JPH111747A - 超微細粒を有する延性、靱性、耐疲労特性および強度−伸びバランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
超微細粒を有する延性、靱性、耐疲労特性および強度−伸びバランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法Info
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- JPH111747A JPH111747A JP14930097A JP14930097A JPH111747A JP H111747 A JPH111747 A JP H111747A JP 14930097 A JP14930097 A JP 14930097A JP 14930097 A JP14930097 A JP 14930097A JP H111747 A JPH111747 A JP H111747A
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Abstract
(57)【要約】
【解決手段】Ｃ：0.05〜0.30wt％、 Si：0.30〜2.0
wt％、 Mn：1.0 〜2.5 wt％、Al：0.003 〜0.100 wt
％、Nb：0.05〜0.50wt％を含有し、残部はFeおよび不可
避的不純物の組成にすると共に、残留オーステナイトが
５〜20 vol％で、残部は主にポリゴナルフェライトから
なる鋼組織とし、しかも該ポリゴナルフェライト粒のう
ち、個数比率で85％以上が粒径：８μm 以下で、かつ平
均粒径が５μm 以下の超微細粒とする。 【効果】 熱間圧延ままで、延性はもとより、靱性、疲
労特性および強度−伸びバランスに優れた（具体的に
は、TS×El≧26000 MPa ・％、FL／TS≧0.58、TS×λ≧
3000 MPa・％）高張力熱延鋼板を安定して得ることがで
きる。
wt％、 Mn：1.0 〜2.5 wt％、Al：0.003 〜0.100 wt
％、Nb：0.05〜0.50wt％を含有し、残部はFeおよび不可
避的不純物の組成にすると共に、残留オーステナイトが
５〜20 vol％で、残部は主にポリゴナルフェライトから
なる鋼組織とし、しかも該ポリゴナルフェライト粒のう
ち、個数比率で85％以上が粒径：８μm 以下で、かつ平
均粒径が５μm 以下の超微細粒とする。 【効果】 熱間圧延ままで、延性はもとより、靱性、疲
労特性および強度−伸びバランスに優れた（具体的に
は、TS×El≧26000 MPa ・％、FL／TS≧0.58、TS×λ≧
3000 MPa・％）高張力熱延鋼板を安定して得ることがで
きる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、熱延のままで、
自動車用材、構造用材およびパイプ用材等の用途に供し
て好適な、超微細粒を有する延性、靱性、耐疲労特性、
強度−伸びバランスに優れた高張力熱延鋼板およびその
製造方法に関するものである。
自動車用材、構造用材およびパイプ用材等の用途に供し
て好適な、超微細粒を有する延性、靱性、耐疲労特性、
強度−伸びバランスに優れた高張力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】鋼材の機械的性質を高める手段として、
組織の微細化が有効であることはすでに良く知られてい
る。そのため、従来から、微細組織を得るための方法が
数多く模索されてきた。特に、最近では、低コスト化の
ために高張力鋼板が多用されるようになり、高張力化に
伴う延性、加工性、靱性などの劣化を抑える目的で、高
張力鋼における組織の微細化が重要な課題となってい
る。
組織の微細化が有効であることはすでに良く知られてい
る。そのため、従来から、微細組織を得るための方法が
数多く模索されてきた。特に、最近では、低コスト化の
ために高張力鋼板が多用されるようになり、高張力化に
伴う延性、加工性、靱性などの劣化を抑える目的で、高
張力鋼における組織の微細化が重要な課題となってい
る。
【０００３】従来、組織の微細化手段としては、制御圧
延法、制御冷却法および大圧下圧延法などが知られてい
る。これらのうち、高張力化と組織の微細化とを同時に
達成する方法として、広く用いられてきたのは、NbやTi
を含む高張力熱延鋼板に応用された制御圧延法である。
この方法が広く用いられてきた背景としては、これら鋼
板に含有されるNbやTiの析出強化作用によって高張力化
が容易に図れるだけでなく、Nb, Tiのオーステナイト粒
の再結晶制御作用により、低温圧延を施した時にγ→α
への歪誘起変態が促進されるため、フェライト粒の微細
化も併せて達成されることが挙げられる。
延法、制御冷却法および大圧下圧延法などが知られてい
る。これらのうち、高張力化と組織の微細化とを同時に
達成する方法として、広く用いられてきたのは、NbやTi
を含む高張力熱延鋼板に応用された制御圧延法である。
この方法が広く用いられてきた背景としては、これら鋼
板に含有されるNbやTiの析出強化作用によって高張力化
が容易に図れるだけでなく、Nb, Tiのオーステナイト粒
の再結晶制御作用により、低温圧延を施した時にγ→α
への歪誘起変態が促進されるため、フェライト粒の微細
化も併せて達成されることが挙げられる。
【０００４】しかしながら、この方法で製造された高張
力鋼板の難点は、機械的性質の異方性が大きいことであ
る。例えば、プレス成形用の自動車用鋼板などでは、成
形限界は最も延性が劣る方向での特性水準によって決ま
るため、異方性が大きい鋼板では高いプレス成形性を確
保することが難しくなる。また、構造用材あるいはパイ
プ用材においても、靱性や疲労強度などの異方性が大き
いということは設計上、使用上の問題につながる。
力鋼板の難点は、機械的性質の異方性が大きいことであ
る。例えば、プレス成形用の自動車用鋼板などでは、成
形限界は最も延性が劣る方向での特性水準によって決ま
るため、異方性が大きい鋼板では高いプレス成形性を確
保することが難しくなる。また、構造用材あるいはパイ
プ用材においても、靱性や疲労強度などの異方性が大き
いということは設計上、使用上の問題につながる。
【０００５】一方、大圧下圧延法による組織微細化方法
は、たとえば特開昭58−123823号公報や特開昭59−2294
13号公報に開示されている。この方法における微細化機
構の要点は、オーステナイト粒に大圧下を加えることに
より、γ→αへの歪誘起変態を促進することにある。上
記したNb, Tiを含有する高張力熱延鋼板に応用された制
御圧延法との違いは、制御圧延方法がNb, Tiのオーステ
ナイト粒の再結晶抑制効果を利用するのに対し、大圧下
圧延法では、Nb, Tiを含有させなくても結晶粒の微細化
が可能である点にある。しかしながら、１パスあたりの
圧下率を40％以上にする必要があるなど、一般的なホッ
トストリップミルでは難しいところが難点である。
は、たとえば特開昭58−123823号公報や特開昭59−2294
13号公報に開示されている。この方法における微細化機
構の要点は、オーステナイト粒に大圧下を加えることに
より、γ→αへの歪誘起変態を促進することにある。上
記したNb, Tiを含有する高張力熱延鋼板に応用された制
御圧延法との違いは、制御圧延方法がNb, Tiのオーステ
ナイト粒の再結晶抑制効果を利用するのに対し、大圧下
圧延法では、Nb, Tiを含有させなくても結晶粒の微細化
が可能である点にある。しかしながら、１パスあたりの
圧下率を40％以上にする必要があるなど、一般的なホッ
トストリップミルでは難しいところが難点である。
【０００６】その他、高張力鋼板において強度と加工性
を両立させたものとして、残留オーステナイトのＴＲＩ
Ｐ効果(Transformation Induced Plasticity：変態誘起
塑性）を利用した鋼板が提案されている。例えば、特開
昭60-43425号公報には、熱間圧延後、鋼板を 450〜650
℃の温度範囲で４〜20秒保持し、ついで 350℃以下で巻
き取ることからなる、残留オーステナイトを有する鋼板
の製造方法が提案されている。しかしながら、この方法
では、所定の温度での保定という特殊な冷却制御を必要
とするため、安定して均一な材質が得難いところに問題
を残していた。
を両立させたものとして、残留オーステナイトのＴＲＩ
Ｐ効果(Transformation Induced Plasticity：変態誘起
塑性）を利用した鋼板が提案されている。例えば、特開
昭60-43425号公報には、熱間圧延後、鋼板を 450〜650
℃の温度範囲で４〜20秒保持し、ついで 350℃以下で巻
き取ることからなる、残留オーステナイトを有する鋼板
の製造方法が提案されている。しかしながら、この方法
では、所定の温度での保定という特殊な冷却制御を必要
とするため、安定して均一な材質が得難いところに問題
を残していた。
【０００７】この点、発明者らは、先に、上記の問題を
解決するものとして、TiＣまたは（TiＣ＋NbＣ）を利用
して、熱間圧延開始前すなわちスラブ加熱段階における
初期オーステナイト粒を微細化し、ひいては製品板にお
いても平均結晶粒径：10μm未満のフェライト粒が75 vo
l％以上という超微細組織を実現する技術を開発し、特
開平９-87798号公報において開示した。この技術の開発
により、従来よりも、延性、靱性、耐疲労特性および強
度−伸びバランス等が格段に改善され、自動車用材など
の用途において大きな期待が寄せられている。
解決するものとして、TiＣまたは（TiＣ＋NbＣ）を利用
して、熱間圧延開始前すなわちスラブ加熱段階における
初期オーステナイト粒を微細化し、ひいては製品板にお
いても平均結晶粒径：10μm未満のフェライト粒が75 vo
l％以上という超微細組織を実現する技術を開発し、特
開平９-87798号公報において開示した。この技術の開発
により、従来よりも、延性、靱性、耐疲労特性および強
度−伸びバランス等が格段に改善され、自動車用材など
の用途において大きな期待が寄せられている。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記した
微細化技術の改良に係り、とくに強度−伸びバランス、
耐久比および穴拡げ加工性の一層の向上を図った（具体
的には、TS×El≧26000MPa ・％、FL／TS≧0.58、TS×
λ≧4500 MPa・％）ものである。
微細化技術の改良に係り、とくに強度−伸びバランス、
耐久比および穴拡げ加工性の一層の向上を図った（具体
的には、TS×El≧26000MPa ・％、FL／TS≧0.58、TS×
λ≧4500 MPa・％）ものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】前述したとおり、従来は
炭化物としてTiＣや（TiＣ＋NbＣ）を利用することによ
って、スラブ加熱段階における初期オーステナイト粒を
微細化し、その後の圧延−動的再結晶を経て製品板にお
ける結晶粒の微細化を図っていた。発明者らは、上記し
た微細粒よりも１ランク上の超微細組織を得て、特性の
一層の向上を図るべく、さらに研究を重ねた。その結
果、炭化物として従来使用していたTiＣや（TiＣ＋Nb
Ｃ）に代えて、NbＣを利用することによって、スラブ加
熱段階における初期オーステナイト粒ひいては製品板に
おける結晶粒を従来に比べてさらに微細化することがで
き、かくして、従来よりも一段と優れた強度−伸びバラ
ンス、耐久比および穴拡げ加工性等を得ることができた
のである。この発明は、上記の知見に立脚するものであ
る。
炭化物としてTiＣや（TiＣ＋NbＣ）を利用することによ
って、スラブ加熱段階における初期オーステナイト粒を
微細化し、その後の圧延−動的再結晶を経て製品板にお
ける結晶粒の微細化を図っていた。発明者らは、上記し
た微細粒よりも１ランク上の超微細組織を得て、特性の
一層の向上を図るべく、さらに研究を重ねた。その結
果、炭化物として従来使用していたTiＣや（TiＣ＋Nb
Ｃ）に代えて、NbＣを利用することによって、スラブ加
熱段階における初期オーステナイト粒ひいては製品板に
おける結晶粒を従来に比べてさらに微細化することがで
き、かくして、従来よりも一段と優れた強度−伸びバラ
ンス、耐久比および穴拡げ加工性等を得ることができた
のである。この発明は、上記の知見に立脚するものであ
る。
【００１０】すなわち、この発明の要旨構成は次のとお
りである。 １． Ｃ：0.05〜0.30wt％、Si：0.30〜2.0 wt％、Mn：
1.0 〜2.5 wt％、Al：0.003 〜0.100 wt％、Nb：0.05〜
0.50wt％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組
成になり、また残留オーステナイトが５〜20 vol％で、
残部は主にポリゴナルフェライトからなる鋼組織を有
し、該ポリゴナルフェライト粒のうち、粒径：８μm 以
下の微細粒が個数比率で全体の85％以上を占め、かつ平
均粒径が５μm 以下であることを特徴とする超微細粒を
有する延性、靱性、耐疲労特性および強度−伸びバラン
スに優れた高張力熱延鋼板。
りである。 １． Ｃ：0.05〜0.30wt％、Si：0.30〜2.0 wt％、Mn：
1.0 〜2.5 wt％、Al：0.003 〜0.100 wt％、Nb：0.05〜
0.50wt％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組
成になり、また残留オーステナイトが５〜20 vol％で、
残部は主にポリゴナルフェライトからなる鋼組織を有
し、該ポリゴナルフェライト粒のうち、粒径：８μm 以
下の微細粒が個数比率で全体の85％以上を占め、かつ平
均粒径が５μm 以下であることを特徴とする超微細粒を
有する延性、靱性、耐疲労特性および強度−伸びバラン
スに優れた高張力熱延鋼板。
【００１１】２． Ｃ：0.05〜0.30wt％、Si：0.30〜2.
0 wt％、Mn：1.0 〜2.5 wt％、Al：0.003 〜0.100 wt
％、Nb：0.05〜0.50wt％を含み、かつNi：2.5 wt％以
下、Cr：2.5 wt％以下、Mo：2.5 wt％以下、Cu：2.5 wt
％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、
残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、また残留
オーステナイトが５〜20 vol％で、残部は主にポリゴナ
ルフェライトからなる鋼組織を有し、該ポリゴナルフェ
ライト粒のうち、粒径：８μm 以下の微細粒が個数比率
で全体の85％以上を占め、かつ平均粒径が５μm 以下で
あることを特徴とする超微細粒を有する延性、靱性、耐
疲労特性および強度−伸びバランスに優れた高張力熱延
鋼板。
0 wt％、Mn：1.0 〜2.5 wt％、Al：0.003 〜0.100 wt
％、Nb：0.05〜0.50wt％を含み、かつNi：2.5 wt％以
下、Cr：2.5 wt％以下、Mo：2.5 wt％以下、Cu：2.5 wt
％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、
残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、また残留
オーステナイトが５〜20 vol％で、残部は主にポリゴナ
ルフェライトからなる鋼組織を有し、該ポリゴナルフェ
ライト粒のうち、粒径：８μm 以下の微細粒が個数比率
で全体の85％以上を占め、かつ平均粒径が５μm 以下で
あることを特徴とする超微細粒を有する延性、靱性、耐
疲労特性および強度−伸びバランスに優れた高張力熱延
鋼板。
【００１２】３． Ｃ：0.05〜0.30wt％、Si：0.30〜2.
0 wt％、Mn：1.0 〜2.5 wt％、Al：0.003 〜0.100 wt
％、Nb：0.05〜0.50wt％を含有する組成になる鋼スラブ
を、 950℃以上1100℃以下の温度に加熱後、１パス当た
りの圧下率が20％以上となる粗圧延を少なくとも２回行
うと共に、仕上温度：Ａr3変態点以上の条件で熱間仕上
圧延を終了したのち、20℃／秒以上の冷却速度で冷却
し、 350〜550 ℃の温度範囲で巻き取ることを特徴とす
る超微細粒を有する延性、靱性、耐疲労特性、強度−伸
びバランスに優れた高張力熱延鋼板の製造方法。
0 wt％、Mn：1.0 〜2.5 wt％、Al：0.003 〜0.100 wt
％、Nb：0.05〜0.50wt％を含有する組成になる鋼スラブ
を、 950℃以上1100℃以下の温度に加熱後、１パス当た
りの圧下率が20％以上となる粗圧延を少なくとも２回行
うと共に、仕上温度：Ａr3変態点以上の条件で熱間仕上
圧延を終了したのち、20℃／秒以上の冷却速度で冷却
し、 350〜550 ℃の温度範囲で巻き取ることを特徴とす
る超微細粒を有する延性、靱性、耐疲労特性、強度−伸
びバランスに優れた高張力熱延鋼板の製造方法。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下、この発明において鋼板の成
分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.05〜0.30wt％ Ｃは、必要な強度を得るためおよび組織微細化に重要な
加熱段階でのNbＣを十分な量を確保するために、少なく
とも0.05wt％を必要とする。一方、0.30wt％を超えると
パーライト相の比率が高くなり、延性および靱性が劣化
するだけでなく、溶接性も劣化する。従って、Ｃ含有量
は0.05〜0.30wt％の範囲に限定した。特に好ましい範囲
は0.05〜0.20wt％である。
分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.05〜0.30wt％ Ｃは、必要な強度を得るためおよび組織微細化に重要な
加熱段階でのNbＣを十分な量を確保するために、少なく
とも0.05wt％を必要とする。一方、0.30wt％を超えると
パーライト相の比率が高くなり、延性および靱性が劣化
するだけでなく、溶接性も劣化する。従って、Ｃ含有量
は0.05〜0.30wt％の範囲に限定した。特に好ましい範囲
は0.05〜0.20wt％である。
【００１４】Si：0.30〜2.0 wt％ Siは、固溶強化により伸びの著しい低下を伴わずに強度
を高めるだけでなく、フェライト変態を促進させる有用
元素である。また、フェライト変態の促進により残留オ
ーステナイトを含む組織を得やすくする効果も有してい
る。このような効果を十分に発揮させるためには0.30wt
％以上の添加が必要であが、一方で、Siの多量添加は、
熱延時に脱スケール性の悪いスケールが生成して製品の
表面性状に悪影響を及ぼす。この発明では、超微細組織
を得るため加熱温度を低温域に設定するので、上記した
表面状態を悪化させるSi量の上限は、通常に比べると高
くできるけれども、 2.0wt％を超えるとその悪影響が顕
在化するので、上限は 2.0wt％とした。なお、フェライ
ト変態を促進させる点では、0.50〜2.0 wt％がより好適
である。
を高めるだけでなく、フェライト変態を促進させる有用
元素である。また、フェライト変態の促進により残留オ
ーステナイトを含む組織を得やすくする効果も有してい
る。このような効果を十分に発揮させるためには0.30wt
％以上の添加が必要であが、一方で、Siの多量添加は、
熱延時に脱スケール性の悪いスケールが生成して製品の
表面性状に悪影響を及ぼす。この発明では、超微細組織
を得るため加熱温度を低温域に設定するので、上記した
表面状態を悪化させるSi量の上限は、通常に比べると高
くできるけれども、 2.0wt％を超えるとその悪影響が顕
在化するので、上限は 2.0wt％とした。なお、フェライ
ト変態を促進させる点では、0.50〜2.0 wt％がより好適
である。
【００１５】Mn：1.0 〜2.5 wt％ Mnは、強度向上に有効な元素であり、この目的のために
はMn単独では 1.0wt％以上の添加が必要である。しかし
ながら、2.5 wt％を超えるとフェライト変態が著しく遅
延し、この発明で所期した量のフェライト組織が得難く
なるので、Mn量は 1.0〜2.5 wt％の範囲に限定した。
はMn単独では 1.0wt％以上の添加が必要である。しかし
ながら、2.5 wt％を超えるとフェライト変態が著しく遅
延し、この発明で所期した量のフェライト組織が得難く
なるので、Mn量は 1.0〜2.5 wt％の範囲に限定した。
【００１６】Al：0.003 〜0.100 wt％ Alは、脱酸に極めて有効に作用する元素であるが、0.00
3 wt％未満ではその効果が得られず、一方 0.100wt％を
超えると結晶粒の粗大化および介在物による内部欠陥を
もたらす。そのため、Al量は 0.003〜0.100 wt％の範囲
に限定した。結晶粒微細化のためには 0.010〜0.060 wt
％が好ましい。
3 wt％未満ではその効果が得られず、一方 0.100wt％を
超えると結晶粒の粗大化および介在物による内部欠陥を
もたらす。そのため、Al量は 0.003〜0.100 wt％の範囲
に限定した。結晶粒微細化のためには 0.010〜0.060 wt
％が好ましい。
【００１７】Nb：0.05〜0.50wt％ Nbは、NbＣとして、スラブ加熱段階における初期オース
テナイト粒を微細化させ、圧延過程での動的再結晶を生
じさせるために、不可欠の元素である。オーステナイト
粒微細化に必要なNbＣを得るためには、少なくとも0.05
％の添加が必要であるが、0.50％を超えるとNbＣによる
微細化効果は飽和に達するので、Nb量は0.05〜0.50wt％
の範囲に限定した。
テナイト粒を微細化させ、圧延過程での動的再結晶を生
じさせるために、不可欠の元素である。オーステナイト
粒微細化に必要なNbＣを得るためには、少なくとも0.05
％の添加が必要であるが、0.50％を超えるとNbＣによる
微細化効果は飽和に達するので、Nb量は0.05〜0.50wt％
の範囲に限定した。
【００１８】以上、基本成分について説明したが、この
発明では強度改善成分としてさらにNi、Cr、MoおよびCu
等を以下の範囲で適宜添加することができる。 Ni：2.5 wt％以下、Cr：2.5 wt％以下、Mo：2.5 wt％以
下、Cu：2.5 wt％以下 Ni、Cr、MoおよびCuはいずれも、強度向上に有用な元素
である。強度以外にも耐食性や溶接性等の改善にも有効
に寄与する。添加量は、強度や要求される特性により選
択できるが、いずれの元素も 2.5wt％を超えると、フェ
ライト変態が著しく遅延し、所望のフェライト量が得難
くなるので、 2.5wt％以下で含有させるものとした。好
ましくは、フェライト変態を著しく遅らせないために、
Ni、Cr、MoおよびCuとも 1.5wt％以下が望ましい。
発明では強度改善成分としてさらにNi、Cr、MoおよびCu
等を以下の範囲で適宜添加することができる。 Ni：2.5 wt％以下、Cr：2.5 wt％以下、Mo：2.5 wt％以
下、Cu：2.5 wt％以下 Ni、Cr、MoおよびCuはいずれも、強度向上に有用な元素
である。強度以外にも耐食性や溶接性等の改善にも有効
に寄与する。添加量は、強度や要求される特性により選
択できるが、いずれの元素も 2.5wt％を超えると、フェ
ライト変態が著しく遅延し、所望のフェライト量が得難
くなるので、 2.5wt％以下で含有させるものとした。好
ましくは、フェライト変態を著しく遅らせないために、
Ni、Cr、MoおよびCuとも 1.5wt％以下が望ましい。
【００１９】なお、不可避的不純物として、ＰやＳ、Ｎ
等は少ないほど好ましいが、経済性を考慮すると、Ｏ：
0.008 wt％以下、Ｎ：0.006 wt％以下、Ｐ：0.020 wt％
以下、Ｓ：0.010 wt％以下とするのが望ましい。
等は少ないほど好ましいが、経済性を考慮すると、Ｏ：
0.008 wt％以下、Ｎ：0.006 wt％以下、Ｐ：0.020 wt％
以下、Ｓ：0.010 wt％以下とするのが望ましい。
【００２０】次に、鋼組織およびポリゴナルフェライト
の粒径を前記の範囲に限定した理由について説明する。 残留オーステナイト量：５〜20 vol％ 残留オーステナイトは、５〜20 vol％の範囲で残留させ
る必要がある。図１に、残留オーステナイト量とシャル
ピー衝撃試験における破面遷移温度（ VＴrs）、両振り
平面曲げ疲労試験における耐疲労限と引張強さの比（FL
／TS）および強度−伸びバランス（TS×El）との関係に
ついて調べた結果を示したが、同図から明らかなよう
に、残留オーステナイト量が５ vol％未満では、靱性、
耐疲労特性および強度−伸びバランスとも低く、一方20
vol％を超える残留オーステナイトを確保することは難
しいので、残留オーステナイト量は５〜20 vol％の範囲
とした。この発明の主要な要件の１つである残留オース
テナイトが安定して存在することが、高張力化しても延
性、靱性、耐疲労特性、強度−伸びバランスを安定して
確保できる要因の１つである。
の粒径を前記の範囲に限定した理由について説明する。 残留オーステナイト量：５〜20 vol％ 残留オーステナイトは、５〜20 vol％の範囲で残留させ
る必要がある。図１に、残留オーステナイト量とシャル
ピー衝撃試験における破面遷移温度（ VＴrs）、両振り
平面曲げ疲労試験における耐疲労限と引張強さの比（FL
／TS）および強度−伸びバランス（TS×El）との関係に
ついて調べた結果を示したが、同図から明らかなよう
に、残留オーステナイト量が５ vol％未満では、靱性、
耐疲労特性および強度−伸びバランスとも低く、一方20
vol％を超える残留オーステナイトを確保することは難
しいので、残留オーステナイト量は５〜20 vol％の範囲
とした。この発明の主要な要件の１つである残留オース
テナイトが安定して存在することが、高張力化しても延
性、靱性、耐疲労特性、強度−伸びバランスを安定して
確保できる要因の１つである。
【００２１】上記した残留オーステナイト以外は、でき
るだけポリゴナルフェライトとする（好ましくは 80vol
％以上）必要がある。というのは、ポリゴナルフェライ
トは、延性・靱性を確保しつつ、高張力化を達成するた
めに極めて有用だからである、この点、ポリゴナルフェ
ライト以外のベイナイトやマルテンサイトが増すと強度
は増加するけれども、延性、靱性は劣化する。そのた
め、可能な限り、組織はフェライトそれもポリゴナルフ
ェライトとすることが望ましい。図２に、ポリゴナルフ
ェライト量と、 vＴrs、FL／TSおよびTS×Elとの関係に
ついて調べた結果を示す。同図に示したとおり、ポリゴ
ナルフェライト量が多いほど特に80 vol％以上の範囲で
高い靱性、高い耐疲労限と引張強さの比、高い強度−伸
びバランスが得られている。なお、ポリゴナルフェライ
トとは、ここでは、結晶粒の圧延方向と直角方向の粒径
比が 1.0〜1.3 の範囲にあるものをいう。
るだけポリゴナルフェライトとする（好ましくは 80vol
％以上）必要がある。というのは、ポリゴナルフェライ
トは、延性・靱性を確保しつつ、高張力化を達成するた
めに極めて有用だからである、この点、ポリゴナルフェ
ライト以外のベイナイトやマルテンサイトが増すと強度
は増加するけれども、延性、靱性は劣化する。そのた
め、可能な限り、組織はフェライトそれもポリゴナルフ
ェライトとすることが望ましい。図２に、ポリゴナルフ
ェライト量と、 vＴrs、FL／TSおよびTS×Elとの関係に
ついて調べた結果を示す。同図に示したとおり、ポリゴ
ナルフェライト量が多いほど特に80 vol％以上の範囲で
高い靱性、高い耐疲労限と引張強さの比、高い強度−伸
びバランスが得られている。なお、ポリゴナルフェライ
トとは、ここでは、結晶粒の圧延方向と直角方向の粒径
比が 1.0〜1.3 の範囲にあるものをいう。
【００２２】ポリゴナルフェライト粒径：８μm 以下の
微細粒の個数比率が85％以上で、かつ平均結晶粒径：５
μm 以下 従来よりも格段に優れた諸特性を得るためには、上記の
ような超微細組織とすることが不可欠だからであり、ポ
リゴナルフェライト粒径：８μm 以下の微細粒の個数比
率が85％に満たなかったり、平均結晶粒径が５μm 超の
場合には、この発明で所期したほど良好な延性、靱性、
耐疲労特性および強度−伸びバランス等が得られないか
らである。なお、かかる超微細組織は、現有の圧延設備
では、この発明に従って炭化物としてNbＣを活用しては
じめて得られるものであり、これ以上微細な組織とする
ためには、熱延設備の大幅な改造が必要である。
微細粒の個数比率が85％以上で、かつ平均結晶粒径：５
μm 以下 従来よりも格段に優れた諸特性を得るためには、上記の
ような超微細組織とすることが不可欠だからであり、ポ
リゴナルフェライト粒径：８μm 以下の微細粒の個数比
率が85％に満たなかったり、平均結晶粒径が５μm 超の
場合には、この発明で所期したほど良好な延性、靱性、
耐疲労特性および強度−伸びバランス等が得られないか
らである。なお、かかる超微細組織は、現有の圧延設備
では、この発明に従って炭化物としてNbＣを活用しては
じめて得られるものであり、これ以上微細な組織とする
ためには、熱延設備の大幅な改造が必要である。
【００２３】図３に、ポリゴナルフェライトの平均粒径
と vＴrs、FL／TSおよびTS×Elとの関係について調べた
結果を示す。同図に示したとおり、平均粒径が小さくな
るほど特に平均粒径≦５μm の範囲で高い靱性、高い耐
疲労限と引張強さの比、高い強度−伸びバランスが得ら
れている。
と vＴrs、FL／TSおよびTS×Elとの関係について調べた
結果を示す。同図に示したとおり、平均粒径が小さくな
るほど特に平均粒径≦５μm の範囲で高い靱性、高い耐
疲労限と引張強さの比、高い強度−伸びバランスが得ら
れている。
【００２４】次に、この発明に従う具体的な製造工程に
ついて説明する。この発明における溶製方法は、通常の
方法で良く、特に限定しない。転炉または電気炉で溶製
し、取鍋精錬、脱ガス処理等を施し、連鋳法あるいは造
塊法によってスラブまたは鋼塊とし、鋼塊は分塊圧延を
経てスラブとしたのち、熱間圧延により、熱延鋼板とす
る。熱間圧延前にスラブの幅圧下を施しても良い。
ついて説明する。この発明における溶製方法は、通常の
方法で良く、特に限定しない。転炉または電気炉で溶製
し、取鍋精錬、脱ガス処理等を施し、連鋳法あるいは造
塊法によってスラブまたは鋼塊とし、鋼塊は分塊圧延を
経てスラブとしたのち、熱間圧延により、熱延鋼板とす
る。熱間圧延前にスラブの幅圧下を施しても良い。
【００２５】次に、熱間圧延条件について説明する。 スラブ加熱温度：950 〜1100℃ この発明の最も重要なポイントは、初期オーステナイト
粒を微細化するため、NbＣの析出を利用するところにあ
る。このため、スラブの加熱温度を 950〜1100℃の範囲
に限定した。というのは 950℃未満では、仕上圧延をオ
ーステナイト領域で終了することが難しくなるため、目
的とするポリゴナルフェライト組織を得ることおよび延
性、靱性、耐疲労特性、強度−伸びバランス等の機械的
性質の確保、とくに延性の確保が難しくなるからであ
る。また、1100℃を超えるとNbＣの溶解が増し、NbＣに
よるオーステナイト粒を微細化する効果が失われると共
に、固溶Nbの増加により熱間圧延時の動的再結晶が生じ
難くなることなどにより、残留オーステナイトを含みか
つ超微細なポリゴナルフェライト組織を得ることが難し
くなるからである。
粒を微細化するため、NbＣの析出を利用するところにあ
る。このため、スラブの加熱温度を 950〜1100℃の範囲
に限定した。というのは 950℃未満では、仕上圧延をオ
ーステナイト領域で終了することが難しくなるため、目
的とするポリゴナルフェライト組織を得ることおよび延
性、靱性、耐疲労特性、強度−伸びバランス等の機械的
性質の確保、とくに延性の確保が難しくなるからであ
る。また、1100℃を超えるとNbＣの溶解が増し、NbＣに
よるオーステナイト粒を微細化する効果が失われると共
に、固溶Nbの増加により熱間圧延時の動的再結晶が生じ
難くなることなどにより、残留オーステナイトを含みか
つ超微細なポリゴナルフェライト組織を得ることが難し
くなるからである。
【００２６】１パス当たりの圧下率：20％以上の圧下を
少なくとも２回 この発明の重要なポイントのもう１つは、オーステナイ
ト粒を動的再結晶により微細化することにある。オース
テナイト粒が動的再結晶を起こすためには、上記した初
期オーステナイト粒の微細化と、さらに圧延条件を適切
にする必要がある。圧延条件として、少なくとも２回以
上１パス当たりの圧下率を20％以上とする必要がある。
というのは、20％未満では、動的再結晶による微細化が
生じ難いからである。オーステナイトの微細化の観点か
らは、圧下率は大きい方が好ましいが、実際的には圧延
機の能力、生産性から限界があるので、20％から50％程
度とするのが好ましい。１パス当たりの圧下率が20％以
上となるパスの回数は、少なくとも２回を必要とする。
それは、動的再結晶を起こさせる回数が多くなるほど微
細化が進展するのでパス回数が重要だからである。パス
回数が２回に満たない場合にはこの発明の目的とする平
均粒径：５μm 以下の超微細フェライトが得られなくな
る。この発明では、仕上圧延後の段階ではオーステナイ
ト粒はほぼ等軸粒で微細化している。そのまま、γ→α
変態を完了させれば、微細なポリゴナルフェライト粒に
なる。
少なくとも２回 この発明の重要なポイントのもう１つは、オーステナイ
ト粒を動的再結晶により微細化することにある。オース
テナイト粒が動的再結晶を起こすためには、上記した初
期オーステナイト粒の微細化と、さらに圧延条件を適切
にする必要がある。圧延条件として、少なくとも２回以
上１パス当たりの圧下率を20％以上とする必要がある。
というのは、20％未満では、動的再結晶による微細化が
生じ難いからである。オーステナイトの微細化の観点か
らは、圧下率は大きい方が好ましいが、実際的には圧延
機の能力、生産性から限界があるので、20％から50％程
度とするのが好ましい。１パス当たりの圧下率が20％以
上となるパスの回数は、少なくとも２回を必要とする。
それは、動的再結晶を起こさせる回数が多くなるほど微
細化が進展するのでパス回数が重要だからである。パス
回数が２回に満たない場合にはこの発明の目的とする平
均粒径：５μm 以下の超微細フェライトが得られなくな
る。この発明では、仕上圧延後の段階ではオーステナイ
ト粒はほぼ等軸粒で微細化している。そのまま、γ→α
変態を完了させれば、微細なポリゴナルフェライト粒に
なる。
【００２７】熱間圧延仕上温度：Ａr3変態点以上 熱間圧延仕上温度をＡr3変態点以上とした理由は、十分
な量のポリゴナルフェライトを安定して得るためであ
り、Ａr3変態点未満で圧延した場合には、ポリゴナルフ
ェライトによる良加工性（延性、伸びフランジ性）が得
られないからである。
な量のポリゴナルフェライトを安定して得るためであ
り、Ａr3変態点未満で圧延した場合には、ポリゴナルフ
ェライトによる良加工性（延性、伸びフランジ性）が得
られないからである。
【００２８】圧延後の冷却速度：20℃／秒以上 冷却速度が20℃／秒未満では、高温で生成するフェライ
ト粒の粒成長が進行し、微細なポリゴナルフェライト粒
の形成が難しくなるため、圧延後の冷却は20℃／秒以上
の速度で行うものとした。フェライト粒微細化の点から
は、圧延後の冷却速度は速ければ速いほどよく、冷却速
度の上限は特に規定しないけれども、鋼板の平坦度を良
好に保つためには 100℃／秒以下程度とするのが好まし
い。
ト粒の粒成長が進行し、微細なポリゴナルフェライト粒
の形成が難しくなるため、圧延後の冷却は20℃／秒以上
の速度で行うものとした。フェライト粒微細化の点から
は、圧延後の冷却速度は速ければ速いほどよく、冷却速
度の上限は特に規定しないけれども、鋼板の平坦度を良
好に保つためには 100℃／秒以下程度とするのが好まし
い。
【００２９】巻取温度：350 〜550 ℃ 圧延、冷却後、コイルに巻き取られるが、巻き取り温度
は、 350〜550 ℃の範囲とする必要がある。というの
は、 550℃を超えると残留オーステナイトの形成が少な
くなる他、巻き取り後の自己焼鈍によりフェライト粒が
成長することなど好ましくない結果が生じ、一方 350℃
未満ではマルテンサイト量が増し、残留オーステナイト
量が減少し、特性バランスの劣化および鋼板の平坦度の
低下が生じるからである。
は、 350〜550 ℃の範囲とする必要がある。というの
は、 550℃を超えると残留オーステナイトの形成が少な
くなる他、巻き取り後の自己焼鈍によりフェライト粒が
成長することなど好ましくない結果が生じ、一方 350℃
未満ではマルテンサイト量が増し、残留オーステナイト
量が減少し、特性バランスの劣化および鋼板の平坦度の
低下が生じるからである。
【００３０】
【実施例】表１に示す成分組成になる鋼を、転炉−連鋳
法で溶製し、220 mm厚のスラブとした。ついで、表２に
示す圧延条件で3.0mm 厚の熱延鋼板とした。得られた各
熱延鋼板について、ポリゴナルフェライトの体積率、８
μm 以下の微細粒の個数比率および平均結晶粒径を、画
像処理装置を用いて測定した。フェライト結晶粒径は
0.1×0.1 mmの視野で10箇所測定し、その平均値を表示
した。また、残留オーステナイト量をＸ線回折で測定し
た。得られた結果を表２に併記する。さらに、JIS ５号
試験片による引張特性、周波数：20Hzの両振り平面曲げ
試験法による疲労限、２mmＶノッチシャルピー衝撃試験
片による延性−脆性遷移速度（ vT rs）について調査
し、その結果を表３に示す。
法で溶製し、220 mm厚のスラブとした。ついで、表２に
示す圧延条件で3.0mm 厚の熱延鋼板とした。得られた各
熱延鋼板について、ポリゴナルフェライトの体積率、８
μm 以下の微細粒の個数比率および平均結晶粒径を、画
像処理装置を用いて測定した。フェライト結晶粒径は
0.1×0.1 mmの視野で10箇所測定し、その平均値を表示
した。また、残留オーステナイト量をＸ線回折で測定し
た。得られた結果を表２に併記する。さらに、JIS ５号
試験片による引張特性、周波数：20Hzの両振り平面曲げ
試験法による疲労限、２mmＶノッチシャルピー衝撃試験
片による延性−脆性遷移速度（ vT rs）について調査
し、その結果を表３に示す。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】
