WO1994025635A1 - Tole d'acier presentant une excellente aptitude au bordage et son procede de production - Google Patents

Tole d'acier presentant une excellente aptitude au bordage et son procede de production Download PDF

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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a thin steel plate having a forged thickness of 0.5 to 5 mm, and particularly relates to a thin steel plate having excellent stretch flangeability and a method for producing the same.
  • one of the hot-rolled steel sheets developed in the current process is required to have formability after stamping (for example, this material is used for strength members of automobiles (members, wheels, etc.) )
  • Such steel must be provided with a strength and workability as a strength member, has developed to a high strength steel sheet of the current 6 0 ⁇ 7 0 kg f / mm 2 class has been promoted. This is for example, as disclosed in JP-A-61-19733 and JP-A-11-162723, fine low-temperature transformation phases (fine pearlite and bainite) are defined as fine filaments and bucket sizes. (Tempered martensite)
  • the bucket means a small unit group of low-temperature transformation phases composed of similar crystal orientation groups, which are identified by etching or the like.
  • local ductility such as elongation flangeability decreases when an extremely hard phase is present in ferrite, such as cementite-martensite, in particular. Attention has been paid to making the size uniform and finer (less than 20 // m).
  • the present inventors have focused on thin strips and studied the production of steel sheets excellent in toughness or strength / ductility balance from the thin strips.
  • the temperature range of C is cooled at a cooling rate of 1 to 30 ° C Z sec to precipitate precipitates such as MnS and TiN, which are used as nuclei for intragranular transformation, and then at 900 to 600 ° C.
  • By cooling the temperature range at a cooling rate of 10 ° C / sec or more we succeeded in forming a fine payinite or Widmanstattenite structure centered on the precipitates, Kaihei 2 — Japanese Patent No. 236224, No. 28 and the like.
  • T i O, T i 2 0 3 or T i N precipitates or BN and Fe 2 3, such as (C-B) 6
  • the precipitates used as the transformation nuclei described above tend to become coarse because they precipitate in the austenite region, and the stretch flangeability of the steel sheet in which these hard precipitates are dispersed is generally poor.
  • the technology for improving the elongation flangeability in the above was not examined in detail.
  • the present inventors conducted a study to newly impart elongation and flangeability to a steel sheet formed from the thin strip.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. Hei 11-162723 discloses that even if a two-phase zone annealing is performed after hot rolling to obtain a martensite phase, it is hardened further in order to reduce the difference in hardness between the ferrite and the ferrite. Has been proposed.
  • the present inventors studied to obtain a thin steel sheet having only a low-temperature transformation phase and having excellent elongation and flangeability with fewer steps than the conventional method, The purpose was achieved by cooling the steel sheet formed from the thin strip at a specific cooling rate.
  • the steel sheet is used as a strength member, and a material having a tensile strength of 35 kgf / difficulty 2 or more is targeted.
  • an object of the present invention is to provide a thin steel sheet having excellent elongation flangeability in a smaller number of steps than in the past.
  • Another object of the present invention is to provide a thin steel sheet having both high strength and stretch flangeability.
  • Still another object of the present invention is to impart excellent elongation flangeability to a steel sheet formed from a thin strip.
  • the present invention has made various studies on elongation flangeability. As a result, a low-temperature transformation phase which is indispensable for a structure giving excellent stretch flangeability was formed. He noted that the austenitic organization of Obi was extremely advantageous.
  • cooling in the transformation zone from austenite to flat is performed at a predetermined cooling rate in accordance with the contained components, so that a very uniform desired low-temperature transformation phase, that is, intragranular acicular shape, is obtained. It has been found that a structure consisting only of brightening, paying, etc. can be obtained, that is, coarse austenite grains of as-solidified form are not added without adding a carbonitride forming element such as Ti. By cooling at a predetermined cooling rate, the formation of grain boundary fluoride was suppressed, the precipitates were eliminated, and the entire structure of the low-temperature transformation phase was successfully formed. For the first time, a thin steel sheet with extremely good elongation flangeability while having the above characteristics was obtained.
  • the present invention has been completed based on the above findings. It is as follows.
  • the thin steel sheet of the present invention contains, by weight, C: 0.01 to 0.20%, Si: 0.005 to 1.5%, Mn: 0.05 to 1.5%, and S: 0.030% or less, and if necessary, Ca: 0.0005 to 0.0100.
  • REM containing 0.005 to 0.050%, with the balance being Fe and unavoidable impurities, at least 1 of bainite with intragranular needle-like filler and a bucket size of 30 to 300.
  • the seed is characterized by consisting of more than 95% of the tissue in the tissue occupancy and having a thickness of 0.5 to 5 mm.
  • steel consisting of the above components is continuously formed into a thin strip having a structure thickness of 0.5 to 5 mm, and a temperature range of a structure temperature of 900 ° C to 650 ° C to 400 ° C. Up to the temperature range described above, it is cooled at an average cooling rate of not less than VrCZsec specified by the following equation (1) specified by C and Mn, and wound at 650 ° C or less.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the steel composition of the microstructure and the cooling rate.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the tensile strength and the hole expansion ratio.
  • C is the most important element in forming the structure of steel and determining the strength of steel, but is less than 0.01% (hereinafter, all percentages of components are% by weight) However, even if the cooling rate is increased, the formation of ferrite is inevitable, and the strength of 35 kgf / mm 2 or more cannot be provided. If it exceeds 0.2%, ductility is significantly deteriorated, and weldability is also deteriorated. Therefore, C was set in the range of 0.01 to 0.20%.
  • Si is important as a strengthening element for steel.However, if it exceeds 1.5%, the effect is saturated and the pickling property deteriorates, and if it is less than 0.005%, there is no effect of its addition. Range.
  • Mn is an element that improves the strength and ductility of steel.However, the addition of more than 1.5% increases the cost, and the addition of less than 0.05% has no effect, so the range was 0.05-1.5%. .
  • S is an unavoidable impurity and is an element that degrades stretch flangeability via sulfide inclusions.
  • the amount of S is preferably as small as possible, and the upper limit is set to 0.030%.
  • Cat or REM lanthanide rare earth containing Y
  • P and N are elements mixed into steel as unavoidable impurities, and are set to 0.02% or less in the steel of the present invention.
  • A1 is inevitably contained as a deoxidizing element in an amount of 0.1% or less.
  • tramp elements such as Cu, Sn, Cr, and Ni may be mixed into the steel component.
  • the present invention is not subject to any restrictions.
  • the element content at this time is Cu 0.5% or less, Ni: 0.3% or less, Cr: 0.3% or less, and Sn: 0.1% or less.
  • the structure of the steel of the present invention is 95% for bainite with a bucket size of 30 to 300 ⁇ m, or for intragranularly formed needle-shaped fluorite or a mixed structure of these (the structure changes with the addition amount of C and Mn and the cooling rate). It has the above organizational occupancy.
  • the steel having such a structure has a relatively high hole expanding property (evaluating the elongation flangeability) regardless of the magnitude of the tensile strength (strength). It has extremely unique mechanical properties such as hole spreading properties.
  • the above steel is manufactured under the following manufacturing conditions.
  • the coarse austenitic structure obtained by the structure (for example, twin roll structure) is brought to the fluite transformation zone as it is.
  • the structure for example, twin roll structure
  • it is necessary to already have the product steel sheet thickness at the time of fabrication but if the fabrication thickness is more than 5 mm, the productivity will be significantly reduced, and if the fabrication thickness is less than 0.5 mm, the stability of the structure cannot be ensured. That is, the steel plate thickness was limited to 0.5 to 5 mra.
  • cooling conditions were determined based on the following experimental results in order to bring the forged austenite structure to the flight transformation region.
  • Fig. 1 shows the resulting structure.
  • the microstructural symbols shown here are microstructures, where F is coarse ferrite, 0 is cementite, P is perlite, B is bainite, and I is austenitic grains. It is a fine needle-shaped filament (a fraction with an aspect ratio of 1: 5 or more), and the two types indicate the mixed microstructure. Further, the area indicated by hatching in the figure is the condition of the present invention.
  • the obtained structure is bainite or intragranular ferrite or a mixed structure thereof.
  • Fine filaments granular polygonal ferrite with a grain size of 20 m or less, which are always included in the so-called hot-rolled materials, are not generated at all, and no coarse filaments are generated.
  • the structure of the present invention can be formed even when the cooling rate is 10 ° CZsec or less.
  • the payite of the steel of the present invention has a large unit of a packet size of 30 m or more as compared with the payite of the conventional steel, but has a very uniform macroscopic structure and also has an intragranular needle-like ferrite. Is also a very uniform organization.
  • the tissue occupancy is 95% with only these two low-temperature phases. That was all. That is, according to the present invention, it is possible to obtain a low-temperature transformation phase that is advantageous in elongation flangeability by performing transformation at a certain cooling speed or higher where coarse coalite is not generated.
  • FIG. 1 shows that all steel sheets cooled under cooling conditions other than the present invention have a mixed structure in which coarse ferrite is mixed.
  • the steel sheet deteriorates as the elongation and flangeability become particularly high.
  • the structure of the steel of the present invention is quite different from that of hot-rolled material at present, and such a structure is obtained in the current process in which austenite fine-grained by hot rolling undergoes a filament transformation. It is not possible. Rather, such a structure is often found in the molten metal part during welding ', but the manufacturing conditions under which all the steel strips have the same structure have been newly elucidated by the present invention.
  • the cooling start temperature must be equal to or higher than the temperature at which the X-ray transformation starts, and is limited to 900 ° C or higher. If the winding temperature is too high, sufficient supercooling to transformation due to cooling cannot be achieved, so the winding temperature should be 650 ° C or less. On the other hand, the lower limit of the winding temperature is not particularly limited. However, if the content of alloying elements is high, there is a risk of exceeding the Ms point (martensite formation temperature) if cooled to a very low temperature, and shape deformation. It is preferable that the temperature be 400 ° C or higher because of the occurrence of cracks. Example
  • steels having the chemical components shown in Table 1 were melted, and steels A to H were formed into thin strips having a structure thickness of 2.7 mm by a double-headed monolithic structure, and then cooled and wound as shown in the same table.
  • steels A to F are steels and conditions of the present invention
  • steel G has a C content
  • steel H has a cooling rate
  • steel I has a cooling rate and a winding temperature.
  • conventional steels J to L were converted into slabs with a thickness of 230 by the current continuous forming process, and hot-rolled steel sheets with a thickness of 2.6 mm after the current hot-rolling process at a reheating temperature of 1100 ° C.
  • the steel strip was pickled, and then cut with a cutting line. At that time, temper rolling was performed with a reduction rate of 1%. Thereafter, the sample was subjected to a structure observation and a material test.
  • the material test a tensile test and a hole expanding test were performed.
  • JIS Z2201, No. 5 test piece was used.
  • the hole expansion test uses a method in which a shear hole punched with a diameter of 20 min is punched out with a conical punch with the burr removed.-The hole diameter at the time when the crack penetrates the plate thickness is changed to the original hole diameter (20 mm). The value obtained by dividing by is used as the hole expansion ratio.
  • Table 2 shows the results of the material test.
  • the steels A to F of the present invention have inferior elongation at the same strength level as the steels J to L manufactured through the conventional hot rolling process, although their elongation at the same strength level is slightly inferior. It can be seen that the hole expansion ratio is excellent.
  • steel G which is a comparative steel despite being a thin strip, has insufficient strength because the C content is out of the range of the present invention, and steels H and I have production conditions outside the range of the present invention. It contains fu- lytes, and as a result, the hole expansion ratio is not particularly excellent.
  • Fig. 2 shows the strength-hole expansion ratio balance of these steels.
  • the steel of the present invention has a hole expansion ratio close to 70 kgf Z nmi 2. It can be seen that the superiority of the steel of the present invention becomes more remarkable as the strength of the steel plate is higher than 2 (that is, as shown in this figure).
  • a hot-rolled steel sheet having excellent elongation flangeability which has been manufactured by prescribing the current hot-rolling process and specifying various components and hot-rolling conditions.
  • the process of omitting the hot rolling by the twin roll method makes it possible to produce the resin at low cost and relatively easily.
  • the production method of the present invention basically does not require rolling, there is no surface or edge defect such as a cracked edge caused by rolling in the current process. This is considered to be a particularly advantageous process when manufacturing thin steel sheets using scrap mixed with tramp elements such as Cu and Sn that cause surface flaws as the main raw material.
  • the steel of the present invention can be used not only as a material requiring stretch flangeability but also as a material requiring strength sufficient for the present invention steel.

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Description

明 細 書 伸びフラ ンジ性の優れた薄鋼板及びその製造方法 技術分野
本発明は铸造ま 、の铸造厚さが 0. 5〜 5 mmの薄鋼板に係わり、 特 に優れた伸びフラ ンジ性を有する薄鋼板及びその製造方法に関する ものである。 背景技術
現在、 板厚が 1. 4〜 5 ramの薄鋼板は 200mm超の厚みのスラブを出 発素材と し、 熱間圧延を経て熱延鋼板として製造されている。 この 現状工程による材質作り込み技術、 すなわち組織制御の基本思想は. 材料を熱間圧延する工程で該材料に再結晶を生じしめて粗大なォー ステナイ ト組織を微細化し粒界面積を増加させるか、 もしく は未再 結晶域で圧延して変形帯 （転位密度の局所的に高い所） などを導入 する、 などにより変態の核生成サイ ト数を増加させることで冷却時 に生成するフヱライ 卜などの組織を微細化することにある。 ちなみ に変態前のオーステナイ ト粒径は従来工程では 20 ^ m以下であり、 変態して得られる組織も例えばフ ライ ト粒径で 20 m以下といつ たレベルにある。
このように、 現状工程で開発されている熱延鋼板の一つに打抜き 加工後の成形性が要求される材料 （この材料はたとえば自動車の強 度部材 （メ ンバー、 ホイールなど） に使用される） として、 伸びフ ラ ンジ性 （穴広げ性） の優れた高強度熱延鋼板がある。 かかる鋼板 は強度部材と しての強度と加工性を具備する必要があり、 現在 6 0 〜 7 0 kg f /mm 2 級の高強度鋼板まで開発が進められている。 これは 例えば特開昭 61 - 19733号公報、 特開平 1 一 162723号公報などに開示 されているとおり、 微細なフ ユライ 卜 とバケツ トサイズと して微細 な低温変態相 （微細なパーライ トやべイナィ トゃ焼戻しマルテンサ ィ 卜）
とからなる複合組織を呈する （ここでバケツ トとはエッチングなど により識別される、 似かよつた結晶方位群からなる低温変態相の小 単位群を意味する） 。 一般に伸びフラ ンジ性のような局部延性はセ メ ンタイ トゃマルテンサイ 卜と言ったフェライ トに対し極端に硬質 な相が大きく存在している場合には低下することが知られており、 特に組織を均一化かつ微細化 （ほ 20 // m以下） することに注意が 払われてきた。
一方、 近年の铸造技術の発達から双ロール铸造法などにより熱延 板相当厚みの薄铸帯の製造が可能となりつつある。 このプロセスは 従来熱延を完全に省略できるため、 省コス ト · 省エネルギープロセ スとして主に冷延 · 焼鈍を経る冷延鋼板の素材と しての検討が進め られてきた。 しかし薄铸帯そのものを熱延鋼板相当材と して見た場 合、 オーステナイ ト粒径が約 1000 / mと極端に粗大なため、 一般に 得られるフユライ ト主体の組織も極めて粗大化する傾向があつた。 このため薄铸帯そのものの特性はほとんど検討されていなかった。 本発明者らはか、 る薄铸帯に着目し、 靱性あるいは強度 · 延性バ ラ ンスの優れた鋼板を該薄铸帯より製造することを研究し、 オース テナイ ト中、 すなわち 900〜 1400°Cの温度範囲を 1〜30°C Z s e c の 冷却速度で冷却して MnS や T i N などの析出物を析出せしめて、 これ を核として粒内変態に利用し、 次いで 900〜600 °Cの温度範囲を 10 °C / s e c 以上の冷却速度で冷却して前記析出物を中心とした微細な ペイナイ ト又はウイ ッ ドマンシュテツテンフヱライ ト組織を形成す ることに成功し、 これを特開平 2 — 236224号公報、 特開平 2「 2362 28号公報などで開示した。
上記薄铸帯では特に、 鋼中成分と して T i， Bを添加し、 T i O， T i 203 又は T i N などの析出物あるいは BNや Fe 2 3 (C- B) 6といった析出 物を形成して粒界から生成するフ ュライ 卜を制御するとともにフ エ .ライ ト変態の核形成に寄与せしめ、 微細なフヱライ ト又はべィナイ ト組織を形成することができた。
しかしながら、 前述の変態核と して利用される析出物はオーステ ナイ 卜域で析出するところから粗大になり易く、 これら硬質な析出 物が分散した鋼板の伸びフランジ性は一般に劣るため、 上記薄鋼板 における伸びフラ ンジ性を改良する技術について詳細に検討してい なかった。
そこで本発明者らは新たに上記薄铸帯から形成される鋼板に伸び フラ ンジ性を付与する研究を行った。
ところで現状工程によつて製造される熱延鋼板に伸びフランジ性 を付与することは、 該鋼板のオーステナイ ト組織が微細なため一般 にむずかしい。 すなわち、 熱延鋼板はかゝる微細組織を有するので 熱延後の冷却中にフェライ 卜の生成は避けられず、 よって伸びフラ ンジ性に有利なペイナイ トなどの低温変態相のみの組織を得ること は一般に困難である。 例えば前述した特開昭 61 - 19733号公報では、 熱延仕上温度を高めにとりオーステナイ ト組織を微細化しないこと- および冷却条件を厳密に管理すること、 などでようやく 50 %以上の 低温変態相を得るに至っている。 また特開平 1一 162723号公報では- 熱延後二相域焼鈍を行いマルテンサイ ト相を得ても、 フェライ 卜と の硬度差を軽減するためさらにこれを焼き戻すといったプロセス上 負荷の高い作り込みが提案されている。
本発明者らは、 このような従来方法より も少ない工程で低温変態 相のみからなる伸びフラ ンジ性の優れた薄鋼板を得ることを研究し、 上記薄鋅帯から形成された鋼板を特定の冷却速度で冷却することに よってその目的を達成することができたのである。
なお、 上記鋼板は強度部材に供されることが前提であり、 引張強 度で 3 5 kgf /難2 以上の材料が対象である。
. すなわち、 本発明の目的は従来より少ぃ工程で優れた伸びフラ ン ジ性を有する薄鋼板を提供することにある。
又、 本発明の他の目的は高強度性と伸びフランジ性を同時に有す る薄鋼板を提供することにある。
更に又、 本発明の他の目的は薄铸帯から形成された鋼板に優れた 伸びフラ ンジ性を付与するところにある。 発明の構成
本発明は上記目的を達成するため、 伸びフラ ンジ性について種々 究明したところ、 優れた伸びフランジ性を与える組織に不可欠とな る低温変態相を形成するのに、 従来省みられなかった薄铸帯ま 、の オーステナイ ト組織が極めて有利であることに着目 した。
そして溶鋼が凝固した後、 オーステナイ トからフ ヱライ 卜への変 態域における冷却を含有成分に応じた所定の冷却速度で行う ことに より、 極めて均一な所望の低温変態相、 すなわち粒内針状フ ヱライ ト、 ペイナイ トなど、 のみからなる組織が得られることを見出した, すなわち、 T iのような炭窒化物形成元素を添加せず、 铸造凝固ま 、の粗大なオーステナイ ト粒をそのま 、所定の冷却速度で冷却する ことにより、 粒界フユライ 卜の生成を抑え、 析出物をなく して全面 的な低温変態相の組織を形成することに成功したものであり、 この 組織により高強度の特性を有しながら伸びフラ ンジ性が極めて良い 薄鋼板を初めて得ることができたのである。
本発明は上記の知見によつて完成したものであり、 その要旨は次 のとおりである。
本発明の薄鋼板は重量％で、 C ： 0.01〜0.20%、 Si ： 0.005〜 1.5 %、 Mn： 0.05〜1.5 %及び S ： 0.030%以下を含み、 必要に応 じて、 Ca： 0.0005〜0.0100%又は Yを含む REM ： 0.005〜0.050 % を含有し、 残部が Fe及び不可避的不純物からなる鋼で、 粒内生成針 状フヱライ ト及びバケツ トサイズが 30〜300 のべイナィ トの少 く とも 1種が組織占有率で 95%以上の組織からなり、 かつ板厚が 0.5〜 5 mmの範囲にあることを特徴とする。
上記薄鋼板を製造する方法と して、 上記成分からなる鋼を铸造厚 み 0.5〜 5咖の薄铸帯に連続铸造し、 铸造温度〜 900°Cの温度範囲 から 650°C〜 400°Cの温度範囲までを、 Cと Mnで特定される下記 ( 1 ) 式によって示される V rCZsec)以上の平均冷却速度で冷却 し、 650°C以下で卷取ることを特徴とする。
logV≥ 0.5— 0.8 log Ceq(°CZsec：)… （ 1 )
但し、 Ceq = C + 0.2Mn
なお、 この際、 薄铸帯中の引け巣を潰すなどの目的でイ ンライ ン で 20%以下の軽圧下を施してもよい。 図面の簡単な説明
第 1 図はミ ク口組織の鋼成分と冷却速度との関係を示す図である ( 第 2図は引張強さと穴広げ比の関係を示す図である。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明を実施するための最良の形態について詳述する。
まず、 本発明の成分の限定理由について説明する。
Cは鋼の組織を形成する上で、 また鋼の強度を決定する上で最も 重要な元素であるが、 0.01%未満 （以下、 成分の％は全て重量％) では冷却速度を高めてもフ ェ ライ 卜の生成は避けられず、 また 3 5 kgf/mm2 以上の強度を付与することができない。 また、 0.2%超で は延性の劣化が著しく、 また溶接性も劣化する。 よって Cは 0.01〜 0.20%の範囲と した。
Siは鋼の強化元素として重要であるが、 1.5%超では効果が飽和 することおよび酸洗性が劣化することから、 また、 0.005%未満で はその添加効果がないことから 0.005〜1.5 %の範囲と した。
Mnは鋼の強度 · 延性を向上させる元素であるが、 1.5%超の添加 はコス ト高となることから、 また、 0.05%未満ではその添加効果が ないことから 0.05〜1.5 %の範囲と した。
Sは不可避的不純物であり、 硫化物系介在物を介して伸びフラ ン ジ性を劣化させる元素である。
したがって、 Sの量はできるだけ少ぃ方がよく、 その上限を 0.030 %と した。
なお、 伸びフラ ンジ性を向上させるためには、 Sを減らし、 硫化 物系介在物を減らすとともに、 該介在物を球状化することが有効で ある。 この球状化には Catしく は REM(Yを含むラ ンタニ ド系希土類） が有効である。
したがって、 必要に応じて、 Caを 0.0005〜0.0100%、 REM を
0.0050〜0.050 %の範囲で添加してもよい。 上記添加量の下限未満 では球状化の効果は少なく、 上限超では球状化の効果が飽和し、 む しろ介在物を増加させて逆効果となる。
なお本発明で特に限定はしないが、 P， Nは不可避不純物と して 鋼に混入する元素であり、 本発明鋼では共に 0.02%以下とする。 ま た A1は脱酸元素と して不可避的に 0.1%以下含まれる。
—方、 スクラ ップを主原料と した場合には Cu， Sn, Cr， Niなどの 卜ランプエレメ ン 卜が鋼成分に混入することがあるが、 これにより 本発明は何等制約を受けるものではない。 この際の元素含有量は Cu 0.5%以下、 Ni ： 0.3%以下、 Cr： 0.3%以下、 Sn： 0.1%以下で ある。
次に本発明鋼の組織について説明する。
本発明鋼の組織はバケツ トサイズが 30〜300 〃 mのべイナィ 卜か 粒内生成針状フユライ トまたはこれらの混合組織 （ C， Mnの添加量 と冷却速度で組織が変化する） が 95%以上の組織占有率を有するも のである。
この組織は Cおよび Mn量が少ぃときにはべィナイ ト主体となり、 逆にこれらの量が多いときには針状フェライ ト主体となり易い。
か、 る組織を有する鋼は後述の実施例に基づく第 2図で示すよう に、 穴広げ性 （伸びフラ ンジ性を評価） が引張強さ （強度） の大き さに関係なく ほ 一定した高い穴広げ性を有するという極めて特異 な機械的性質を有する。
以上の鋼は次の製造条件によって製造される。
本発明の組織 · 材質作り込み技術にとつて最も重要なことは、 铸 造 （例えば、 双ロール铸造） によって得られる粗大なオーステナイ ト組織をそのままフユライ ト変態域に持ちきたすことにある。 すな わち現行熱延工程のようにオーステナイ ト域で大きな圧下をかけ、 再結晶などによりオーステナイ ト粒が微細化することは逆に好ま し く ない。 このため铸造時にすでに製品鋼板厚みを有する必要がある が、 铸造厚みが 5 mm超では生産性が著しく低下すること、 また 0.5 隱未満では铸造の安定性が確保できないことから、 本発明では铸造 厚み、 すなわち鋼板板厚を 0.5〜 5 mraに限定した。 一方、 本発明で は上記の理由により圧延を施す必要はないが、 铸片の表面粗度ゃク ラウンなどを整えるため、 あるいは铸造により生じた板厚中心部の 引け巣を潰すなどのためにイ ンライ ンで 20%以下の軽圧下を施すこ とは何等本発明の効果を妨げるものではない。
上述のように、 鍀造オーステナイ ト組織をそのま 、 フヱライ ト変 態域に持ちきたすために、 冷却条件を次の実験結果に基づいて決定 し
C , Si, Mn量が種々異なる溶鋼を真空溶解にて溶製し、 双ロール 铸造により板厚 3.2mraに铸造後、 950°Cから 600°Cまでを種々の冷 速で冷却した後の組織を調べた。 得られた組織の様子を第 1図に示 す。 こ こに示した組織の記号はミ クロ組織として、 Fが粗大フ ェラ イ ト、 0がセメ ンタイ ト、 Pがパーライ ト、 Bがべイナイ ト、 Iが オーステナイ 卜の粒内から生成した微細針状フヱライ ト （ァスぺク ト比で 1 ： 5以上のフヱライ ト） であり、 二種類が記されているの はそれらの混合組織であることを示している。 また図中ハッチング で示された領域が本発明の条件である。
すなわち、 下記 （ 1 ) 式によって定まる冷却速度 （°CZsec)Vで 冷却した場に、 得られる組織はべイナィ トもしく は粒内針状フ ェラ ィ トまたはそれらの混合組織であって、 いわゆる現行熱延材に必ず 含まれる粒径 20 m以下の微細フヱライ ト （粒状のポリ ゴナルフェ ライ ト） はいつさい生成せず、 また粗大フヱライ トも生成しない。
logV = 0.5- 0.8 log Ceq … ( 1 )
但し、 Ceq = C + 0.2Mn (重量％)
上記 （ 1 ) 式は成分に依存し、 たとえば SS400 クラスの鋼板では 冷却速度が 10°CZsec 以下の場合でも本発明の組織を形成すること ができる。
また、 本発明鋼のペイナイ トは従来鋼のペイナイ 卜と比較してパ ケッ トサイズが 30 m以上と大きな単位となるが、 マクロには極め て均一な組織であり、 また粒内針状フェライ トも極めて均一な組織 である。 そしてこれら二種類の低温生成相のみで組織占有率が 95% 以上であった。 すなわち本発明によれば粗大フユライ トが生成しな いある冷速以上で変態させることにより伸びフラ ンジ性に有利な低 温変態相を全面に得ることが可能となる。
同様に第 1 図より、 本発明以外の冷却条件で冷却された鋼板は全 て粗大フェライ トが混在した混合組織になることがわかる。
したがってか、 る鋼板は第 2図に示すように伸びフラ ンジ性が特 に高強度になるにつれ劣化しているのである。
ところで本発明鋼の組織は前述したように極めて現状熱延材と異 なるものであり、 熱延により細粒化したオーステナイ トからフ ヱラ ィ ト変態が生ずる現行工程ではこのような組織を得ることはできな い。 むしろこのような組織は溶接時の溶融金属部にしばしば見受け られる 'が、 鋼帯すべてが同組織となる製造条件は本発明によって新 規に解明されたものである。
なお本発明において冷却開始温度はフ Xライ ト変態が開始する温 度以上でなければならず、 900°C以上と限定する。 また巻取温度は あまり高温であると冷却による変態への十分な過冷が達成されない ことから 650°C以下とする。 一方、 巻取温度の下限については特に 限定しないが、 合金元素の含有量が高い場合にはあまり低い温度ま で冷却すると Ms点 （マルテンサイ ト生成温度） を超える危険性があ ること、 形状くずれが生じることなどから 400°C以上とすることが 好ま しい。 実施例
第 1表に示す化学成分を有する鋼を溶解し、 鋼 Aから Hは双口一 ル铸造により铸造厚み 2. 7mmの薄铸帯とし、 その後同表に示す冷却' 卷取りを行った。 こ こで鋼 Aから Fまでが本発明鋼および条件であ り、 鋼 Gは C量が、 鋼 Hは冷却速度が、 鋼 I は冷却速度と巻取温度 が本発明の範囲外である比較鋼である。 一方、 従来鋼と して鋼 Jか ら Lは現行連続铸造により 230誦厚みのスラブと し、 再加熱温度 1100°Cで現行熱延工程を経て板厚 2. 6mmの熱延鋼板と した。
次いで以上の鋼帯を酸洗後、 切板ライ ンで切板と した。 その際圧 下率 1 %の調質圧延を施した。 その後、 この試料を組織観察及び材 質試験に供した。
光学顕微鏡による板厚断面の組織観察の結果を第 1表の右欄に併 記した。 ここで用いた記号は第 1図のものと同様である。 これより 明らかなように本発明により製造された鋼 Aから Fはべイナィ トも しく は粒内針状フ ライ トといつた低温変態相のみからなるのに対 し、 薄铸帯でありながら成分や冷却条件が本発明外の鋼 Gから I は 初析フェライ 卜が混在した混合組織を呈していた。 また現行熱延材 である鋼 Jから Lは、 粒径そのものは 20 m以下の微細なものであ るが、 やはり初析フ ライ 卜が混在した組織であった。 またこれら 熱延材の組織は一般に圧延方向に多少伸長したものとなるが、 本発 明鋼は元々圧延を受けていないためマク口的には等方的な組織であ ることも特徴の一つである。
材質試験は引張試験と穴広げ試験を行った。 引張試験には J I S Z2201 、 5号試験片を用いた。 また穴広げ試験は直径 20minで打ち抜 いたせん断穴をバリを外にして円錐ポンチで押し広げる方法を用い- クラ ックが板厚を貫通する時点での穴径を元の穴径 （20mm ) で割つ た値をもって穴広げ比と した。
¾ 第 1 表 鋼 成 分（wt%) (1)式 ftp開始 巻取 繊 備 考
による mK
C Si Mn S その他の v(。C/s) CO (°C/s) CO
鋼 A 0.03 0.01 0.18 0.008 28 1030 48 450 B 本発明鋼 鋼 B 0.04 0.01 0.15 0.005 Cu:0.10, Sn:0.03 27 960 35 530 B 本発明鋼 鋼し 0.05 0.03 0.44 0.011 15 930 24 600 I 本発明鋼 鋼 D 0.12 0.20 0.66 0.007 Cu:0.05, Cr:0.08 9.5 930 17 600 I 本発明鋼 鋼 E 0.16 0.72 1.20 0.005 6.6 910 10 620 I 本発明鋼 鋼 F 0.17 0.10 1.40 0.023 6.0 1050 8 580 I 本発明鋼 鋼し 0.0030.02 0.13 0.006 53 960 60 520 F + B mm 鋼 H 0.02 0.03 0.12 0.012 38 930 20 500 F + B mm
$k I 0.13 0.25 0.70 0.007 9.1 910 6(¾^) 720 F + P mm J 0.05 0.02 0.21 0.008 910 620 F + 6> 微熱涎材 K 0.12 0.08 0.45 0.010 870 570 F + P
し 0.12 0.86 1.13 0.006 Ca: 0.0028 870 410 F + B
(注） （ l ) 脚開 は仕 ±*rr (3)纖の記号
(2)下線部は本発明の範囲外を示す。 F :フェライト、 0 :セメンタイト、 P :パーライト
B：べィナイ卜、 I ：粒内十状フェライ卜
材質試験の結果を第 2表に示す。 これより明らかなように本発明 鋼である鋼 Aから Fは従来の熱延工程を経て製造された鋼 Jから L と比較して同強度レベルでの伸びはやや劣るものの伸びフラ ンジ性 の指標となる穴広げ比は優れていることがわかる。 一方、 薄铸帯で ありながら比較鋼となる鋼 Gは C量が本発明の範囲から外れるため 強度が不足しており、 また鋼 H , I は製造条件が本発明の範囲外で あるため、 フユライ トを含んでおり、 この結果穴広げ比も特に優れ たものではない。 第 2図にこれらの強度一穴広げ比バランスを示す ( 従来鋼や比較鋼が強度の上昇とともに穴広げ比が低下するのに比し て、 本発明鋼は 70kgf Z nmi 2 近く まで穴広げ比 2以上を保っている ( すなわちこの図より高強度鋼板になるほど本発明鋼の優位性が顕著 になることがわかる。
第 2 表 降伏点強度 弓 1張強度 伸 び 穴広げ比 備 考
(kg f /mm 2 ) (kg f /mm 2 ) ( % )
鋼 A 28. 2 38. 1 37 2. 17 本発明鋼 鋼 B 26. 4 36. 4 40 2. 14 本発明鋼 鋼 C 36. 1 44. 9 30 2. 20 本発明鋼 鋼 D 33. 9 50. 0 26 2. 06 本発明鋼 鋼 E 46. 0 68. 2 22 2. 01 本発明鋼 鋼 F 44. 1 62. 5 24 2. 05 本発明鋼 鋼 G 23. 1 32. 3 35 2. 12 比較鋼 鋼 H 24. 8 35. 2 36 1. 93 比較鋼 鋼 I 28. 3 37. 8 32 1. 84 比較鋼 鋼 J 22. 0 35. 2 45 2. 10 従来熱延材 鋼 30. 4 45. 9 38 1. 68 従来熱延材 鋼 L 42. 2 64. 3 31 1. 71 従来熱延材 産業上の利用可能性
以上詳述したように、 本発明によれば、 現行の熱延工程を前提と して種々の成分や熱延条件の規定によつて製造されてきた伸びフラ ンジ性に優れた熱延鋼板が、 双ロール铸造法による熱延省略プロセ スによって、 安価にかつ比較的容易に製造することが可能になる。 また本発明の製造方法では基本的に圧延を必要と しないため、 現行 プロセスで圧延に起因して生ずるへゲゃ耳割れなどの表面や端部欠 陥も生じない。 このことは表面きずの原因となる C uや S nなどの トラ ンプエレメ ン トが混入するスクラップを主原料と して薄鋼板を製造 する場合、 とりわけ有利なプロセスであると考えられる。 なお、 本 発明鋼が伸びフランジ性を必要とする材料と してだけでなく、 本発 明鋼で充足する強度を必要とする材料と しても使用できることは勿 δ冊 ?め 。

Claims

請 求 の 範 囲
1 . 重量％で、 C ： 0.01〜0.20%、 Si ：. 0· 005〜1.5 %、 Mn ： 0.05〜1.5 %及び S : 0.03%以下を含み、 残部が Fe及び不可避的不 純物からなる鋼で、 粒内生成針状フ ェ ライ ト及びバケツ トサイズが 30〜300 / mのべイナィ トの少く とも 1種が組織占有率で 95%以上 の組織からなり、 かつ板厚が 0.5〜 5 mmの範囲にあることを特徴と する伸びフ ラ ンジ性の優れた薄鋼板。
2. 更に、 重量％で Ca： 0.0005〜0.0100%または REM ： 0.005〜 0.050 %を含有する請求の範囲第 1項記載の薄鋼板。
3. 重量％で、 C ： 0.01— 0.20%、 Si ： 0.005— 1.5 Mn： 0.05〜1.5 %及び S ： 0.03 %以下を含み、 残部が Fe及び不可避的 不純物からなる鋼を铸造厚み 0.5〜 5 mmの薄铸帯に連続铸造し、 铸 造温度〜 900°Cの温度範囲から 650°C以下の温度までを、 下記 ( 1 ) 式で示される V (°CZsec)以上の平均冷却速度で冷却し、 650°C以下で巻取ることを特徴とする伸びフ ラ ンジ性の優れた薄鋼 板の製造方法。
logV≥ 0.5— 0.8 log Ceq(°C "sec：)… （ 1 )
但し、 Ceq = C + 0.2Mn
4. 更に重量％で Ca： 0.0005〜0.0100%又は REM : 0.05〜0.050 %を含有する請求の範囲第 3項記載の製造方法。
5. 铸造後卷取りに至る迄の間に 20%以下の圧下率で圧延を施す 請求の範囲第 3項又は第 4項記載の製造方法。
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Families Citing this family (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5993570A (en) * 1997-06-20 1999-11-30 American Cast Iron Pipe Company Linepipe and structural steel produced by high speed continuous casting
JP3320014B2 (ja) * 1997-06-16 2002-09-03 川崎製鉄株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷延鋼板
DE19758108C1 (de) * 1997-12-17 1999-01-14 Mannesmann Ag Produktionsverfahren und -anlage zur endlosen Erzeugung von warmgewalzten dünnen Flachprodukten
FR2796966B1 (fr) * 1999-07-30 2001-09-21 Ugine Sa Procede de fabrication de bandes minces en acier de type "trip" et bandes minces ainsi obtenues
AUPR047900A0 (en) * 2000-09-29 2000-10-26 Bhp Steel (Jla) Pty Limited A method of producing steel
US7117925B2 (en) * 2000-09-29 2006-10-10 Nucor Corporation Production of thin steel strip
EP1326725B1 (en) * 2000-09-29 2009-08-05 Nucor Corporation Production of thin steel strip
US6581672B2 (en) * 2000-09-29 2003-06-24 Nucor Corporation Method for controlling a continuous strip steel casting process based on customer-specified requirements
US7591917B2 (en) * 2000-10-02 2009-09-22 Nucor Corporation Method of producing steel strip
US20070175608A1 (en) * 2006-01-16 2007-08-02 Nucor Corporation Thin cast steel strip with reduced microcracking
WO2007079545A1 (en) * 2006-01-16 2007-07-19 Nucor Corporation Thin cast steel strip with reduced microcracking
MY157870A (en) * 2007-05-06 2016-07-29 Bluescope Steel Ltd A thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same
EP1995336A1 (fr) 2007-05-16 2008-11-26 ArcelorMittal France Acier à faible densité présentant une bonne aptitude à l'emboutissage
JP4445561B2 (ja) * 2008-07-15 2010-04-07 新日本製鐵株式会社 鋼の連続鋳造鋳片およびその製造方法
US20100215981A1 (en) * 2009-02-20 2010-08-26 Nucor Corporation Hot rolled thin cast strip product and method for making the same
EP2985362B8 (en) * 2013-10-02 2020-10-21 Nippon Steel Corporation Age-hardenable steel
US20150176108A1 (en) * 2013-12-24 2015-06-25 Nucor Corporation High strength high ductility high copper low alloy thin cast strip product and method for making the same
CN104907335B (zh) * 2015-06-25 2017-05-10 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种适用于碳‑锰中厚钢板的过冷奥氏体轧制方法
JP6628999B2 (ja) * 2015-07-30 2020-01-15 株式会社リケン 鋳鋼部材
CN112522588B (zh) * 2019-09-19 2022-06-28 宝山钢铁股份有限公司 一种薄带连铸生产高强薄规格花纹钢板/带的方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6119733A (ja) * 1984-07-05 1986-01-28 Nippon Steel Corp 伸びフランジ性の優れた超７０キロ級高強度熱延鋼板の製造方法
JPS6479321A (en) * 1987-09-21 1989-03-24 Kobe Steel Ltd Production of composite structure high-strength cold rolled steel sheet having excellent bulging and elongation flanging properties
JPH04350A (ja) * 1989-11-16 1992-01-06 Kawasaki Steel Corp 伸びフランジ特性に優れた高張力冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法
JPH04120243A (ja) * 1990-09-11 1992-04-21 Kawasaki Steel Corp 高張力冷延鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61213322A (ja) 1985-03-19 1986-09-22 Nippon Steel Corp 鋼板の製造法
JPS6421010A (en) 1987-04-24 1989-01-24 Nippon Steel Corp Production of high-strength steel plate having excellent toughness
EP0295500B2 (en) * 1987-06-03 2003-09-10 Nippon Steel Corporation Hot rolled steel sheet with a high strength and a distinguished formability
JP2682691B2 (ja) 1989-01-20 1997-11-26 新日本製鐵株式会社 高強度鋼板の製造法
JPH02236224A (ja) 1989-03-09 1990-09-19 Nippon Steel Corp 靭性に優れた高張力鋼板の製造方法
JP2768807B2 (ja) 1990-02-06 1998-06-25 新日本製鐵株式会社 薄帯鋼板の製造方法
JP2938147B2 (ja) 1990-04-13 1999-08-23 新日本製鐵株式会社 薄鋳帯による冷延鋼板の製造方法
JP2580936B2 (ja) * 1992-08-27 1997-02-12 株式会社神戸製鋼所 表面疵の少ない鋼材の製造方法
JPH06119733A (ja) * 1992-10-02 1994-04-28 Nippon Steel Corp 磁気ディスク装置のヘッド退避機構

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6119733A (ja) * 1984-07-05 1986-01-28 Nippon Steel Corp 伸びフランジ性の優れた超７０キロ級高強度熱延鋼板の製造方法
JPS6479321A (en) * 1987-09-21 1989-03-24 Kobe Steel Ltd Production of composite structure high-strength cold rolled steel sheet having excellent bulging and elongation flanging properties
JPH04350A (ja) * 1989-11-16 1992-01-06 Kawasaki Steel Corp 伸びフランジ特性に優れた高張力冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法
JPH04120243A (ja) * 1990-09-11 1992-04-21 Kawasaki Steel Corp 高張力冷延鋼板及びその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP0646656A1 *

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