JPH08269617A - 加工性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
加工性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法Info
- Publication number
- JPH08269617A JPH08269617A JP7300495A JP7300495A JPH08269617A JP H08269617 A JPH08269617 A JP H08269617A JP 7300495 A JP7300495 A JP 7300495A JP 7300495 A JP7300495 A JP 7300495A JP H08269617 A JPH08269617 A JP H08269617A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- rolled steel
- strength hot
- temperature range
- 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.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 伸びフランジ特性等加工性に優れる引張強さ
500MPa級以上の高強度熱延鋼板を得る。 【構成】 Ｃ：0.010 〜0.020 ％、Si：0.5 〜2.0 ％、
Mn：0.45〜3.2 ％、Nb：0.07〜0.30％、Al：0.01〜0.05
％、Ｓ：0.005 ％以下、Ｎ：0.005 ％以下を含み、か
つ、Mn／Si＝0.9 〜1.6 、Nb／８（Ｃ＋12Ｎ／14) ＝0.
8 〜1.5 を満たす範囲で含有し、フェライト体積率が95
％以上の金属組織を有する熱延板。
500MPa級以上の高強度熱延鋼板を得る。 【構成】 Ｃ：0.010 〜0.020 ％、Si：0.5 〜2.0 ％、
Mn：0.45〜3.2 ％、Nb：0.07〜0.30％、Al：0.01〜0.05
％、Ｓ：0.005 ％以下、Ｎ：0.005 ％以下を含み、か
つ、Mn／Si＝0.9 〜1.6 、Nb／８（Ｃ＋12Ｎ／14) ＝0.
8 〜1.5 を満たす範囲で含有し、フェライト体積率が95
％以上の金属組織を有する熱延板。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、加工性に優れ、特に
優れる伸びフランジ性を有する引張強さが500 MPa 級以
上の高強度熱延鋼板とその製造方法に関するものであ
る。
優れる伸びフランジ性を有する引張強さが500 MPa 級以
上の高強度熱延鋼板とその製造方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車分野において部材の軽量化
傾向の高まりを背景として、より高強度の熱延鋼板が用
いられるようになってきている。このような自動車用の
高強度熱延鋼板が用いられる用途には、プレス成形に代
表される加工性、特に伸びフランジ性が要求される。
傾向の高まりを背景として、より高強度の熱延鋼板が用
いられるようになってきている。このような自動車用の
高強度熱延鋼板が用いられる用途には、プレス成形に代
表される加工性、特に伸びフランジ性が要求される。
【０００３】従来、このような加工性に優れる熱延鋼板
やその製造方法としては、例えば特公昭61−11291 号公
報（混合組織による低降伏比、高張力熱延鋼板の製造方
法）に開示されているような、デュアルフェス(Dual Pa
se) 鋼と呼ばれているフェライトとマルテンサイトとの
２相混合組織鋼とする手段や、例えば特公平 6−41617
号公報（加工性に優れた熱延高強度鋼板の製造方法）に
開示されているように残留オーステナイト鋼と呼ばれる
フェライト、オーステナイトおよびベイナイトの３相混
合組織鋼とする手段が知られている。
やその製造方法としては、例えば特公昭61−11291 号公
報（混合組織による低降伏比、高張力熱延鋼板の製造方
法）に開示されているような、デュアルフェス(Dual Pa
se) 鋼と呼ばれているフェライトとマルテンサイトとの
２相混合組織鋼とする手段や、例えば特公平 6−41617
号公報（加工性に優れた熱延高強度鋼板の製造方法）に
開示されているように残留オーステナイト鋼と呼ばれる
フェライト、オーステナイトおよびベイナイトの３相混
合組織鋼とする手段が知られている。
【０００４】しかし、これらの鋼板は延性には優れるも
のの、打ち抜きやせん断といった加工時に、マルテンサ
イトやオーステナイトといった第２相とフェライト相と
の界面においてマイクロクラックが生じ易く、そのため
伸びフランジ性に劣るという問題があった。
のの、打ち抜きやせん断といった加工時に、マルテンサ
イトやオーステナイトといった第２相とフェライト相と
の界面においてマイクロクラックが生じ易く、そのため
伸びフランジ性に劣るという問題があった。
【０００５】また、伸びフランジ性の向上を目的とした
ものとしては、フェライト・ベイナイト組織とする手段
が、例えば特開平 6−49591 号公報（加工性に優れる高
強度熱延鋼板とその製造方法）に提案開示されている。
しかし、この鋼板は、延性に劣る欠点があり、近年の高
い伸びフランジ性の要求にも対応できないという問題が
ある。
ものとしては、フェライト・ベイナイト組織とする手段
が、例えば特開平 6−49591 号公報（加工性に優れる高
強度熱延鋼板とその製造方法）に提案開示されている。
しかし、この鋼板は、延性に劣る欠点があり、近年の高
い伸びフランジ性の要求にも対応できないという問題が
ある。
【０００６】さらに、上記した手段はいずれもそれぞれ
所定の組織を得るために、低温巻取を必要としている。
このような低温巻取は、冷却の熱伝達係数が大きく変化
する領域での処理のため、コイル全長で所定の組織を得
ることが難しく、また形状不良も生じやすく、鋼板の歩
留りも低下し易いなどの問題もある。
所定の組織を得るために、低温巻取を必要としている。
このような低温巻取は、冷却の熱伝達係数が大きく変化
する領域での処理のため、コイル全長で所定の組織を得
ることが難しく、また形状不良も生じやすく、鋼板の歩