【表３】
【００３４】さらに、得られたデータを整理して、結晶
粒径とTS×λとの関係、結晶粒径と VＴrsとの関係、結
晶粒径とFL／TSとの関係、結晶粒径とTS×Elとの関係お
よびTS×ElとFL／TSとの関係にまとめた結果を、それぞ
れ図４、図５、図６、図７および図８に示す。
粒径とTS×λとの関係、結晶粒径と VＴrsとの関係、結
晶粒径とFL／TSとの関係、結晶粒径とTS×Elとの関係お
よびTS×ElとFL／TSとの関係にまとめた結果を、それぞ
れ図４、図５、図６、図７および図８に示す。
【００３５】図４〜７に示したとおり、この発明に従い
ポリゴナルフェライト粒の結晶粒径を５μm 以下（ｄ
-1/2で示す場合は14.1以上）とすることにより、TS×λ
をはじめとして、 VＴrs、FL／TSおよびTS×Elとも格段
に改善され、従ってこの発明によれば、図８に示したと
おり、TS×Elが 26000 MPa・％以上でかつFL／TSが0.58
以上の優れた強度−伸びバランスおよび疲労試験におけ
る耐疲労限と引張強さの比を得ることができた。
ポリゴナルフェライト粒の結晶粒径を５μm 以下（ｄ
-1/2で示す場合は14.1以上）とすることにより、TS×λ
をはじめとして、 VＴrs、FL／TSおよびTS×Elとも格段
に改善され、従ってこの発明によれば、図８に示したと
おり、TS×Elが 26000 MPa・％以上でかつFL／TSが0.58
以上の優れた強度−伸びバランスおよび疲労試験におけ
る耐疲労限と引張強さの比を得ることができた。
【００３６】
【発明の効果】かくして、この発明に従い、NbＣの存在
下に、圧延−動的再結晶を利用することによって、超微
細なポリゴナルフェライト粒を得ると共に、適当量の残
留オーステナイトを残存させることにより、延性はもと
より、靱性、耐疲労特性および強度−伸びバランスに優
れた高張力熱延鋼板を安定して得ることができる。ま
た、この発明の鋼板を用いて製品を製造する際には、作
業性、生産性および歩留り等の向上が期待される。
下に、圧延−動的再結晶を利用することによって、超微
細なポリゴナルフェライト粒を得ると共に、適当量の残
留オーステナイトを残存させることにより、延性はもと
より、靱性、耐疲労特性および強度−伸びバランスに優
れた高張力熱延鋼板を安定して得ることができる。ま
た、この発明の鋼板を用いて製品を製造する際には、作
業性、生産性および歩留り等の向上が期待される。
【図１】残留オーステナイトと VＴrs、FL／TSおよびTS
×Elとの関係を示したグラフである。
×Elとの関係を示したグラフである。
【図２】ポリゴナルフェライト量と vＴrs、FL／TSおよ
びTS×Elとの関係を示したグラフである。
びTS×Elとの関係を示したグラフである。
【図３】ポリゴナルフェライトの平均粒径と vＴrs、FL
／TSおよびTS×Elとの関係を示したグラフである。
／TSおよびTS×Elとの関係を示したグラフである。
【図４】結晶粒径とTS×λとの関係を示したグラフであ
る。
る。
【図５】結晶粒径と VＴrsとの関係を示したグラフであ
る。
る。
【図６】結晶粒径とFL／TSとの関係を示したグラフであ
る。
る。
【図７】結晶粒径とTS×Elとの関係を示したグラフであ
る。
る。
【図８】TS×ElとFL／TSとの関係を示したグラフであ
る。
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58
Claims (3)
- 【請求項１】Ｃ：0.05〜0.30wt％、 Si：0.30〜2.0 wt％、 Mn：1.0 〜2.5 wt％、 Al：0.003 〜0.100 wt％、 Nb：0.05〜0.50wt％ を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成にな
り、また残留オーステナイトが５〜20 vol％で、残部は
主にポリゴナルフェライトからなる鋼組織を有し、該ポ
リゴナルフェライト粒のうち、粒径：８μm 以下の微細
粒が個数比率で全体の85％以上を占め、かつ平均粒径が
５μm 以下であることを特徴とする超微細粒を有する延
性、靱性、耐疲労特性および強度−伸びバランスに優れ
た高張力熱延鋼板。 - 【請求項２】Ｃ：0.05〜0.30wt％、 Si：0.30〜2.0 wt％、 Mn：1.0 〜2.5 wt％、 Al：0.003 〜0.100 wt％、 Nb：0.05〜0.50wt％ を含み、かつ Ni：2.5 wt％以下、 Cr：2.5 wt％以下、 Mo：2.5 wt％以下、 Cu：2.5 wt％以下 のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部は
Feおよび不可避的不純物の組成になり、また残留オース
テナイトが５〜20 vol％で、残部は主にポリゴナルフェ
ライトからなる鋼組織を有し、該ポリゴナルフェライト
粒のうち、粒径：８μm 以下の微細粒が個数比率で全体
の85％以上を占め、かつ平均粒径が５μm以下であるこ
とを特徴とする超微細粒を有する延性、靱性、耐疲労特
性および強度−伸びバランスに優れた高張力熱延鋼板。 - 【請求項３】Ｃ：0.05〜0.30wt％、 Si：0.30〜2.0 wt％、 Mn：1.0 〜2.5 wt％、 Al：0.003 〜0.100 wt％、 Nb：0.05〜0.50wt％ を含有する組成になる鋼スラブを、 950℃以上1100℃以
下の温度に加熱後、１パス当たりの圧下率が20％以上と
なる圧延を少なくとも２回行うと共に、仕上温度：Ａr3
変態点以上の条件で熱間仕上圧延を終了したのち、20℃
／秒以上の冷却速度で冷却し、 350〜550 ℃の温度範囲
で巻き取ることを特徴とする超微細粒を有する延性、靱
性、耐疲労特性、強度−伸びバランスに優れた高張力熱
