JP2004002969A - 伸び特性および伸びフランジ特性に優れた高張力熱延鋼板とその製造方法 - Google Patents
伸び特性および伸びフランジ特性に優れた高張力熱延鋼板とその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2004002969A JP2004002969A JP2003039099A JP2003039099A JP2004002969A JP 2004002969 A JP2004002969 A JP 2004002969A JP 2003039099 A JP2003039099 A JP 2003039099A JP 2003039099 A JP2003039099 A JP 2003039099A JP 2004002969 A JP2004002969 A JP 2004002969A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- hot
- rolled steel
- steel sheet
- ferrite
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/001—Austenite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
Abstract
【課 題】ＴＳが７８０ＭＰａ以上あるいはさらに９８０ＭＰａ以上であって、ＴＳ×ＥＬ≧２００００ＭＰａ％を満足し、かつＴＳ×λ≧８２０００ＭＰａ％を満足する高張力熱延鋼板とその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｃを０．０４〜０．２５質量％、Ｓｉを ０．４〜２．０質量％、Ｍｎを ３．０質量％以下、Ａｌを ０．２質量％以下、Ｓを ０．００７質量％以下、Ｔｉを０．０８〜０．３質量％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ前記Ｃ、前記Ｓｉおよび前記Ｔｉの含有量が（〔％Ｃ〕／１２−〔％Ｔｉ〕／４８）／（〔％Ｓｉ〕／２８）≦０．４を満足する組成と、フェライトとベイナイトと残留オーステナイトとを含み前記フェライトの分率が組織全体に対して４０％以上であり、かつ前記フェライトの平均粒径が５μｍ以下であり、前記ベイナイトの分率が組織全体に対して２０〜４８％であり、前記残留オーステナイトの分率が組織全体に対して２〜７％である組織とを有する高張力熱延鋼板とする。
【選択図】 なし
【解決手段】Ｃを０．０４〜０．２５質量％、Ｓｉを ０．４〜２．０質量％、Ｍｎを ３．０質量％以下、Ａｌを ０．２質量％以下、Ｓを ０．００７質量％以下、Ｔｉを０．０８〜０．３質量％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ前記Ｃ、前記Ｓｉおよび前記Ｔｉの含有量が（〔％Ｃ〕／１２−〔％Ｔｉ〕／４８）／（〔％Ｓｉ〕／２８）≦０．４を満足する組成と、フェライトとベイナイトと残留オーステナイトとを含み前記フェライトの分率が組織全体に対して４０％以上であり、かつ前記フェライトの平均粒径が５μｍ以下であり、前記ベイナイトの分率が組織全体に対して２０〜４８％であり、前記残留オーステナイトの分率が組織全体に対して２〜７％である組織とを有する高張力熱延鋼板とする。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、優れた伸び特性を有するとともに、優れた伸びフランジ特性も具備した高張力熱延鋼板とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用熱延鋼板のうち、車体の構造部材，足周り部材（たとえばホイール，リム，シャーシ等）や強度部材（たとえばバンパー，ドアガードバー等）には、引張強さが７８０ＭＰａ級〜９８０ＭＰａ級の高張力熱延鋼板が使用される。なかでも車体に用いられる熱延鋼板は、自動車の低燃費化と衝突安全性向上を達成するために、高強度と高加工性とを満足することが求められている。
【０００３】
このような観点から開発された熱延鋼板としては、フェライトとマルテンサイトを主体とする組織を有する複合組織鋼（いわゆるＤＰ鋼）や、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組織を有する残留オーステナイト鋼が知られている。
ところが近年、安全性および環境を考慮した装備が装着されるようになり、車体重量が増加する傾向にある。そこで引張強さが７８０ＭＰａ以上の熱延鋼板を積極的に活用して、熱延鋼板のゲージダウンによる車体の軽量化を図ることの必要性が一層高まっている。
【０００４】
たとえば特許文献１には、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎを基本成分とする鋼を、圧下率８０％以上，圧延温度 ７８０〜９００℃で熱間仕上げ圧延し、圧延が終了した後、４０℃／秒未満の冷却速度で冷却を開始して所定の温度で冷却を終了し、次いで４０℃／秒以上の冷却速度で冷却して ３５０〜５００℃で巻取ることにより、ポリゴナルフェライトの占積率６１％以下，ポリゴナルフェライトの占積率と粒径の比が１８以上で、しかもベイナイトと残留オーステナイトからなる第２相を有し、かつこの第２相中の残留オーステナイトが５％以上である組織を有する熱延鋼板の製造方法が開示されている。
【０００５】
この技術では、引張強さＴＳ（ＭＰａ）と伸びＥＬ（％）で算出されるＴＳ×ＥＬ値が２００００ＭＰａ％を達成することが可能であり、伸び特性に優れた熱延鋼板が得られる。しかし自動車用高張力鋼板に要求される重要な特性である伸びフランジ性は何ら考慮されていない。伸びフランジ特性は、一般に穴広げ試験で得られる穴広げ率を指標として評価されるものであり、伸び特性とは相関のない特性である。したがって特許文献１に開示された技術を用いても、優れた伸びフランジ特性と優れた伸び特性とを具備する高張力熱延鋼板を製造するのは困難である。
【０００６】
また特許文献２には、伸びフランジ特性の優れた高強度鋼板が開示されている。これは、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｂを基本成分として、Ｓ含有量を０．０２％以下に限定して、ポリゴナルフェライト，ベイナイトおよびマルテンサイトの３相からなる組織とすることを特徴としている。
この技術では、引張強さ ６６ｋｇｆ／ｍｍ２（＝６４７ＭＰａ）の熱延鋼板で穴広げ率λ １５０％（すなわちＴＳ×λ＝９７０５０ＭＰａ％）の穴広げ率を達成している。しかし伸び特性は２４％（すなわちＴＳ×ＥＬ＝１５５２８ＭＰａ％）にすぎず、伸び特性が要求されることの多い足周り部材への適用は限定されるという問題があった。しかも特許文献２では、引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力熱延鋼板（いわゆるＴＳ７８０ＭＰａ級熱延鋼板）に関する記述はなく、引張強さ７８０ＭＰａ級の高張力熱延鋼板に適用するのは困難であった。
【０００７】
また特許文献３には、伸びフランジ特性の優れた高強度熱延鋼板が開示されている。これは、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｎｂを基本成分として、平均粒径２５μｍ以下のフェライトが面積率７０〜９５％であり、残部がマルテンサイトあるいはさらに残留オーステナイトからなる組織とすることを特徴としている。この技術は、組織中にマルテンサイトを含むので、引張強さは ９９ｋｇｆ／ｍｍ２（＝９７０ＭＰａ）を達成している。しかしこの技術では、ＴＳ ８０ｋｇｆ／ｍｍ２（＝７８４ＭＰａ）でも穴広げ率λは４８％であり、伸びフランジ特性は十分ではない。
【０００８】
また特許文献４には、バーリング特性の優れた高張力鋼板が開示されている。これは、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉを基本成分として、平均粒径５μｍ以下の主相（すなわちフェライト）と平均粒径 ３．５μｍ以下の第２相とからなる組織とすることを特徴としている。この技術は、ＴＳ−ＥＬバランスおよびＴＳ−λバランスが良好な、特にバーリング特性（すなわち穴広げ加工性）に優れた高張力鋼板を製造しようとするものである。しかし、第２相にパーライトが含まれるので、開示されている引張強さは最大でも７４０ＭＰａであり、７８０ＭＰａに達していない。