留りも低下し易いなどの問題もある。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、前記した
実情に鑑み、これまでの高強度熱延鋼とは全く異なる考
え方をした、従来より格段に優れる伸びフランジ性を有
する高強度熱延鋼板と安定して製造可能なその製造方法
を提案することを目的とする。
実情に鑑み、これまでの高強度熱延鋼とは全く異なる考
え方をした、従来より格段に優れる伸びフランジ性を有
する高強度熱延鋼板と安定して製造可能なその製造方法
を提案することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】発明者らは、多くの実験
・検討の結果、極低Ｃ鋼（Ｃ：0.02 wt ％以下) におい
て、伸びフランジ性を劣化させる最大の要因は、フェラ
イトと硬質第２相との硬度差に起因するせん断や打ち抜
き加工時に発生するマイクロクラックにあることを見出
し、この硬質第２相を少なくすることが伸びフランジ性
の改善に最も有効であるという新規知見のもとにこの発
明を達成したものである。
・検討の結果、極低Ｃ鋼（Ｃ：0.02 wt ％以下) におい
て、伸びフランジ性を劣化させる最大の要因は、フェラ
イトと硬質第２相との硬度差に起因するせん断や打ち抜
き加工時に発生するマイクロクラックにあることを見出
し、この硬質第２相を少なくすることが伸びフランジ性
の改善に最も有効であるという新規知見のもとにこの発
明を達成したものである。
【０００９】上記知見に基づき、この発明においては、
硬質第２相を少なくするために、硬質第２相の生成因子
であるＣ，Ｎを熱間圧延後の冷却過程でNbやTiの炭窒化
物として析出固定し、硬質第２相を少なくすることによ
る鋼板の強度低下は、Ti, Nbの炭窒化物の析出強化によ
り補い、さらに、この発明の特徴の一つである極低Ｃ鋼
とすることによる、硬質第２相の減少とTi, Nbの炭窒化
物の過剰析出による弊害を排除して、伸びフランジ性に
優れる高強度熱延板を得るものである。
硬質第２相を少なくするために、硬質第２相の生成因子
であるＣ，Ｎを熱間圧延後の冷却過程でNbやTiの炭窒化
物として析出固定し、硬質第２相を少なくすることによ
る鋼板の強度低下は、Ti, Nbの炭窒化物の析出強化によ
り補い、さらに、この発明の特徴の一つである極低Ｃ鋼
とすることによる、硬質第２相の減少とTi, Nbの炭窒化
物の過剰析出による弊害を排除して、伸びフランジ性に
優れる高強度熱延板を得るものである。
【００１０】すなわち、この発明の要旨とするところは
以下の通りである。 Ｃ：0.010 wt％以上、0.020 wt％以下、Si：0.5 wt
％以上、2.0 wt％以下、Mn：0.45wt％以上、3.2 wt％以
下、Nb：0.07wt％以上、0.30wt％以下、Al：0.01wt％以
上、0.05wt％以下、Ｓ：0.005 wt％以下およびＮ：0.00
5 wt％以下を含み、かつ Mn／Si＝0.9 〜1.6 Nb／８（Ｃ＋12Ｎ／14）＝0.8 〜1.5 を満たす範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成からなり、フェライト体積率が95％以上の金属組
織を有する加工性に優れる高強度熱延鋼板（第１発
明）。
以下の通りである。 Ｃ：0.010 wt％以上、0.020 wt％以下、Si：0.5 wt
％以上、2.0 wt％以下、Mn：0.45wt％以上、3.2 wt％以
下、Nb：0.07wt％以上、0.30wt％以下、Al：0.01wt％以
上、0.05wt％以下、Ｓ：0.005 wt％以下およびＮ：0.00
5 wt％以下を含み、かつ Mn／Si＝0.9 〜1.6 Nb／８（Ｃ＋12Ｎ／14）＝0.8 〜1.5 を満たす範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成からなり、フェライト体積率が95％以上の金属組
織を有する加工性に優れる高強度熱延鋼板（第１発
明）。
【００１１】 Ｃ：0.010 wt％以上、0.020 wt％以
下、Si：0.5 wt％以上、2.0 wt％以下、Mn：0.45wt％以
上、3.2 wt％以下、Ti：0.15wt％以下、Nb：0.07wt％以
上、0.30wt％以下、Al：0.01wt％以上、0.05wt％以下、
Ｓ：0.005 wt％以下およびＮ：0.005 wt％以下を含み、
かつ Mn／Si＝0.9 〜1.6 (Nb ＋２Ti) ／８（Ｃ＋12Ｎ／14) ＝0.8 〜1.5 を満たす範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成からなり、フェライト体積率が95％以上の金属組
織を有する加工性に優れる高強度熱延鋼板（第２発
明）。
下、Si：0.5 wt％以上、2.0 wt％以下、Mn：0.45wt％以
上、3.2 wt％以下、Ti：0.15wt％以下、Nb：0.07wt％以
上、0.30wt％以下、Al：0.01wt％以上、0.05wt％以下、
Ｓ：0.005 wt％以下およびＮ：0.005 wt％以下を含み、
かつ Mn／Si＝0.9 〜1.6 (Nb ＋２Ti) ／８（Ｃ＋12Ｎ／14) ＝0.8 〜1.5 を満たす範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成からなり、フェライト体積率が95％以上の金属組
織を有する加工性に優れる高強度熱延鋼板（第２発
明）。
【００１２】 Ｃ：0.010 wt％以上、0.020 wt％以
下、Si：0.5 wt％以上、2.0 wt％以下、Mn：0.45wt％以
上、3.2 wt％以下、Nb：0.07wt％以上、0.30wt％以下、
Al：0.01wt％以上、0.05wt％以下、Ｓ：0.005 wt％以下
およびＮ：0.005 wt％以下を含み、かつ Mn／Si＝0.9 〜1.6 Nb／８（Ｃ＋12Ｎ／14）＝0.8 〜1.5 を満たす範囲に含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成からなる鋼素材を1000〜1300℃の温度範囲に加熱
し、Ar3 点〜Ar3 点＋100 ℃の温度範囲にて圧延を終了
し、その後２秒間以内に冷却を開始し、800 〜650 ℃ま
での温度域を10℃／秒以上、50℃／秒以下の平均冷却速
度で冷却し、500 〜650 ℃の温度範囲でコイルに巻取る
ことを特徴とする加工性に優れる高強度熱延鋼板の製造
方法（第３発明）。
下、Si：0.5 wt％以上、2.0 wt％以下、Mn：0.45wt％以
上、3.2 wt％以下、Nb：0.07wt％以上、0.30wt％以下、
Al：0.01wt％以上、0.05wt％以下、Ｓ：0.005 wt％以下
およびＮ：0.005 wt％以下を含み、かつ Mn／Si＝0.9 〜1.6 Nb／８（Ｃ＋12Ｎ／14）＝0.8 〜1.5 を満たす範囲に含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成からなる鋼素材を1000〜1300℃の温度範囲に加熱
し、Ar3 点〜Ar3 点＋100 ℃の温度範囲にて圧延を終了
し、その後２秒間以内に冷却を開始し、800 〜650 ℃ま
での温度域を10℃／秒以上、50℃／秒以下の平均冷却速
度で冷却し、500 〜650 ℃の温度範囲でコイルに巻取る
ことを特徴とする加工性に優れる高強度熱延鋼板の製造
方法（第３発明）。
【００１３】 Ｃ：0.010 wt％以上、0.020 wt％以
下、Si：0.5 wt％以上、2.0 wt％以下、Mn：0.45wt％以
上、3.2 wt％以下、Ti：0.15wt％以下、Nb：0.07wt％以
上、0.30wt％以下、Al：0.01wt％以上、0.05wt％以下、
Ｓ：0.005 wt％以下およびＮ：0.005 wt％以下を含み、
かつ Mn／Si＝0.9 〜1.6 (Nb ＋２Ti) ／８（Ｃ＋12Ｎ／14) ＝0.8 〜1.5 を満たす範囲に含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成からなる鋼素材を1000〜1300℃の温度範囲に加熱
し、Ar3 点〜Ar3 点＋100 ℃の温度範囲にて圧延を終了
し、その後２秒間以内に冷却を開始し、800 〜650 ℃ま
での温度域を10℃／秒以上、50℃／秒以下の平均冷却速
度で冷却し、500 〜650 ℃の温度範囲でコイルに巻取る
ことを特徴とする加工性に優れる高強度熱延鋼板の製造
方法（第４発明）。
下、Si：0.5 wt％以上、2.0 wt％以下、Mn：0.45wt％以
上、3.2 wt％以下、Ti：0.15wt％以下、Nb：0.07wt％以
上、0.30wt％以下、Al：0.01wt％以上、0.05wt％以下、
Ｓ：0.005 wt％以下およびＮ：0.005 wt％以下を含み、
かつ Mn／Si＝0.9 〜1.6 (Nb ＋２Ti) ／８（Ｃ＋12Ｎ／14) ＝0.8 〜1.5 を満たす範囲に含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成からなる鋼素材を1000〜1300℃の温度範囲に加熱
し、Ar3 点〜Ar3 点＋100 ℃の温度範囲にて圧延を終了
し、その後２秒間以内に冷却を開始し、800 〜650 ℃ま
での温度域を10℃／秒以上、50℃／秒以下の平均冷却速
度で冷却し、500 〜650 ℃の温度範囲でコイルに巻取る
ことを特徴とする加工性に優れる高強度熱延鋼板の製造
方法（第４発明）。
【００１４】 鋼素材の加熱温度（Ｔ）が、該鋼素材
のＣ，NbおよびＮの含有量をそれぞれ（％Ｃ）、（％N
b）および（％Ｎ）としてあらわす下記式(1) または(2)
を満たしてなる第３または第４発明の加工性に優れる
高強度熱延鋼板の製造方法（第５発明）。 〔記〕 -6770/(log〔(%Nb) 〕〔(%C)+12 (%N)/14 〕-2.26)-273≦T ‥‥(1) -6770/(log〔(%Nb) 〕〔(%C)+12 (%N)/14 〕-2.26)-173≧T ‥‥(2)
のＣ，NbおよびＮの含有量をそれぞれ（％Ｃ）、（％N
b）および（％Ｎ）としてあらわす下記式(1) または(2)
を満たしてなる第３または第４発明の加工性に優れる
高強度熱延鋼板の製造方法（第５発明）。 〔記〕 -6770/(log〔(%Nb) 〕〔(%C)+12 (%N)/14 〕-2.26)-273≦T ‥‥(1) -6770/(log〔(%Nb) 〕〔(%C)+12 (%N)/14 〕-2.26)-173≧T ‥‥(2)
【００１５】
【作用】この発明の作用の詳細を以下に述べる。まず、
この発明の成分組成の限定理由について以下に記す。
この発明の成分組成の限定理由について以下に記す。
【００１６】Ｃ：0.010 〜0.020 wt％ Ｃは、TiやNbと結合し、炭化物を形成して所定の強度を
得るために重要な成分であり、そのためには0.010 wt％
以上含有させることが必要であるが、Ti, NbおよびＮ量
との関係において、（Nb＋２Ti）／８（Ｃ＋12Ｎ／14)
＝0.8 〜1.5 の条件を満足しないとフェライト体積率95
％以上の金属組織とすることができず、優れる伸びフラ
ンジ性が得られない。この時、Ｃ含有量が多いと多量の
NbやTiの添加を必要とし、Ｃ含有量が0.020 wt％超えで
は強度の増加が飽和するばかりでなく、多量のTiやNbの
炭窒化物の存在は延性、伸びフランジ性を劣化させる。
したがって、その含有量は0.010 wt％以上、0.020 wt％
以下とする。
得るために重要な成分であり、そのためには0.010 wt％
以上含有させることが必要であるが、Ti, NbおよびＮ量
との関係において、（Nb＋２Ti）／８（Ｃ＋12Ｎ／14)
＝0.8 〜1.5 の条件を満足しないとフェライト体積率95
％以上の金属組織とすることができず、優れる伸びフラ
ンジ性が得られない。この時、Ｃ含有量が多いと多量の
NbやTiの添加を必要とし、Ｃ含有量が0.020 wt％超えで
は強度の増加が飽和するばかりでなく、多量のTiやNbの
炭窒化物の存在は延性、伸びフランジ性を劣化させる。
したがって、その含有量は0.010 wt％以上、0.020 wt％
以下とする。
【００１７】なお、この発明では熱延板のフェライト体
積率を95％以上とする。これは95％未満のフェライト体
積率では、硬質第２相が存在してしまうため、打ち抜
き、せん断といった加工時にマイクロクラックが生じ易
く、伸びフランジ性が劣るためである。
積率を95％以上とする。これは95％未満のフェライト体
積率では、硬質第２相が存在してしまうため、打ち抜
き、せん断といった加工時にマイクロクラックが生じ易
く、伸びフランジ性が劣るためである。
【００１８】 Si：0.5 〜2.0 wt％、Mn：0.45〜3.2 wt％ Siは、延性、伸びフランジ性を劣化させることなく強度
を増加させるのに有効な成分であると同時に、フェライ
ト中のＣの固溶限を広げ、熱延後の冷却過程でパーライ
ト等の硬質第２相の生成を遅らせる働きがある。これら
の特性を発揮させるためには、含有量は0.5 wt％以上を
必要とするが、2.0 wt％を超えて含有させると鋼の表面
性状を劣化させる。したがって、その含有量は0.5 wt％
以上、2.0 wt％以下とするが、表面性状の観点から上限
を1.5 wt％とすることが好ましい。
を増加させるのに有効な成分であると同時に、フェライ
ト中のＣの固溶限を広げ、熱延後の冷却過程でパーライ
ト等の硬質第２相の生成を遅らせる働きがある。これら
の特性を発揮させるためには、含有量は0.5 wt％以上を
必要とするが、2.0 wt％を超えて含有させると鋼の表面
性状を劣化させる。したがって、その含有量は0.5 wt％
以上、2.0 wt％以下とするが、表面性状の観点から上限
を1.5 wt％とすることが好ましい。
【００１９】Mnは、固溶強化成分として鋼板の所要強度
を確保するのに必要であると同時に、鋼の変態温度を低
下させTi, Nbの炭窒化物の析出を微細化する効果があ
り、この点でも強度増加に貢献する。しかし、過剰に添
加すると熱延後の冷却・巻取工程で、Ｃ，ＮをTi, Nbの
炭窒化物として完全に析出固定できなくなるため、伸び
フランジ性を劣化させる。
を確保するのに必要であると同時に、鋼の変態温度を低
下させTi, Nbの炭窒化物の析出を微細化する効果があ
り、この点でも強度増加に貢献する。しかし、過剰に添
加すると熱延後の冷却・巻取工程で、Ｃ，ＮをTi, Nbの
炭窒化物として完全に析出固定できなくなるため、伸び
フランジ性を劣化させる。
【００２０】一方、上記したSiは、Mnとは反対に鋼板の
変態温度を上昇させ、Ti, Nbの炭窒化物の析出を粗大化
する効果があり、析出強化を減少させる。そこで、この
発明では特に、Ti, Nbの析出強化とSiの固溶強化の両方
を有効に活かすためにSi含有量とMn含有量との関係をMn
／Si＝0.9 〜1.6 と規定するものであり、これに対応し
てMnの含有量は下限を0.45wt％、上限を3.2 wt％と定め
る。ただし、より好ましい範囲は、Mn／Si＝1.0 〜1.2
であり、これに対応して好ましいMn含有量は0.5 wt％以
上、1.8 wt％以下である。
変態温度を上昇させ、Ti, Nbの炭窒化物の析出を粗大化
する効果があり、析出強化を減少させる。そこで、この
発明では特に、Ti, Nbの析出強化とSiの固溶強化の両方
を有効に活かすためにSi含有量とMn含有量との関係をMn
／Si＝0.9 〜1.6 と規定するものであり、これに対応し
てMnの含有量は下限を0.45wt％、上限を3.2 wt％と定め
る。ただし、より好ましい範囲は、Mn／Si＝1.0 〜1.2
であり、これに対応して好ましいMn含有量は0.5 wt％以
上、1.8 wt％以下である。
【００２１】Ti：0.15wt％以下、Nb：0.07〜0.30wt％ Ti, Nbはこの発明において、重要な役割を担う成分であ
る。すなわち、これらの成分は、硬質第２相の原因とな
るＣを析出固定し、伸びフランジ性の向上に寄与すると
ともに、析出強化により、鋼板の強度上昇に寄与する。
このため上記Ｃの項で述べた通り、 (Nb＋２Ti) ／８
（Ｃ＋12Ｎ／14）＝0.8 〜1.5 の範囲で含有させる。
る。すなわち、これらの成分は、硬質第２相の原因とな
るＣを析出固定し、伸びフランジ性の向上に寄与すると
ともに、析出強化により、鋼板の強度上昇に寄与する。
このため上記Ｃの項で述べた通り、 (Nb＋２Ti) ／８
（Ｃ＋12Ｎ／14）＝0.8 〜1.5 の範囲で含有させる。
【００２２】この時、TiとNbとでは、同様の効果なが
ら、Nbの方が延性および伸びフランジ性に有利という知
見から、Nbの添加を必須とし、その役割の一部をTiで代
替する。Ｃ含有量との関係から、Nbの含有量は0.07wt％
以上、0.30wt％以下とし、Tiの含有量は0.15wt％以下と
する。なお、Ｃ，ＮとTi, Nbとのより好ましい関係は
(Nb＋２Ti）／８（Ｃ＋12Ｎ／４）＝1.0 〜1.2 であ
る。
ら、Nbの方が延性および伸びフランジ性に有利という知
見から、Nbの添加を必須とし、その役割の一部をTiで代
替する。Ｃ含有量との関係から、Nbの含有量は0.07wt％
以上、0.30wt％以下とし、Tiの含有量は0.15wt％以下と
する。なお、Ｃ，ＮとTi, Nbとのより好ましい関係は
(Nb＋２Ti）／８（Ｃ＋12Ｎ／４）＝1.0 〜1.2 であ
る。
【００２３】Al：0.01〜0.05wt％ Alは、鋼の清浄化のために必要な成分であり、そのため
には0.01wt％以上含有させることを必要とする。しか
し、過度に添加すると、アルミナクラスターによる表面
欠陥などの原因となるのでその含有量の上限を0.05wt％
とする。
には0.01wt％以上含有させることを必要とする。しか
し、過度に添加すると、アルミナクラスターによる表面
欠陥などの原因となるのでその含有量の上限を0.05wt％
とする。
【００２４】Ｓ：0.005 wt％以下 Ｓは、Mnと結合して非金属介在物を形成し、伸びフラン
ジ性を劣化させる。そのため含有量は少ない方が好まし
く、許容できる含有量の上限を0.005 wt％とするが、好
ましくは0.003 wt％以下である。
ジ性を劣化させる。そのため含有量は少ない方が好まし
く、許容できる含有量の上限を0.005 wt％とするが、好
ましくは0.003 wt％以下である。
【００２５】Ｎ：0.005 wt％以下 Ｎは、Ｃと結合させるために添加するTi, NbとＣより優
先して結合し、有効なTi, Nbを減少させる。このため含
有量は少ない方が好ましく、許容できる含有量の上限を
0.005 wt％とするが、望ましくは0.003 wt％以下がよ
い。
先して結合し、有効なTi, Nbを減少させる。このため含
有量は少ない方が好ましく、許容できる含有量の上限を
0.005 wt％とするが、望ましくは0.003 wt％以下がよ
い。
【００２６】次にこの発明の熱延鋼板の製造条件の限定
理由について述べる。
理由について述べる。
【００２７】鋼素材の加熱温度(SRT) ：鋳造での凝固時
に生じる粗大なTi, Nbの炭窒化物を溶解させるためと、
所定の圧延終了温度を確保するためには1000℃以上の加
熱を必要とする。しかし、過度の加熱は鋼表面の性状を
劣化させるため、その上限を1300℃と定める。またより
好ましくは、Ti, Nbが完全に溶解し、かつ結晶の異常粒
成長の生じない下記式(1) または(2) であらわされる温
度Ｔとする。 -6770/(log〔(%Nb) 〕〔(%C)+12 (%N)/14 〕-2.26)-273≦T ‥‥(1) -6770/(log〔(%Nb) 〕〔(%C)+12 (%N)/14 〕-2.26)-173≧T ‥‥(2)
に生じる粗大なTi, Nbの炭窒化物を溶解させるためと、
所定の圧延終了温度を確保するためには1000℃以上の加
熱を必要とする。しかし、過度の加熱は鋼表面の性状を
劣化させるため、その上限を1300℃と定める。またより
好ましくは、Ti, Nbが完全に溶解し、かつ結晶の異常粒
成長の生じない下記式(1) または(2) であらわされる温
度Ｔとする。 -6770/(log〔(%Nb) 〕〔(%C)+12 (%N)/14 〕-2.26)-273≦T ‥‥(1) -6770/(log〔(%Nb) 〕〔(%C)+12 (%N)/14 〕-2.26)-173≧T ‥‥(2)
【００２８】なお、この発明の熱延条件としては、連鋳
スラブを一旦冷却したのち再加熱して粗圧延を行う場合
のほか、省エネルギーの観点から、連続鋳造後1000℃以
下まで降温させることなく、ただちにもしくは保温処理
を施したのち粗圧延を行ってよい。
スラブを一旦冷却したのち再加熱して粗圧延を行う場合
のほか、省エネルギーの観点から、連続鋳造後1000℃以
下まで降温させることなく、ただちにもしくは保温処理
を施したのち粗圧延を行ってよい。
【００２９】圧延終了温度(FDT) ：結晶粒微細化のため
に、圧延終了温度はAr3 変態を切らない程度に低温とす
ることが好ましく、Ar3 〜Ar3 ＋100 ℃の温度範囲とす
る。
に、圧延終了温度はAr3 変態を切らない程度に低温とす
ることが好ましく、Ar3 〜Ar3 ＋100 ℃の温度範囲とす
る。
【００３０】圧延終了後強制冷却までの空冷時間：圧延
終了後は直ちに強制冷却を開始した方が結晶粒微細化の
効果は大きい。しかし、熱間圧延ミルの構造上空冷時間
が生じる。そこでその空冷時間を２秒間以内に抑制す
る。望ましくは 0.5秒間以内がよい。
終了後は直ちに強制冷却を開始した方が結晶粒微細化の
効果は大きい。しかし、熱間圧延ミルの構造上空冷時間
が生じる。そこでその空冷時間を２秒間以内に抑制す
る。望ましくは 0.5秒間以内がよい。
【００３１】巻取までの冷却速度：冷却速度が遅すぎる
とフェライト変態後、そのフェライト粒が成長して粗大
化すると同時にTi, Nbの炭窒化物も粗大化し、結晶粒お
よび炭窒化物の微細化による強度向上効果が望めなくな
る。したがって、フェライト粒およびTi, Nbの炭窒化物
の粗大化を防止するため、800 ℃から650 ℃までの平均
冷却速度を10℃／秒以上とする。また、冷却速度が速す
ぎると十分にTi, Nbの析出が生じなくなり固溶Ｃ増によ
る硬質第２層が増加して、伸びフランジ性を劣化させる
ため、平均冷却速度の上限を50℃／秒とする。
とフェライト変態後、そのフェライト粒が成長して粗大
化すると同時にTi, Nbの炭窒化物も粗大化し、結晶粒お
よび炭窒化物の微細化による強度向上効果が望めなくな
る。したがって、フェライト粒およびTi, Nbの炭窒化物
の粗大化を防止するため、800 ℃から650 ℃までの平均
冷却速度を10℃／秒以上とする。また、冷却速度が速す
ぎると十分にTi, Nbの析出が生じなくなり固溶Ｃ増によ
る硬質第２層が増加して、伸びフランジ性を劣化させる
ため、平均冷却速度の上限を50℃／秒とする。
【００３２】巻取温度(CT)：巻取温度は高い方がTi, Nb
の析出が起りやすいため望ましいが、高すぎると粗大な
析出物となり、強度向上に寄与しなくなる。そのため巻
取温度の上限を650 ℃とする。また、巻取温度が低すぎ
ると十分にTi, Nbの析出物が生じなくなり、硬質第２相
が増加し伸びフランジ性を劣化させる。そのため巻取温
度の下限は500 ℃とする。
の析出が起りやすいため望ましいが、高すぎると粗大な
析出物となり、強度向上に寄与しなくなる。そのため巻
取温度の上限を650 ℃とする。また、巻取温度が低すぎ
ると十分にTi, Nbの析出物が生じなくなり、硬質第２相
が増加し伸びフランジ性を劣化させる。そのため巻取温
度の下限は500 ℃とする。
【００３３】
【実施例】表１に示す種々の成分組成になる鋼素材を用
いて表２に示す熱間圧延条件で板厚：3.0mm のコイルを
それぞれ製造したのち、得られた各コイルについて機械
的特性をそれぞれ調査した。それらの調査結果も表２に
併記した。
いて表２に示す熱間圧延条件で板厚：3.0mm のコイルを
それぞれ製造したのち、得られた各コイルについて機械
的特性をそれぞれ調査した。それらの調査結果も表２に
併記した。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】また、上記結果より、Mn／SiとT.S ×λ(M
Pa・％) との関係のグラフを図１に、(Nb ＋2Ti)／８
（Ｃ＋12Ｎ／14) の値とT.S ×λ(MPa・％) との関係の
グラフを図２に示す。
Pa・％) との関係のグラフを図１に、(Nb ＋2Ti)／８
（Ｃ＋12Ｎ／14) の値とT.S ×λ(MPa・％) との関係の
グラフを図２に示す。
【００３７】ここで、機械的特性のうち、引張特性はJI
S5号試験片を用いて行い、伸びフランジ性は、縦横200m
m の正方形の試験片中央に20mmφの孔(do)をあけ、先端
角度60°の円錐ポンチでこの孔を拡げて、孔の縁にクラ
ックが発生する限界の孔径(d) から下記式で計算される
孔拡げ率 (λ) により評価した。 λ＝（ｄ−do) ／do×100
S5号試験片を用いて行い、伸びフランジ性は、縦横200m
m の正方形の試験片中央に20mmφの孔(do)をあけ、先端
角度60°の円錐ポンチでこの孔を拡げて、孔の縁にクラ
ックが発生する限界の孔径(d) から下記式で計算される
孔拡げ率 (λ) により評価した。 λ＝（ｄ−do) ／do×100
【００３８】表２から明らかなように、試料Ｎo.３,
４，６，７，８，10, 16, 21, 23および24のこの発明の
適合例は、T.S ×Elが1800MPa ・％超えの高い強度と延
性バランスならびにT.S ×λが6000MPa ・％超えの高い
強度と伸びフランジ性バランスを示しており、金属組織
調査によればこれらは全て95％以上のフェライト体積率
を有していた。
４，６，７，８，10, 16, 21, 23および24のこの発明の
適合例は、T.S ×Elが1800MPa ・％超えの高い強度と延
性バランスならびにT.S ×λが6000MPa ・％超えの高い
強度と伸びフランジ性バランスを示しており、金属組織
調査によればこれらは全て95％以上のフェライト体積率
を有していた。
【００３９】これらに対し、試料Ｎo.１，２，17, 18,
19, 20, 22, 25および27の比較例は、成分組成がこの発
明の限定範囲を外れているため、高い強度、延性、伸び
フランジ性等が得られず、試料Ｎo.９, 11, 12, 13, 14
および15の比較例は熱間圧延・冷却・巻取条件がこの発
明の限定範囲を外れているため、上記と同様に高い強
度、延性、伸びフランジ性等が得られていない。また、
試料Ｎo.５および26の比較例は、鋼板の表面性状が著し
く劣るためこの発明の目的とする自動車用等に供するこ
とはできないものであった。
19, 20, 22, 25および27の比較例は、成分組成がこの発
明の限定範囲を外れているため、高い強度、延性、伸び
フランジ性等が得られず、試料Ｎo.９, 11, 12, 13, 14
および15の比較例は熱間圧延・冷却・巻取条件がこの発
明の限定範囲を外れているため、上記と同様に高い強
度、延性、伸びフランジ性等が得られていない。また、
試料Ｎo.５および26の比較例は、鋼板の表面性状が著し
く劣るためこの発明の目的とする自動車用等に供するこ
とはできないものであった。
【００４０】一方、図１および図２から明らかなよう
に、Mn／Siがこの発明範囲の場合 (Nb＋2Ti)／８（Ｃ＋
12Ｎ／14) がこの発明範囲の場合は高い強度と伸びフラ
ンジ性バランスを示している。
に、Mn／Siがこの発明範囲の場合 (Nb＋2Ti)／８（Ｃ＋
12Ｎ／14) がこの発明範囲の場合は高い強度と伸びフラ
ンジ性バランスを示している。
【００４１】
【発明の効果】この発明は、Ｃ：0.01〜0.02％の低炭素
鋼において、SiとMnとをバランスよく含有させること、
ＣをNb, Tiの析出物として固定することなどにより加工
性に優れる高強度熱延鋼板を得るものであり、この発明
による鋼板は、強度と延性ならびに伸びフランジ性に優
れていて、自動車の足回り部品等に好適な加工用高強度
熱延鋼板として安定かつ有利に提供することができる。
鋼において、SiとMnとをバランスよく含有させること、
ＣをNb, Tiの析出物として固定することなどにより加工
性に優れる高強度熱延鋼板を得るものであり、この発明
による鋼板は、強度と延性ならびに伸びフランジ性に優
れていて、自動車の足回り部品等に好適な加工用高強度
熱延鋼板として安定かつ有利に提供することができる。
【図１】Mn／SiとT.S ×λとの関係を示すグラフであ
る。
る。
【図２】(Nb ＋2Ti)／８（Ｃ＋12Ｎ／14) の値とT.S ×
λとの関係を示すグラフである。
λとの関係を示すグラフである。
Claims (5)
- 【請求項１】Ｃ：0.010 wt％以上、0.020 wt％以下、 Si：0.5 wt％以上、2.0 wt％以下、 Mn：0.45wt％以上、3.2 wt％以下、 Nb：0.07wt％以上、0.30wt％以下、 Al：0.01wt％以上、0.05wt％以下、 Ｓ：0.005 wt％以下および Ｎ：0.005 wt％以下 を含み、かつ Mn／Si＝0.9 〜1.6 Nb／８（Ｃ＋12Ｎ／14）＝0.8 〜1.5 を満たす範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成からなり、フェライト体積率が95％以上の金属組
織を有する加工性に優れる高強度熱延鋼板。 - 【請求項２】Ｃ：0.010 wt％以上、0.020 wt％以下、 Si：0.5 wt％以上、2.0 wt％以下、 Mn：0.45wt％以上、3.2 wt％以下、 Ti：0.15wt％以下、 Nb：0.07wt％以上、0.30wt％以下、 Al：0.01wt％以上、0.05wt％以下、 Ｓ：0.005 wt％以下および Ｎ：0.005 wt％以下 を含み、かつ Mn／Si＝0.9 〜1.6 (Nb ＋２Ti) ／８（Ｃ＋12Ｎ／14) ＝0.8 〜1.5 を満たす範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成からなり、フェライト体積率が95％以上の金属組
織を有する加工性に優れる高強度熱延鋼板。 - 【請求項３】Ｃ：0.010 wt％以上、0.020 wt％以下、 Si：0.5 wt％以上、2.0 wt％以下、 Mn：0.45wt％以上、3.2 wt％以下、 Nb：0.07wt％以上、0.30wt％以下、 Al：0.01wt％以上、0.05wt％以下、 Ｓ：0.005 wt％以下および Ｎ：0.005 wt％以下 を含み、かつ Mn／Si＝0.9 〜1.6 Nb／８（Ｃ＋12Ｎ／14）＝0.8 〜1.5 を満たす範囲に含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成からなる鋼素材を1000〜1300℃の温度範囲に加熱
し、Ar3 点〜Ar3 点＋100 ℃の温度範囲にて圧延を終了
し、その後２秒間以内に冷却を開始し、800 〜650 ℃ま
での温度域を10℃／秒以上、50℃／秒以下の平均冷却速
度で冷却し、500 〜650 ℃の温度範囲でコイルに巻取る
ことを特徴とする加工性に優れる高強度熱延鋼板の製造
方法。 - 【請求項４】Ｃ：0.010 wt％以上、0.020 wt％以下、 Si：0.5 wt％以上、2.0 wt％以下、 Mn：0.45wt％以上、3.2 wt％以下、 Ti：0.15wt％以下、 Nb：0.07wt％以上、0.30wt％以下、 Al：0.01wt％以上、0.05wt％以下、 Ｓ：0.005 wt％以下および Ｎ：0.005 wt％以下 を含み、かつ Mn／Si＝0.9 〜1.6 (Nb ＋２Ti) ／８（Ｃ＋12Ｎ／14) ＝0.8 〜1.5 を満たす範囲に含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成からなる鋼素材を1000〜1300℃の温度範囲に加熱
し、Ar3 点〜Ar3 点＋100 ℃の温度範囲にて圧延を終了
し、その後２秒間以内に冷却を開始し、800 〜650 ℃ま
での温度域を10℃／秒以上、50℃／秒以下の平均冷却速
度で冷却し、500 〜650 ℃の温度範囲でコイルに巻取る
ことを特徴とする加工性に優れる高強度熱延鋼板の製造
方法。 - 【請求項５】 鋼素材の加熱温度（Ｔ）が、該鋼素材の
Ｃ，NbおよびＮの含有量をそれぞれ（％Ｃ）、（％Nb）
および（％Ｎ）としてあらわす下記式(1) または(2) を
満たしてなる請求項３または４に記載の加工性に優れる
高強度熱延鋼板の製造方法。 〔記〕 -6770/(log〔(%Nb) 〕〔(%C)+12 (%N)/14 〕-2.26)-273≦T ‥‥(1) -6770/(log〔(%Nb) 〕〔(%C)+12 (%N)/14 〕-2.26)-173≧T ‥‥(2)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07300495A JP3536412B2 (ja) | 1995-03-30 | 1995-03-30 | 加工性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07300495A JP3536412B2 (ja) | 1995-03-30 | 1995-03-30 | 加工性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08269617A true JPH08269617A (ja) | 1996-10-15 |
| JP3536412B2 JP3536412B2 (ja) | 2004-06-07 |
Family
ID=13505780
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07300495A Expired - Fee Related JP3536412B2 (ja) | 1995-03-30 | 1995-03-30 | 加工性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3536412B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1176217A3 (en) * | 2000-07-24 | 2003-04-23 | KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. | High-strength hot-rolled steel sheet superior in strech flange formability and method for production thereof |
| KR100415672B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2004-01-31 | 주식회사 포스코 | 인장강도 780ＭＰａ급 구조용 열연강판 및 그 제조방법 |
| JP2007262467A (ja) * | 2006-03-28 | 2007-10-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ハイドロフォーム加工用熱延鋼板及びその製造法と、ハイドロフォーム加工用電縫鋼管 |
| JP2013124387A (ja) * | 2011-12-14 | 2013-06-24 | Jfe Steel Corp | 打ち抜き性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| US8657970B2 (en) | 2008-03-26 | 2014-02-25 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel sheet excellent in fatigue properties and stretch-flange formability and method for manufacturing the same |
-
1995
- 1995-03-30 JP JP07300495A patent/JP3536412B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100415672B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2004-01-31 | 주식회사 포스코 | 인장강도 780ＭＰａ급 구조용 열연강판 및 그 제조방법 |
| EP1176217A3 (en) * | 2000-07-24 | 2003-04-23 | KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. | High-strength hot-rolled steel sheet superior in strech flange formability and method for production thereof |
| JP2007262467A (ja) * | 2006-03-28 | 2007-10-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ハイドロフォーム加工用熱延鋼板及びその製造法と、ハイドロフォーム加工用電縫鋼管 |
| US8657970B2 (en) | 2008-03-26 | 2014-02-25 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel sheet excellent in fatigue properties and stretch-flange formability and method for manufacturing the same |