延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14930097A JPH111747A (ja) | 1997-06-06 | 1997-06-06 | 超微細粒を有する延性、靱性、耐疲労特性および強度−伸びバランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14930097A JPH111747A (ja) | 1997-06-06 | 1997-06-06 | 超微細粒を有する延性、靱性、耐疲労特性および強度−伸びバランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH111747A true JPH111747A (ja) | 1999-01-06 |
Family
ID=15472151
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14930097A Withdrawn JPH111747A (ja) | 1997-06-06 | 1997-06-06 | 超微細粒を有する延性、靱性、耐疲労特性および強度−伸びバランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH111747A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004197114A (ja) * | 2002-12-16 | 2004-07-15 | Nippon Steel Corp | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| US7731808B2 (en) | 2005-08-03 | 2010-06-08 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Hot-rolled steel sheet and cold-rolled steel sheet and manufacturing method thereof |
| JP2012500895A (ja) * | 2009-03-26 | 2012-01-12 | ヒュンダイ スチール カンパニー | 薄スラブのエッジ部鋸歯状欠陥の低減方法 |
| EP2821516A3 (en) * | 2005-01-18 | 2015-04-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Bake-hardening hot-rolled steel sheet with excellent workability and method for manufacturing the same |
| WO2022210220A1 (ja) | 2021-03-30 | 2022-10-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
-
1997
- 1997-06-06 JP JP14930097A patent/JPH111747A/ja not_active Withdrawn
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004197114A (ja) * | 2002-12-16 | 2004-07-15 | Nippon Steel Corp | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| EP2821516A3 (en) * | 2005-01-18 | 2015-04-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Bake-hardening hot-rolled steel sheet with excellent workability and method for manufacturing the same |
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| US7879164B2 (en) | 2005-08-03 | 2011-02-01 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Method of producing hot-rolled steel sheet |
| US7927433B2 (en) | 2005-08-03 | 2011-04-19 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Cold-rolled steel sheet |
| US8257517B2 (en) | 2005-08-03 | 2012-09-04 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Method of producing cold-rolled steel sheet |
| JP5029361B2 (ja) * | 2005-08-03 | 2012-09-19 | 住友金属工業株式会社 | 熱延鋼板及び冷延鋼板並びにそれらの製造方法 |
| JP2012500895A (ja) * | 2009-03-26 | 2012-01-12 | ヒュンダイ スチール カンパニー | 薄スラブのエッジ部鋸歯状欠陥の低減方法 |
| WO2022210220A1 (ja) | 2021-03-30 | 2022-10-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
| KR20230148840A (ko) | 2021-03-30 | 2023-10-25 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 열연 강판 및 그 제조 방법 |
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| Date | Code | Title | Description |
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| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20040907 |