JPH0613731B2 - 伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPH0613731B2 JPH0613731B2 JP59036148A JP3614884A JPH0613731B2 JP H0613731 B2 JPH0613731 B2 JP H0613731B2 JP 59036148 A JP59036148 A JP 59036148A JP 3614884 A JP3614884 A JP 3614884A JP H0613731 B2 JPH0613731 B2 JP H0613731B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- rolled steel
- bainite
- hot
- strength
- 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.)
- Expired - Lifetime
Links
Classifications
-
- 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
Landscapes
- 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】 （産業上の利用分野） 本発明はＣ−Ｓｉ−Ｍｎ鋼又はＣ−Ｍｎ鋼を用い、特殊
元素（Nb,Ti,V…等炭窒化物形成元素）の添加を必要と
せず、現行の熱延プロセスの改良によって従来の析出強
化型高張力熱延鋼板よりも特に伸びフランジ性の良好な
加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法に関するもの
である。
元素（Nb,Ti,V…等炭窒化物形成元素）の添加を必要と
せず、現行の熱延プロセスの改良によって従来の析出強
化型高張力熱延鋼板よりも特に伸びフランジ性の良好な
加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法に関するもの
である。
（従来技術） 近年、自動車産業において自動車の燃費改善の対策のひ
とつとして車体の軽量化を図ることがあり、使用鋼板の
薄肉化と安全性の面から加工性に優れた高張力熱延鋼板
の要求が高まっている。
とつとして車体の軽量化を図ることがあり、使用鋼板の
薄肉化と安全性の面から加工性に優れた高張力熱延鋼板
の要求が高まっている。
従来、加工性に優れた高張力熱延鋼板を得るにはNb,Ti,
V…等の特殊元素を添加して固溶硬化及び炭窒化物形成
による析出強化により強度を向上させる製造方法と、最
近製造され始めたデュアルフェイズ（Dual Phase）鋼板
とすることにより、強度−延性バランスを向上させる製
造方法とがある。前者はNb,Ti,V…等の添加元素が高価
でコスト上昇の原因となり、また資源的にも将来制約が
予想される。後者のDP鋼板は強度−延性バランスは良好
であるが、自動車部品であるホイールに適用するにあた
っての問題として、イ伸びフランジ性が劣ることから例
えばホイールディスク加工時、バーリング加工によるハ
ブ穴成形で割れを発生し易い。ロ溶接熱影響部の軟化現
象が大きいためのホイールリム，型矯正時にその部分の
肉厚減少が大きく、疲労特性の向上が認められないの２
点がある。
V…等の特殊元素を添加して固溶硬化及び炭窒化物形成
による析出強化により強度を向上させる製造方法と、最
近製造され始めたデュアルフェイズ（Dual Phase）鋼板
とすることにより、強度−延性バランスを向上させる製
造方法とがある。前者はNb,Ti,V…等の添加元素が高価
でコスト上昇の原因となり、また資源的にも将来制約が
予想される。後者のDP鋼板は強度−延性バランスは良好
であるが、自動車部品であるホイールに適用するにあた
っての問題として、イ伸びフランジ性が劣ることから例
えばホイールディスク加工時、バーリング加工によるハ
ブ穴成形で割れを発生し易い。ロ溶接熱影響部の軟化現
象が大きいためのホイールリム，型矯正時にその部分の
肉厚減少が大きく、疲労特性の向上が認められないの２
点がある。
これ等の問題を解決する方法としてＣ−Ｓｉ−Ｍｎ鋼で
フェライトとベーナイトの複合組織を持つ高張力熱延鋼
板の製造が考えられる。例えば、特開昭57-145965号に
示されるようにＣ−Ｓｉ−Ｍｎ鋼で最終圧延パス後の冷
却制御と巻取り温度制御によって、フェライト・ベーナ
イトの複合組織を持った高張力熱延鋼板及び製造が示さ
れており、コスト的にも安価でホイールディスク加工
時、バーリング加工によるハブ穴成形での割れについて
改善がなされているが充分ではない。また自動車足廻り
部品等で伸びフランジ性が特に要求されるものがあり、
割れが発生している。これは特開昭57-145965号で示さ
れるフェライト・ベーナイト組織はベーナイト比率が５
〜60%であり、本発明者等は、伸びフランジを良好にす
るためにはベーナイト比率を70%以上とすることが有効
であることを、特願昭58-2485で示した。本発明者等は
さらに強度アップ（TS65kgf/mm2）と安定してベーナ
イト比率を70%以上確保するためにはＣの増量が有効で
あることを見出した。またフラッシュバット溶接後の型
矯正時の肉やせに対しては、DP鋼よりも改善されてい
る。
フェライトとベーナイトの複合組織を持つ高張力熱延鋼
板の製造が考えられる。例えば、特開昭57-145965号に
示されるようにＣ−Ｓｉ−Ｍｎ鋼で最終圧延パス後の冷
却制御と巻取り温度制御によって、フェライト・ベーナ
イトの複合組織を持った高張力熱延鋼板及び製造が示さ
れており、コスト的にも安価でホイールディスク加工
時、バーリング加工によるハブ穴成形での割れについて
改善がなされているが充分ではない。また自動車足廻り
部品等で伸びフランジ性が特に要求されるものがあり、
割れが発生している。これは特開昭57-145965号で示さ
れるフェライト・ベーナイト組織はベーナイト比率が５
〜60%であり、本発明者等は、伸びフランジを良好にす
るためにはベーナイト比率を70%以上とすることが有効
であることを、特願昭58-2485で示した。本発明者等は
さらに強度アップ（TS65kgf/mm2）と安定してベーナ
イト比率を70%以上確保するためにはＣの増量が有効で
あることを見出した。またフラッシュバット溶接後の型
矯正時の肉やせに対しては、DP鋼よりも改善されてい
る。
（発明の目的） 本発明はこのような現状に鑑み、一般用Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ
系と類似の成分鋼を用いて、伸びフランジ性の優れたTS
60kgf/mm2以上のベーナイト主体の高張力熱延鋼板を低
コストで製造するために新たな製造方法を提供するもの
である。
系と類似の成分鋼を用いて、伸びフランジ性の優れたTS
60kgf/mm2以上のベーナイト主体の高張力熱延鋼板を低
コストで製造するために新たな製造方法を提供するもの
である。
（発明の構成・作用） 本発明は基本成分としては、Ｃ：0.15%超0.20%以下，Ｓ
ｉ：1.5%以下，Ｍｎ：0.3〜1.5%，Ｐ：0.02%以下，Ｓ：
0.01%以下に限定含有し、残部はＦｅ及び不可避元素か
らなる鋼片を用いる。Ｃ及びＭｎは必要な強度の確保と
フェライトとベーナイトの複合組織を得るに必須の元素
であり、Ｃ：0.15%以下，Ｍｎ：0.3%未満ではTS 60kgf/
mm2以上の強度を持つ鋼板が得がたく、またＣ：0.20%
超、Ｍｎ：1.5%超では延性の劣化が大きく、溶接性も害
することからＣ：0.15%超0.20%以下、Ｍｎ：0.3〜1.5%
とする。Ｓｉは好ましくは0.20%以上添加するとフェラ
イト粒内の固溶［Ｃ］が減少し、未変態オーステナイト
粒のＣ元素濃化を促進することから、公的なフェライト
とベーナイトの複合組織を得やすくする働きを持ち、鋼
板の強度−延性バランスを向上させる。Ｓｉ：1.5%超え
ると未変態オーステナイト粒のＣ元素濃化が飽和するた
め経済的にも不利であることと溶接性を害することか
ら、Ｓｉ：1.5%以下、好ましくは0.2〜1.5%とする。Ｐ
は溶接性を害することからＰ：0.02%以下とする。Ｓは
ＭnS系介在物を形成して伸びフランジ性を低下させるか
ら、ＭnS系介在物を減少せしめ、伸びフランジ性の向上
を図るために、Ｓ：0.01%以下とする。Ｃａは介在物を
微細球状化する形態制御の働きがあり、伸びフランジ性
を向上させることから好ましくはＣａ：0.01%迄含有さ
せる。
ｉ：1.5%以下，Ｍｎ：0.3〜1.5%，Ｐ：0.02%以下，Ｓ：
0.01%以下に限定含有し、残部はＦｅ及び不可避元素か
らなる鋼片を用いる。Ｃ及びＭｎは必要な強度の確保と
フェライトとベーナイトの複合組織を得るに必須の元素
であり、Ｃ：0.15%以下，Ｍｎ：0.3%未満ではTS 60kgf/
mm2以上の強度を持つ鋼板が得がたく、またＣ：0.20%
超、Ｍｎ：1.5%超では延性の劣化が大きく、溶接性も害
することからＣ：0.15%超0.20%以下、Ｍｎ：0.3〜1.5%
とする。Ｓｉは好ましくは0.20%以上添加するとフェラ
イト粒内の固溶［Ｃ］が減少し、未変態オーステナイト
粒のＣ元素濃化を促進することから、公的なフェライト
とベーナイトの複合組織を得やすくする働きを持ち、鋼
板の強度−延性バランスを向上させる。Ｓｉ：1.5%超え
ると未変態オーステナイト粒のＣ元素濃化が飽和するた
め経済的にも不利であることと溶接性を害することか
ら、Ｓｉ：1.5%以下、好ましくは0.2〜1.5%とする。Ｐ
は溶接性を害することからＰ：0.02%以下とする。Ｓは
ＭnS系介在物を形成して伸びフランジ性を低下させるか
ら、ＭnS系介在物を減少せしめ、伸びフランジ性の向上
を図るために、Ｓ：0.01%以下とする。Ｃａは介在物を
微細球状化する形態制御の働きがあり、伸びフランジ性
を向上させることから好ましくはＣａ：0.01%迄含有さ
せる。
熱間圧延に際し加熱温度は好ましくは1100℃以下にす
る。これは加熱時でのオーステナイト粒できるだけ小さ
くするためと、加熱温度が高いと最終圧延パス温度を確
保するために圧延スピードのダウン或いは仕上圧延入側
でのディレー時間を持つことから生産性低下阻止のため
である。仕上圧延のトータル圧下率（仕上圧延前後の圧
下率）を80%以上としたのは、オーステナイト粒度を小
さくし微細なベーナイトとして伸びの劣化を防止するた
めである。冷却速度を45℃/s以上、好ましくは100℃/s
前後とし、冷却終了時の温度を300〜550℃とする。これ
はベーナイト組織を70%以上得るのに必要な冷却速度と
温度である。
る。これは加熱時でのオーステナイト粒できるだけ小さ
くするためと、加熱温度が高いと最終圧延パス温度を確
保するために圧延スピードのダウン或いは仕上圧延入側
でのディレー時間を持つことから生産性低下阻止のため
である。仕上圧延のトータル圧下率（仕上圧延前後の圧
下率）を80%以上としたのは、オーステナイト粒度を小
さくし微細なベーナイトとして伸びの劣化を防止するた
めである。冷却速度を45℃/s以上、好ましくは100℃/s
前後とし、冷却終了時の温度を300〜550℃とする。これ
はベーナイト組織を70%以上得るのに必要な冷却速度と
温度である。
以上述べた方法で製造されたベーナイトを主体とするベ
ーナイト・フェライトの複合組織熱延鋼板の特徴は、強
度−延性バランスではフェライト主体のフェライト・ベ
ーナイトの複合組織熱延鋼板よりも劣るが、伸びフラン
ジ性の評価尺度のひとつである穴拡げ率では優れた特性
を持っている。この理由はベーナイトを主体とするベー
ナイト・フェライトの複合組織熱延鋼板のベーナイト相
はγ域から急冷して得られるため、２相分離状態から急
冷して得られるベーナイト相に比して軟質であり、高変
形域まで均質な変形が行なわれるためである。またDP鋼
の伸びフランジ性が劣るのは打抜き端面の硬化代が大き
いことと、硬質なマンテンサイトの破壊またはフェライ
トとの界面からのボイド（void）発生のためである。
ーナイト・フェライトの複合組織熱延鋼板の特徴は、強
度−延性バランスではフェライト主体のフェライト・ベ
ーナイトの複合組織熱延鋼板よりも劣るが、伸びフラン
ジ性の評価尺度のひとつである穴拡げ率では優れた特性
を持っている。この理由はベーナイトを主体とするベー
ナイト・フェライトの複合組織熱延鋼板のベーナイト相
はγ域から急冷して得られるため、２相分離状態から急
冷して得られるベーナイト相に比して軟質であり、高変
形域まで均質な変形が行なわれるためである。またDP鋼
の伸びフランジ性が劣るのは打抜き端面の硬化代が大き
いことと、硬質なマンテンサイトの破壊またはフェライ
トとの界面からのボイド（void）発生のためである。
第１図はこれ等の熱延鋼板の強度−延性バランスについ
て比較整理したものである。本発明のベーナイトを主体
としたベーナイト・フェライトの複合組織を有する熱延
鋼板の強度−延性バランスはポリゴナルな細粒フェライ
トとベーナイトの複合組織熱延鋼板より劣るが、析出強
化型高張力熱延鋼板と同等である。
て比較整理したものである。本発明のベーナイトを主体
としたベーナイト・フェライトの複合組織を有する熱延
鋼板の強度−延性バランスはポリゴナルな細粒フェライ
トとベーナイトの複合組織熱延鋼板より劣るが、析出強
化型高張力熱延鋼板と同等である。
又第２図はこれ等の熱延鋼板の穴拡げ率について比較整
理したものである。本発明のベーナイトを主体とするベ
ーナイト・フェライト複合組織を有する熱延鋼板の方が
フェライトとベーナイトの複合組織を有する熱延鋼板よ
りも穴拡げ率で優れている。
理したものである。本発明のベーナイトを主体とするベ
ーナイト・フェライト複合組織を有する熱延鋼板の方が
フェライトとベーナイトの複合組織を有する熱延鋼板よ
りも穴拡げ率で優れている。
（実施例） 本発明による実施例を第１表に示す。発明例１〜７は所
定の成分を有する鋼を本発明に沿って熱間圧延を行なっ
たものである。比較例８はＣが低目の成分系を本発明を
沿って熱間圧延を行なったもので強度が低い。比較例９
は所定の成分であるが、熱間圧延に際して巻取温度が高
目に外れたもので、フェライト・パーライト組織であり
強度が低く穴拡げ比も低い。比較例10は９同様、所定の
成分であるが熱間圧延に際して冷却速度が低目に外れた
もので、フェライト・パーライト組織であり強度が低く
穴拡げ比も低い。比較例11はＣが高い成分系で本発明に
沿って熱間圧延を行なったもので、強度−延性バランス
が低く特に伸びの低下が大きい。
定の成分を有する鋼を本発明に沿って熱間圧延を行なっ
たものである。比較例８はＣが低目の成分系を本発明を
沿って熱間圧延を行なったもので強度が低い。比較例９
は所定の成分であるが、熱間圧延に際して巻取温度が高
目に外れたもので、フェライト・パーライト組織であり
強度が低く穴拡げ比も低い。比較例10は９同様、所定の
成分であるが熱間圧延に際して冷却速度が低目に外れた
もので、フェライト・パーライト組織であり強度が低く
穴拡げ比も低い。比較例11はＣが高い成分系で本発明に
沿って熱間圧延を行なったもので、強度−延性バランス
が低く特に伸びの低下が大きい。
第１図は強度−延性バランスを比較した図、第２図は穴
拡げ比の比較を示した図である。
拡げ比の比較を示した図である。
Claims (1)
- 【請求項１】Ｃ：0.15％超0.20％以下 Ｓｉ：1.5％以下 Ｍｎ：0.3〜1.5％ Ｐ：0.02％以下 Ｓ：0.01％以下 を含有し、残部はＦｅ及び不可避元素からなる鋼片を加
熱し、連続熱間仕上圧延のトータル圧下率を80％以上と
し、最終圧延パスの温度を（Ar3＋50℃）以上で終了
し、引続き45℃/s以上の冷却速度で冷却し、300〜550℃
で巻取ることを特徴とする微細なベーナイトを面積率で
70％以上有し、残部がフェライトである複合組織で、か
つ穴拡げ比d/d0≧1.5、El≧15％、TS≧62Kgf/mm2の伸び
フランジ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 |
|---|---|---|---|
| JP59036148A JPH0613731B2 (ja) | 1984-02-29 | 1984-02-29 | 伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59036148A JPH0613731B2 (ja) | 1984-02-29 | 1984-02-29 | 伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60181231A JPS60181231A (ja) | 1985-09-14 |
| JPH0613731B2 true JPH0613731B2 (ja) | 1994-02-23 |
Family
ID=12461700
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59036148A Expired - Lifetime JPH0613731B2 (ja) | 1984-02-29 | 1984-02-29 | 伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0613731B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6479345A (en) * | 1987-06-03 | 1989-03-24 | Nippon Steel Corp | High-strength hot rolled steel plate excellent in workability and its production |
| CN116511394B (zh) * | 2023-05-19 | 2025-12-16 | 正兴车轮集团有限公司 | 一种精密型车轮模具 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57143431A (en) * | 1981-02-28 | 1982-09-04 | Kobe Steel Ltd | Manufacture of unnormalized steel with high toughness and strength |
| JPS5842725A (ja) * | 1981-09-04 | 1983-03-12 | Kobe Steel Ltd | 加工性のすぐれた高強度熱延鋼板の製造法 |
| JPS5858225A (ja) * | 1981-09-30 | 1983-04-06 | Nippon Steel Corp | 板厚方向ｃｏｄ特性の優れた高降伏点鋼板の製造法 |
-
1984
- 1984-02-29 JP JP59036148A patent/JPH0613731B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60181231A (ja) | 1985-09-14 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US20090223607A1 (en) | Method for manufacturing a high strength steel sheet | |
| JP5394306B2 (ja) | メッキ性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JPH06293910A (ja) | 穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| JPWO2017085841A1 (ja) | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JPH08176723A (ja) | 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 | |
| JPH0949026A (ja) | 強度−伸びバランス及び伸びフランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| JP4109609B2 (ja) | 伸びと穴拡げ性と２次加工割れ性に優れた高強度熱延鋼板 | |
| JPH11140542A (ja) | 高延性を有し、かつ材質均一性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| JP3885314B2 (ja) | 形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| JPS6237089B2 (ja) | ||
| JP3539545B2 (ja) | バーリング性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JPH02149646A (ja) | 加工性、溶接性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法 | |
| JP2006009057A (ja) | 曲げ性、疲労特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| KR100782785B1 (ko) | 초세립 열연 이상조직강 및 그의 제조 방법 | |
| JPH0613731B2 (ja) | 伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 | |
| JP3358938B2 (ja) | 化成処理性と加工性にすぐれる高強度熱延鋼板 | |
| JP3601387B2 (ja) | 加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3169293B2 (ja) | 耐衝撃性に優れた自動車用薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP3857875B2 (ja) | 穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JPH05171293A (ja) | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2005171321A (ja) | 成形性および曲げ加工性に優れる超高強度鋼板及びその製造方法 | |
| KR101377861B1 (ko) | 조질압연을 이용하여 항복강도가 우수한 dp 강판 제조 방법 | |
| KR20230094234A (ko) | 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 | |
| JPH1036917A (ja) | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| JP3592490B2 (ja) | 低温靱性に優れた高延性高強度鋼板 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |