ量
は０.１０〜０.４０％、Ｍn量は２.０〜４.０％の範囲
とする。但し、Ｃ＋(Ｍn／５)≧０.６０％の関係を満た
す必要がある。これは実生産で安定して残留オーステナ
イトを生成させる上で必要な条件であり、熱延板ミクロ
組織の安定化、３％以上の残留オーステナイトの生成を
コイル内全般にわたって達成する上で重要である。
％未満では残留オーステナイトの生成が実質的に期待で
きない。一方、Ｃが０.４０％を超え、Ｍnが４.０％超
えると熱間延性の低下による割れ発生、マグネットハン
ドリングが不可能などの問題がある。したがって、Ｃ量
は０.１０〜０.４０％、Ｍn量は２.０〜４.０％の範囲
とする。但し、Ｃ＋(Ｍn／５)≧０.６０％の関係を満た
す必要がある。これは実生産で安定して残留オーステナ
イトを生成させる上で必要な条件であり、熱延板ミクロ
組織の安定化、３％以上の残留オーステナイトの生成を
コイル内全般にわたって達成する上で重要である。
【００１８】Ａl：Ａlは通常Ａlキルド鋼として作用す
る範囲であればよい。この範囲は０.０１〜０.１０％で
ある。
る範囲であればよい。この範囲は０.０１〜０.１０％で
ある。
【００１９】上記成分のほか、製品の強度上昇、非金属
介在物の制御による加工性改善、熱延板組織のベイナイ
ト化促進などの目的で、以下の群の元素の少なくとも１
種を含有しても、本発明の効果に支障はない。
介在物の制御による加工性改善、熱延板組織のベイナイ
ト化促進などの目的で、以下の群の元素の少なくとも１
種を含有しても、本発明の効果に支障はない。
【００２０】Ｓi≦１.０％、Ｐ≦０.１０％、Ｓ≦０.０
１５％、Ｎi≦１.０％、Ｃr≦１.０％、Ｍo≦０.５％、
Ｃu≦１.０％、ＲＥＭ≦０.０５％、Ｃe≦０.０５％、
Ｃa≦０.０５％、Ｚr≦０.０５％、Ｎb≦０.０８％、Ｔ
i≦０.０８％、Ｖ≦０.０８％、Ｂ≦０.００３０％。各
成分の限定理由は以下のとおりである。
１５％、Ｎi≦１.０％、Ｃr≦１.０％、Ｍo≦０.５％、
Ｃu≦１.０％、ＲＥＭ≦０.０５％、Ｃe≦０.０５％、
Ｃa≦０.０５％、Ｚr≦０.０５％、Ｎb≦０.０８％、Ｔ
i≦０.０８％、Ｖ≦０.０８％、Ｂ≦０.００３０％。各
成分の限定理由は以下のとおりである。
【００２１】本発明は低Ｓi鋼での残留オーステナイト
の生成を主目的としているが、低Ｓiの制約がない用途
には１.０％までのＳi添加が可能である。１.０％を超
えるＳi量では、鋼の変形抵抗増大によって熱間圧延時
の圧延機への負荷が大きくなると共に、より高い温度で
の焼鈍が必要になり、Ｓi添加コストと併せて不利にな
るので好ましくない。
の生成を主目的としているが、低Ｓiの制約がない用途
には１.０％までのＳi添加が可能である。１.０％を超
えるＳi量では、鋼の変形抵抗増大によって熱間圧延時
の圧延機への負荷が大きくなると共に、より高い温度で
の焼鈍が必要になり、Ｓi添加コストと併せて不利にな
るので好ましくない。
【００２２】Ｐ量の上限(０.１％)は鋼の熱間延性より
規定されるものである。Ｓは鋼の加工性維持のためには
低い方が望ましく、０.０１５％以下とする。また、非
金属介在物の形状制御として硫化物系介在物を球状化す
る元素であるＲＥＭ、Ｃa、Ｃe、Ｚrなどの添加が更に
有効であるが、鋼の清浄度を劣化させずに形状制御する
ためにはそれぞれ０.０５％を上限とする。
規定されるものである。Ｓは鋼の加工性維持のためには
低い方が望ましく、０.０１５％以下とする。また、非
金属介在物の形状制御として硫化物系介在物を球状化す
る元素であるＲＥＭ、Ｃa、Ｃe、Ｚrなどの添加が更に
有効であるが、鋼の清浄度を劣化させずに形状制御する
ためにはそれぞれ０.０５％を上限とする。
【００２３】Ｎi、Ｃu、Ｃr、Ｍoは鋼の固溶強化のほか
変態組織の制御にも有効であり、Ｃ、Ｍnなどのベース
成分の量に応じて添加し得る。しかし、過度の添加は分
塊、熱間圧延での割れ感受性を高めるほか、残留オース
テナイトの安定生成を損なうことがあるので、Ｎi、Ｃ
u、Ｃrの上限をそれぞれ１.０％、Ｍoの上限を０.５％
とする。
変態組織の制御にも有効であり、Ｃ、Ｍnなどのベース
成分の量に応じて添加し得る。しかし、過度の添加は分
塊、熱間圧延での割れ感受性を高めるほか、残留オース
テナイトの安定生成を損なうことがあるので、Ｎi、Ｃ
u、Ｃrの上限をそれぞれ１.０％、Ｍoの上限を０.５％
とする。
【００２４】Ｎb、Ｔi、Ｖ、Ｂは熱延板の組織の制御に
有効である。熱延後の冷却過程でポリゴナルフェライト
の生成を抑制し、後述するように微細なベイナイト組織
の生成を促進する。この効果はそれぞれＮb、Ｔi、Ｖで
０.０８％、Ｂで０.００３０％までで飽和し、これら以
上の量の添加は必要でない。
有効である。熱延後の冷却過程でポリゴナルフェライト
の生成を抑制し、後述するように微細なベイナイト組織
の生成を促進する。この効果はそれぞれＮb、Ｔi、Ｖで
０.０８％、Ｂで０.００３０％までで飽和し、これら以
上の量の添加は必要でない。
【００２５】なお、Ｓi≦１.０％、Ｐ≦０.１０％、Ｓ
≦０.０１５％からなる群、Ｎi≦１.０％、Ｃr≦１.０
％、Ｍo≦０.５％、Ｃu≦１.０％からなる群、ＲＥＭ≦
０.０５％、Ｃe≦０.０５％、Ｃa≦０.０５％、Ｚr≦
０.０５％からなる群、Ｎb≦０.０８％、Ｔi≦０.０８
％、Ｖ≦０.０８％、Ｂ≦０.００３０％からなる群に区
分し、これらのいずれかの群或いは２以上の群から少な
くとも１種を選択して添加する態様が望ましい。
≦０.０１５％からなる群、Ｎi≦１.０％、Ｃr≦１.０
％、Ｍo≦０.５％、Ｃu≦１.０％からなる群、ＲＥＭ≦
０.０５％、Ｃe≦０.０５％、Ｃa≦０.０５％、Ｚr≦
０.０５％からなる群、Ｎb≦０.０８％、Ｔi≦０.０８
％、Ｖ≦０.０８％、Ｂ≦０.００３０％からなる群に区
分し、これらのいずれかの群或いは２以上の群から少な
くとも１種を選択して添加する態様が望ましい。
【００２６】熱延条件：上記化学成分を有する鋼の溶製
から熱延に至る工程は特に限定されず、例えばＨＤＲ、
バーキャステイングなどの技術が適用できる。
から熱延に至る工程は特に限定されず、例えばＨＤＲ、
バーキャステイングなどの技術が適用できる。
【００２７】熱延では、仕上圧延後の冷却によってポリ
ゴナルフェライトの生成を抑制することが重要であり、
そのためにはＢs点以下の温度でコイル巻取りする必要
がある。ポリゴナルフェライトの生成が多い場合は、焼
鈍後に３％以上の残留オーステナイトの生成が期待でき
ない。鋼のＢs点は化学成分によって異なるが、本発明
範囲の鋼ではＣ、Ｍn、Ｎi、Ｃrなどのオーステナイト
形成元素を多量に含む場合、７５０℃の巻取温度でもポ
リゴナルフェライト組織の生成を回避することができ
る。なお、かゝる元素が比較的少ない場合は５００℃程
度の温度でコイル巻取りする必要がある。一方、３００
℃未満の温度でコイル巻取りする場合、鋼の冷却パター
ンによってはマルテンサイトのみの組織となって鋼板の
平坦度を著しく損なうほか、熱延板強度が大きく上昇し
て円滑なコイル巻取りができなくなる。また、このよう
な低温巻取りでは鋼板冷却中の極く僅かの冷却条件のば
らつきがコイル内のミクロ組織を大きく変動させること
になって焼鈍後の製品品質の安定性を損なうため好まし
くない。したがって、巻取温度の適正範囲は３００〜７
５０℃である。
ゴナルフェライトの生成を抑制することが重要であり、
そのためにはＢs点以下の温度でコイル巻取りする必要
がある。ポリゴナルフェライトの生成が多い場合は、焼
鈍後に３％以上の残留オーステナイトの生成が期待でき
ない。鋼のＢs点は化学成分によって異なるが、本発明
範囲の鋼ではＣ、Ｍn、Ｎi、Ｃrなどのオーステナイト
形成元素を多量に含む場合、７５０℃の巻取温度でもポ
リゴナルフェライト組織の生成を回避することができ
る。なお、かゝる元素が比較的少ない場合は５００℃程
度の温度でコイル巻取りする必要がある。一方、３００
℃未満の温度でコイル巻取りする場合、鋼の冷却パター
ンによってはマルテンサイトのみの組織となって鋼板の
平坦度を著しく損なうほか、熱延板強度が大きく上昇し
て円滑なコイル巻取りができなくなる。また、このよう
な低温巻取りでは鋼板冷却中の極く僅かの冷却条件のば
らつきがコイル内のミクロ組織を大きく変動させること
になって焼鈍後の製品品質の安定性を損なうため好まし
くない。したがって、巻取温度の適正範囲は３００〜７
５０℃である。
【００２８】熱間仕上圧延後の冷却速度は、前述の観点
から、ポリゴナルフェライトやパーライト生成を抑制す
る速度とすることは云うまでもない。一般には鋼のＡr3
点近傍の平均冷却速度は（Ｃ＋(Ｍn／５)）式で表わさ
れる値が小さい鋼ほど高速とする必要があるが、本発明
の（Ｃ＋(Ｍn／５)）式の最小値である０.６０％の鋼で
も３０℃／s程度で十分である。
から、ポリゴナルフェライトやパーライト生成を抑制す
る速度とすることは云うまでもない。一般には鋼のＡr3
点近傍の平均冷却速度は（Ｃ＋(Ｍn／５)）式で表わさ
れる値が小さい鋼ほど高速とする必要があるが、本発明
の（Ｃ＋(Ｍn／５)）式の最小値である０.６０％の鋼で
も３０℃／s程度で十分である。
【００２９】本熱延鋼板は、熱延まま或いは冷間圧延を
実施して焼鈍される。焼鈍は連続焼鈍、バッチ焼鈍のい
ずれでもよいが、６２０〜７５０℃の間の温度で６０秒
以上の保持が必要である。これより低温・短時間の焼鈍
では所定(３％以上)の残留オーステナイトの生成が達成
できない。７５０℃を超える焼鈍温度では最終的にマル
テンサイトが多量生成して、残留オーステナイトの生成
が抑制されるので好ましくない。前述の温度範囲での焼
鈍時間の上限は特に規定しないが、生産性などの点から
２４０分以下が好ましい。焼鈍後の冷却は空冷でも炉冷
でもよい。
実施して焼鈍される。焼鈍は連続焼鈍、バッチ焼鈍のい
ずれでもよいが、６２０〜７５０℃の間の温度で６０秒
以上の保持が必要である。これより低温・短時間の焼鈍
では所定(３％以上)の残留オーステナイトの生成が達成
できない。７５０℃を超える焼鈍温度では最終的にマル
テンサイトが多量生成して、残留オーステナイトの生成
が抑制されるので好ましくない。前述の温度範囲での焼
鈍時間の上限は特に規定しないが、生産性などの点から
２４０分以下が好ましい。焼鈍後の冷却は空冷でも炉冷
でもよい。
【００３０】このようにして製造された鋼板は、焼鈍ま
まで使用できるほか、めっき用原板としても使用し得
る。但し、めっき用途の場合、鋼のＳi量を低く設計す
ることが重要であり、０.５０％以下が好ましい。更に
焼鈍プロセスをめっきプロセスで併せて実施することも
可能である。
まで使用できるほか、めっき用原板としても使用し得
る。但し、めっき用途の場合、鋼のＳi量を低く設計す
ることが重要であり、０.５０％以下が好ましい。更に
焼鈍プロセスをめっきプロセスで併せて実施することも
可能である。
【００３１】次に本発明の実施例を示す。
【００３２】
【実施例】常法により溶製した
【表１】 、
【表２】 に示す各種化学成分の鋼を粗圧延して３０mm厚のスラブ
とした。熱間圧延はスラブ加熱温度１２００℃、仕上温
度約９００℃にて３.２mm厚の鋼板とし、平均冷却速度
及び巻取温度を変化させた。本鋼板の表裏面を切削加工
して２.０mm厚とした鋼板に種々の条件の焼鈍を付与
し、材質を調査した。また、一部の熱延まま鋼板につい
ては酸洗、冷間圧延して０.８mmとした後、焼鈍を実施
して材質を調査した。それらの結果を
とした。熱間圧延はスラブ加熱温度１２００℃、仕上温
度約９００℃にて３.２mm厚の鋼板とし、平均冷却速度
及び巻取温度を変化させた。本鋼板の表裏面を切削加工
して２.０mm厚とした鋼板に種々の条件の焼鈍を付与
し、材質を調査した。また、一部の熱延まま鋼板につい
ては酸洗、冷間圧延して０.８mmとした後、焼鈍を実施
して材質を調査した。それらの結果を
【表３】 、
【表４】 に示す。
【００３３】表３、表４より明らかなように、本発明例
の熱延鋼板は、いずれもＴＳとＥlの積が２１０００Ｎ
／mm2・％以上で優れた高強度高延性を示している。ま
た本発明例の冷延鋼板も、いずれもＴＳ×Ｅlが１９０
００Ｎ／mm2・％以上で高強度高延性となっている。熱
延鋼板、冷延鋼板とも、本発明条件を満足しない比較例
の鋼板はＴＳとＥlの積の値が著しく小さいことがわか
る。
の熱延鋼板は、いずれもＴＳとＥlの積が２１０００Ｎ
／mm2・％以上で優れた高強度高延性を示している。ま
た本発明例の冷延鋼板も、いずれもＴＳ×Ｅlが１９０
００Ｎ／mm2・％以上で高強度高延性となっている。熱
延鋼板、冷延鋼板とも、本発明条件を満足しない比較例
の鋼板はＴＳとＥlの積の値が著しく小さいことがわか
る。
【００３４】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
低Ｓi系の鋼であっても所定の残留オーステナイトを生
成させて高い延性を確保でき、しかもＴＳ５９０Ｎ／mm
2以上の高強度が得られる。低Ｓi系であるのでめっき性
がよい。現状の薄鋼板製造技術の中で実現できる効果は
大きい。
低Ｓi系の鋼であっても所定の残留オーステナイトを生
成させて高い延性を確保でき、しかもＴＳ５９０Ｎ／mm
2以上の高強度が得られる。低Ｓi系であるのでめっき性
がよい。現状の薄鋼板製造技術の中で実現できる効果は
大きい。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で(以下、同じ)、Ｃ:０.１０〜
０.４０％、Ｍn:２.０〜４.０％、Ａl:０.０１〜０.１
０％を含有し、かつ、Ｃ＋(Ｍn／５):０.６０％以上を
満足する組成の鋼を、熱間圧延後３００〜７５０℃の範
囲でコイル巻取りすることによってポリゴナルフェライ
トを含有しない鋼板とし、熱延まま或いは冷間圧延を付
与した後、６２０〜７５０℃の範囲で６０秒以上保持す
ることによって体積率３％以上の残留オーステナイトを
生成させることを特徴とする高延性高強度鋼板の製造
法。 - 【請求項２】 前記鋼が、更にＳi≦１.０％、Ｐ≦０.
１０％、Ｓ≦０.０１５％のうちの少なくとも１種以上
を含有し、残部がＦe及び不可避的不純物からなる請求
項１に記載の方法。 - 【請求項３】 前記鋼が、更にＮi≦１.０％、Ｃr≦１.
０％、Ｍo≦０.５％、Ｃu≦１.０％、Ｎb≦０.０８％、
Ｔi≦０.０８％、Ｖ≦０.０８％、ＲＥＭ≦０.０５％、
Ｃe≦０.０５％、Ｃa≦０.０５％、Ｚr≦０.０５％、Ｂ
≦０.００３０％のうちの少なくとも１種以上を含有
し、残部がＦe及び不可避的不純物からなる請求項１又
は２に記載の方法。 - 【請求項４】 Ｓi≦０.５％を含有している請求項１、
２又は３に記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24457991A JPH05195056A (ja) | 1991-08-28 | 1991-08-28 | 高延性高強度鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24457991A JPH05195056A (ja) | 1991-08-28 | 1991-08-28 | 高延性高強度鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05195056A true JPH05195056A (ja) | 1993-08-03 |
Family
ID=17120826
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24457991A Pending JPH05195056A (ja) | 1991-08-28 | 1991-08-28 | 高延性高強度鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05195056A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20020040213A (ko) * | 2000-11-24 | 2002-05-30 | 이구택 | 인장강도 80㎏/㎟급 고가공성 고내후성 열연강판의 제조방법 |
| KR100643361B1 (ko) * | 2005-06-23 | 2006-11-10 | 주식회사 포스코 | 저 항복비 석출강화형 라인파이프 강재의 제조방법 및 이방법에 의해 제조된 강재 |
| WO2007000954A1 (ja) * | 2005-06-29 | 2007-01-04 | Jfe Steel Corporation | 高炭素冷延鋼板の製造方法 |
| WO2007000955A1 (ja) * | 2005-06-29 | 2007-01-04 | Jfe Steel Corporation | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2007039796A (ja) * | 2005-06-29 | 2007-02-15 | Jfe Steel Kk | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2007039797A (ja) * | 2005-06-29 | 2007-02-15 | Jfe Steel Kk | 高炭素冷延鋼板およびその製造方法 |
| KR101322135B1 (ko) * | 2010-10-21 | 2013-10-25 | 주식회사 포스코 | 표면품질 및 내지연파괴성이 우수한 용융아연도금강판 및 그 제조방법 |
| JP2014095142A (ja) * | 2012-10-11 | 2014-05-22 | Jfe Steel Corp | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および高強度溶融亜鉛めっき鋼板 |
-
1991
- 1991-08-28 JP JP24457991A patent/JPH05195056A/ja active Pending
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20020040213A (ko) * | 2000-11-24 | 2002-05-30 | 이구택 | 인장강도 80㎏/㎟급 고가공성 고내후성 열연강판의 제조방법 |
| KR100643361B1 (ko) * | 2005-06-23 | 2006-11-10 | 주식회사 포스코 | 저 항복비 석출강화형 라인파이프 강재의 제조방법 및 이방법에 의해 제조된 강재 |
| WO2007000954A1 (ja) * | 2005-06-29 | 2007-01-04 | Jfe Steel Corporation | 高炭素冷延鋼板の製造方法 |
| WO2007000955A1 (ja) * | 2005-06-29 | 2007-01-04 | Jfe Steel Corporation | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2007039796A (ja) * | 2005-06-29 | 2007-02-15 | Jfe Steel Kk | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2007039797A (ja) * | 2005-06-29 | 2007-02-15 | Jfe Steel Kk | 高炭素冷延鋼板およびその製造方法 |
| US8052812B2 (en) | 2005-06-29 | 2011-11-08 | Jfe Steel Corporation | Method of manufacturing high carbon cold-rolled steel sheet |
| US8071018B2 (en) | 2005-06-29 | 2011-12-06 | Jfe Steel Corporation | High carbon hot-rolled steel sheet |
| KR101322135B1 (ko) * | 2010-10-21 | 2013-10-25 | 주식회사 포스코 | 표면품질 및 내지연파괴성이 우수한 용융아연도금강판 및 그 제조방법 |
| JP2014095142A (ja) * | 2012-10-11 | 2014-05-22 | Jfe Steel Corp | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および高強度溶融亜鉛めっき鋼板 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4071948B2 (ja) | 高予歪み時において高い焼付け硬化能を持つ高強度鋼板及びその製造方法 | |
| EP2415894B1 (en) | Steel sheet excellent in workability and method for producing the same | |
| KR101232972B1 (ko) | 연성이 우수한 고강도 강 시트의 제조 방법 및 그 제조 방법에 의해 제조된 시트 | |
| JP2022160585A (ja) | 冷間圧延鋼板及びその製造方法 | |
| KR20150110723A (ko) | 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강 및 그의 제조방법 | |
| JP2019512608A (ja) | 降伏強度と延性に優れた高強度冷延鋼板、めっき鋼板、及びこれらの製造方法 | |
| EP3450586B1 (en) | Ultrahigh-strength and high-ductility steel sheet having excellent yield ratio and manufacturing method therefor | |
| JP7291222B2 (ja) | 延性及び加工性に優れた高強度鋼板、及びその製造方法 | |
| CN116648523A (zh) | 加工性优异的高强度钢板及其制造方法 | |
| JP2876968B2 (ja) | 高延性を有する高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2025157499A (ja) | 熱間成形用部材 | |
| JP2022535254A (ja) | 冷間圧延及び被覆された鋼板並びにその製造方法 | |
| EP1969148B1 (en) | Method for manufacturing high strength steel strips with superior formability and excellent coatability | |
| JPH05195056A (ja) | 高延性高強度鋼板の製造法 | |
| JP3168665B2 (ja) | 加工性に優れた熱延高張力鋼板とその製造法 | |
| JP2024063127A (ja) | 熱間成形用鋼材、熱間成形部材及びこれらの製造方法 | |
| JPH06264183A (ja) | 高加工性熱延高張力鋼板とその製造方法 | |
| EP3708691A1 (en) | Ultrahigh-strength and high-ductility steel sheet having excellent cold formability, and manufacturing method therefor | |
| JP2734842B2 (ja) | 高加工性熱延高張力鋼板とその製造方法 | |
| JPH0665645A (ja) | 高延性熱延高張力鋼板の製造方法 | |
| JPS638164B2 (ja) | ||
| KR102924259B1 (ko) | 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 | |
| JPH06264181A (ja) | 高加工性熱延高張力鋼板とその製造方法 | |
| JP2004315882A (ja) | 穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2505087B2 (ja) | 低温焼鈍による加工用ハイテンの製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 19990323 |