| JP2013124387A (ja) * | 2011-12-14 | 2013-06-24 | Jfe Steel Corp | 打ち抜き性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3536412B2 (ja) | 2004-06-07 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN102918173B (zh) | 延伸凸缘性和耐疲劳特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法 | |
| JP5195469B2 (ja) | 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法 | |
| CN103108973B (zh) | 冲裁加工性优良的高强度热轧钢板及其制造方法 | |
| JP5533024B2 (ja) | 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法 | |
| KR102503913B1 (ko) | 고강도 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP5370620B1 (ja) | 薄鋼板およびその製造方法 | |
| WO2012036309A1 (ja) | 曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3143054B2 (ja) | 成形後の降伏強度低下の少ない高強度熱延鋼板、それを用いて成形されたパイプ及びその高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| WO2012036307A1 (ja) | 靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP6572963B2 (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3301348B2 (ja) | 熱延高張力鋼板の製造方法 | |
| JP4077167B2 (ja) | アレスト特性に優れた鋼板およびその製法 | |
| EP4077756B1 (en) | High toughness hot rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same | |
| JP2013014844A (ja) | 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板 | |
| JP3725367B2 (ja) | 伸びフランジ性に優れた超微細フェライト組織高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2001207220A (ja) | 低温靱性および溶接性に優れた高強度電縫鋼管用熱延鋼板の製造方法 | |
| JP5845837B2 (ja) | 剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP2009007660A (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH07316650A (ja) | 低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| JP3536412B2 (ja) | 加工性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2000008123A (ja) | 低温靭性に優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| EP3901306B1 (en) | Structural steel having excellent brittle fracture resistance and method for manufacturing same | |
| JP2987815B2 (ja) | プレス成形性および耐二次加工割れ性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2002003983A (ja) | 溶接性と低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼及びその製造方法 | |
| CN118679276A (zh) | 大线能量焊接用钢板及其制造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20040224 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20040308 |
|
| R150 | Certificate of patent (=grant) or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080326 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090326 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100326 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100326 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110326 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120326 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130326 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130326 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140326 Year of fee payment: 10 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |