JPH05263191A - 板幅方向のヤング率の高い熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
板幅方向のヤング率の高い熱延鋼板およびその製造方法Info
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- JPH05263191A JPH05263191A JP30007392A JP30007392A JPH05263191A JP H05263191 A JPH05263191 A JP H05263191A JP 30007392 A JP30007392 A JP 30007392A JP 30007392 A JP30007392 A JP 30007392A JP H05263191 A JPH05263191 A JP H05263191A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 板幅方向のヤング率の高い熱延鋼板とその製
造方法の提供。 【構成】 (1) 重量％で、Ｃ： 0.8％以下、Si：３％以
下、Mn： 0.1〜3.0％、sol.Al：0.01〜３％を含有し、
残部はFeおよび不可避的不純物からなり、板面と平行な
｛３１１｝面反射強度がランダム比で５倍以上である板
幅方向のヤング率の高い熱延鋼板。 (2) 上記の化学組成の鋼素材を 920〜1250℃の範囲で加
熱した後、α＋γ二相域での総圧下量が50％以上、熱延
仕上温度が Ar1〜(Ar1−70℃) となるように熱間圧延を
行い、Ar1 〜(Ar1−250 ℃) で巻き取るか、 Ar1点以下
で巻き取った後に Ar1〜(Ar1−250 ℃) で焼鈍すること
を特徴とする板幅方向のヤング率の高い(1)の鋼板の製
造法。この (1)の鋼および (2)の鋼素材は、Ni:2.5％以
下、および／またはNb： 0.1％以下、Ｖ： 0.2％以下、
Ti： 0.1％以下のうちの１種以上を含有していてもよ
い。
造方法の提供。 【構成】 (1) 重量％で、Ｃ： 0.8％以下、Si：３％以
下、Mn： 0.1〜3.0％、sol.Al：0.01〜３％を含有し、
残部はFeおよび不可避的不純物からなり、板面と平行な
｛３１１｝面反射強度がランダム比で５倍以上である板
幅方向のヤング率の高い熱延鋼板。 (2) 上記の化学組成の鋼素材を 920〜1250℃の範囲で加
熱した後、α＋γ二相域での総圧下量が50％以上、熱延
仕上温度が Ar1〜(Ar1−70℃) となるように熱間圧延を
行い、Ar1 〜(Ar1−250 ℃) で巻き取るか、 Ar1点以下
で巻き取った後に Ar1〜(Ar1−250 ℃) で焼鈍すること
を特徴とする板幅方向のヤング率の高い(1)の鋼板の製
造法。この (1)の鋼および (2)の鋼素材は、Ni:2.5％以
下、および／またはNb： 0.1％以下、Ｖ： 0.2％以下、
Ti： 0.1％以下のうちの１種以上を含有していてもよ
い。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、幅方向のヤング率の
高い熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
高い熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】例えば自動車や家電製品のような、鋼板
を主な構成材料とした構造物の剛性を確保する手段とし
ては構成材料である鋼板自体の剛性を高くするか、構造
物としての形状を工夫するということになるのである
が、鋼板自体の剛性を改善すること、すなわち高ヤング
率化に関しては現在までは研究の成果に見るべきものは
無かった。
を主な構成材料とした構造物の剛性を確保する手段とし
ては構成材料である鋼板自体の剛性を高くするか、構造
物としての形状を工夫するということになるのである
が、鋼板自体の剛性を改善すること、すなわち高ヤング
率化に関しては現在までは研究の成果に見るべきものは
無かった。
【０００３】鋼のヤング率は他の構造用材料に比べると
極めて高く、その値はおおむね21000kgf/mm2程度の一定
値として機器の設計がなされてきた。しかしながら、α
Fe単結晶でみると、ヤング率は異方性を持ち、＜１１１
＞軸方向のヤング率が 29000kgf/mm2 と最も高く、＜１
００＞軸方向は13150kgf/mm2と最小の値で、前者は後者
に比べて２倍以上にも達している。このような事情から
鉄鋼材料のヤング率は集合組織に大きく依存しており、
それを制御することによって、特定方向のヤング率を高
くすることが可能となってくるのである。例えば、鋼板
の場合にはその面内の特定一方向のヤング率を高めるに
は、その方向に＜１１１＞軸に近い方位を強く集積させ
ればよいのである。しかしながら、冷延後再結晶させた
鋼板の集合組織は、主方位が｛１１１｝＜ＵＶＷ＞であ
って面内には＜１１１＞軸あるいはそれに近い方位は存
在しないことになる。一方、熱延鋼板の集合組織はほと
んどランダムである。
極めて高く、その値はおおむね21000kgf/mm2程度の一定
値として機器の設計がなされてきた。しかしながら、α
Fe単結晶でみると、ヤング率は異方性を持ち、＜１１１
＞軸方向のヤング率が 29000kgf/mm2 と最も高く、＜１
００＞軸方向は13150kgf/mm2と最小の値で、前者は後者
に比べて２倍以上にも達している。このような事情から
鉄鋼材料のヤング率は集合組織に大きく依存しており、
それを制御することによって、特定方向のヤング率を高
くすることが可能となってくるのである。例えば、鋼板
の場合にはその面内の特定一方向のヤング率を高めるに
は、その方向に＜１１１＞軸に近い方位を強く集積させ
ればよいのである。しかしながら、冷延後再結晶させた
鋼板の集合組織は、主方位が｛１１１｝＜ＵＶＷ＞であ
って面内には＜１１１＞軸あるいはそれに近い方位は存
在しないことになる。一方、熱延鋼板の集合組織はほと
んどランダムである。
【０００４】近年、鋼板の含有成分や、製造条件を変え
て集合組織を制御し、特定方向のヤング率を高くする試
みが行われてきた。例えば、特開昭56−23223 号公報に
は熱間加工する際に、圧延の一部でα＋γ二相域圧延を
行い、Ar3 温度以下での加工圧下率を５％以上にとり、
圧延仕上後の冷却速度を制御し、次いで焼戻すことを特
徴とする方法が提案されているが、どの集合組織を発達
させるかは具体的に示しておらず、また板幅方向のヤン
グ率も10％程度しか向上していない。
て集合組織を制御し、特定方向のヤング率を高くする試
みが行われてきた。例えば、特開昭56−23223 号公報に
は熱間加工する際に、圧延の一部でα＋γ二相域圧延を
行い、Ar3 温度以下での加工圧下率を５％以上にとり、
圧延仕上後の冷却速度を制御し、次いで焼戻すことを特
徴とする方法が提案されているが、どの集合組織を発達
させるかは具体的に示しておらず、また板幅方向のヤン
グ率も10％程度しか向上していない。
【０００５】一方、特開昭59-83721号公報に開示されて
いる発明は、フェライト域熱延安定方位である｛１１
２｝＜１１０＞をそのまま利用するものであるが、通常
の圧延でこの方位を集積させるのには高圧下率が必要
で、実施例に記載されている圧下率では高々24000kgf/m
m2のヤング率しか得られない。
いる発明は、フェライト域熱延安定方位である｛１１
２｝＜１１０＞をそのまま利用するものであるが、通常
の圧延でこの方位を集積させるのには高圧下率が必要
で、実施例に記載されている圧下率では高々24000kgf/m
m2のヤング率しか得られない。
【０００６】特開昭64-11926号公報の発明は、フェライ
ト域で熱間圧延した後、再結晶させて｛１１０｝＜００
１＞を集積させ、板幅方向のヤング率を高めようとする
試みである。しかし、実施例に示されているように、や
はり24000kgf/mm2程度のヤング率しか得られない。
ト域で熱間圧延した後、再結晶させて｛１１０｝＜００
１＞を集積させ、板幅方向のヤング率を高めようとする
試みである。しかし、実施例に示されているように、や
はり24000kgf/mm2程度のヤング率しか得られない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、面内
の特定の方向におけるヤング率が極めて高い鋼板と、こ
れを製造する実際的な方法を提供することにある。
の特定の方向におけるヤング率が極めて高い鋼板と、こ
れを製造する実際的な方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は、下記 (1)ない
し(4) の熱延鋼板と (5)および(6) のその製造方法を要
旨とする。
し(4) の熱延鋼板と (5)および(6) のその製造方法を要
旨とする。
【０００９】(1) 重量％で、Ｃ： 0.8％以下、Si：３％
以下、Mn： 0.1〜3.0 ％、sol.Al：0.01〜３％を含有
し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、板面と平
行な｛３１１｝面反射強度がランダム比で５倍以上であ
る板幅方向のヤング率の高い熱延鋼板。
以下、Mn： 0.1〜3.0 ％、sol.Al：0.01〜３％を含有
し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、板面と平
行な｛３１１｝面反射強度がランダム比で５倍以上であ
る板幅方向のヤング率の高い熱延鋼板。
【００１０】(2) 重量％で、Ｃ： 0.8％以下、Si：３％
以下、Mn： 0.1〜3.0 ％、sol.Al：0.01〜３％、Ni：2.
5 ％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物から
なり、板面と平行な｛３１１｝面反射強度がランダム比
で５倍以上である板幅方向のヤング率の高い熱延鋼板。
以下、Mn： 0.1〜3.0 ％、sol.Al：0.01〜３％、Ni：2.
5 ％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物から
なり、板面と平行な｛３１１｝面反射強度がランダム比
で５倍以上である板幅方向のヤング率の高い熱延鋼板。
【００１１】(3) 重量％で、Ｃ： 0.8％以下、Si：３％
以下、Mn： 0.1〜3.0 ％、sol.Al：0.01〜３％、ならび
にNb： 0.1％以下、Ｖ： 0.2％以下およびTi： 0.1％以
下のうちの１種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的
不純物からなり、板面と平行な｛３１１｝面反射強度が
ランダム比で５倍以上である板幅方向のヤング率の高い
熱延鋼板。
以下、Mn： 0.1〜3.0 ％、sol.Al：0.01〜３％、ならび
にNb： 0.1％以下、Ｖ： 0.2％以下およびTi： 0.1％以
下のうちの１種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的
不純物からなり、板面と平行な｛３１１｝面反射強度が
ランダム比で５倍以上である板幅方向のヤング率の高い
熱延鋼板。
【００１２】(4) 重量％で、Ｃ： 0.8％以下、Si：３％
以下、Mn： 0.1〜3.0 ％、sol.Al：0.01〜３％、Ni：2.
5 ％以下ならびにNb： 0.1％以下、Ｖ： 0.2％以下およ
びTi：0.1％以下のうちの１種以上を含有し、残部はFe
および不可避的不純物からなり、板面と平行な｛３１
１｝面反射強度がランダム比で５倍以上である板幅方向
のヤング率の高い熱延鋼板。
以下、Mn： 0.1〜3.0 ％、sol.Al：0.01〜３％、Ni：2.
5 ％以下ならびにNb： 0.1％以下、Ｖ： 0.2％以下およ
びTi：0.1％以下のうちの１種以上を含有し、残部はFe
および不可避的不純物からなり、板面と平行な｛３１
１｝面反射強度がランダム比で５倍以上である板幅方向
のヤング率の高い熱延鋼板。
【００１３】(5) (1)ないし(4) のいずれかに記載の組
成からなる鋼素材を 920〜1250℃の範囲で加熱した後、
α＋γ二相域での総圧下量が50％以上、熱延仕上げ温度
が Ar1〜(Ar1＋70℃) となるように熱間圧延し、 Ar1〜
(Ar1−250 ℃) で巻き取ることを特徴とする (1)〜(4)
のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
成からなる鋼素材を 920〜1250℃の範囲で加熱した後、
α＋γ二相域での総圧下量が50％以上、熱延仕上げ温度
が Ar1〜(Ar1＋70℃) となるように熱間圧延し、 Ar1〜
(Ar1−250 ℃) で巻き取ることを特徴とする (1)〜(4)
のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
【００１４】(6) (1)ないし(4) のいずれかに記載の組
成からなる鋼素材を 920〜1250℃の範囲で加熱した後、
α＋γ二相域での総圧下量が50％以上、熱延仕上げ温度
が Ar1〜(Ar1＋70℃) となるように熱間圧延し、 Ar1以
下で巻き取った後 Ar1〜(Ar1−250 ℃) で焼鈍すること
を特徴とする (1)〜(4) のいずれかに記載の熱延鋼板の
製造方法。
成からなる鋼素材を 920〜1250℃の範囲で加熱した後、
α＋γ二相域での総圧下量が50％以上、熱延仕上げ温度
が Ar1〜(Ar1＋70℃) となるように熱間圧延し、 Ar1以
下で巻き取った後 Ar1〜(Ar1−250 ℃) で焼鈍すること
を特徴とする (1)〜(4) のいずれかに記載の熱延鋼板の
製造方法。
【００１５】
【作用】鋼板の成分を限定し、その製造条件、例えば熱
延条件を選ぶことによって板幅方向のヤング率を向上さ
せることができる。
延条件を選ぶことによって板幅方向のヤング率を向上さ
せることができる。
【００１６】本発明者は、この製造条件を変えた場合に
鋼板の集合組織がどのように変化し、それに伴うヤング
率変化の態様が如何なるものであるかを調査した。
鋼板の集合組織がどのように変化し、それに伴うヤング
率変化の態様が如何なるものであるかを調査した。
【００１７】まず、γ相の再結晶を抑制するために微量
のNb、Ｖ、Tiを添加した低炭素綱を用いてγ相未再結晶
域で強加工を加え、種々の冷却速度で冷却した鋼板につ
いて調べた。γ相未再結晶域で強加工することによって
α核の生成サイトであるγ粒界や焼鈍双晶境界の表面積
が増大するため、変態後に微細なフェライト・パーライ
ト組織を得ることができるのであるが、この時に形成さ
れる集合組織は、γ域あるいはα＋γ二相域での圧延に
よって形成され、最終的にはαの集合組織として残るも
のであり、その過程での回復、再結晶あるいは炭窒化物
の析出やγからαへの変態挙動によって影響を受ける。
この集合組織として特徴的な方位成分は｛３１１｝＜０
１１＞および｛３３２｝＜１１３＞である。そしてこれ
らの方位成分はほとんど同じであった。
のNb、Ｖ、Tiを添加した低炭素綱を用いてγ相未再結晶
域で強加工を加え、種々の冷却速度で冷却した鋼板につ
いて調べた。γ相未再結晶域で強加工することによって
α核の生成サイトであるγ粒界や焼鈍双晶境界の表面積
が増大するため、変態後に微細なフェライト・パーライ
ト組織を得ることができるのであるが、この時に形成さ
れる集合組織は、γ域あるいはα＋γ二相域での圧延に
よって形成され、最終的にはαの集合組織として残るも
のであり、その過程での回復、再結晶あるいは炭窒化物
の析出やγからαへの変態挙動によって影響を受ける。
この集合組織として特徴的な方位成分は｛３１１｝＜０
１１＞および｛３３２｝＜１１３＞である。そしてこれ
らの方位成分はほとんど同じであった。
【００１８】｛３１１｝＜０１１＞方位成分のＴＤ方向
は＜３３２＞であり、これはさきに述べたごとくαFe単
結晶に於ける最大のヤング率を示す方位軸＜１１１＞に
極めて近いので、ヤング率の向上をはかるためにはこの
＜０１１＞方位成分を増加させる手段を講じればよいこ
とになる。
は＜３３２＞であり、これはさきに述べたごとくαFe単
結晶に於ける最大のヤング率を示す方位軸＜１１１＞に
極めて近いので、ヤング率の向上をはかるためにはこの
＜０１１＞方位成分を増加させる手段を講じればよいこ
とになる。
【００１９】次いで、同じ成分の鋼板についてγ相未再
結晶域ではなく、α＋γの二相領域で熱間圧延をして、
その圧延終了温度を Ar1点直上にして、その後ゆっくり
変態させた結果、変態集合組織の方位成分の｛３１１｝
＜０１１＞が｛３３２｝＜１１３＞に比べてはるかに強
く集積し、ヤング率が大きく向上することが確認され
た。
結晶域ではなく、α＋γの二相領域で熱間圧延をして、
その圧延終了温度を Ar1点直上にして、その後ゆっくり
変態させた結果、変態集合組織の方位成分の｛３１１｝
＜０１１＞が｛３３２｝＜１１３＞に比べてはるかに強
く集積し、ヤング率が大きく向上することが確認され
た。
【００２０】以下、本発明の熱延鋼板およびその製造方
法における諸条件を詳しく説明する。
法における諸条件を詳しく説明する。
【００２１】(A) 熱延鋼板 (a)化学組成 (以下、合金成分の含有量の「％」は全て
