WO1982001379A1 - Process for manufacturing hot-rolled dual-phase high-tensile steel plate - Google Patents

Process for manufacturing hot-rolled dual-phase high-tensile steel plate Download PDF

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    • C21—METALLURGY OF IRON
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    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention is directed to a method of manufacturing a dual-strength high strength steel sheet having excellent workability and having a metal structure in which a graphite phase and an alternativesite phase are combined.
  • the present invention relates to a method for obtaining a high-strength steel sheet having a tensile strength of about 50 to 80 Z ⁇ 2 before hot rolling.
  • a high tensile strength steel with good workability it is a dual-purpose high-strength steel sheet consisting of a ferrite and a martensite.
  • a method for producing this dual-rolled high-strength hot-rolled steel sheet there are known a method of performing continuous annealing after hot-rolling and a method of obtaining a hot-rolled steel sheet without annealing.
  • the former method requires an annealing step, so the production cost is high, and recently the method of obtaining the latter by so-called hot rolling has attracted attention.
  • the purpose of the present invention is to provide a method for industrially obtaining a high-tensile-strength steel sheet before hot rolling.
  • the present inventors have conducted intensive experiments and research in order to achieve the above-mentioned purpose, and have obtained the following new metallurgical findings as described below.
  • the workability of a hot-rolled steel sheet is generally governed by ductility and the yield ratio (yield strength / tensile strength).
  • the ratio of the payinite in the metal phase constituting the steel sheet is reduced as much as possible to reduce the ferrite. And increase the proportion of martensite as much as possible, in other words
  • the most effective method for reducing the size of austenite grains is to lower the heating temperature of the slab before hot rolling according to the study of the present inventors.
  • the coiling temperature after the cold rolling is low, for example, if the coiling temperature is about 200 to 300C, even a steel with normal components can be used as a fly-martin steel. In this way, it is possible to easily obtain the two-phase structure of the steel sheet, but as described above, the hot rolled steel sheet has a mechanical property of about 200 to 300C after quenching to a low temperature.
  • the shape of the steel sheet is not uniform due to inhomogeneity], and winding] 3 can be difficult even if it is difficult.] 3, and such a steel sheet can be corrected even with a leveler. Is difficult.
  • the present inventors first found that it was necessary to set the heating temperature before hot rolling to 122 ° C. or lower.
  • the mechanical properties could be made uniform, and based on these three basic findings, came to the present invention.
  • the method for producing a dual-phase hot-rolled high-tensile strength steel sheet of the present invention is as follows: CO 0.33 to 0.15%, Mn 0.5 to 1.0 and Si 0.8 to 0.8. 2.0%, Cr 0.6 to 2.0%, A 0.01 to 0.11o
  • the remainder is made of a slab consisting essentially of Fe and unavoidable impurities.
  • the strip was heated to a temperature of 150 to 122 0 X: and hot rolled, and the hot rolling was completed at a temperature of 800 to 900 ° C. It is characterized in that it is cooled to a temperature of 500 to 500 ° C and wound up at that temperature. Production costs in this way are expensive.
  • the cooling method up to hot rolling and winding] is such that the hot-rolled sheet is heated immediately after hot rolling to 600 to 7 A method of not cooling forcibly until the temperature reaches 0,000, but quenching at a cooling rate of 15 to 80 / sec from that temperature to the winding temperature (350 to 500C). If you adopt, yo! ) As the yield ratio is further reduced, ductility is further improved.
  • Fig. 1 is a graph showing the effect of Mil, Si, and Cr on the yield ratio of a hot-rolled steel sheet
  • Fig. 2 is a graph showing the effect of the heating temperature of the slab before hot rolling on the tensile properties of the hot-rolled steel sheet
  • Fig. 3 is a graph showing the effect of hot-rolling ending temperature on the tensile properties of hot-rolled steel sheets
  • Fig. 4 is a graph showing the effect of coil winding on the tensile properties of hot-rolled steel sheets.
  • Figure 5 shows the effect of the average cooling rate from the start of water cooling after hot rolling to the coil winding on the yield ratio of the hot-rolled sheet. H.
  • the steel slab is composed of C.O.03 to 0.15, Mn.O.5 to : L. 0%, Si 0.8 to 2.0%, Cr 0.6 to 2.0%, ⁇ 6 0.0 1 to 0.1
  • the balance is substantially from Fe and unavoidable impurities.
  • Fig. 1 For S i, Mn, and Cr, the strip heating temperature was 1150, the hot rolling end temperature was 8501C, and the coil winding temperature was 450 X. The effects of Si, Mn, and Cr on the yield ratio during rolling were examined, and the results shown in Fig. 1 were obtained.
  • Curve A shows the case where 0.08 ⁇ C-0.8 ⁇ Mn-1.3% Cr was used as the basic component and the amount of Si added was varied
  • Curve B showed 0.0. 8 ⁇ C-1.5 S i-1.3% Cr was used as the basic component and the amount of Mn added was changed.
  • Curve C is 0.0 8 ⁇ C-1.5 Si-0
  • the case where the amount of Cr added was changed with .8 Mn as the basic component is shown.
  • the yield ratio exceeded 0.7% for all of Si less than 0.8%, Mn less than 0.5%, and CrO.6%. I have. This is all Flight-C. This is because it is not possible to obtain a dual-structure of ferrite-martensite, which is the object of the present invention, by generating a light structure. . Also, the yield ratio exceeds 0.7 ⁇ when it exceeds Si 2.0 $ 3 ⁇ 4, Mn l. 0%, and Cr 2.0%, respectively. This is a multi-site site
  • S i is 0.8 to 2.0 and M n is
  • L. 0 and Cr were in the range of 0.6 to 2.0.
  • one or more selected from the group consisting of rare earth elements, Ca, and Zr are added to improve the formability.
  • Rare earth elements (REM :) and C a both of which have a sulfide morphology control effect, improve formability.
  • the respective addition amounts exceed 0.1%, the effect of controlling the sulfide and morphology does not increase any more, and the addition above them increases oxide inclusions.
  • the addition increases the moldability, the amount added is limited to the above range.
  • the copper smelting method having the above-mentioned components can be performed by the ordinary copper making method, and the production of slabs (slabs) can be performed by either ingot-bulking rolling or continuous casting. Next, the E-roll condition in the method of the present invention will be described.
  • the rolling end temperature is limited to 800 to 900.
  • Fig. 3 shows 0.0 7 ⁇ C-1.5 S i-0.8
  • ⁇ Mn-1.2 Cr steel slab is heated to 115 ⁇ and then rolled by a continuous hot rolling mill, and the hot rolling end temperature is changed in the range of 700 to 150 ⁇ . , 450 show changes in tensile properties when wound into a coil.
  • a finish rolling temperature of 900 ° C or more the formation of the painite occurred and the yield ratio became high due to the increase in the martensite fraction. It remains and the yield ratio rises.
  • the heating temperature of the slab was set to a low temperature of 150 to 122 ° C, and the hot rolling of 80 to 900 TC was performed during continuous hot rolling on a 2 to 4 thick steel sheet. It was said that it was difficult to maintain the temperature at the end of hot rolling.
  • the steel slab of the above-mentioned composition used in the present invention it is possible to secure 800 to 900 C until the final rolling despite the low heating temperature. I did.
  • Table 1 shows that the conventional S-Mix sine and the steel slap used in the present invention were heated to 110, and then heated with the same hot rolling schedule.
  • the final EE rolling temperature of the steel of the above-mentioned component is actually 800 to 900 ° C. It is clear that high temperatures can be secured.
  • the coiling temperature after hot rolling is limited to 350 to 500--.
  • Figure 4 shows 0.07 ⁇ C-1.4 ⁇ Si-0.8 Mn-1.3 Cr steel with a heating temperature of 1 1 5 0 1C and a hot rolling end temperature of 850. This shows the change in tensile properties when hot rolling is performed and coil winding is performed.
  • Coil winding If the temperature exceeds 500 ° C. One light structure appears, and if it is less than 350, ferrite-bainite structure appears, so the yield ratio exceeds 0.7 in any case. On the other hand, coil winding]? The temperature is limited according to this description. In 350 to 500, the purpose of this invention of the fly-martensite is A dual-phase: c-structure is obtained, and the yield ratio reaches 0.6 or less.
  • Fig. 5 shows the 0.07 C-1.5 ⁇ S i-0.8% Mn-1.2% Cr steel slab heated to 115 ⁇ and the final rolling temperature 850
  • the relationship between the cooling rate and the yield ratio when coil rolling was performed at 450 ° by varying the cooling rate by performing the cold rolling at ⁇ ⁇ is shown.
  • 3 ⁇ 4 indicates the case where water cooling was started immediately after the end of hot rolling, and ⁇ indicates the range of 600 to 700 ⁇ without starting forced cooling immediately after the end of hot rolling.
  • Example 2 The same slab as in Example 2 was used, depending on the hot rolling mill used in Example 2.] 3 2.9 mm thick coil under the conditions shown in Table 3, Sample Nos. F to H Rolled.
  • An API tensile test specimen (width 0.5 inch, gage length 2 inch) was sampled from each of the coils obtained in Example 2 and Comparative Example 2 in a direction perpendicular to the rolling direction, and a tensile test was conducted.
  • Table 4 shows the results of the metallurgical analysis and the identified microstructure.
  • the manufacturing method of the present invention can be applied to, for example, manufacturing of a high-strength steel sheet for processing of an automobile, which is mainly used for improving the safety of an automobile and reducing the weight of a vehicle body. Especially for car panzers. Steel sheets for press-formed parts, such as parts and wheel parts, are required to have a low yield ratio and uniform mechanical properties. Ideal for manufacturing. In addition, it can be applied to any steel plate for various high pressure vessels.

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Description

明 細 書
熱延デ ^ ア ル フ - ―ズ高張力鋇板の製造方法
技 術 分 野
こ の発明は フ ヱ ラ イ ト 相お よ びア ル テ ンサ イ ト 相 が複合された金属組織を有する加工性に優れたデ ュ ア ル フ ：：： ー ズ高張力鋼板の製造方法に関 し、 特に熱 間圧延のま ま で 5 0 〜 8 0 Z丽 2 程度の引張強さ を 有する高張力鋼板を得る方法に関する も のであ る 。
冃
最近に至 ]? 、 加工性が良好な高張力鍩钣 と して、 フ ェ ラ イ 卜 と マ ル テ ンサ イ 卜 と の 2 ¾組¾ らな る デ ュ ア ル フ 一ズ高張力鋼板が実用化 される よ う に っ た。 こ のデ ュ ア ル フ - —ズ高張力熱延鋼板の製 造方法 と しては、 熱延後連続焼鈍する方法 と、 焼鈍 せずに熱間圧延のま ま で得る 方法 と が知 られてい る が、 前者の方法では焼鈍工程を必要 と するため、 製 造 コ ス ト が高 く 、 そこ で最近では後者のいわゆ る熱 延ま ま に よ 得る方法が注 目 を浴びている 。
上述の よ う に熱間圧延のま ま でデ ュ ア ル フ ェ 一 ズ 高張力鋼板を製造する方法 と しては各種提案さ れて お 、 それ らに よ れば合金元素 と して , S i ， C r , Mo を適当 に組合わせて添加 した鍩片 を熱間圧延 し、 卷取 ]? 温度を制御する必要があ る こ と が明 ら かに さ れている 。 しカゝ し ¾力； ら従来提案されてい る方法の
OMPI う ち M。 を添加する方法以外はいずれ も ェ案的に実施 した場合、 コ イ ル の長さ方向お よ び幅方向における 機械的性質の変動が大 き く 、 安定性に欠け る問題が あ っ た。 ま た上述の よ う 合金元素の内特に Mo を添 加 した も のにおいては機械的性質を均質に し得るが， Moは極めて高価であ i？ 、 そのため製造コ ス ト が著 し く 高 く な る欠点：^あ る 。
こ の発明は以上の事情に鑑みてな された も ので、 高価な Mo を添加する こ と く 機棕的性質が均質な 引 張強さ 5 0 〜 8 0 K Z廳 2 程度のデュ ア ル フ ヱ ーズ高張 力鋼板を熱間圧延の ま ま で工業的に容易 に得る方法 を提供する こ と を 目 的 とする も ので あ る 。
発 明 の 開 示
本発明者等は上述の よ う な 目 的を達成するべ く 、 鋭意実験 ' 研究を重ねた と こ ろ、 以下に述べる よ う ¾新規な冶金学的知見を得た。
すなわ ち、 一般に熱延鋼板の加工性は延性 と 降伏 比 （ 降伏強度 /引張強 さ ） に よ っ て支配され、 前者 は大 き いほ ど、 後者は小さ い （ 0. 7 以下、 望ま し く は 0. 6 以下 ） ほ ど加工性が良好 と る る 。 こ の よ う に 延性を大 き く しかつ降伏比を小さ く するためには、 鋼板を構成する金属相中のペイ ナ イ ト の比率を可及 的に少る く して フ ェ ラ イ ト お よ びマ ル テ ン サ イ 卜 の 占め る割合を可及的に高め る こ と、 換言すれば フ エ
Ο ΡΙ ラ イ ト およ びマ ル テ ンサイ 卜 のみか ら る理想的 2 相組織に可及的に近付ける こ と が望ま しい。 こ こ で 熱間圧延終了時におけるオー ステナ ィ ト粒が粗大で ある場合にはその後の冷却中における フ - ラ イ 卜 へ の変態が遅れ、 したがっ てそのま ま 冷却されればベ ィ ナイ 卜 の比率が高 く な つ て しま う 。 そこ で加工性 を良好にするためには熱間圧延終了時に けるォ一 ス テナイ ト粒が可及的に小さ いこ と が望ま しい と考 られる。
