JPH08337840A - 高い強度と優れた絞り加工性を有するチタン含有圧延鋼板とその製造方法 - Google Patents
高い強度と優れた絞り加工性を有するチタン含有圧延鋼板とその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高い強度と優れた絞り加工性とを有する熱間
圧延鋼板。 【解決手段】 重量組成：Ｃ≦0.12％、0.5 ≦Mn≦ 1.5
％、０≦Si≦ 0.3％、０≦Ｐ≦ 0.1％、０≦Ｓ≦0.05
％、0.01≦Al≦ 0.1％、０≦Cr≦１％、0.03％≦Tieff
≦0.15％（Tieff は窒化物、硫化物または酸化物の形以
外のチタンの含有率) ０≦Nb≦0.05％を有し、その構造
の少なくとも75％はチタンまたはチタンとニオブとの炭
化物または炭窒化物の析出で硬化されたフェライトで構
成され、残部の少なくとも10％はマルテンサイトと、必
要に応じて含まれるベイナイトおよび残留オーステナイ
トとで構成されることを特徴とする高い強度と優れた絞
り加工性とを有する熱間圧延鋼板。
圧延鋼板。 【解決手段】 重量組成：Ｃ≦0.12％、0.5 ≦Mn≦ 1.5
％、０≦Si≦ 0.3％、０≦Ｐ≦ 0.1％、０≦Ｓ≦0.05
％、0.01≦Al≦ 0.1％、０≦Cr≦１％、0.03％≦Tieff
≦0.15％（Tieff は窒化物、硫化物または酸化物の形以
外のチタンの含有率) ０≦Nb≦0.05％を有し、その構造
の少なくとも75％はチタンまたはチタンとニオブとの炭
化物または炭窒化物の析出で硬化されたフェライトで構
成され、残部の少なくとも10％はマルテンサイトと、必
要に応じて含まれるベイナイトおよび残留オーステナイ
トとで構成されることを特徴とする高い強度と優れた絞
り加工性とを有する熱間圧延鋼板。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は冶金分野、特に自動
車産業で車両の構造部品を製造するための高い強度と優
れた絞り加工性とを有する熱間圧延鋼板とその製造方法
とに関するものである。
車産業で車両の構造部品を製造するための高い強度と優
れた絞り加工性とを有する熱間圧延鋼板とその製造方法
とに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】平らな熱間圧延製品の機械特性はストリ
ップ圧延機での圧延法で変わり、高い機械特性を有する
種々のグレードの鋼が存在している。降伏強度の高い鋼
（ＨＹＳ鋼またはＨＳＬＡ鋼とよばれている）はニオ
ブ、チタンまたはバナジウムの微量合金鋼である。この
鋼は降伏強度が高く、降伏強度の最小値は約300MPaから
約700 MPa である。この高い降伏強度はフェライト粒子
の微小化と硬化物微細析出(fine precipitation durcis
sante)とによって得られるが、この鋼は成形性が悪く、
特に最も高いグレードのものの成形性が悪い。この鋼の
降伏強度／引張強度比(Re/Rm) は高い。
ップ圧延機での圧延法で変わり、高い機械特性を有する
種々のグレードの鋼が存在している。降伏強度の高い鋼
（ＨＹＳ鋼またはＨＳＬＡ鋼とよばれている）はニオ
ブ、チタンまたはバナジウムの微量合金鋼である。この
鋼は降伏強度が高く、降伏強度の最小値は約300MPaから
約700 MPa である。この高い降伏強度はフェライト粒子
の微小化と硬化物微細析出(fine precipitation durcis
sante)とによって得られるが、この鋼は成形性が悪く、
特に最も高いグレードのものの成形性が悪い。この鋼の
降伏強度／引張強度比(Re/Rm) は高い。
【０００３】いわゆる２相(double phase または dual
phase)鋼はフェライトとマルテンサイトとから成る微細
構造を有する。フェライト変態は熱間圧延終了後時にAr
3 以下の温度まで鋼板を急冷し、その後室温で徐冷する
ことによって得られる。その後 M s以下の温度まで急冷
却するとマルテンサイト変態が起こる。この鋼は一定強
度レベルまでは非常に優れた成形性を示すが、強度が 6
50 MPa以上になると含有マルテンサイト比率が高くなる
ため成形性が悪くなる。いわゆる高強度(HS)鋼はフェラ
イトとベイナイトとから成る微細構造を有し、この鋼の
成形性は高い降伏強度を有する鋼と２相鋼との中間であ
るが、溶接性はこれら２種類の鋼に比べて低い。この鋼
の強度はＲm ＝600 MPa グレードに制限され、これ以上
では成形性が急速に低下する。
phase)鋼はフェライトとマルテンサイトとから成る微細
構造を有する。フェライト変態は熱間圧延終了後時にAr
3 以下の温度まで鋼板を急冷し、その後室温で徐冷する
ことによって得られる。その後 M s以下の温度まで急冷
却するとマルテンサイト変態が起こる。この鋼は一定強
度レベルまでは非常に優れた成形性を示すが、強度が 6
50 MPa以上になると含有マルテンサイト比率が高くなる
ため成形性が悪くなる。いわゆる高強度(HS)鋼はフェラ
イトとベイナイトとから成る微細構造を有し、この鋼の
成形性は高い降伏強度を有する鋼と２相鋼との中間であ
るが、溶接性はこれら２種類の鋼に比べて低い。この鋼
の強度はＲm ＝600 MPa グレードに制限され、これ以上
では成形性が急速に低下する。
【０００４】いわゆる極低炭素ベイナイト構造(ULCB)鋼
は薄片状フェライトとカーバイドとからなる非常に微細
な低炭素ベイナイト構造を有する。この鋼の製造時には
硼素さらにはニオブを微量添加してフェライト変態を阻
止する。この鋼では 750 MPa以上の極めて高い強度が得
られるが、成形性および延性はかなり悪い。TRIP（変態
誘起塑性）鋼はフェライト、ベイナイトおよび残留オー
ステナイトからなる微細構造を有する。この鋼は非常に
高い強度を示すが炭素含有率が高いために溶接性が極め
て悪い。強度と成形性と溶接性とを最も良く調和させる
ために、基本的に炭化チタンおよび／または炭化ニオビ
ウムの析出物で硬化されたフェライトとマルテンサイト
とを含み、さらに残留オーステナイトを含む構造の熱間
圧延鋼板用の鋼が開発されている（欧州特許第0,548,95
0 号参照）。この鋼は下記重量組成を有する：Ｃ≦0.18
％、 0.5≦Si≦2.5 ％、 0.5 ≦Mn≦2.5 ％、 Ｐ≦0.