「重量％」である。) 本発明の熱延鋼板における合金元素のうち、Ｃ、Si、M
n、sol.AlおよびNiは、α＋γ→α変態後の集合組織を
制御するためにα＋γ二相域が適切な広さで現れるよう
に選択する。
「重量％」である。) 本発明の熱延鋼板における合金元素のうち、Ｃ、Si、M
n、sol.AlおよびNiは、α＋γ→α変態後の集合組織を
制御するためにα＋γ二相域が適切な広さで現れるよう
に選択する。
【００２２】Ｃ（炭素）: 0.8％以下 Ｃは、α＋γ二相域での再結晶を抑制する微細炭化物を
生成し、α＋γ→α変態による集合組織の制御を行うた
めに含有することが好ましい元素である。しかし、Ｃが
あまりに多くなるとα＋γ二相域がなくなるので上限は
共析濃度である0.8％とするが、α＋γ二相域が適当な
広さをもっていれば前記 (5)、(6) の本発明方法を実施
しやすいので 0.2％以下であることが好ましい。
生成し、α＋γ→α変態による集合組織の制御を行うた
めに含有することが好ましい元素である。しかし、Ｃが
あまりに多くなるとα＋γ二相域がなくなるので上限は
共析濃度である0.8％とするが、α＋γ二相域が適当な
広さをもっていれば前記 (5)、(6) の本発明方法を実施
しやすいので 0.2％以下であることが好ましい。
【００２３】Si（ケイ素）：３％以下 Siはα安定化元素であり、α＋γ→α変態による集合組
織の制御を行うためのα＋γ二相域を拡大させる。ま
た、脱酸材としても作用する元素である。しかし、Si含
有量が多すぎると、固溶硬化により鋼の圧延性を低下さ
せ、また、低融点酸化物ファイヤライト(Fe2SiO4) の生
成が促進されるので、熱間圧延後の酸洗が困難となった
り、溶接性が劣化して酸洗ラインにおいて溶接接続部の
破断をまねく。これらの弊害を避けるためにSi含有量の
上限は３％とする。ただし、この元素が存在しなくとも
α＋γ二相域が消えるわけではないので必ずしも含有さ
せる必要はない。
織の制御を行うためのα＋γ二相域を拡大させる。ま
た、脱酸材としても作用する元素である。しかし、Si含
有量が多すぎると、固溶硬化により鋼の圧延性を低下さ
せ、また、低融点酸化物ファイヤライト(Fe2SiO4) の生
成が促進されるので、熱間圧延後の酸洗が困難となった
り、溶接性が劣化して酸洗ラインにおいて溶接接続部の
破断をまねく。これらの弊害を避けるためにSi含有量の
上限は３％とする。ただし、この元素が存在しなくとも
α＋γ二相域が消えるわけではないので必ずしも含有さ
せる必要はない。
【００２４】Mn（マンガン）： 0.1％以上、 3.0％以下 Mnはγ安定化元素であり、α＋γ→α変態による集合組
織の制御を行うためのα＋γ二相域の調節を目的として
添加する元素である。また、熱間圧延の際の脆性破壊の
原因となるＳ（硫黄）をMnＳとして固定する元素でもあ
るので、 0.1％以上、好ましくは 1.5％程度含有させる
のが望ましい。しかし、Mnの含有量が多すぎると固溶硬
化により圧延性を損なうので、その上限を 3.0％とす
る。
織の制御を行うためのα＋γ二相域の調節を目的として
添加する元素である。また、熱間圧延の際の脆性破壊の
原因となるＳ（硫黄）をMnＳとして固定する元素でもあ
るので、 0.1％以上、好ましくは 1.5％程度含有させる
のが望ましい。しかし、Mnの含有量が多すぎると固溶硬
化により圧延性を損なうので、その上限を 3.0％とす
る。
【００２５】sol.Al（アルミニウム）：0.01％以上、３
％以下 Alはα安定化元素であり、α＋γ→α変態による集合組
織の制御を行うためのα＋γ二相域を拡大させる目的で
添加する。また、Alは鋼の脱酸剤としても役立つ。これ
らの作用効果を得るには、sol.Alとして少なくとも0.01
％の含有量が必要である。
％以下 Alはα安定化元素であり、α＋γ→α変態による集合組
織の制御を行うためのα＋γ二相域を拡大させる目的で
添加する。また、Alは鋼の脱酸剤としても役立つ。これ
らの作用効果を得るには、sol.Alとして少なくとも0.01
％の含有量が必要である。
【００２６】Alが少ない場合には析出するAlＮが微細に
なり、これが結晶粒の成長を妨げる。従って、AlＮが結
晶粒成長を妨げない程度に粗大になるようにsol.Al含有
量を0.2％程度以上とするのが望ましい。一方、Alをあ
まり添加しすぎると固溶硬化のために圧延性が著しく損
なわれるから、sol.Al含有量の上限は３％とする。
なり、これが結晶粒の成長を妨げる。従って、AlＮが結
晶粒成長を妨げない程度に粗大になるようにsol.Al含有
量を0.2％程度以上とするのが望ましい。一方、Alをあ
まり添加しすぎると固溶硬化のために圧延性が著しく損
なわれるから、sol.Al含有量の上限は３％とする。
【００２７】以上の成分の外、残部はFeと不可避的不純
物からなるが、必要に応じてNiを含有しても良い。
物からなるが、必要に応じてNiを含有しても良い。
【００２８】Ni（ニッケル）： 2.5％以下 Niはγ安定化元素であり、α＋γ→α変態による集合組
織の制御を行うためのα＋γ二相域拡大を目的として添
加するのが好ましい。しかしながら、Niは高価な元素で
あるから、経済性を考慮してその上限を 2.5％とする。
織の制御を行うためのα＋γ二相域拡大を目的として添
加するのが好ましい。しかしながら、Niは高価な元素で
あるから、経済性を考慮してその上限を 2.5％とする。
【００２９】上記各成分の外に、Nb、ＶおよびTiからな
る元素群から選んだ１種以上の元素を含有するのが望ま
しい。
る元素群から選んだ１種以上の元素を含有するのが望ま
しい。
【００３０】Nb（ニオブ）： 0.1％以下 Nbはα＋γ二相域での再結晶を抑制する微細析出物を生
成させるために0.01％以上含有量させるのが望ましい。
さらに好ましいのは0.03％以上含有させることである。
しかし、Nbの含有量があまり多くなると、析出物が粗大
となり、再結晶抑制効果がなくなる。従って、Nb含有量
の上限は 0.1％とする。
成させるために0.01％以上含有量させるのが望ましい。
さらに好ましいのは0.03％以上含有させることである。
しかし、Nbの含有量があまり多くなると、析出物が粗大
となり、再結晶抑制効果がなくなる。従って、Nb含有量
の上限は 0.1％とする。
【００３１】Ｖ（バナジウム）： 0.2％以下 ＶもNbと同じくα＋γ二相域での再結晶を抑制する微細
析出物を生成する。この効果を得るために0.01％以上含
有させるのが望ましい。一層望ましい含有量は0.03％以
上である。しかし、上記Nbと同じ理由でＶ含有量の上限
は 0.2％とする。
析出物を生成する。この効果を得るために0.01％以上含
有させるのが望ましい。一層望ましい含有量は0.03％以
上である。しかし、上記Nbと同じ理由でＶ含有量の上限
は 0.2％とする。
【００３２】Ti（チタン）： 0.1％以下 Tiの作用効果も、上記のNbおよびＶと同じである。望ま
しくは0.01％以上、更に望ましくは0.03％以上含有させ
る。上限はNbおよびＶと同じ理由で 0.1％までとする。
しくは0.01％以上、更に望ましくは0.03％以上含有させ
る。上限はNbおよびＶと同じ理由で 0.1％までとする。
【００３３】(b) 集合組織 本発明の熱延鋼板は、上記の化学組成を持ち、さらに板
面と平行な｛３１１｝面反射強度がランダム比で５倍以
上であることが特徴である。
面と平行な｛３１１｝面反射強度がランダム比で５倍以
上であることが特徴である。
【００３４】前述のように、αFe単結晶のヤング率は、
最大値の＜１１１＞方向が29000kgf/mm2、最小値の＜１
００＞方向が13150kgf/mm2である。従って、集合組織の
制御によるヤング率の向上に効果的な集積度は、Ｘ線回
折による｛３１１｝面反射強度がランダム比で５倍以
上、好ましくは10倍以上とする。2 〜3 倍程度ではラン
ダム配向と同程度で、ヤング率向上には効果的でない。
最大値の＜１１１＞方向が29000kgf/mm2、最小値の＜１
００＞方向が13150kgf/mm2である。従って、集合組織の
制御によるヤング率の向上に効果的な集積度は、Ｘ線回
折による｛３１１｝面反射強度がランダム比で５倍以
上、好ましくは10倍以上とする。2 〜3 倍程度ではラン
ダム配向と同程度で、ヤング率向上には効果的でない。
【００３５】(B) 製造方法 上記のような集合組織をもつ本発明の鋼板は、前記 (5)
および(6) の方法で製造することができる。
および(6) の方法で製造することができる。
【００３６】本発明方法ではα＋γの二相を含む領域で
熱間圧延することを必須条件とする。さらに、結晶粒の
成長をできるだけ抑えて、変態後のα粒が核発生するγ
粒界の面積をできるだけ大きいままに維持するために、
鋼素材（例えばスラブ）の加熱温度はできるだけ低くす
るのがよい。ただし、低温に過ぎた場合は圧延荷重が過
大となる。これらの理由から、熱間圧延の際の加熱温度
の適正範囲は 920℃から1250℃までである。
熱間圧延することを必須条件とする。さらに、結晶粒の
成長をできるだけ抑えて、変態後のα粒が核発生するγ
粒界の面積をできるだけ大きいままに維持するために、
鋼素材（例えばスラブ）の加熱温度はできるだけ低くす
るのがよい。ただし、低温に過ぎた場合は圧延荷重が過
大となる。これらの理由から、熱間圧延の際の加熱温度
の適正範囲は 920℃から1250℃までである。
【００３７】鋼板の集合組織で｛３３２｝＜１１３＞方
位成分の発生を抑えて、｛３１１｝＜０１１＞方位成分
の割合を増加させるためには、α＋γ域における累積圧
下量を50％以上としなければならない。特に二相域での
圧下率が80％以上の場合には｛３１１｝＜０１１＞方位
成分の増加が著しい。
位成分の発生を抑えて、｛３１１｝＜０１１＞方位成分
の割合を増加させるためには、α＋γ域における累積圧
下量を50％以上としなければならない。特に二相域での
圧下率が80％以上の場合には｛３１１｝＜０１１＞方位
成分の増加が著しい。
【００３８】このα＋γ域においての圧下率は、 Ar3点
と Ar1点の差が大きければ必然的に大きくすることが可
能であるが、この差が小さい場合でも圧延中に再加熱や
保温を行って、α＋γ域に保って圧延すれば累積圧下率
を大きくすることができる。
と Ar1点の差が大きければ必然的に大きくすることが可
能であるが、この差が小さい場合でも圧延中に再加熱や
保温を行って、α＋γ域に保って圧延すれば累積圧下率
を大きくすることができる。
【００３９】さらに、未再結晶のγ相の割合をできるだ
け多くするために、圧延は Ar1点〜(Ar1点＋70℃) の温
度域で仕上げる。また、変態をゆっくり進行させて、変
態集合組織を十分発達させるために、圧延終了後の冷却
速度を小さくするのがよい。
け多くするために、圧延は Ar1点〜(Ar1点＋70℃) の温
度域で仕上げる。また、変態をゆっくり進行させて、変
態集合組織を十分発達させるために、圧延終了後の冷却
速度を小さくするのがよい。
【００４０】圧延後にこの熱延鋼板を巻き取る際には、
その温度（巻き取り温度）は Ar1点〜(Ar1点− 250℃)
の範囲にするのが望ましい。 Ar1点を超えた温度で巻き
取るとγ相が再結晶して変態集合組織が発達しにくい。
逆にこの温度が(Ar1点− 250℃) よりも低いとα粒成長
による｛３１１｝＜０１１＞集合組織を発達させる効果
が乏しくなるので好ましくない。この｛３１１｝＜０１
１＞方位の集合組織はAr1点以下のできるだけ高い温度
の方が発達しやすいので Ar1点〜(Ar1点− 150℃) で巻
き取るのがより好ましい。
その温度（巻き取り温度）は Ar1点〜(Ar1点− 250℃)
の範囲にするのが望ましい。 Ar1点を超えた温度で巻き
取るとγ相が再結晶して変態集合組織が発達しにくい。
逆にこの温度が(Ar1点− 250℃) よりも低いとα粒成長
による｛３１１｝＜０１１＞集合組織を発達させる効果
が乏しくなるので好ましくない。この｛３１１｝＜０１
１＞方位の集合組織はAr1点以下のできるだけ高い温度
の方が発達しやすいので Ar1点〜(Ar1点− 150℃) で巻
き取るのがより好ましい。
【００４１】また、この熱延鋼板に焼鈍を施す際も Ar1
点〜(Ar1点− 250℃) の温度域で行うのがよい。 Ar1点
を超えた温度で行うと集合組織が発達せず、ランダム化
するし、逆にこの温度が(Ar1点− 250℃) よりも低いと
α粒成長による｛３１１｝＜０１１＞集合組織が発達し
にくくなるので好ましくない。この温度も｛３１１｝＜
０１１＞方位の集合組織をより発達させるために Ar1点
〜(Ar1点− 150℃) であるのがより好ましい。巻取り温
度が(Ar1点− 250℃) 未満であった場合にもこの焼鈍処
理を施すことによって、本発明の鋼材を製造することが
できる。
点〜(Ar1点− 250℃) の温度域で行うのがよい。 Ar1点
を超えた温度で行うと集合組織が発達せず、ランダム化
するし、逆にこの温度が(Ar1点− 250℃) よりも低いと
α粒成長による｛３１１｝＜０１１＞集合組織が発達し
にくくなるので好ましくない。この温度も｛３１１｝＜
０１１＞方位の集合組織をより発達させるために Ar1点
〜(Ar1点− 150℃) であるのがより好ましい。巻取り温
度が(Ar1点− 250℃) 未満であった場合にもこの焼鈍処
理を施すことによって、本発明の鋼材を製造することが
できる。
【００４２】
【実施例１】表１に示す化学組成の鋼塊を熱間鍛造によ
って厚さ50mmの鋼片とした。鋼種として変態温度および
α＋γ二相域の温度範囲(Ar3点と Ar1点の間）が異なる
ものを種々調整した。表１に Ar3点− Ar1点の実測値を
示す。
って厚さ50mmの鋼片とした。鋼種として変態温度および
α＋γ二相域の温度範囲(Ar3点と Ar1点の間）が異なる
ものを種々調整した。表１に Ar3点− Ar1点の実測値を
示す。
【００４３】表１に示すように鋼種によって変態温度が
異なるので、熱間圧延終了温度と巻取り温度を表２に示
すように個々に選定して熱間圧延を行い、最終板厚を３
mmとした。これら熱延鋼板の中心部から、0.5mm 厚×25
mm幅×25mm長のＸ線回折用試料および板幅方向に長手軸
を有する 2mm厚×10mm幅×20mm長のヤング率測定用試料
を切り出した。
異なるので、熱間圧延終了温度と巻取り温度を表２に示
すように個々に選定して熱間圧延を行い、最終板厚を３
mmとした。これら熱延鋼板の中心部から、0.5mm 厚×25
mm幅×25mm長のＸ線回折用試料および板幅方向に長手軸
を有する 2mm厚×10mm幅×20mm長のヤング率測定用試料
を切り出した。
【００４４】表３にＸ線回折による｛１１０｝、｛２２
０｝、｛２１１｝、｛２２２｝、｛３２２｝、｛６２
２｝面の反射強度（対ランダム比）、ヤング率および引
張強度の測定結果を示す。なお、｛３１１｝面の反射強
度は直接測定できないため、これに代わるものとして
｛６２２｝面の反射強度を測定した。この測定値は実質
的に｛３１１｝面の反射強度を意味する。
０｝、｛２１１｝、｛２２２｝、｛３２２｝、｛６２
２｝面の反射強度（対ランダム比）、ヤング率および引
張強度の測定結果を示す。なお、｛３１１｝面の反射強
度は直接測定できないため、これに代わるものとして
｛６２２｝面の反射強度を測定した。この測定値は実質
的に｛３１１｝面の反射強度を意味する。
【００４５】鋼種Ａ〜Ｋの｛６２２｝面反射強度は５倍
以上と極めて高くなり、板幅方向のヤング率はいずれも
24000kgf／mm2 以上であった。しかしながら、鋼種Ｌ〜
Ｔでは｛６２２｝面反射強度が弱く、ヤング率も 18500
〜21000kgf／mm2 と低い。鋼種Ｑ、Ｒ、Ｓ、Ｔはα域だ
けの状態で圧延したので、圧延集合組織の主成分である
｛２００｝、即ち｛１００｝＜０１１＞が極めて高く、
ヤング率は21000kgf/mm2以下となっている。
以上と極めて高くなり、板幅方向のヤング率はいずれも
24000kgf／mm2 以上であった。しかしながら、鋼種Ｌ〜
Ｔでは｛６２２｝面反射強度が弱く、ヤング率も 18500
〜21000kgf／mm2 と低い。鋼種Ｑ、Ｒ、Ｓ、Ｔはα域だ
けの状態で圧延したので、圧延集合組織の主成分である
｛２００｝、即ち｛１００｝＜０１１＞が極めて高く、
ヤング率は21000kgf/mm2以下となっている。
【００４６】鋼種ＬとＭは、α＋γ二相域での累積圧下
率が低いために、ヤング率は鋼種Ａ〜Ｋに比べて低く、
21000kgf／mm2 前後にとどまっている。
率が低いために、ヤング率は鋼種Ａ〜Ｋに比べて低く、
21000kgf／mm2 前後にとどまっている。
【００４７】
【表１】
【００４８】
【表２】
【００４９】
【表３】
【００５０】
【実施例２】表１の鋼種Ａの鋼片を表４に示すように、
加熱温度、熱間圧延終了温度、巻取り温度の異なる条件
で熱間圧延し、実施例１と同様に試料を切り出し、Ｘ線
回折による｛１１０｝、｛２２０｝、｛２１１｝、｛２
２２｝、｛３２２｝、｛６２２｝面反射強度および板幅
方向のヤング率を比較した。その結果を表５に示す。
加熱温度、熱間圧延終了温度、巻取り温度の異なる条件
で熱間圧延し、実施例１と同様に試料を切り出し、Ｘ線
回折による｛１１０｝、｛２２０｝、｛２１１｝、｛２
２２｝、｛３２２｝、｛６２２｝面反射強度および板幅
方向のヤング率を比較した。その結果を表５に示す。
【００５１】先に述べたように、鋼板の集合組織でヤン
グ率の向上に有効な方位成分｛３１１｝＜０１１＞の割
合を増加させる条件の一つは、α＋γ域に於ける累積圧
下量を多くすることと、未再結晶のγ相の割合をできる
だけ多くするために、圧延はAr1 点以上で(Ar1点＋70
℃）以下の温度で仕上げることが好ましい。Ａ鋼につい
てこの条件を考察すると、熱延終了温度は793 ℃(Ar
1点) と、793 ℃＋70℃の間とするのが望ましく、更
に、累積圧下量をなるべく大きくとるためには下限の 7
93℃に近い温度が望ましいことになる。この熱延終了温
度が 793℃よりも下がると、α領域での圧下率が増加し
てα＋γ領域での圧下率は減少することになり、好まし
くないのである。
グ率の向上に有効な方位成分｛３１１｝＜０１１＞の割
合を増加させる条件の一つは、α＋γ域に於ける累積圧
下量を多くすることと、未再結晶のγ相の割合をできる
だけ多くするために、圧延はAr1 点以上で(Ar1点＋70
℃）以下の温度で仕上げることが好ましい。Ａ鋼につい
てこの条件を考察すると、熱延終了温度は793 ℃(Ar
1点) と、793 ℃＋70℃の間とするのが望ましく、更
に、累積圧下量をなるべく大きくとるためには下限の 7
93℃に近い温度が望ましいことになる。この熱延終了温
度が 793℃よりも下がると、α領域での圧下率が増加し
てα＋γ領域での圧下率は減少することになり、好まし
くないのである。
【００５２】表４にみるようにA3鋼とA4鋼とでは Ar3−
熱延終了温度が 200℃に近いので、α＋γ域での圧下率
を77％および88％と、他のA1,A2,A5,A6 鋼の33〜46％に
比べてかなり大きくすることができ、第５表に示すよう
に、Ｘ線回析による｛６２２｝面反射強度はA3とA4がそ
れぞれ 8.0および 6.1倍と、他のそれが 1.8から 2.9倍
であるのに比較して高い。そして板幅方向のヤング率は
A3およびA4が24500kgf/mm2および25600kgf/mm2で、他の
15800〜19500kgf/mm2に比べて著しく高い値となってい
る。
熱延終了温度が 200℃に近いので、α＋γ域での圧下率
を77％および88％と、他のA1,A2,A5,A6 鋼の33〜46％に
比べてかなり大きくすることができ、第５表に示すよう
に、Ｘ線回析による｛６２２｝面反射強度はA3とA4がそ
れぞれ 8.0および 6.1倍と、他のそれが 1.8から 2.9倍
であるのに比較して高い。そして板幅方向のヤング率は
A3およびA4が24500kgf/mm2および25600kgf/mm2で、他の
15800〜19500kgf/mm2に比べて著しく高い値となってい
る。
【００５３】
【表４】
【００５４】
【表５】
【００５５】
【実施例３】表１の鋼種Ｉの鋼片（50mm厚) を表６に示
すように、加熱温度、熱間圧延終了温度、巻取り温度の
異なる条件で３mm厚まで熱間圧延し、実施例１と同様に
試料を切り出して、Ｘ線回折による｛６２２｝面反射強
度および板幅方向のヤング率を測定した。その結果を表
６に併記する。
すように、加熱温度、熱間圧延終了温度、巻取り温度の
異なる条件で３mm厚まで熱間圧延し、実施例１と同様に
試料を切り出して、Ｘ線回折による｛６２２｝面反射強
度および板幅方向のヤング率を測定した。その結果を表
６に併記する。
【００５６】圧延前のスラブ加熱温度が高すぎる3-1
や、熱延仕上げ温度がAr1 点以下である3-5 では｛６２
２｝面反射強度および板幅方向のヤング率がどちらも低
くなっている。
や、熱延仕上げ温度がAr1 点以下である3-5 では｛６２
２｝面反射強度および板幅方向のヤング率がどちらも低
くなっている。
【００５７】
【表６】
【００５８】
【実施例４】表１の鋼種Ｃの鋼片（50mm厚) を表７に示
すように、加熱温度、熱間圧延終了温度、巻取り温度の
異なる条件で３mm厚まで熱間圧延し、実施例１と同様に
試料を切り出して、Ｘ線回折による｛６２２｝面反射強
度および板幅方向のヤング率を測定した。その結果を表
７に併記する。
すように、加熱温度、熱間圧延終了温度、巻取り温度の
異なる条件で３mm厚まで熱間圧延し、実施例１と同様に
試料を切り出して、Ｘ線回折による｛６２２｝面反射強
度および板幅方向のヤング率を測定した。その結果を表
７に併記する。
【００５９】巻取り温度が(Ar1−250 ℃) より低かった
4-5 では｛６２２｝面反射強度および板幅方向のヤング
率がどちらも低いものとなった。
4-5 では｛６２２｝面反射強度および板幅方向のヤング
率がどちらも低いものとなった。
【００６０】この試料4-5 に、 680℃で10時間の焼鈍処
理を施したものを表７に4-6 として示す。板厚中心部か
ら同寸の試験片を切り出してＸ線回折による｛６２２｝
面反射強度および板幅方向のヤング率を測定したとこ
ろ、｛６２２｝面反射強度は12.7、ヤング率は24802kgf
/mm2であった。
理を施したものを表７に4-6 として示す。板厚中心部か
ら同寸の試験片を切り出してＸ線回折による｛６２２｝
面反射強度および板幅方向のヤング率を測定したとこ
ろ、｛６２２｝面反射強度は12.7、ヤング率は24802kgf
/mm2であった。
【００６１】
【表７】
【００６２】
【発明の効果】本発明の熱延鋼板は、板幅方向のヤング
率が極めて高く、自動車の外板パネル等に用いるのに好
適である。そして、この熱延鋼板は、前述の本発明方法
によって、比較的容易にかつ安価に製造することができ
る。
率が極めて高く、自動車の外板パネル等に用いるのに好
適である。そして、この熱延鋼板は、前述の本発明方法
によって、比較的容易にかつ安価に製造することができ
る。
【００６３】
Claims (6)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ： 0.8％以下、Si：３％以
下、Mn： 0.1〜3.0 ％、sol.Al：0.01〜３％を含有し、
残部はFeおよび不可避的不純物からなり、板面と平行な
｛３１１｝面反射強度がランダム比で５倍以上である板
幅方向のヤング率の高い熱延鋼板。 - 【請求項２】重量％で、Ｃ： 0.8％以下、Si：３％以
下、Mn： 0.1〜3.0 ％、sol.Al：0.01〜３％、Ni：2.5
％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からな
り、板面と平行な｛３１１｝面反射強度がランダム比で
５倍以上である板幅方向のヤング率の高い熱延鋼板。 - 【請求項３】重量％で、Ｃ： 0.8％以下、Si：３％以
下、Mn： 0.1〜3.0 ％、sol.Al：0.01〜３％、ならびに
Nb： 0.1％以下、Ｖ： 0.2％以下およびTi： 0.1％以下
のうちの１種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不
純物からなり、板面と平行な｛３１１｝面反射強度がラ
ンダム比で５倍以上である板幅方向のヤング率の高い熱
延鋼板。 - 【請求項４】重量％で、Ｃ： 0.8％以下、Si：３％以
下、Mn： 0.1〜3.0 ％、sol.Al：0.01〜３％、Ni：2.5
％以下ならびにNb： 0.1％以下、Ｖ： 0.2％以下および
Ti： 0.1％以下のうちの１種以上を含有し、残部はFeお
よび不可避的不純物からなり、板面と平行な｛３１１｝
面反射強度がランダム比で５倍以上である板幅方向のヤ
ング率の高い熱延鋼板。 - 【請求項５】請求項１ないし４のいずれかに記載の組成
からなる鋼素材を 920〜1250℃の範囲で加熱した後、α
＋γ二相域での総圧下量が50％以上、熱延仕上げ温度が
Ar1〜(Ar1＋70℃) となるように熱間圧延し、 Ar1〜(A
r1−250 ℃) で巻き取ることを特徴とする請求項１ない
し４のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項６】請求項１ないし４のいずれかに記載の組成
からなる鋼素材を 920〜1250℃の範囲で加熱した後、α
＋γ二相域での総圧下量が50％以上、熱延仕上げ温度が
Ar1〜(Ar1＋70℃) となるように熱間圧延し、 Ar1以下
で巻き取った後 Ar1〜(Ar1−250 ℃) で焼鈍することを
特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の熱延鋼
板の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4-11142 | 1992-01-24 | ||
| JP1114292 | 1992-01-24 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05263191A true JPH05263191A (ja) | 1993-10-12 |
Family
ID=11769774
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30007392A Pending JPH05263191A (ja) | 1992-01-24 | 1992-11-10 | 板幅方向のヤング率の高い熱延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05263191A (ja) |
Cited By (15)
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| JP2006183130A (ja) * | 2004-03-31 | 2006-07-13 | Jfe Steel Kk | 高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法 |
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-
1992
- 1992-11-10 JP JP30007392A patent/JPH05263191A/ja active Pending
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