上述の よ う にオー ステナ イ ト 粒を铵細化する方法 と しては、 本発明者等の研究に よれば、 熱間圧延前 の鋼片加熱温度を低温化する こ とが最も 有効であ )、 従来行っていたごと き 1 2 2 0. 1C を越える温度と し ¾い こ と、 す わち 1 2 2 0 以下に加熱する こ と がまず第 1 に必要であ る こ と を知見 した。 しかし がら従来の通常成分の鋼片を 1 2 2 0 Ό以下の低温 で加熱 して連続熱間圧延すれば、 圧延終了温度が相 当に低温と な るか ら、 その後の水冷を行なわずに高 温で巻取 ら ¾ければ再結晶が完了せず、 ¾ェ組織が 残っ て降伏比が高 く しかも延性の低い ^衩と な っ て しま う 。 一方上述の如 く 高温で巻取っ た場合には逆 に才一ス テナ イ ト が不安定でマ ル テ ンサイ 卜 が形成 され ¾ く る っ てその結果フ ェ ラ イ 卜 - マノレ テ ンサイ ト の 2 相組織が得 られず、 降伏 1宇びが発生する と と も に降伏比が高 く る っ て しま う 。 したがっ て従来の 通常成分の鋼片では熱間圧延前の加熱温 Kを 1220 TC以下 と して も期待すべき特性を得る こ とは困難で ある。 そこで鋼片の組成につき さ らに種々検討を重 ねたと ころ、 Mil 0. 5 〜 ： L. 0 % ( 重量 、 以下同 じ）、 Si 0. 8 〜 2. 0 ° 、 Cr 0. 6 〜 2. 0 から ¾る組成と すれば加工^熟が大き く ¾ ]9 、 熱間圧延前の加熱温 度が 1 2 2 0 Ό以下であっ て も 高い熱間圧延終了温 度を確保でき、 したがっ て良好な特性を期待し得る こ と を知見 した。
さ らに、 熟間圧延後の卷取温度が低ければ、 例え ば巻取温度が 2 0 0 〜 3 0 0 1C程度であれば通常成 分の鋼でも フ - ラ イ ト - マ ル テ ンサイ ト の 2 相組織 を容易に得る こ とが可能と ¾るが、 この よ う に熱間 圧延後 2 0 0 〜 3 0 0 1C程度の.低温ま で急冷 した場 合鋼板の機械的性質が不均質と な つ て鋼板の形状が 悪 く な ]?、 卷取 ]3す ら困難と る こ とがあ ] 3、 ま た その よ う な鋼板は レベ ラ一等に よ つて も镜正が困難 である。 しかるに前述の よ う な成分範囲の鐶であれ ば 3 5 0 〜 5 0 O X: の温度で巻取る こ とに よ ]? フ ： ラ イ 卜 - マ ル テ ン サ イ 卜 の 2 相組緣を安定 して得る こ とができ、 またその よ う ¾温度範囲であれば檨械 的性質が均質と な って、 2 0 ト ン以上の大型コ イ ル でも機械的性質の変動が めて小さい平坦 鎖板が ~ O P一I " 得られる こ と を見出 した。
上述の よ う に本発明者等はま ず第 1 に熱間圧延前 の加熱温度を 1 2 2 0 C以下とする こ とが必要であ る こ と を知見 し、 第 2 に上述の よ う な鋼片加熱温度 を実際に適用可能とするために必要な鋼片の成分を 知見 し、 第 3 にその よ う る成分に よ れば巻取温度を 3 5 0 〜 5 0 0 C と して機械的性質を均質に し得る こ と を知見 し、 これらの基本的な 3 つの知見に基づ き この発明をなすに至っ たのであ る。
したがつて この発明のデ ュ ア ル フ ヱ ー ズ熱延高張 力鋼板の製造方法は、 C O. 0 3 〜 0. 1 5 % 、 Mn 0. 5 〜 1. 0 ヽ Si 0. 8 〜 2. 0 % 、 Cr 0. 6 〜 2. 0 % 、 A 0. 0 1 〜 0. 1 1oヽ 残部実質的に Feおよび不可避的不 純物か ら ¾ る鋼片を素材と し、 その鋼片を 1 0 5 0 〜 1 2 2 0 X： の温度に加熱 して熱間圧延 して、 800 〜 9 0 0 Όの温度でその熟間圧延を終了 し、 得られ た熱延板を 3 5 0 〜 5 0 0 Ό の温度ま で冷却 してそ の温度で巻取る こ と を特徵とする も のであ る。 この よ う に して製造する こ と に よ っ て、 高価 ¾ M。 を添加 する こ と な く 、 熱間圧延後コ イ ル に巻取っ た状態で フ ェ ラ イ 卜 - マ ル テ ン サ イ ト の理想的なデ ュ ア ル フ ェ 一 ズ組織が得 られ、 したがっ て低降伏比で高延性 の加工性が極めて良好な高張力銷板を安価に製造す る こ と 力；でき、 しかも卷取温度が 3 5 0 〜 5 0 0 °C
OMPI
W1PO と比較的高温であるため檨檨的性質が均一で形状不 良が少 いコ ィ ル巻銅板を得る こ とができ る。
またこの発明の製造方法を実施するにあた ]?、 熱 間圧延後卷取 ]) に至るま での冷却方法と して、 熱間 圧延終了直後か ら熱延板が 6 0 0 〜 7 0 0 の温度 に至るまでは強制冷却せず、 その温度か ら巻取温度 ( 3 5 0 〜 5 0 0 C ) に至るま でを 1 5 〜 8 0 /sec の冷却速度で急冷する方法を採用すれば、 よ ！）一層 降伏比が低 く なる と と も に延性がさ らに向上する。
図面の簡単 ¾説明
第 1 図は熱延鑌板の降伏比に及ぼす Mil ， Si ， Cr の影響を示すグ ラ フ、 第 2 図は熱延鋼板の引張特性 に及ぼす熱間 E延前鋼片加熱温度の影響を示すグ ラ フ、 第 3 図は熱延鋼板の引張特性に及ぼす熱間圧延 終了温度の影響を示すグ ラ フ、 第 4 図は熱延鋼板の . 引張特性に及ぽすコ ィ ル卷取 ]?温度の影譽を示すグ ラ フ 、 第 5 図は熱延鐳板の降伏比に及ぼす熱間圧延 後の水冷開始後コ ィ ル卷取 ま での平均冷却速度の 影響を示すグ ラ フ である。
発明を実施するための最良の形態
先ずこ の発明の方法に いて熟間圧延素材と して 使用される 片の成分範 3について説明する と、 こ の鋼片は、 C O. 0 3 〜 0. 1 5 、 Mn O. 5 〜 ： L. 0 %、 Si 0. 8 〜 2. 0 %、 Cr 0. 6 〜 2. 0 %、 Α·6 0.0 1〜0.1
Ο ΡΙ 画 °h 残部実質的に Fe および不可避的不純物か ら ¾ る も のであ る 。
C は強度確保のために少な く と も 0. 0 3 を必要 とするが、 0. 1 5 % を越えれば延性 と溶接性の劣化 が著 しい力 ら、 0. 0 3 〜 0. 1 5 に制限される。
S i , Mn , Cr については、鍩片加熱温度 1 1 5 0 、 熱間圧延終了温度 8 5 0 1C 、 コ イ ル巻取温度 4 5 0 X： る る条件下で連続熱間圧延機で圧延 した と き の降伏比に及ぼす S i ， Mn ， Cr の影響について調 ベたと ころ、 第 1 図に示す結杲が得 られた。 第 1 図 において曲線 A は 0. 0 8 ^ C - 0. 8 ^ Mn - 1. 3 % Cr を基本成分と して S i 添加量を変化させた場合を示 し， 曲線 B は 0. 0 8 ^ C - 1. 5 S i - 1. 3 % Crを基本成 分と して Mn添加量を変化させた場合を示 し、 曲線 C は 0. 0 8 ^ C - 1. 5 Si - 0. 8 Mnを基本成分と し. て Cr添加量を変化させた場合を示す。 第 1 図の各曲 線か ら明 らか よ う に、 S i 0. 8 %未満、 Mn 0. 5 % 未満、 Cr O. 6 %未満ではいずれも 降伏比が 0. 7 % を 越えている。 これはいずれも フ ヱ ラ イ ト - ハ。一 ラ イ ト組織を生成 して、 フ ェ ラ イ ト - マ ル テ ン サ イ ト の この発明の 目 的と するデ ュ ア ル フ - — ズ^織が得 ら れてい いためであ る。 ま た S i 2. 0 $¾ 、 Mn l. 0 %、 Cr 2. 0 %をそれぞれ越えた場合に も 降伏比が 0. 7 ^ を越えている 。 これは、 いずれも マ ル テ ンサイ ト 分
OMPI 率の上昇と ペイ ナイ ト 組籙の混入に よ る も のである したがつ てこの発明では S i は 0. 8 〜 2. 0 、 Mnは
0. 5 〜 ； L. 0 、 C r は 0. 6 〜 2. 0 の範囲と した。
は脱酸元素と して好適に使用される も のであ ]? 0. 0 1 以上でその効果が発攆される。 しか しなが ら 0. 1 % を越えて使用する こ とは介在物の増加をも たら し、 好ま し く ないので 0- 1 以下と した。
さ らに本発明の方法においては、 上記各成分のほ か、 成形性向上のため、 希土類元素、 Ca , Z r の う ちか ら選ばれた 1 種または 2 種以上をそれぞれ 0.0 1
〜 0. 1 添加 した鋼 を素材と して用いる こ と も有 効である。 希土類元素 （ REM ：) 、 C a , はと も に 硫化物形態制御効果を有するため成形性を向上させ る。 しかしなが らそれぞれの添加量が 0· 1 % を越え て添加 して もそれ以上硫化锪形態制御効杲は大き く な らず、 ま たそれ议上の添加は酸化物系介在物の増 加を も た ら して逆に成形性を低下させるから、 上述 の範囲に添加量を限定 した。 ま た同 じ く成形性向上 のため、 S を 0. 0 1 %以下に抑制した^片を素材と して用いる こ とが望ま しい。
以上の成分を有する鑌の溶製法は、 通常の製銅法 を採用でき、 ま た鍩片 （ ス ラ ブ ） の製造は造塊 - 分 塊圧延、 も し く は連続篛造のいずれに よ っ て も 良い 次にこの発明の方法における E延条件について説
OMPI 誦 明する と、 先ず熱間圧延のための鋼片加熱温度は 1 0 5 0 — 1 2 2 O : に限定される。 第 2 図は
0. 0 7 $δ C - 1. 5 °h Si- 0. 8 ^ Mn - 1. 2 % Cr 鋼の ス ラ ブを 1 0 0 0 〜 1 3 0 0 X： で加熱後、 連続熱間 圧延機で熱間圧延 し、 8 5 0 TC で最終圧延を行 い、 4 5 0 C でコ イ ル に巻取っ た場合の引張特性の変化 を示すも のであ ]? 、 1 2 2 0 以上の加熱温度では 組織中にべィ ナイ ト が混在 し、 降伏比が高 く な ])、 一方 1 0 5 0 C以下ではハ。一 ラ イ ト変態が生 じて降 伏比が高 く な る 。 1 0 5 0 〜 1 2 2 の範囲で は組織力；フ ヱ ラ イ ト - マ ル テ ンサイ ト のデ ュ ア ル フ ヱ ー ズと ]?、 降伏比 も 0. 7以下と ¾る のでこ の範 囲に限定 した。
ま た圧延終了温度については 8 0 0 〜 9 0 0 に 限定される。 第 3 図は 0. 0 7 ^ C - 1. 5 S i - 0. 8
<^ Mn - 1. 2 Cr 鋼のス ラ ブを 1 1 5 0 Ό に加熱後、 連続熱間圧延機で圧延 し、 熱間圧延終了温度を 700 〜 1 0 5 0 Όの範囲で変化させ、 4 5 0 にお て コ イ ル に巻取っ た場合の引張特性の変化を示す。 熟 間圧延終了温度 9 0 0 Ό以上ではペ イ ナイ ト が出現 しま たマ ルテ ンサイ ト 分率が高 く な るため降伏比が 高 く な ]? 、 一方 8 0 0 未満では加工組漦が残っ て 降伏比が上昇する。 8 0 0 〜 9 0 0 の範囲で フ ヱ ラ イ 卜 - マ ル テ ン サ イ 卜 の デ ュ ア ル フ ヱ 一 ズ組織力； 得られ、 降伏比が 0. 7 以下と るの で こ の範囲に熱 間圧延終了温度を限定 した。
なお従来はス ラ ブ加熱温度を 1 0 5 0 〜 1 2 2 0 Ό と低温と し、 2 〜 4 廳厚の薄鋼板に連続熱間圧延 する際に 8 0 ひ〜 9 0 0 TCの熱間圧延終了温度を確 保する こ とは困難である と されていた。 しか しなが ら こ の発明で使用される前記成分の鋼片に よれば、 低加熱温度に も かかわ らず最終圧延時ま で 8 0 0 〜 9 0 0 1C を確保する こ とが可能と る った。 す ¾わち 第 1 表は従来の S i - Mix鐫と この発明で使用される 鋼のス ラ プを 1 1 0 に加熱 した後、 同一の熱延 ス ケ ヅ ユ ールで 2. 6 厚の板に熱間圧延した際の最 終圧延温度上限を示すも のであ ])、 こ の苐 1 表から 前記成分の鋼に よ 実際に最終 EE延温度を 8 0 0 〜 9 0 0 Cの高温に確保でき る こ とが明 らかである。
1 表
Figure imgf000012_0001
この よ う に従来の熱延ま ま デ ュ ア ル フ ヱ 一ズ高張力 鐧に使用されている鋼 と こ の癸明の方法に使用され る鍋と の間に差が生 じる理由は明 らかではるいが、 熱間圧延時のオ ー ス テ ナィ 卜 の再結晶挙動の差に起
OMPI
、 、 WIPO 因する も の と 思われる。
熱間圧延後の コ イ ル卷取 温度は 3 5 0 〜 5 0 0 - Όに限定される 。 第 4 図は 0. 0 7 ^ C - 1. 4 ^ Si - 0. 8 Mn - 1. 3 Cr 鋼につ き ス ラ ブ加熱温度 1 1 5 0 1C、 熱間圧延終了温度 8 5 0 と して熱間圧延を行 い、 コ イ ル巻取 ]? 温度を変化させた場合の引張特 性の変化を示す。 コ イ ル巻取 ]?温度が 5 0 0 Ό.を越 えればハ。一 ラ イ ト組織が出現 し、 3 5 0 未満では フ ェ ラ イ ト - べィ ナイ ト組镜が出現する ため、 いず れの場合も 降伏比が 0. 7 を越える。 これに対 しコ ィ ル巻取 ]?温度がこの ¾明に いて限定する 3 5 0 〜 5 0 0 匸 では フ ヱ ラ イ ト - マ ル テ ン サ イ ト の こ の発 明の 目的とするデ ュ ア ル フ ： c —ズ組織が得 られ、 降 伏比 も 0. 6 以下に達する。
次に熱間圧延終了後コ イ ル巻取 ]? ま での冷却条件 について説明する 。 第 5 図は 0. 0 7 C - 1. 5 ^ S i - 0. 8 % Mn - 1. 2 % Cr 鋼のス ラ ブを 1 1 5 0 Όに Π熱 して最終圧延温度 8 5 0 Ό にて熟間圧延を行 い、 種々 冷却速度を変化させて、 4 5 0 Ό において コ イ ル巻取 を行っ た場合の冷却速度と降伏比と の 関係を示す。 ¾お第 5 図中〇印は熱間圧延終了直後 に水冷を開始 した場合を示 し、 β 印は熱間圧延終了 直後に強制冷却を開始せずに 6 0 0 〜 7 0 0 Όの範 囲内の温度に至っ たと き に ラ ンァ ゥ ト テ一ブ ル上に
O PI て水冷を開始した場合 （ 但しこの場合の冷却速度は 6 0 0 〜 7 0 0 以降の水冷時の冷却速度を示す ） を示す。 第 5 図か ら明 らかな よ う に熱間圧延終了直 後に水冷を開始 して通常の熱間圧延機で実現される 冷却速度 （ 1 0 〜 2 0 0 O/sec ) で冷却 した場合でも 降伏比が 0. 6 以下と ¾ るが、 特に熱間圧延直後に水 冷を開始せず、 6 0 0 〜 7 0 0 Ό の範囲内の温度か ら 1 5 〜 8 0 で水冷した場合にはよ 層降 伏比が低 く なる。 したがつ てこの発明の方法を実施 する場合、 熱間圧延直後に水冷を開始 して も 良いが、 よ 1) 良好な加工性を得るためには、 熱間圧延後 600 〜 7 0 0 Ό ま で強制冷却する こ と な く 、 それ以後巻 取！） 温度ま で 1 5 〜 8 0 Ό/sec で冷却する こ とが望 ま しい。
次にこ の発明の実施例および比敦例を記す。
実施例 1
第 2表の試料番号 I 〜 VIに示す成分の鋼を転炉で 溶製した後、 2 0 ト ン鏡型に造塊篛造 し、 分塊圧延 に よ ]? 1 8 0 丽厚、 1 0 2 0 權の ス ラ ブ と した。 各ス ラ ブを 1 1 5 0 Όに加熱 した後、 粗圧延機 4 ス タ ン ド、 仕上げ圧延機 7 ス タ ン ドか らなる連続熱間 圧延機にて次に示す熱延条件で 2. 6 ^厚 の コ ィ ル に 熱間圧延した。
粗圧延終了温度 9 7 0 Ό士 2 0 粗圧延終了時板厚 3 2
熱間圧延終了温度 8 3 0 C ± 2 0 TC
水冷開始温度 8 3 0 C土 2 0
コ イ ル卷取！？温度 4 5 0 C ± 2 0 1C
水冷開始後コィル巻取]?までの平均冷却速度
Figure imgf000015_0001
比較例 1
第 2 表の試料番号 ！〜 X に示す成分の鑤を溶製 し た後、 実施例 1 と 同様に造塊鐃造 - 分塊圧延 し、 実 施例 1 と 同一の条件で熱間圧延 した。
実施例 1 およ び比赘例 1 に よ 得 られた各熱延コ ィ ルか ら圧延直角方向に API 引張試験片 （ 幅 0. 5 ィ ン チ、 ゲー ジ長 2 イ ン チ ） を採取 し、 引張試験を行 つた結果を第 2 表右欄に示す。 第 2 表から明 らかな よ う に、 この発明の成分範囲内の実施例 1 の各試料 I 〜 Wは降伏比が 0. 5 〜 0. 6 と著 し く 低 く 、 降伏伸 びも 出現 しない。 これに対 し、 合金元素であ る Si , Mn , Cr のいずれかがこの発明の成分範囲を外れた 比較例 1 の各試料！！〜 X はいずれも 降伏比が高 く 、 降伏伸びが出現する。 ま た、 第 2 表の試料 I 〜 VIIお よび試料 〜 X の引張強さ およ び侍びを対照比較す れば明 らか ¾ よ う に、 本発明実； ¾ '列の鐫は同一引張 強さでの伸びが比駭例の銷よ ]) 高 く 、 したがっ て良 好 延性を示 している 。 実施例 2
0. 0 6 ^> C - 1. 6 ^ S i - 0. 7 5δ Mn - 1. 4 ?δ CT 2 0 0 ト ンを転炉で溶製した後、 連続篛造法に よ 2 0 0 露厚、 9 1 0 籠幅、 2 5 ト ン重量のス ラ ブを 得た。 各ス ラ ブを粗圧延檨 5 ス タ ン ド、 仕上げ圧延 機 7 ス タ ン ドおよび長さ 1 3 0 丽 の水冷装置か ら ¾ る連続式熱間圧延機で第 3 表の試料番号 A 〜 E に示 す条件下にお て.2. 9 ^厚のコ ィ ルに熱間圧延した ¾お粗圧延終了時の板厚は 3 3 皿と した。
比較例 2
実施例 2 と 同一のス ラ ブを実施例 2 で用いた熱間 圧延装置に よ ]3第 3 表の試料番号 F 〜 H に示す条件 下で 2. 9 狮厚のコ イ ル に熟間圧延した。
実施例 2 お よび比較例 2 に よ る各コ ィ ルか ら圧延 直角方向に AP I 引張試験片 （ 幅 0. 5 ィ ン チ、 ゲ ー ジ 長 2 イ ン チ ） を採取し、 引張試験を行った結果お よ び光学顕微鏡によ ]? 同定した金属組織を第 4 表に示 す。
第 4 表か ら明 らか ¾ よ う にこの発明の熟間圧延条 件範囲内で熱間圧延を行つ た実施例 2 の試料 A 〜 E はいずれも降伏比が 0. 6 以下であ ]?、 ま た降伏伸び も現われなかった。 特に熟間圧延終了後 6 8 0 に おいて水冷を開始 した試料 C は降伏比が傯の も の よ も さ らに低 く っていた。 一方、 この発明の条件
_ O PI
、U po ' TIO 範囲外で熱間圧延 した比較例 2 の各試料 F 〜 Hはい ずれも降伏比が高い。 ま た第 4 表の結果か ら、 この 発明の方法に よ ]? 得 られた圧延材は、 比較例の も の と比較し、 同一引張強 さでの伸びが大 き い。 さ らに この発明の実施例 2 に よ 1) 得られた圧延材はいずれ も フ - ラ イ 卜 - マ ル テ ンサイ ト 組織が得 られていた のに対 し、 比較例 2 の も のではべイ ナィ ト 組織が現 われた！）、 加工組織が残留 した ])、 フ - ラ イ 卜 - ハ。 —ラ イ ト組緣と な った ]? している こ とが明 らかであ る O
O PI
、 " S )
Figure imgf000018_0001
9T
T8fa00/T8Jf/IDd 6 SI0/S80 第 3 表
Figure imgf000019_0001
第 4 表
フ
ト
00
Figure imgf000020_0001
Μ マノレテ ン -リ- Ί ト Β ペイ +ィ 卜、 Ρ ; や—ライ 卜
産業上の利用可能性
この発明の製造方法は、 主と して自動車の安全性 の向上、 車体の重量低減のために使用される 自動車 用の加工用高張力鋼板の製造な どに適用でき る。 特 に自動車のパ ン ハ。部品やホイ ー ル部品 ど、 プ レ ス 成形される部品用の鋼板には低降伏比である こ と お よび機械的性質が均一である こ とが要求され、 した がっ てこの種の鋼板の製造に最適である。 このほか 各種高圧容器向けの鋼板 どの製造にも適用でき る ,
一 OMPI , 一 。 .

Claims

請 求 の 範 囲
1. C 0. 0 3 〜 0. 1 5 %、 Mn 0. 5 ~ 1. 0 N Si 0. 8 〜 2. 0 %、 Cr 0. 6 ~ 2. 0 % 、 A 0. 0 1 〜 0. 1 、 残部実質的に Fe および不可避的不純物 よ ！） る 鋼片を素材と し、 この鋼片を 1 0 5 0 〜 ： 1 2 2 0 °C の温度に加熱 して熱間圧延して、 8 0 0 〜 9 0 0 °C の温度においてその熱間圧延を終了 し、 その後熱延 板を 3 5 0 〜 5 0 0 °C の温度まで冷却してその温度 で巻取る こ とを特徵とする、 フ - ラ イ ト - マ ル テ ン サ イ ト を主たる組赣相とする熱延デ ュ ア ル フ - ー ズ' 高張力鋼板の製造方法。
2. 前記熱間圧延終了後、 熟延板を非強制冷却状 態で 6 0 0 〜 7 0 0 で の温度に至 ら しめ、 その温度 から 3 5 0 〜 5 0 0 °C の巻取温度に至るまでの間を 1 5 〜 8 0 °CZ sec の冷却速度で急冷する こ と を特徵 とする請求の範囲第 1 項記載の熱延デュ ア ル フ ェ 一 ズ高張力鋼板の製造方法。
3. 前記熱間 EE延終了直後か ら 3 5 0 〜 5 0 0 °C の巻取温度に至るまで熱延板を 1 0 〜 2 0 0 °C/ sec の冷却速度で強 ij冷却する請求の範囲第 1 項記載の 熱延デュ ア ル フ ェ ーズ高張力銅板の製造方法。
4. 前記素材と して、 前記各成分のほか、 0. 0 1 〜 0. 1 の希土類元素、 0. 0 1 〜 0. 1 の Ca、 0.01 〜 0· 1 Zr のう ちから選ばれた 1 種以上の も のを含
OMPI
舊。 有する鋼片を用いる請求の範囲第 1 項記載の熱延デ ュ ア ル フ - ーズ高張力鋼板の製造方法。
5. 前記素材と して、 S 有量が 0. 0 1 以下に 抑制された も のを用いる請求の範囲第 1 項記載の熱 延デュ ァル フ - ーズ高張力鋼板の製造方法。
OMPI
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