05％Ｓ≦0.02％、 0.01 ≦Al≦0.1 ％、0.02≦Ti≦0.5
％および／または0.03≦Nb≦１％、 Ｃ％≧0.05＋Ti/4
＋Nb/8
は薄片状フェライトとカーバイドとからなる非常に微細
な低炭素ベイナイト構造を有する。この鋼の製造時には
硼素さらにはニオブを微量添加してフェライト変態を阻
止する。この鋼では 750 MPa以上の極めて高い強度が得
られるが、成形性および延性はかなり悪い。TRIP（変態
誘起塑性）鋼はフェライト、ベイナイトおよび残留オー
ステナイトからなる微細構造を有する。この鋼は非常に
高い強度を示すが炭素含有率が高いために溶接性が極め
て悪い。強度と成形性と溶接性とを最も良く調和させる
ために、基本的に炭化チタンおよび／または炭化ニオビ
ウムの析出物で硬化されたフェライトとマルテンサイト
とを含み、さらに残留オーステナイトを含む構造の熱間
圧延鋼板用の鋼が開発されている（欧州特許第0,548,95
0 号参照）。この鋼は下記重量組成を有する：Ｃ≦0.18
％、 0.5≦Si≦2.5 ％、 0.5 ≦Mn≦2.5 ％、 Ｐ≦0.
05％Ｓ≦0.02％、 0.01 ≦Al≦0.1 ％、0.02≦Ti≦0.5
％および／または0.03≦Nb≦１％、 Ｃ％≧0.05＋Ti/4
＋Nb/8
【０００５】この鋼は実際に高い強度（Rm＝ 700 MPa程
度）と優れた成形性（Re/Rm ＝0.65程度）とを有する
が、溶接性が所望値よりも低く、さらに表面外観が悪
く、「タイガーストライプ」とよばれる欠陥の存在が認
められる。これはカラミンの含有に起因し、デスケーリ
ングで除去することができない。この欠陥のためこの鋼
は目で見える部品に用いることができない。
度）と優れた成形性（Re/Rm ＝0.65程度）とを有する
が、溶接性が所望値よりも低く、さらに表面外観が悪
く、「タイガーストライプ」とよばれる欠陥の存在が認
められる。これはカラミンの含有に起因し、デスケーリ
ングで除去することができない。この欠陥のためこの鋼
は目で見える部品に用いることができない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は強度が
高く、成形性に優れ、溶接性に優れ、しかも表面外観が
良いバランスのとれた鋼を熱間圧延鋼板ユーザーに提供
することにある。
高く、成形性に優れ、溶接性に優れ、しかも表面外観が
良いバランスのとれた鋼を熱間圧延鋼板ユーザーに提供
することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、下記重量組
成： Ｃ≦0.12％、 0.5 ≦Mn≦ 1.5％、 ０≦Si≦ 0.3％、 ０≦Ｐ≦ 0.1％、 ０≦Ｓ≦0.05％、 0.01≦Al≦ 0.1％、 ０≦Cr≦１％、 0.03％≦Tieff ≦0.15％ （Tieff は窒化物、硫化物または酸化物の形以外のチタ
ンの含有率） ０≦Nb≦0.05％ を有し、その構造の少なくとも75％はチタンまたはチタ
ンとニオブとの炭化物または炭窒化物の析出で硬化され
たフェライトで構成され、残部の少なくとも10％はマル
テンサイトと、必要に応じて含まれるベイナイトおよび
残留オーステナイトとで構成されることを特徴とする高
い強度と優れた絞り加工性とを有する熱間圧延鋼板を提
供する。本発明の他の対象は上記鋼板の製造方法にあ
る。
成： Ｃ≦0.12％、 0.5 ≦Mn≦ 1.5％、 ０≦Si≦ 0.3％、 ０≦Ｐ≦ 0.1％、 ０≦Ｓ≦0.05％、 0.01≦Al≦ 0.1％、 ０≦Cr≦１％、 0.03％≦Tieff ≦0.15％ （Tieff は窒化物、硫化物または酸化物の形以外のチタ
ンの含有率） ０≦Nb≦0.05％ を有し、その構造の少なくとも75％はチタンまたはチタ
ンとニオブとの炭化物または炭窒化物の析出で硬化され
たフェライトで構成され、残部の少なくとも10％はマル
テンサイトと、必要に応じて含まれるベイナイトおよび
残留オーステナイトとで構成されることを特徴とする高
い強度と優れた絞り加工性とを有する熱間圧延鋼板を提
供する。本発明の他の対象は上記鋼板の製造方法にあ
る。
【０００８】
【発明の実施の形態】本発明の鋼板は、同じ用途での公
知の鋼板に比べて、先ず第１に珪素含有率がはるかに低
く、チタンとニオブの含有率の幅が狭く、構造の各相の
分布に対する要求がより厳密である点で公知の鋼板とは
異なっている。この構造、従って、鋼板の所望特性を得
るためには、熱間圧延直後の熱処理に特定条件が必要に
なる。本発明鋼はその組成および製造方法によっていく
つかの観点でＨＹＳ鋼と２相鋼とを組み合わせた特性を
示す。以下、本発明鋼板の顕微鏡写真である図１および
図２を参照して本発明をさらに詳細に説明する。
知の鋼板に比べて、先ず第１に珪素含有率がはるかに低
く、チタンとニオブの含有率の幅が狭く、構造の各相の
分布に対する要求がより厳密である点で公知の鋼板とは
異なっている。この構造、従って、鋼板の所望特性を得
るためには、熱間圧延直後の熱処理に特定条件が必要に
なる。本発明鋼はその組成および製造方法によっていく
つかの観点でＨＹＳ鋼と２相鋼とを組み合わせた特性を
示す。以下、本発明鋼板の顕微鏡写真である図１および
図２を参照して本発明をさらに詳細に説明する。
【０００９】本発明の熱間圧延鋼板を得るためには、先
ず最初に炭素含有率が0.12％以下、マンガン含有率が
0.5〜1.5 ％、珪素含有率が 0.3％以下、リン含有率が
0.1％以下、硫黄含有率が0.05％以下、アルミニウム含
有率が0.01％〜 0.1％、クロム含有率が１％以下、有効
チタン含有率（この用語の意味は後で説明する）が0.03
〜0.15％、ニオブ含有率が０〜0.05％である鋼（数字は
全て重量％）を溶融し、スラブに鋳造する。次いで、ス
トリップ圧延機を用いてスラブを熱間圧延して厚さ数mm
の鋼板を作る。ストリップ圧延機の出口で少なくとも75
％のフェライトと少なくとも10％のマルテンサイトとを
含む微細構造が形成されるように鋼板を熱処理する。フ
ェライトはチタンの炭化物または炭窒化物、さらにはニ
オブの炭化物または炭窒化物（ニオブがかなりの量で存
在する場合）を析出させることによって硬化される。必
要に応じて微細構造はベイナイトおよび残留オーステナ
イトをさらに含むことができる。
ず最初に炭素含有率が0.12％以下、マンガン含有率が
0.5〜1.5 ％、珪素含有率が 0.3％以下、リン含有率が
0.1％以下、硫黄含有率が0.05％以下、アルミニウム含
有率が0.01％〜 0.1％、クロム含有率が１％以下、有効
チタン含有率（この用語の意味は後で説明する）が0.03
〜0.15％、ニオブ含有率が０〜0.05％である鋼（数字は
全て重量％）を溶融し、スラブに鋳造する。次いで、ス
トリップ圧延機を用いてスラブを熱間圧延して厚さ数mm
の鋼板を作る。ストリップ圧延機の出口で少なくとも75
％のフェライトと少なくとも10％のマルテンサイトとを
含む微細構造が形成されるように鋼板を熱処理する。フ
ェライトはチタンの炭化物または炭窒化物、さらにはニ
オブの炭化物または炭窒化物（ニオブがかなりの量で存
在する場合）を析出させることによって硬化される。必
要に応じて微細構造はベイナイトおよび残留オーステナ
イトをさらに含むことができる。
【００１０】本発明鋼は炭素含有率が低いので優れた溶
接性を維持し、所望のマルテンサイト比を得ることがで
きる。マンガンは、 1) 固溶体中にあり、 2) Ar3 点を下げることによって圧延終了時の温度を低
下させ、微細なフェライト粒子を生成させ、 3) 硬化性(trempant)元素であるので、硬化剤の役目を
する。しかし、その含有率が高いと縞状組織ができ、耐
疲労性および／または成形性が低下する。従って、マン
ガンの最大含有率は 1.5％に限定されなければならな
い。
接性を維持し、所望のマルテンサイト比を得ることがで
きる。マンガンは、 1) 固溶体中にあり、 2) Ar3 点を下げることによって圧延終了時の温度を低
下させ、微細なフェライト粒子を生成させ、 3) 硬化性(trempant)元素であるので、硬化剤の役目を
する。しかし、その含有率が高いと縞状組織ができ、耐
疲労性および／または成形性が低下する。従って、マン
ガンの最大含有率は 1.5％に限定されなければならな
い。
【００１１】珪素はアルファゲン元素で、フェライト変
態を促進する。珪素は固溶体中で硬化剤である。しか
し、本発明は欧州特許第 548 950号に記載の従来法に比
べて鋼の珪素含有率を大幅に低下させている。公知の鋼
で見られる表面外観上の問題は再加熱炉中でスラブ表面
上にFe2SiO4 酸化物（FeO 酸化物と一緒に融点の低い共
晶を構成する）が現れることにあるので、珪素含有率を
大幅に低下させることは重要である。この共晶は粒界に
侵入してカラミンの固着を促進させる。このカラミンは
デスケーリングを行っても部分的にしか除去できない。
珪素含有率を低下することによる他の利点は鋼の溶接性
が向上することにある。本発明鋼はその組成および製造
方法を遵守する限り、珪素含有率は低くてもよく、極め
て低い珪素含有率が許される。
態を促進する。珪素は固溶体中で硬化剤である。しか
し、本発明は欧州特許第 548 950号に記載の従来法に比
べて鋼の珪素含有率を大幅に低下させている。公知の鋼
で見られる表面外観上の問題は再加熱炉中でスラブ表面
上にFe2SiO4 酸化物（FeO 酸化物と一緒に融点の低い共
晶を構成する）が現れることにあるので、珪素含有率を
大幅に低下させることは重要である。この共晶は粒界に
侵入してカラミンの固着を促進させる。このカラミンは
デスケーリングを行っても部分的にしか除去できない。
珪素含有率を低下することによる他の利点は鋼の溶接性
が向上することにある。本発明鋼はその組成および製造
方法を遵守する限り、珪素含有率は低くてもよく、極め
て低い珪素含有率が許される。
【００１２】珪素と同様にリンはアルファゲンであり、
硬化性である。しかし、その含有率は 0.1％に制限しな
ければならず、できるだけ少量にする。リンの含有率が
高いと半分の厚さで分離が生じ、それによって剥離が発
生する危険性がある。さらに粒界で分離が起り、脆性が
増大する危険がある。厳密に言えば必要ではないが、ク
ロムは添加する（１％以下）のが好ましく、それによっ
てマルテンサイトの生成およびフェライト変態が促進さ
れる。
硬化性である。しかし、その含有率は 0.1％に制限しな
ければならず、できるだけ少量にする。リンの含有率が
高いと半分の厚さで分離が生じ、それによって剥離が発
生する危険性がある。さらに粒界で分離が起り、脆性が
増大する危険がある。厳密に言えば必要ではないが、ク
ロムは添加する（１％以下）のが好ましく、それによっ
てマルテンサイトの生成およびフェライト変態が促進さ
れる。
【００１３】チタンはフェライトを硬化させる炭化物お
よび炭窒化物を析出させる微量合金元素である。チタン
添加の目的はその硬化作用によって高い強度レベルを得
ることにある。しかし、この作用はチタンが炭化物と結
合可能な場合にしか得られない。従って、チタンを液体
鋼浴に添加する際にチタンの酸化物、窒化物および硫化
物の生成の可能性を考慮しなければならない。大量の酸
化物の生成は液体鋼の脱酸時にアルミニウムを添加する
ことで容易に防止できる。窒化物および硫化物の生成は
液体鋼中の窒素および硫黄の含有率に依存する。溶融お
よび鋳造時に窒素と硫黄の含有率を大幅に制限きない場
合には十分な量のチタンを金属浴に添加して、窒化物お
よび硫化物が析出した後の凝固金属中に含まれる窒化
物、硫化物または酸化物以外のチタン（炭化物および炭
窒化物を形成可能なチタン）が0.03〜0.15％となるよう
にする必要がある。これを「有効チタン含有率」(Ti
eff ％と略記) という。アルミニウムを用いて鋼を脱酸
する場合には、凝固時に金属中で達成される熱力学的な
平衡を考慮して、この有効チタン含有率は鋼中の全チタ
ン含有率をTi total％とすると、下記で表すことができ
る： Tieff ％＝Titotal ％− 3.4×Ｎ％− 1.5×Ｓ％
よび炭窒化物を析出させる微量合金元素である。チタン
添加の目的はその硬化作用によって高い強度レベルを得
ることにある。しかし、この作用はチタンが炭化物と結
合可能な場合にしか得られない。従って、チタンを液体
鋼浴に添加する際にチタンの酸化物、窒化物および硫化
物の生成の可能性を考慮しなければならない。大量の酸
化物の生成は液体鋼の脱酸時にアルミニウムを添加する
ことで容易に防止できる。窒化物および硫化物の生成は
液体鋼中の窒素および硫黄の含有率に依存する。溶融お
よび鋳造時に窒素と硫黄の含有率を大幅に制限きない場
合には十分な量のチタンを金属浴に添加して、窒化物お
よび硫化物が析出した後の凝固金属中に含まれる窒化
物、硫化物または酸化物以外のチタン（炭化物および炭
窒化物を形成可能なチタン）が0.03〜0.15％となるよう
にする必要がある。これを「有効チタン含有率」(Ti
eff ％と略記) という。アルミニウムを用いて鋼を脱酸
する場合には、凝固時に金属中で達成される熱力学的な
平衡を考慮して、この有効チタン含有率は鋼中の全チタ
ン含有率をTi total％とすると、下記で表すことができ
る： Tieff ％＝Titotal ％− 3.4×Ｎ％− 1.5×Ｓ％
【００１４】より高い強度レベルを得るために、チタン
の添加に加えてニオブを添加するのが有利である。しか
し、ニオブの含有率が0.05％以上になると鋼板の圧延が
困難になる。さらに、規定量以上のチタンとニオブを添
加しても硬化作用が飽和するので無意味である。本発明
の鋼板の製造には所望性能レベルおよび金属組成に応じ
て種々の操作を採用することができる。
の添加に加えてニオブを添加するのが有利である。しか
し、ニオブの含有率が0.05％以上になると鋼板の圧延が
困難になる。さらに、規定量以上のチタンとニオブを添
加しても硬化作用が飽和するので無意味である。本発明
の鋼板の製造には所望性能レベルおよび金属組成に応じ
て種々の操作を採用することができる。
【００１５】本発明の全ての鋼に適用可能な標準的な第
１の操作方法（No.1) の操作順序は以下のとおりであ
る： 1) 下記重量組成を有する鋼を溶融してスラブに鋳造す
る： Ｃ≦0.12％、 0.5 ≦Mn≦ 1.5％、 ０≦Si≦ 0.3％、 ０≦Ｐ≦ 0.1％、 ０≦Ｓ≦0.05％、 0.01≦Al≦ 0.1％、 ０≦Cr≦１％、 0.03％≦Tieff ≦0.15％ （Tieff は窒化物、硫化物または酸化物の形以外のチタ
ンの含有率） ０≦Nb≦0.05％ 2) 圧延終了時の温度(TFL) が鋳造グレードのAr3 点と
950 ℃との間となる条件でストリップ圧延機を用いて上
記スラブを圧延し、
１の操作方法（No.1) の操作順序は以下のとおりであ
る： 1) 下記重量組成を有する鋼を溶融してスラブに鋳造す
る： Ｃ≦0.12％、 0.5 ≦Mn≦ 1.5％、 ０≦Si≦ 0.3％、 ０≦Ｐ≦ 0.1％、 ０≦Ｓ≦0.05％、 0.01≦Al≦ 0.1％、 ０≦Cr≦１％、 0.03％≦Tieff ≦0.15％ （Tieff は窒化物、硫化物または酸化物の形以外のチタ
ンの含有率） ０≦Nb≦0.05％ 2) 圧延終了時の温度(TFL) が鋳造グレードのAr3 点と
950 ℃との間となる条件でストリップ圧延機を用いて上
記スラブを圧延し、
【００１６】3) ストリップ圧延機出口で下記２段階で
冷却する：段階１ ：TFL から急冷開始温度(TDT)(730 ℃と鋳造グレ
ードのAr1 点との間にある) まで空気中で２〜15℃／秒
の速度で徐冷する。この冷却中にフェライト変態が起こ
り、析出の寸法が大きくなり過ぎて鋼板の引張強度が損
なわれるのを防ぐためにこの段階１は40秒以内に行わな
ければならない。段階２ ：例えば水の噴霧によって TDTから 300℃または
それ以下のいわゆる冷却終了時温度(TFR) まで20〜150
℃／秒の速度で急冷する。上記操作後に鋼板を直ぐに巻
き取るか、空気中に放置した後に巻き取ることができ
る。
冷却する：段階１ ：TFL から急冷開始温度(TDT)(730 ℃と鋳造グレ
ードのAr1 点との間にある) まで空気中で２〜15℃／秒
の速度で徐冷する。この冷却中にフェライト変態が起こ
り、析出の寸法が大きくなり過ぎて鋼板の引張強度が損
なわれるのを防ぐためにこの段階１は40秒以内に行わな
ければならない。段階２ ：例えば水の噴霧によって TDTから 300℃または
それ以下のいわゆる冷却終了時温度(TFR) まで20〜150
℃／秒の速度で急冷する。上記操作後に鋼板を直ぐに巻
き取るか、空気中に放置した後に巻き取ることができ
る。
【００１７】本発明の全ての鋼に適用可能な同様に標準
化された第２の操作方法（No.2）では、上記操作1)およ
び2)は同じであるが、操作3)は２段階でなく下記３段階
の冷却である：段階１ ：熱間圧延終了後10秒以内に開始し、TFL から各
グレードのAr3 点よりも低い中間温度（Ｔinter ）まで
20〜150 ℃／秒の速度で水を用いて急冷する。この操作
中、鋼はオーステナイト領域のままである。段階２ ：Ｔinter からTDT （各グレードの Ar1点と730
℃との間にある）まで２〜15℃／秒の速度で40秒以下の
時間、空気中で徐冷する。この段階でフェライト変態が
起こる。段階３ ：TDT から TFRまで20〜150 ℃／秒の速度で水で
急冷する。 TFRの温度は300 ℃以下にする。この場合も
予め空気中に放置した後または放置せずに鋼板を巻取る
ことができる。
化された第２の操作方法（No.2）では、上記操作1)およ
び2)は同じであるが、操作3)は２段階でなく下記３段階
の冷却である：段階１ ：熱間圧延終了後10秒以内に開始し、TFL から各
グレードのAr3 点よりも低い中間温度（Ｔinter ）まで
20〜150 ℃／秒の速度で水を用いて急冷する。この操作
中、鋼はオーステナイト領域のままである。段階２ ：Ｔinter からTDT （各グレードの Ar1点と730
℃との間にある）まで２〜15℃／秒の速度で40秒以下の
時間、空気中で徐冷する。この段階でフェライト変態が
起こる。段階３ ：TDT から TFRまで20〜150 ℃／秒の速度で水で
急冷する。 TFRの温度は300 ℃以下にする。この場合も
予め空気中に放置した後または放置せずに鋼板を巻取る
ことができる。
【００１８】上記操作方法での操作3)の段階１での水を
用いた冷却の役目は鋼板を迅速にフェライト変態領域に
移行させることにある。従って、この変態は水を用いた
冷却終了直後に開始する。この変態は２段階操作法の場
合よりも迅速且つより低温で起こり、その結果、 1) 所定の空冷時間（この時間は冷却テーブルの長さで
限定される）内により迅速すなわちより完全な変態が起
こり、 2) フェライト粒子の寸法がより細かくなり、 3) チタンおよびニオブの炭化物および炭窒化物の析出
がより微細になり、より硬くなる。
用いた冷却の役目は鋼板を迅速にフェライト変態領域に
移行させることにある。従って、この変態は水を用いた
冷却終了直後に開始する。この変態は２段階操作法の場
合よりも迅速且つより低温で起こり、その結果、 1) 所定の空冷時間（この時間は冷却テーブルの長さで
限定される）内により迅速すなわちより完全な変態が起
こり、 2) フェライト粒子の寸法がより細かくなり、 3) チタンおよびニオブの炭化物および炭窒化物の析出
がより微細になり、より硬くなる。
【００１９】鋼が比較的高いニオブ含有率を有する場
合、すなわちニオブ含有率が 0.020〜0.050 ％の場合に
は、鋼板の性能を最適化するにはさらに条件が必要にな
る。これは、ニオブの窒化物および炭窒化物の存在によ
ってフェライト変態の速度が緩やかになるためである。
従って、フェライト変態が起こる緩やかな冷却段階の継
続時間をこの変態が確実に進行するのに十分な長さにす
るのが好ましい。従って操作方法No.1の場合には段階１
の継続時間を少なくとも８秒にし、操作方法No.2の場合
には第２段階の継続時間を最低５秒にするのが好まし
い。上記方法によって、最低保証強度が 700〜900 MPa
で、Ｒe ／Ｒm 比が 0.8以下で、最高グレードでの加工
硬化係数が少なくとも0.12で、全伸び率が少なくとも15
％である鋼板が得られる。引張応力−歪曲線には降伏限
界プラトーがなく、そのため絞り加工性が向上する。ま
た、デスケーリング後の製品表面に「タイガーストライ
プ」が見られない。すなわち本発明の目的が達成され
る。
合、すなわちニオブ含有率が 0.020〜0.050 ％の場合に
は、鋼板の性能を最適化するにはさらに条件が必要にな
る。これは、ニオブの窒化物および炭窒化物の存在によ
ってフェライト変態の速度が緩やかになるためである。
従って、フェライト変態が起こる緩やかな冷却段階の継
続時間をこの変態が確実に進行するのに十分な長さにす
るのが好ましい。従って操作方法No.1の場合には段階１
の継続時間を少なくとも８秒にし、操作方法No.2の場合
には第２段階の継続時間を最低５秒にするのが好まし
い。上記方法によって、最低保証強度が 700〜900 MPa
で、Ｒe ／Ｒm 比が 0.8以下で、最高グレードでの加工
硬化係数が少なくとも0.12で、全伸び率が少なくとも15
％である鋼板が得られる。引張応力−歪曲線には降伏限
界プラトーがなく、そのため絞り加工性が向上する。ま
た、デスケーリング後の製品表面に「タイガーストライ
プ」が見られない。すなわち本発明の目的が達成され
る。
【００２０】
【実施例】〔表１〕に記載の鋼グレードについて本発明
の試験を行った（チタン含有率は既に説明したように全
チタン含有率から計算した有効チタン含有率である）。
の試験を行った（チタン含有率は既に説明したように全
チタン含有率から計算した有効チタン含有率である）。
【００２１】
【表１】 この試験で〔表２〕に示す結果が得られた。ここで、Ｒ
p0.2は通常の 0.2％伸び降伏限界を表し、ｎは加工硬化
係数を示し、冷却法の欄には上記２種類の操作のいずれ
であるかを示している。
p0.2は通常の 0.2％伸び降伏限界を表し、ｎは加工硬化
係数を示し、冷却法の欄には上記２種類の操作のいずれ
であるかを示している。
【００２２】
【表２】 上記の結果から、グレードＢおよびＣにおいて、基準鋼
Ａにチタンを添加することによって、特に３段階で冷却
するNo.2の操作方法を用いた場合に、Ｒp0.2／Ｒm の比
を適当な値に保ちながら鋼の強度を大きく増加させるこ
とが可能であることがわかる。チタン添加とともにニオ
ブ添加によって（グレードＥ）、Ｒp0.2／Ｒm 比を低下
させずに鋼の強度をさらに高めることができる。図１の
顕微鏡写真は 0.030％のチタンを含有するグレードＢに
相当する鋼の組織を示す。熱間圧延された鋼板の冷却は
No.2の操作方法に従って行った。明るい領域は等軸フェ
ライトで、組織の88％を占める。暗い領域はマルテンサ
イトで、残りの組織のほぼ全てを占める。
Ａにチタンを添加することによって、特に３段階で冷却
するNo.2の操作方法を用いた場合に、Ｒp0.2／Ｒm の比
を適当な値に保ちながら鋼の強度を大きく増加させるこ
とが可能であることがわかる。チタン添加とともにニオ
ブ添加によって（グレードＥ）、Ｒp0.2／Ｒm 比を低下
させずに鋼の強度をさらに高めることができる。図１の
顕微鏡写真は 0.030％のチタンを含有するグレードＢに
相当する鋼の組織を示す。熱間圧延された鋼板の冷却は
No.2の操作方法に従って行った。明るい領域は等軸フェ
ライトで、組織の88％を占める。暗い領域はマルテンサ
イトで、残りの組織のほぼ全てを占める。
【００２３】図２は同様に 0.060％のチタンを含有する
グレードＣに相当する鋼の組織を示す。高温圧延後の鋼
板の冷却はNo.2の操作方法で行った。等軸フェライトが
組織の86％を占める。本発明鋼は自動車の構造部品、例
えばシャーシ要素、ホイール、サスペンジョンアーム
や、機械的応力に対して高い強度を必要とするプレス部
品の製造で特に利用できる。
グレードＣに相当する鋼の組織を示す。高温圧延後の鋼
板の冷却はNo.2の操作方法で行った。等軸フェライトが
組織の86％を占める。本発明鋼は自動車の構造部品、例
えばシャーシ要素、ホイール、サスペンジョンアーム
や、機械的応力に対して高い強度を必要とするプレス部
品の製造で特に利用できる。
【図１】 本発明の鋼板の顕微鏡写真。
【図２】 本発明の鋼板の他の顕微鏡写真。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ジャン−ピエール ポルセ フランス国 13270 フォ スュル メー ル ルマゼ ルート ドゥ ラ トラマン タン 120
Claims (6)
- 【請求項１】 下記重量組成： Ｃ≦0.12％、 0.5 ≦Mn≦ 1.5％、 ０≦Si≦ 0.3％、 ０≦Ｐ≦ 0.1％、 ０≦Ｓ≦0.05％、 0.01≦Al≦ 0.1％、 ０≦Cr≦１％、 0.03％≦Tieff ≦0.15％ （Tieff は窒化物、硫化物または酸化物の形以外のチタ
ンの含有率） ０≦Nb≦0.05％ を有し、その構造の少なくとも75％はチタンまたはチタ
ンとニオブとの炭化物または炭窒化物の析出で硬化され
たフェライトで構成され、残部の少なくとも10％はマル
テンサイトと、必要に応じて含まれるベイナイトおよび
残留オーステナイトとで構成されることを特徴とする高
い強度と優れた絞り加工性とを有する熱間圧延鋼板。 - 【請求項２】 ニオブ含有率が0.02〜0.05％である請求
項１に記載の鋼板。 - 【請求項３】 1) 請求項１に記載の鋼板の組成を有す
る鋼を溶融、鋳造してスラブを作り、2) このスラブを
圧延終了温度がAr3 点〜950 ℃となる条件で板状に熱間
圧延し、3) この板を２〜15℃／秒の速度で40秒以内に
Ar1 点〜730 ℃の温度まで徐冷し、4) 次いで、シート
を20〜150 ℃／秒の速度で 300℃以下の温度まで急冷す
ることを特徴とする高い強度と優れた絞り加工性延とを
有する圧延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 1) 請求項１に記載の鋼板の組成を有する
鋼を溶融、鋳造してスラブを作り、 2) このスラブを圧
延終了温度がAr3 点〜950 ℃となる条件で板状に熱間圧
延し、3) 熱間圧延終了後から10秒以内に上記板を20〜
150 ℃／秒の速度でAr3 点以下の温度まで急冷し、4)
次いで、板を２〜15℃／秒の速度で40秒以内にAr1 点〜
730 ℃の温度まで徐冷し、 5) 次いで、板を20〜150 ℃
／秒の速度で300 ℃以下の温度まで急冷することを特徴
とする高い強度と優れた絞り加工性とを有する圧延鋼板
の製造方法。 - 【請求項５】 1) 請求項２に記載の鋼板の組成を有する
鋼を溶融、鋳造してスラブを作り、 2) 圧延終了温度が
Ar3点〜950 ℃となるような条件でこのスラブを板状に
熱間圧延し、3) 次いで板を２〜15℃／秒の速度で８〜
40秒間、At1 〜730 ℃の温度まで徐冷し、4) 次いで、
板を20〜150 ℃／秒の速度で300 ℃以下の温度まで急冷
することを特徴とする高い強度と優れた絞り加工性を有
する圧延鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 1) 請求項２に記載の鋼板の組成を有す
る鋼を溶融、鋳造してスラブを作り、 2) 圧延終了温度
が Ar3点〜950 ℃となるような条件でこのスラブを板状
に熱間圧延し、3) 次いで、熱間圧延終了後から10秒以
内に板を20〜150 ℃／秒の速度でAr3 点以下の温度まで
急冷し、4) 次いで、板を２〜15℃／秒の速度で５〜40
秒間、Ar1 点〜730 ℃の温度まで徐冷し、5) 次いで、
板を20〜150 ℃／秒の速度で300 ℃以下の温度まで急冷
することを特徴とする高い強度と優れた絞り加工性を有
する圧延鋼板の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| FR9506745 | 1995-06-08 | ||
| FR9506745A FR2735147B1 (fr) | 1995-06-08 | 1995-06-08 | Tole d'acier laminee a chaud a haute resistance et haute emboutissabilite renfermant du titane, et ses procedes de fabrication. |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08337840A true JPH08337840A (ja) | 1996-12-24 |
Family
ID=9479729
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8170671A Withdrawn JPH08337840A (ja) | 1995-06-08 | 1996-06-10 | 高い強度と優れた絞り加工性を有するチタン含有圧延鋼板とその製造方法 |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5759297A (ja) |
| EP (1) | EP0747496B1 (ja) |
| JP (1) | JPH08337840A (ja) |
| AT (1) | ATE189008T1 (ja) |
| CA (1) | CA2178305A1 (ja) |
| DE (1) | DE69606227T2 (ja) |
| ES (1) | ES2143725T3 (ja) |
| FR (1) | FR2735147B1 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103334057A (zh) * | 2013-06-18 | 2013-10-02 | 首钢总公司 | 一种热轧马氏体钢及其生产方法 |
| KR20150038727A (ko) * | 2012-09-26 | 2015-04-08 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 복합 조직 강판 및 그 제조 방법 |
| KR20150040814A (ko) * | 2012-08-03 | 2015-04-15 | 타타 스틸 이즈무이덴 베.뷔. | 열간압연 강 스트립 제조 방법 및 상기 제조 방법에 의해 제조된 강 스트립 |
| KR20180069030A (ko) * | 2015-11-19 | 2018-06-22 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법 |
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| FR2757877B1 (fr) * | 1996-12-31 | 1999-02-05 | Ascometal Sa | Acier et procede pour la fabrication d'une piece en acier mise en forme par deformation plastique a froid |
| BE1013359A3 (fr) * | 2000-03-22 | 2001-12-04 | Centre Rech Metallurgique | Procede pour la fabrication d'une bande en acier multiphase laminee a chaud. |
| US6669789B1 (en) | 2001-08-31 | 2003-12-30 | Nucor Corporation | Method for producing titanium-bearing microalloyed high-strength low-alloy steel |
| US6837235B2 (en) * | 2002-03-14 | 2005-01-04 | Ssw Holdings Company, Inc. | Porcelain oven rack |
| JP4470701B2 (ja) * | 2004-01-29 | 2010-06-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
| US20070272231A1 (en) * | 2006-05-25 | 2007-11-29 | Ssw Holding Company, Inc. | Oven rack having an integral lubricious, dry porcelain surface |
| DE102016121905A1 (de) * | 2016-11-15 | 2018-05-17 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Verfahren zur Herstellung von Radschüsseln aus Dualphasenstahl mit verbesserter Kaltumformbarkeit |
| KR101917469B1 (ko) * | 2016-12-23 | 2018-11-09 | 주식회사 포스코 | 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| US3897280A (en) * | 1972-12-23 | 1975-07-29 | Nippon Steel Corp | Method for manufacturing a steel sheet and product obtained thereby |
| US4033789A (en) * | 1976-03-19 | 1977-07-05 | Jones & Laughlin Steel Corporation | Method of producing a high strength steel having uniform elongation |
| US4141761A (en) * | 1976-09-27 | 1979-02-27 | Republic Steel Corporation | High strength low alloy steel containing columbium and titanium |
| US4398970A (en) * | 1981-10-05 | 1983-08-16 | Bethlehem Steel Corporation | Titanium and vanadium dual-phase steel and method of manufacture |
| JPS6126756A (ja) * | 1984-07-17 | 1986-02-06 | Kawasaki Steel Corp | 良化成処理性を有する極低炭素鋼板 |
| JPS63118012A (ja) * | 1986-11-07 | 1988-05-23 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低降伏比高張力厚鋼板の製造法 |
| JPH0745687B2 (ja) * | 1987-12-18 | 1995-05-17 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸びフランジ性の優れた高強度熱延薄鋼板の製造方法 |
-
1995
- 1995-06-08 FR FR9506745A patent/FR2735147B1/fr not_active Expired - Fee Related
-
1996
- 1996-05-10 EP EP96401006A patent/EP0747496B1/fr not_active Revoked
- 1996-05-10 DE DE69606227T patent/DE69606227T2/de not_active Revoked
- 1996-05-10 ES ES96401006T patent/ES2143725T3/es not_active Expired - Lifetime
- 1996-05-10 AT AT96401006T patent/ATE189008T1/de not_active IP Right Cessation
- 1996-05-15 US US08/648,447 patent/US5759297A/en not_active Expired - Fee Related
- 1996-06-05 CA CA002178305A patent/CA2178305A1/fr not_active Abandoned
- 1996-06-10 JP JP8170671A patent/JPH08337840A/ja not_active Withdrawn
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|---|---|
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| ATE189008T1 (de) | 2000-02-15 |
| DE69606227D1 (de) | 2000-02-24 |
| CA2178305A1 (fr) | 1996-12-09 |
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