【０００９】
【特許文献１】
特開平３−１００４９号公報
【特許文献２】
特開昭５８−１６７７５０号公報
【特許文献３】
特開平９−１２５１９４号公報
【特許文献４】
特開２０００−１９２１９１号公報
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
車体の軽量化を達成するために、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上あるいはさらに９８０ＭＰａ以上の高張力熱延鋼板であって、ＴＳ×ＥＬ≧２００００ＭＰａ％を達成する伸び特性を有するとともに、ＴＳ×λ≧８２０００ＭＰａ％を達成する伸びフランジ特性も併せ持つ、すなわち例えばＴＳ７８０ＭＰａの場合、ＥＬ≧２５．５％，λ≧ １０５％の特性を有する高張力熱延鋼板への要求があったが、上記のように従来これを達成できる技術はなかった。
【００１１】
本発明は上記のような問題を解消し、ＴＳが７８０ＭＰａ以上あるいはさらに９８０ＭＰａ以上であって、伸び特性が良好すなわちＴＳ×ＥＬ≧２００００ＭＰａ％を満足し、かつ伸びフランジ特性が良好すなわちＴＳ×λ≧８２０００ＭＰａ％を満足する高張力熱延鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記の目的を達成するため鋭意研究した結果、 Ｔｉを必須の成分として、熱間圧延後に生成するフェライトを細粒化するとともに、未変態のオーステナイトから生成するベイナイトおよび残留オーステナイトの分率を所定の範囲に調整することによって、引張強さ７８０ＭＰａ以上あるいはさらに９８０ＭＰａ以上の高張力熱延鋼板の伸び特性と伸びフランジ特性を著しく向上できることを見出した。
【００１３】
さらにＣとＳｉの添加量を所定の範囲内にすることによって、そのような高張力熱延鋼板を安定して製造できることを見出した。
本発明は、Ｃを０．０４〜０．２５質量％、Ｓｉを ０．４〜２．０質量％、Ｍｎを ３．０質量％以下、Ａｌを ０．２質量％以下、Ｓを ０．００７質量％以下、Ｔｉを０．０８〜０．３質量％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ前記Ｃ，前記Ｓｉおよび前記Ｔｉの含有量が下記の （１）式を満足する組成と、フェライトとベイナイトと残留オーステナイトとを含み、前記フェライトの分率が組織全体に対して４０％以上であり、かつ前記フェライトの平均粒径が５μｍ以下であり、前記ベイナイトの分率が組織全体に対して２０〜４８％であり、前記残留オーステナイトの分率が組織全体に対して２〜７％である組織とを有することを特徴とする高張力熱延鋼板である。
【００１４】
また本発明は、Ｃを０．０４〜０．２５質量％、Ｓｉを ０．４〜２．０質量％、Ｍｎを ３．０質量％以下、Ａｌを ０．２質量％以下、Ｓを ０．００７質量％以下、Ｔｉを０．０８〜０．３質量％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ前記Ｃ，前記Ｓｉおよび前記Ｔｉの含有量が下記の （１）式を満足する組成を有する鋼スラブを１１５０℃以下に加熱した後、（Ａｒ３変態点＋２０℃）以上かつ（Ａｒ３変態点＋１００℃）以下の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、得られた熱延鋼板を３０℃／秒以上の冷却速度で冷却して ６００〜７５０℃の温度範囲で２〜２０秒間滞留させ、次いで１５℃／秒以上の冷却速度で冷却して ３８０〜５２０℃の温度範囲で前記熱延鋼板を巻取ることを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法である。
【００１５】
（〔％Ｃ〕／１２−〔％Ｔｉ〕／４８）／（〔％Ｓｉ〕／２８）≦ ０．４ ・・・ （１）
〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（質量％）
〔％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（質量％）
〔％Ｓｉ〕：Ｓｉ含有量（質量％）
【００１６】
【発明の実施の形態】
まず本発明の高張力熱延鋼板の組成について説明する。
Ｃ：０．０４〜０．２５質量％
Ｃは、熱延鋼板の強度を向上し、後述するＴｉと結合してＴｉＣを生成し、熱延鋼板の組織を微細化するとともに、ベイナイト，残留オーステナイトを後述する分率の範囲内で生成するのに必要な元素である。７８０ＭＰａ以上の引張強さを得るためには、Ｃを０．０４質量％以上含有する必要がある。一方、 ０．２５質量％を超えると、熱延鋼板の溶接性が著しく劣化する。したがって、Ｃは０．０４〜０．２５質量％の範囲内を満足する必要がある。なお溶接性の劣化を一層防止するためには、Ｃ量は０．２０質量％以下にすることが好ましい。また、より好ましくは０．０８〜０．１６質量％である。
【００１７】
Ｓｉ： ０．４〜２．０質量％
Ｓｉは、製鋼工程における脱酸元素として作用する元素である。また熱延鋼板に含有されるＳｉは、固溶強化によって、降伏比や強度−伸びバランス（伸び特性）を損なうことなく熱延鋼板の強度を向上するとともに、オーステナイトからフェライトへの変態を活性化して未変態オーステナイト相へのＣ濃化を促進する元素である。また Ｆｅ３Ｃ等の炭化物の生成を抑制して、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組織を形成するために必須の元素である。これらの効果を得るためには、Ｓｉを ０．４質量％以上含有する必要がある。一方、 ２．０質量％を超えると、これらの効果が飽和し、しかも熱延鋼板表面に剥離し難いスケールが生成してスケール傷が発生し、外観を要求される用途への適用が困難になる。したがって、Ｓｉは ０．４〜２．０質量％の範囲内を満足する必要がある。なお、好ましくは ０．７〜１．５質量％である。
【００１８】
Ｍｎ： ３．０質量％以下
Ｍｎは、熱延鋼板の強度を向上するとともに、焼入れ性を改善する元素である。また、後述するＳをＭｎＳとして析出させることによって、Ｓに起因する種々の特性の劣化を抑制する効果も有する。 Ｍｎの含有量が ３．０質量％を超えると、熱延鋼板の巻取り後のベイナイト変態を抑制し、残留オーステナイトを著しく減少させる。したがって、Ｍｎは ３．０質量％以下とした。なお上記した効果を得るためには、Ｍｎは ０．５質量％以上含有するのが好ましい。さらに １．０〜２．５質量％とするのが一層好ましい。
【００１９】
Ａｌ： ０．２質量％以下
Ａｌは、製鋼工程で脱酸剤として作用する。Ａｌの含有量が ０．２質量％を超えると、脱酸効果が飽和し、しかも熱延鋼板の靭性や伸びフランジ性が劣化する。したがって、Ａｌは ０．２質量％以下とした。なお上記した効果を得るためには、Ａｌは０．０１質量％以上含有するのが好ましい。さらに０．０２〜０．０５質量％とするのが一層好ましい。
【００２０】
Ｓ： ０．００７質量％以下
Ｓは、熱延鋼板の靭性や伸びフランジ性を劣化させる元素であるから、できる限り低減する必要がある。Ｓの含有量が ０．００７質量％を超えると、熱延鋼板の靭性や伸びフランジ性が著しく劣化する。したがって、Ｓは ０．００７質量％以下とした。より好ましくは ０．００５質量％以下であり、さらに好ましくは０．００２５質量％以下とする。なお現状の精錬技術では、Ｓを ０．００１質量％未満に低減するためには多大な精錬時間や種々の添加剤を要するのでコストの上昇を招く。そのため、現状の製造技術でのＳ量の下限値は ０．００１質量％程度である。
【００２１】
Ｔｉ：０．０８〜０．３質量％
Ｔｉは、熱間圧延に先立つ鋼スラブの加熱処理によってＣと結合してＴｉＣを生成する。その結果、加熱処理におけるオーステナイトの粒径が概ね５０μｍ以下となり、熱延鋼板のフェライト粒の粗大化が防止される。つまり粒径が概ね５０μｍ以下のオーステナイト粒を有する鋼スラブを熱間圧延することによってオーステナイト粒の再結晶が進行し、一層微細なオーステナイト粒が生成する。さらに熱延鋼板の冷却時には、フェライト変態が促進され、微細なフェライト粒が生成するとともに、未変態のオーステナイトも微細化する。その後の冷却過程において、低温領域で生成されるベイナイトやオーステナイトも微細となり、均一かつ微細な組織を有する熱延鋼板が得られる。
【００２２】
こうして得られた熱延鋼板は、優れた伸び特性と伸びフランジ性を有する。このような効果を得るためには、Ｔｉを０．０８質量％以上含有する必要がある。一方、 ０．３質量％を超えると、オーステナイトの再結晶が著しく阻害されて、熱延鋼板の組織が粗大化するのみならず、伸び特性，伸びフランジ特性が劣化する。したがって、Ｔｉは０．０８〜０．３質量％の範囲内を満足する必要がある。なお、好ましくは０．１２〜０．２５質量％である。
【００２３】
さらにＣ含有量，Ｔｉ含有量およびＳｉ含有量は、後述するようなフェライトとベイナイトと残留オーステナイトとを含む混合組織を形成するために、下記の （１）式を満足する必要がある。
（〔％Ｃ〕／１２−〔％Ｔｉ〕／４８）／（〔％Ｓｉ〕／２８）≦ ０．４ ・・・ （１）
〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（質量％）
〔％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（質量％）
〔％Ｓｉ〕：Ｓｉ含有量（質量％）
ベイナイトと残留オーステナイトは、熱間圧延後の冷却過程で未変態のオーステナイトから生成する。熱延鋼板が冷却される際に、高温領域ではＣの拡散が促進され、低温領域ではＣの拡散が抑制される。このようなＣの拡散が促進されるほどフェライトが増加し、ベイナイトと残留オーステナイトの分率が減少する。つまりＣの拡散挙動は、フェライトとベイナイトと残留オーステナイトの生成に多大な影響を及ぼす。
【００２４】
またＳｉは、熱延鋼板中のセメンタイトの生成を抑制し、フェライトから未変態オーステナイトへのＣの拡散を促進する。その結果、フェライトおよびベイナイト，残留オーステナイトのＣ含有量は短時間で飽和状態に到達するので、冷却条件（たとえば冷却速度等）が変動しても、フェライト，ベイナイト，残留オーステナイトの生成に及ぼす影響は抑えられる。つまりＳｉは、Ｃの拡散挙動に多大な影響を及ぼす。
【００２５】
さらにＴｉは、ＴｉＣとしてＣを固定するので、Ｃの拡散挙動に多大な影響を及ぼす。
したがってＣの拡散挙動は、Ｃ，ＳｉおよびＴｉの相互作用によって変化する。これらの元素の相互作用は、各々の原子数で算出される指標で評価できる。つまり（１）式を満足する範囲内であればＣの拡散が促進され、後述するようなフェライトとベイナイトと残留オーステナイトとを含む混合組織を有する熱延鋼板が安定して得られる。しかも、熱間圧延後の冷却条件の変動による影響を受けることなく、フェライトとベイナイトと残留オーステナイトとからなる熱延鋼板が得られる。
【００２６】
次に本発明の高張力熱延鋼板の組織について説明する。
本発明の高張力熱延鋼板は、フェライトの分率を、組織全体に対して４０％以上とする。その理由は、フェライトの分率が４０％以上であれば伸び特性が向上するからである。なお、引張強さを７８０ＭＰａ級として伸び特性を良好にする場合には、フェライトを主相とする（すなわちフェライトの分率を組織全体に対して５０％以上とする）ことが好ましい。
【００２７】
さらにフェライト粒の平均粒径は５μｍ以下とする必要がある。平均粒径が５μｍを超えると、伸びフランジ性が著しく劣化する。平均粒径５μｍ以下のフェライト粒を生成することによって、合金元素の添加量を削減できるので、熱延鋼板の伸び特性，伸びフランジ特性等の機械的性質の劣化を招くことなく、７８０ＭＰａ級あるいはさらに９８０ＭＰａ級の引張強さが得られる。なお、好ましくは平均粒径４μｍ以下である。
【００２８】
フェライト以外の相は、ベイナイトと残留オーステナイトを含む混合相とする。ベイナイトは、残留オーステナイトやマルテンサイトに比べて軟質であるので、フェライトとの硬度差は少ない。一般に、伸びフランジ加工におけるクラックは、硬度差の大きい相の界面（たとえばフェライトとマルテンサイトとの界面）で生じる。したがって軟質なベイナイトが多いほど伸びフランジ性は向上する。
【００２９】
このような効果は、ベイナイトの分率が組織全体に対して２０％以上で得られる。一方、ベイナイトの分率が４８％を超えると、フェライトの分率が減少して、伸び特性が劣化する。しかも未変態オーステナイト中のＣ含有量が著しく低下して、残留オーステナイトが減少することも、伸び特性劣化の原因になる。したがって、ベイナイトの分率は組織全体に対して２０〜４８％とする必要がある。なお、引張強さを７８０ＭＰａ級として伸び特性を良好とする場合には、ベイナイトの分率は４０％以下とすることが好ましく、より好ましくは２５〜３５％である。
【００３０】
残留オーステナイトは、加工誘起マルテンサイトの生成により、均一かつ高い伸び特性を発揮する。このような効果は、残留オーステナイトの分率が組織全体に対して２％以上で得られる。一方、残留オーステナイトの分率が７％を超えると、伸びフランジ加工を受けることによって残留オーステナイトが硬質化し、フェライトとの硬度差が大きくなる。その結果、伸びフランジ加工によって、フェライトと残留オーステナイトとの界面にクラックが発生しやすくなる。したがって、残留オーステナイトの分率は組織全体に対して２〜７％とする必要がある。なお、好ましくは４〜６％である。
【００３１】
なお熱延鋼板の製造工程において、フェライト，ベイナイト，残留オーステナイトの他に、マルテンサイトも生成する場合がある。マルテンサイトは、熱延鋼板の組織中で最も硬質な相である。そのため伸びフランジ加工によって、フェライトとマルテンサイトとの界面にクラックが発生しやすくなる。したがってマルテンサイトの分率は小さいほど良く、組織全体に対して５％以下が好ましい。
【００３２】
このようにして、伸び特性を向上させるフェライトおよび残留オーステナイト，伸びフランジ特性を向上させるベイナイトを、それぞれ適正な分率で生成させることによって、優れた伸び特性を有するとともに、優れた伸びフランジ特性も具備した高張力熱延鋼板が得られる。
次に本発明の高張力熱延鋼板の製造方法について説明する。
【００３３】
上記した組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法あるいは造塊法等の従来から知られている方法で鋼スラブを製造する。次いで鋼スラブを加熱炉に装入して、１１５０℃以下に加熱する。鋼スラブの加熱温度が１１５０℃を超えると、ＴｉＣが溶解してオーステナイト粒の微細化が達成できない。その結果、フェライトが粗大化して、伸び特性および伸びフランジ特性が劣化する。
【００３４】
鋼スラブの加熱温度の下限値は、後述する仕上げ圧延温度を確保するために、１０５０℃以上が好ましい。なお、鋼スラブの加熱温度のより好ましい範囲は１０５０〜１１００℃である。
こうして加熱された鋼スラブに熱間圧延を施す。熱間圧延の仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点を超えて、（Ａｒ３変態点＋２０℃）以上かつ（Ａｒ３変態点＋１００℃）以下の範囲内とする。この範囲の仕上げ圧延温度で熱間圧延を行なうことによって、ベイナイトの分率を組織全体に対して２０〜４８％の範囲内に維持できる。仕上げ圧延温度が（Ａｒ３変態点＋２０℃）未満では、ベイナイトの分率が２０％に到達せず、フェライトの分率と残留オーステナイトの分率が増加する。一方、（Ａｒ３変態点＋１００℃）を超えると、オーステナイト粒が成長して、組織が粗大化して、伸び特性および伸びフランジ特性が劣化する。
【００３５】
熱間圧延によって得られた熱延鋼板を、３０℃／秒以上の冷却速度で ６００〜７５０℃まで第１段階の冷却を行なう。冷却速度を３０℃／秒以上とすることによって、組織の粗大化を抑制できる。また第１段階の冷却を停止する温度が ６００〜７５０℃の範囲を外れると、後述する第２段階の冷却でフェライト変態が遅延する。その結果、フェライト，ベイナイト，残留オーステナイトの分率を適正に維持できなくなる。なお第１段階の冷却の停止温度は、好ましくは ６５０〜７００℃である。
【００３６】
こうして ６００〜７５０℃で第１段階の冷却を停止した熱延鋼板を、 ６００〜７５０℃の温度範囲で２〜２０秒間滞留させる。熱延鋼板を ６００〜７５０℃で保持することによって、ベイナイト，残留オーステナイトへのＣの濃化を促進できる。滞留時間が２秒未満では、オーステナイトへのＣの濃化が不十分で、フェライト，ベイナイト，残留オーステナイトの分率を適正に維持できない。一方、２０秒を超えると、フェライト変態が過剰に進行してパーライトが生成し、伸び特性と伸びフランジ特性が劣化する。なお滞留時間は、好ましくは４〜１０秒間である。なお、上記の温度範囲で２〜２０秒滞留させるには、第１段の冷却を停止して空冷（放冷）すれば良く、また加熱装置を用い保温しても良い。
【００３７】
次いで、熱延鋼板を１５℃／秒以上の冷却速度で ３８０〜５２０℃まで第２段階の冷却を行なった後、熱延鋼板を巻取る。冷却速度を１５℃／秒以上とすることによって、組織の粗大化を抑制できる。また第２段階の冷却を ３８０〜５２０℃で停止して熱延鋼板を巻取ることによって、マルテンサイトの生成を抑制してベイナイトを生成させるとともに、ベイナイト変態によって残留オーステナイトを生成させることができる。第２段階の冷却の停止温度（すなわち巻取り温度）が ３８０℃未満では、巻取り温度の低下に起因して、熱延鋼板が波打つようになる。しかも残留オーステナイトやマルテンサイトが過剰に生成して、伸びフランジ特性が劣化する。一方、 ５２０℃を超えると、パーライトが生成して、ベイナイトや残留オーステナイトの生成が抑制され、伸び特性と伸びフランジ特性が劣化する。なお第２段階の冷却の停止温度（すなわち巻取り温度）は、好ましくは ４００〜５００℃である。
【００３８】
【実施例】
表１に示す組成の鋼スラブを製造し、それぞれの鋼スラブから試験片を採取してＡｒ３変態点（℃）を測定した。すなわち、試験片を１２５０℃で３０分加熱保持した後、冷却速度１℃／ｓｅｃで冷却し、示差熱膨張計でＡｒ３変態点を測定した。Ａｒ３変態点の測定値を表１に併せて示す。
【００３９】
【表１】
【００４０】
鋼スラブＡ〜Ｄは、本発明の成分範囲を満足する例である。一方、鋼スラブＥはＳ含有量が本発明の範囲を外れる例，鋼スラブＦは （１）式を満足せずＳｉとＴｉの含有量が本発明の範囲を外れる例，鋼スラブＧはＣとＭｎの含有量が本発明の範囲を外れる例，鋼スラブＨはＳｉとＡｌの含有量が本発明の範囲を外れる例，鋼スラブＩは （１）式を満足せずＣ含有量が本発明の範囲を外れる例，鋼スラブＪは （１）式を満足しない例である。
【００４１】
これらの鋼スラブを種々の条件で熱間圧延して、厚さ２．９ｍｍの熱延鋼板を製造した。熱間圧延の条件は表２，３に示す通りである。
【００４２】
【表２】
【００４３】
【表３】
【００４４】
こうして得られた熱延鋼板から試験片を採取して、フェライトの粒径と分率を測定した。粒径の測定は、圧延方向断面について電子顕微鏡で写真撮影した後、ＪＩＳ規格 Ｇ０５５２に規定されるフェライト結晶粒度試験方法の中の切断法に準拠して測定した。分率は、電子顕微鏡で撮影した写真を画像解析して面積率を求め、これを分率とした。その結果を表２，３に示す。
【００４５】
さらに熱延鋼板から採取した試験片を用いて、フェライト以外の相の組織の種類，ベイナイトの分率，残留オーステナイトの分率，マルテンサイトの分率を調査した。なお、第２相の組織は、電子顕微鏡で調査した。ベイナイトの分率は、電子顕微鏡写真を画像解析することにより調査した。残留オーステナイトの分率は、Ｘ線回析装置でＣｏのＫα線を用いて、オーステナイト相の（２００），（２２０）面とフェライト相の（２００），（２１１）面の積分強度より算出した。マルテンサイトの分率は、電子顕微鏡写真を画像解析することにより調査した。その結果を表２，３に示す。
【００４６】
次に熱延鋼板の圧延幅方向（すなわち圧延方向と直交する方向）からＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張試験を行なった。その結果を表２，３に示す。
また日本鉄鋼連盟規格 ＪＦＳ−Ｔ１００１−１９９６に準拠して穴広げ試験を行なった。すなわち、熱延鋼板に穴径ｄ０＝１０ｍｍをクリアランス１２．５％で打ち抜いて初期穴を設け、初期穴のバリをダイ側（すなわち円錐パンチの反対側）として円錐パンチ（頂角６０°）を初期穴に挿入して穴を広げ、亀裂が熱延鋼板を貫通する時点での穴径ｄを求めた。これらのｄ０，ｄ値を用いて下記の （２）式から穴広げ率λ（％）を算出した。その結果を表２，３に示す。
【００４７】
λ＝ １００×（ｄ−ｄ０）／ｄ０・・・ （２）
また熱延鋼板の表面を目視で観察し、スケール傷や亀裂の有無を調査した。そして、スケール傷や亀裂が観察されない場合を良（○）、スケール傷や亀裂が観察された場合を不良（×）として評価した。その結果を表２，３に示す。
表２，３から明らかなように、発明例の熱延鋼板は、いずれも引張強７８０ＭＰａ以上を満足するとともに、ＴＳ×ＥＬ≧２００００ＭＰａ％およびＴＳ×λ≧８２０００ＭＰａ％を満足した。しかも外観の評価も良好であった。
【００４８】
【発明の効果】
本発明によれば、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ級あるいはさらに９８０ＭＰａ級を満足するとともに、ＴＳ×ＥＬ≧２００００ＭＰａ％およびＴＳ×λ≧８２０００ＭＰａ％を満足する熱延鋼板、すなわち伸び特性および伸びフランジ特性に優れた高張力熱延鋼板が得られる。
【発明の属する技術分野】
本発明は、優れた伸び特性を有するとともに、優れた伸びフランジ特性も具備した高張力熱延鋼板とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用熱延鋼板のうち、車体の構造部材，足周り部材（たとえばホイール，リム，シャーシ等）や強度部材（たとえばバンパー，ドアガードバー等）には、引張強さが７８０ＭＰａ級〜９８０ＭＰａ級の高張力熱延鋼板が使用される。なかでも車体に用いられる熱延鋼板は、自動車の低燃費化と衝突安全性向上を達成するために、高強度と高加工性とを満足することが求められている。
【０００３】
このような観点から開発された熱延鋼板としては、フェライトとマルテンサイトを主体とする組織を有する複合組織鋼（いわゆるＤＰ鋼）や、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組織を有する残留オーステナイト鋼が知られている。
ところが近年、安全性および環境を考慮した装備が装着されるようになり、車体重量が増加する傾向にある。そこで引張強さが７８０ＭＰａ以上の熱延鋼板を積極的に活用して、熱延鋼板のゲージダウンによる車体の軽量化を図ることの必要性が一層高まっている。
【０００４】
たとえば特許文献１には、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎを基本成分とする鋼を、圧下率８０％以上，圧延温度 ７８０〜９００℃で熱間仕上げ圧延し、圧延が終了した後、４０℃／秒未満の冷却速度で冷却を開始して所定の温度で冷却を終了し、次いで４０℃／秒以上の冷却速度で冷却して ３５０〜５００℃で巻取ることにより、ポリゴナルフェライトの占積率６１％以下，ポリゴナルフェライトの占積率と粒径の比が１８以上で、しかもベイナイトと残留オーステナイトからなる第２相を有し、かつこの第２相中の残留オーステナイトが５％以上である組織を有する熱延鋼板の製造方法が開示されている。
【０００５】
この技術では、引張強さＴＳ（ＭＰａ）と伸びＥＬ（％）で算出されるＴＳ×ＥＬ値が２００００ＭＰａ％を達成することが可能であり、伸び特性に優れた熱延鋼板が得られる。しかし自動車用高張力鋼板に要求される重要な特性である伸びフランジ性は何ら考慮されていない。伸びフランジ特性は、一般に穴広げ試験で得られる穴広げ率を指標として評価されるものであり、伸び特性とは相関のない特性である。したがって特許文献１に開示された技術を用いても、優れた伸びフランジ特性と優れた伸び特性とを具備する高張力熱延鋼板を製造するのは困難である。
【０００６】
また特許文献２には、伸びフランジ特性の優れた高強度鋼板が開示されている。これは、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｂを基本成分として、Ｓ含有量を０．０２％以下に限定して、ポリゴナルフェライト，ベイナイトおよびマルテンサイトの３相からなる組織とすることを特徴としている。
この技術では、引張強さ ６６ｋｇｆ／ｍｍ２（＝６４７ＭＰａ）の熱延鋼板で穴広げ率λ １５０％（すなわちＴＳ×λ＝９７０５０ＭＰａ％）の穴広げ率を達成している。しかし伸び特性は２４％（すなわちＴＳ×ＥＬ＝１５５２８ＭＰａ％）にすぎず、伸び特性が要求されることの多い足周り部材への適用は限定されるという問題があった。しかも特許文献２では、引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力熱延鋼板（いわゆるＴＳ７８０ＭＰａ級熱延鋼板）に関する記述はなく、引張強さ７８０ＭＰａ級の高張力熱延鋼板に適用するのは困難であった。
【０００７】
また特許文献３には、伸びフランジ特性の優れた高強度熱延鋼板が開示されている。これは、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｎｂを基本成分として、平均粒径２５μｍ以下のフェライトが面積率７０〜９５％であり、残部がマルテンサイトあるいはさらに残留オーステナイトからなる組織とすることを特徴としている。この技術は、組織中にマルテンサイトを含むので、引張強さは ９９ｋｇｆ／ｍｍ２（＝９７０ＭＰａ）を達成している。しかしこの技術では、ＴＳ ８０ｋｇｆ／ｍｍ２（＝７８４ＭＰａ）でも穴広げ率λは４８％であり、伸びフランジ特性は十分ではない。
【０００８】
また特許文献４には、バーリング特性の優れた高張力鋼板が開示されている。これは、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉを基本成分として、平均粒径５μｍ以下の主相（すなわちフェライト）と平均粒径 ３．５μｍ以下の第２相とからなる組織とすることを特徴としている。この技術は、ＴＳ−ＥＬバランスおよびＴＳ−λバランスが良好な、特にバーリング特性（すなわち穴広げ加工性）に優れた高張力鋼板を製造しようとするものである。しかし、第２相にパーライトが含まれるので、開示されている引張強さは最大でも７４０ＭＰａであり、７８０ＭＰａに達していない。
【０００９】
【特許文献１】
特開平３−１００４９号公報
【特許文献２】
特開昭５８−１６７７５０号公報
【特許文献３】
特開平９−１２５１９４号公報
【特許文献４】
特開２０００−１９２１９１号公報
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
車体の軽量化を達成するために、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上あるいはさらに９８０ＭＰａ以上の高張力熱延鋼板であって、ＴＳ×ＥＬ≧２００００ＭＰａ％を達成する伸び特性を有するとともに、ＴＳ×λ≧８２０００ＭＰａ％を達成する伸びフランジ特性も併せ持つ、すなわち例えばＴＳ７８０ＭＰａの場合、ＥＬ≧２５．５％，λ≧ １０５％の特性を有する高張力熱延鋼板への要求があったが、上記のように従来これを達成できる技術はなかった。
【００１１】
本発明は上記のような問題を解消し、ＴＳが７８０ＭＰａ以上あるいはさらに９８０ＭＰａ以上であって、伸び特性が良好すなわちＴＳ×ＥＬ≧２００００ＭＰａ％を満足し、かつ伸びフランジ特性が良好すなわちＴＳ×λ≧８２０００ＭＰａ％を満足する高張力熱延鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記の目的を達成するため鋭意研究した結果、 Ｔｉを必須の成分として、熱間圧延後に生成するフェライトを細粒化するとともに、未変態のオーステナイトから生成するベイナイトおよび残留オーステナイトの分率を所定の範囲に調整することによって、引張強さ７８０ＭＰａ以上あるいはさらに９８０ＭＰａ以上の高張力熱延鋼板の伸び特性と伸びフランジ特性を著しく向上できることを見出した。
【００１３】
さらにＣとＳｉの添加量を所定の範囲内にすることによって、そのような高張力熱延鋼板を安定して製造できることを見出した。
本発明は、Ｃを０．０４〜０．２５質量％、Ｓｉを ０．４〜２．０質量％、Ｍｎを ３．０質量％以下、Ａｌを ０．２質量％以下、Ｓを ０．００７質量％以下、Ｔｉを０．０８〜０．３質量％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ前記Ｃ，前記Ｓｉおよび前記Ｔｉの含有量が下記の （１）式を満足する組成と、フェライトとベイナイトと残留オーステナイトとを含み、前記フェライトの分率が組織全体に対して４０％以上であり、かつ前記フェライトの平均粒径が５μｍ以下であり、前記ベイナイトの分率が組織全体に対して２０〜４８％であり、前記残留オーステナイトの分率が組織全体に対して２〜７％である組織とを有することを特徴とする高張力熱延鋼板である。
【００１４】
また本発明は、Ｃを０．０４〜０．２５質量％、Ｓｉを ０．４〜２．０質量％、Ｍｎを ３．０質量％以下、Ａｌを ０．２質量％以下、Ｓを ０．００７質量％以下、Ｔｉを０．０８〜０．３質量％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ前記Ｃ，前記Ｓｉおよび前記Ｔｉの含有量が下記の （１）式を満足する組成を有する鋼スラブを１１５０℃以下に加熱した後、（Ａｒ３変態点＋２０℃）以上かつ（Ａｒ３変態点＋１００℃）以下の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、得られた熱延鋼板を３０℃／秒以上の冷却速度で冷却して ６００〜７５０℃の温度範囲で２〜２０秒間滞留させ、次いで１５℃／秒以上の冷却速度で冷却して ３８０〜５２０℃の温度範囲で前記熱延鋼板を巻取ることを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法である。
【００１５】
（〔％Ｃ〕／１２−〔％Ｔｉ〕／４８）／（〔％Ｓｉ〕／２８）≦ ０．４ ・・・ （１）
〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（質量％）
〔％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（質量％）
〔％Ｓｉ〕：Ｓｉ含有量（質量％）
【００１６】
【発明の実施の形態】
まず本発明の高張力熱延鋼板の組成について説明する。
Ｃ：０．０４〜０．２５質量％
Ｃは、熱延鋼板の強度を向上し、後述するＴｉと結合してＴｉＣを生成し、熱延鋼板の組織を微細化するとともに、ベイナイト，残留オーステナイトを後述する分率の範囲内で生成するのに必要な元素である。７８０ＭＰａ以上の引張強さを得るためには、Ｃを０．０４質量％以上含有する必要がある。一方、 ０．２５質量％を超えると、熱延鋼板の溶接性が著しく劣化する。したがって、Ｃは０．０４〜０．２５質量％の範囲内を満足する必要がある。なお溶接性の劣化を一層防止するためには、Ｃ量は０．２０質量％以下にすることが好ましい。また、より好ましくは０．０８〜０．１６質量％である。
【００１７】
Ｓｉ： ０．４〜２．０質量％
Ｓｉは、製鋼工程における脱酸元素として作用する元素である。また熱延鋼板に含有されるＳｉは、固溶強化によって、降伏比や強度−伸びバランス（伸び特性）を損なうことなく熱延鋼板の強度を向上するとともに、オーステナイトからフェライトへの変態を活性化して未変態オーステナイト相へのＣ濃化を促進する元素である。また Ｆｅ３Ｃ等の炭化物の生成を抑制して、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組織を形成するために必須の元素である。これらの効果を得るためには、Ｓｉを ０．４質量％以上含有する必要がある。一方、 ２．０質量％を超えると、これらの効果が飽和し、しかも熱延鋼板表面に剥離し難いスケールが生成してスケール傷が発生し、外観を要求される用途への適用が困難になる。したがって、Ｓｉは ０．４〜２．０質量％の範囲内を満足する必要がある。なお、好ましくは ０．７〜１．５質量％である。
【００１８】
Ｍｎ： ３．０質量％以下
Ｍｎは、熱延鋼板の強度を向上するとともに、焼入れ性を改善する元素である。また、後述するＳをＭｎＳとして析出させることによって、Ｓに起因する種々の特性の劣化を抑制する効果も有する。 Ｍｎの含有量が ３．０質量％を超えると、熱延鋼板の巻取り後のベイナイト変態を抑制し、残留オーステナイトを著しく減少させる。したがって、Ｍｎは ３．０質量％以下とした。なお上記した効果を得るためには、Ｍｎは ０．５質量％以上含有するのが好ましい。さらに １．０〜２．５質量％とするのが一層好ましい。
【００１９】
Ａｌ： ０．２質量％以下
Ａｌは、製鋼工程で脱酸剤として作用する。Ａｌの含有量が ０．２質量％を超えると、脱酸効果が飽和し、しかも熱延鋼板の靭性や伸びフランジ性が劣化する。したがって、Ａｌは ０．２質量％以下とした。なお上記した効果を得るためには、Ａｌは０．０１質量％以上含有するのが好ましい。さらに０．０２〜０．０５質量％とするのが一層好ましい。
【００２０】
Ｓ： ０．００７質量％以下
Ｓは、熱延鋼板の靭性や伸びフランジ性を劣化させる元素であるから、できる限り低減する必要がある。Ｓの含有量が ０．００７質量％を超えると、熱延鋼板の靭性や伸びフランジ性が著しく劣化する。したがって、Ｓは ０．００７質量％以下とした。より好ましくは ０．００５質量％以下であり、さらに好ましくは０．００２５質量％以下とする。なお現状の精錬技術では、Ｓを ０．００１質量％未満に低減するためには多大な精錬時間や種々の添加剤を要するのでコストの上昇を招く。そのため、現状の製造技術でのＳ量の下限値は ０．００１質量％程度である。
【００２１】
Ｔｉ：０．０８〜０．３質量％
Ｔｉは、熱間圧延に先立つ鋼スラブの加熱処理によってＣと結合してＴｉＣを生成する。その結果、加熱処理におけるオーステナイトの粒径が概ね５０μｍ以下となり、熱延鋼板のフェライト粒の粗大化が防止される。つまり粒径が概ね５０μｍ以下のオーステナイト粒を有する鋼スラブを熱間圧延することによってオーステナイト粒の再結晶が進行し、一層微細なオーステナイト粒が生成する。さらに熱延鋼板の冷却時には、フェライト変態が促進され、微細なフェライト粒が生成するとともに、未変態のオーステナイトも微細化する。その後の冷却過程において、低温領域で生成されるベイナイトやオーステナイトも微細となり、均一かつ微細な組織を有する熱延鋼板が得られる。
【００２２】
こうして得られた熱延鋼板は、優れた伸び特性と伸びフランジ性を有する。このような効果を得るためには、Ｔｉを０．０８質量％以上含有する必要がある。一方、 ０．３質量％を超えると、オーステナイトの再結晶が著しく阻害されて、熱延鋼板の組織が粗大化するのみならず、伸び特性，伸びフランジ特性が劣化する。したがって、Ｔｉは０．０８〜０．３質量％の範囲内を満足する必要がある。なお、好ましくは０．１２〜０．２５質量％である。
【００２３】
さらにＣ含有量，Ｔｉ含有量およびＳｉ含有量は、後述するようなフェライトとベイナイトと残留オーステナイトとを含む混合組織を形成するために、下記の （１）式を満足する必要がある。
（〔％Ｃ〕／１２−〔％Ｔｉ〕／４８）／（〔％Ｓｉ〕／２８）≦ ０．４ ・・・ （１）
〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（質量％）
〔％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（質量％）
〔％Ｓｉ〕：Ｓｉ含有量（質量％）
ベイナイトと残留オーステナイトは、熱間圧延後の冷却過程で未変態のオーステナイトから生成する。熱延鋼板が冷却される際に、高温領域ではＣの拡散が促進され、低温領域ではＣの拡散が抑制される。このようなＣの拡散が促進されるほどフェライトが増加し、ベイナイトと残留オーステナイトの分率が減少する。つまりＣの拡散挙動は、フェライトとベイナイトと残留オーステナイトの生成に多大な影響を及ぼす。
【００２４】
またＳｉは、熱延鋼板中のセメンタイトの生成を抑制し、フェライトから未変態オーステナイトへのＣの拡散を促進する。その結果、フェライトおよびベイナイト，残留オーステナイトのＣ含有量は短時間で飽和状態に到達するので、冷却条件（たとえば冷却速度等）が変動しても、フェライト，ベイナイト，残留オーステナイトの生成に及ぼす影響は抑えられる。つまりＳｉは、Ｃの拡散挙動に多大な影響を及ぼす。
【００２５】
さらにＴｉは、ＴｉＣとしてＣを固定するので、Ｃの拡散挙動に多大な影響を及ぼす。
したがってＣの拡散挙動は、Ｃ，ＳｉおよびＴｉの相互作用によって変化する。これらの元素の相互作用は、各々の原子数で算出される指標で評価できる。つまり（１）式を満足する範囲内であればＣの拡散が促進され、後述するようなフェライトとベイナイトと残留オーステナイトとを含む混合組織を有する熱延鋼板が安定して得られる。しかも、熱間圧延後の冷却条件の変動による影響を受けることなく、フェライトとベイナイトと残留オーステナイトとからなる熱延鋼板が得られる。
【００２６】
次に本発明の高張力熱延鋼板の組織について説明する。
本発明の高張力熱延鋼板は、フェライトの分率を、組織全体に対して４０％以上とする。その理由は、フェライトの分率が４０％以上であれば伸び特性が向上するからである。なお、引張強さを７８０ＭＰａ級として伸び特性を良好にする場合には、フェライトを主相とする（すなわちフェライトの分率を組織全体に対して５０％以上とする）ことが好ましい。
【００２７】
さらにフェライト粒の平均粒径は５μｍ以下とする必要がある。平均粒径が５μｍを超えると、伸びフランジ性が著しく劣化する。平均粒径５μｍ以下のフェライト粒を生成することによって、合金元素の添加量を削減できるので、熱延鋼板の伸び特性，伸びフランジ特性等の機械的性質の劣化を招くことなく、７８０ＭＰａ級あるいはさらに９８０ＭＰａ級の引張強さが得られる。なお、好ましくは平均粒径４μｍ以下である。
【００２８】
フェライト以外の相は、ベイナイトと残留オーステナイトを含む混合相とする。ベイナイトは、残留オーステナイトやマルテンサイトに比べて軟質であるので、フェライトとの硬度差は少ない。一般に、伸びフランジ加工におけるクラックは、硬度差の大きい相の界面（たとえばフェライトとマルテンサイトとの界面）で生じる。したがって軟質なベイナイトが多いほど伸びフランジ性は向上する。
【００２９】
このような効果は、ベイナイトの分率が組織全体に対して２０％以上で得られる。一方、ベイナイトの分率が４８％を超えると、フェライトの分率が減少して、伸び特性が劣化する。しかも未変態オーステナイト中のＣ含有量が著しく低下して、残留オーステナイトが減少することも、伸び特性劣化の原因になる。したがって、ベイナイトの分率は組織全体に対して２０〜４８％とする必要がある。なお、引張強さを７８０ＭＰａ級として伸び特性を良好とする場合には、ベイナイトの分率は４０％以下とすることが好ましく、より好ましくは２５〜３５％である。
【００３０】
残留オーステナイトは、加工誘起マルテンサイトの生成により、均一かつ高い伸び特性を発揮する。このような効果は、残留オーステナイトの分率が組織全体に対して２％以上で得られる。一方、残留オーステナイトの分率が７％を超えると、伸びフランジ加工を受けることによって残留オーステナイトが硬質化し、フェライトとの硬度差が大きくなる。その結果、伸びフランジ加工によって、フェライトと残留オーステナイトとの界面にクラックが発生しやすくなる。したがって、残留オーステナイトの分率は組織全体に対して２〜７％とする必要がある。なお、好ましくは４〜６％である。
【００３１】
なお熱延鋼板の製造工程において、フェライト，ベイナイト，残留オーステナイトの他に、マルテンサイトも生成する場合がある。マルテンサイトは、熱延鋼板の組織中で最も硬質な相である。そのため伸びフランジ加工によって、フェライトとマルテンサイトとの界面にクラックが発生しやすくなる。したがってマルテンサイトの分率は小さいほど良く、組織全体に対して５％以下が好ましい。
【００３２】
このようにして、伸び特性を向上させるフェライトおよび残留オーステナイト，伸びフランジ特性を向上させるベイナイトを、それぞれ適正な分率で生成させることによって、優れた伸び特性を有するとともに、優れた伸びフランジ特性も具備した高張力熱延鋼板が得られる。
次に本発明の高張力熱延鋼板の製造方法について説明する。
【００３３】
上記した組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法あるいは造塊法等の従来から知られている方法で鋼スラブを製造する。次いで鋼スラブを加熱炉に装入して、１１５０℃以下に加熱する。鋼スラブの加熱温度が１１５０℃を超えると、ＴｉＣが溶解してオーステナイト粒の微細化が達成できない。その結果、フェライトが粗大化して、伸び特性および伸びフランジ特性が劣化する。
【００３４】
鋼スラブの加熱温度の下限値は、後述する仕上げ圧延温度を確保するために、１０５０℃以上が好ましい。なお、鋼スラブの加熱温度のより好ましい範囲は１０５０〜１１００℃である。
こうして加熱された鋼スラブに熱間圧延を施す。熱間圧延の仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点を超えて、（Ａｒ３変態点＋２０℃）以上かつ（Ａｒ３変態点＋１００℃）以下の範囲内とする。この範囲の仕上げ圧延温度で熱間圧延を行なうことによって、ベイナイトの分率を組織全体に対して２０〜４８％の範囲内に維持できる。仕上げ圧延温度が（Ａｒ３変態点＋２０℃）未満では、ベイナイトの分率が２０％に到達せず、フェライトの分率と残留オーステナイトの分率が増加する。一方、（Ａｒ３変態点＋１００℃）を超えると、オーステナイト粒が成長して、組織が粗大化して、伸び特性および伸びフランジ特性が劣化する。
【００３５】
熱間圧延によって得られた熱延鋼板を、３０℃／秒以上の冷却速度で ６００〜７５０℃まで第１段階の冷却を行なう。冷却速度を３０℃／秒以上とすることによって、組織の粗大化を抑制できる。また第１段階の冷却を停止する温度が ６００〜７５０℃の範囲を外れると、後述する第２段階の冷却でフェライト変態が遅延する。その結果、フェライト，ベイナイト，残留オーステナイトの分率を適正に維持できなくなる。なお第１段階の冷却の停止温度は、好ましくは ６５０〜７００℃である。
【００３６】
こうして ６００〜７５０℃で第１段階の冷却を停止した熱延鋼板を、 ６００〜７５０℃の温度範囲で２〜２０秒間滞留させる。熱延鋼板を ６００〜７５０℃で保持することによって、ベイナイト，残留オーステナイトへのＣの濃化を促進できる。滞留時間が２秒未満では、オーステナイトへのＣの濃化が不十分で、フェライト，ベイナイト，残留オーステナイトの分率を適正に維持できない。一方、２０秒を超えると、フェライト変態が過剰に進行してパーライトが生成し、伸び特性と伸びフランジ特性が劣化する。なお滞留時間は、好ましくは４〜１０秒間である。なお、上記の温度範囲で２〜２０秒滞留させるには、第１段の冷却を停止して空冷（放冷）すれば良く、また加熱装置を用い保温しても良い。
【００３７】
次いで、熱延鋼板を１５℃／秒以上の冷却速度で ３８０〜５２０℃まで第２段階の冷却を行なった後、熱延鋼板を巻取る。冷却速度を１５℃／秒以上とすることによって、組織の粗大化を抑制できる。また第２段階の冷却を ３８０〜５２０℃で停止して熱延鋼板を巻取ることによって、マルテンサイトの生成を抑制してベイナイトを生成させるとともに、ベイナイト変態によって残留オーステナイトを生成させることができる。第２段階の冷却の停止温度（すなわち巻取り温度）が ３８０℃未満では、巻取り温度の低下に起因して、熱延鋼板が波打つようになる。しかも残留オーステナイトやマルテンサイトが過剰に生成して、伸びフランジ特性が劣化する。一方、 ５２０℃を超えると、パーライトが生成して、ベイナイトや残留オーステナイトの生成が抑制され、伸び特性と伸びフランジ特性が劣化する。なお第２段階の冷却の停止温度（すなわち巻取り温度）は、好ましくは ４００〜５００℃である。
【００３８】
【実施例】
表１に示す組成の鋼スラブを製造し、それぞれの鋼スラブから試験片を採取してＡｒ３変態点（℃）を測定した。すなわち、試験片を１２５０℃で３０分加熱保持した後、冷却速度１℃／ｓｅｃで冷却し、示差熱膨張計でＡｒ３変態点を測定した。Ａｒ３変態点の測定値を表１に併せて示す。
【００３９】
【表１】
鋼スラブＡ〜Ｄは、本発明の成分範囲を満足する例である。一方、鋼スラブＥはＳ含有量が本発明の範囲を外れる例，鋼スラブＦは （１）式を満足せずＳｉとＴｉの含有量が本発明の範囲を外れる例，鋼スラブＧはＣとＭｎの含有量が本発明の範囲を外れる例，鋼スラブＨはＳｉとＡｌの含有量が本発明の範囲を外れる例，鋼スラブＩは （１）式を満足せずＣ含有量が本発明の範囲を外れる例，鋼スラブＪは （１）式を満足しない例である。
【００４１】
これらの鋼スラブを種々の条件で熱間圧延して、厚さ２．９ｍｍの熱延鋼板を製造した。熱間圧延の条件は表２，３に示す通りである。
【００４２】
【表２】
【表３】
こうして得られた熱延鋼板から試験片を採取して、フェライトの粒径と分率を測定した。粒径の測定は、圧延方向断面について電子顕微鏡で写真撮影した後、ＪＩＳ規格 Ｇ０５５２に規定されるフェライト結晶粒度試験方法の中の切断法に準拠して測定した。分率は、電子顕微鏡で撮影した写真を画像解析して面積率を求め、これを分率とした。その結果を表２，３に示す。
【００４５】
さらに熱延鋼板から採取した試験片を用いて、フェライト以外の相の組織の種類，ベイナイトの分率，残留オーステナイトの分率，マルテンサイトの分率を調査した。なお、第２相の組織は、電子顕微鏡で調査した。ベイナイトの分率は、電子顕微鏡写真を画像解析することにより調査した。残留オーステナイトの分率は、Ｘ線回析装置でＣｏのＫα線を用いて、オーステナイト相の（２００），（２２０）面とフェライト相の（２００），（２１１）面の積分強度より算出した。マルテンサイトの分率は、電子顕微鏡写真を画像解析することにより調査した。その結果を表２，３に示す。
【００４６】
次に熱延鋼板の圧延幅方向（すなわち圧延方向と直交する方向）からＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張試験を行なった。その結果を表２，３に示す。
また日本鉄鋼連盟規格 ＪＦＳ−Ｔ１００１−１９９６に準拠して穴広げ試験を行なった。すなわち、熱延鋼板に穴径ｄ０＝１０ｍｍをクリアランス１２．５％で打ち抜いて初期穴を設け、初期穴のバリをダイ側（すなわち円錐パンチの反対側）として円錐パンチ（頂角６０°）を初期穴に挿入して穴を広げ、亀裂が熱延鋼板を貫通する時点での穴径ｄを求めた。これらのｄ０，ｄ値を用いて下記の （２）式から穴広げ率λ（％）を算出した。その結果を表２，３に示す。
【００４７】
λ＝ １００×（ｄ−ｄ０）／ｄ０・・・ （２）
また熱延鋼板の表面を目視で観察し、スケール傷や亀裂の有無を調査した。そして、スケール傷や亀裂が観察されない場合を良（○）、スケール傷や亀裂が観察された場合を不良（×）として評価した。その結果を表２，３に示す。
表２，３から明らかなように、発明例の熱延鋼板は、いずれも引張強７８０ＭＰａ以上を満足するとともに、ＴＳ×ＥＬ≧２００００ＭＰａ％およびＴＳ×λ≧８２０００ＭＰａ％を満足した。しかも外観の評価も良好であった。
【００４８】
【発明の効果】
本発明によれば、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ級あるいはさらに９８０ＭＰａ級を満足するとともに、ＴＳ×ＥＬ≧２００００ＭＰａ％およびＴＳ×λ≧８２０００ＭＰａ％を満足する熱延鋼板、すなわち伸び特性および伸びフランジ特性に優れた高張力熱延鋼板が得られる。
Claims (2)
- Ｃを０．０４〜０．２５質量％、Ｓｉを ０．４〜２．０質量％、Ｍｎを ３．０質量％以下、Ａｌを ０．２質量％以下、Ｓを ０．００７質量％以下、Ｔｉを０．０８〜０．３質量％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ前記Ｃ、前記Ｓｉおよび前記Ｔｉの含有量が下記の （１）式を満足する組成と、フェライトとベイナイトと残留オーステナイトとを含み前記フェライトの分率が組織全体に対して４０％以上であり、かつ前記フェライトの平均粒径が５μｍ以下であり、前記ベイナイトの分率が組織全体に対して２０〜４８％であり、前記残留オーステナイトの分率が組織全体に対して２〜７％である組織とを有することを特徴とする高張力熱延鋼板。
（〔％Ｃ〕／１２−〔％Ｔｉ〕／４８）／（〔％Ｓｉ〕／２８）≦ ０．４ ・・・ （１）
〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（質量％）
〔％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（質量％）
〔％Ｓｉ〕：Ｓｉ含有量（質量％） - Ｃを０．０４〜０．２５質量％、Ｓｉを ０．４〜２．０質量％、Ｍｎを ３．０質量％以下、Ａｌを ０．２質量％以下、Ｓを ０．００７質量％以下、Ｔｉを０．０８〜０．３質量％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ前記Ｃ、前記Ｓｉおよび前記Ｔｉの含有量が下記の （１）式を満足する組成を有する鋼スラブを１１５０℃以下に加熱した後、（Ａｒ３変態点＋２０℃）以上かつ（Ａｒ３変態点＋１００℃）以下の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、得られた熱延鋼板を３０℃／秒以上の冷却速度で冷却して６００〜７５０℃の温度範囲で２〜２０秒間滞留させ、次いで１５℃／秒以上の冷却速度で冷却して ３８０〜５２０℃の温度範囲で前記熱延鋼板を巻取ることを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。
（〔％Ｃ〕／１２−〔％Ｔｉ〕／４８）／（〔％Ｓｉ〕／２８）≦ ０．４ ・・・ （１）
〔％Ｃ〕：Ｃ含有量（質量％）
〔％Ｔｉ〕：Ｔｉ含有量（質量％）
〔％Ｓｉ〕：Ｓｉ含有量（質量％）
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003039099A JP4062118B2 (ja) | 2002-03-22 | 2003-02-18 | 伸び特性および伸びフランジ特性に優れた高張力熱延鋼板とその製造方法 |
| DE60300242T DE60300242T2 (de) | 2002-03-22 | 2003-03-19 | Zugfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneter Bruchdehnung und Streckbördelverformfähigheit und dessen Herstellungsverfahren |
| EP03006195A EP1350859B1 (en) | 2002-03-22 | 2003-03-19 | High-tensile strength hot-rolled steel sheet excellent in elongation properties and stretch flangeability, and producing method thereof |
| KR1020030017697A KR100778264B1 (ko) | 2002-03-22 | 2003-03-21 | 신장 특성 및 신장 플랜지 특성이 우수한 고장력열연강판과 그 제조방법 |
| CNB031074499A CN1296507C (zh) | 2002-03-22 | 2003-03-21 | 延展性和延伸翻口性出色的高强度热轧钢板及其制造方法 |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002081451 | 2002-03-22 | ||
| JP2003039099A JP4062118B2 (ja) | 2002-03-22 | 2003-02-18 | 伸び特性および伸びフランジ特性に優れた高張力熱延鋼板とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2004002969A true JP2004002969A (ja) | 2004-01-08 |
| JP4062118B2 JP4062118B2 (ja) | 2008-03-19 |
Family
ID=28043820
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003039099A Expired - Fee Related JP4062118B2 (ja) | 2002-03-22 | 2003-02-18 | 伸び特性および伸びフランジ特性に優れた高張力熱延鋼板とその製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP1350859B1 (ja) |
| JP (1) | JP4062118B2 (ja) |
| KR (1) | KR100778264B1 (ja) |
| CN (1) | CN1296507C (ja) |
| DE (1) | DE60300242T2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005314798A (ja) * | 2004-03-30 | 2005-11-10 | Jfe Steel Kk | 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2011530649A (ja) * | 2008-08-08 | 2011-12-22 | エスエムエス・ジーマーク・アクチエンゲゼルシャフト | 二相のミクロ組織を有する鋼ストリップの製造方法 |
| WO2017022027A1 (ja) * | 2015-07-31 | 2017-02-09 | 新日鐵住金株式会社 | 加工誘起変態型複合組織鋼板およびその製造方法 |
Families Citing this family (25)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| TW548173B (en) * | 2001-07-10 | 2003-08-21 | Cinpres Gas Injection Ltd | Process and apparatus for injection moulding a hollow plastics article |
| US20050199322A1 (en) * | 2004-03-10 | 2005-09-15 | Jfe Steel Corporation | High carbon hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same |
| CN102242308B (zh) * | 2005-08-03 | 2013-03-27 | 住友金属工业株式会社 | 热轧钢板及冷轧钢板及它们的制造方法 |
| JP4819489B2 (ja) * | 2005-11-25 | 2011-11-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 一様伸び特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| US8197616B2 (en) | 2005-12-26 | 2012-06-12 | Posco | Manufacturing method of carbon steel sheet superior in formability |
| JP5194857B2 (ja) * | 2008-02-08 | 2013-05-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| US8128762B2 (en) | 2008-08-12 | 2012-03-06 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength steel sheet superior in formability |
| KR100969259B1 (ko) * | 2009-12-16 | 2010-07-13 | 윤지웅 | 자동개폐식 창호 |
| KR101015303B1 (ko) * | 2010-05-25 | 2011-02-18 | 윤지웅 | 자동개폐식 창호 |
| CN104245988B (zh) * | 2012-02-22 | 2016-07-06 | 新日铁住金株式会社 | 冷轧钢板及其制造方法 |
| BR112015000178B1 (pt) * | 2012-08-03 | 2020-03-17 | Tata Steel Ijmuiden Bv | Processo para produzir tira de aço laminado a quente e tira de aço laminado a quente |
| MX2017010537A (es) * | 2015-02-20 | 2017-12-14 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Chapa de acero laminada en caliente. |
| KR101957078B1 (ko) * | 2015-02-20 | 2019-03-11 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 열연 강판 |
| WO2016132549A1 (ja) | 2015-02-20 | 2016-08-25 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
| PL3263729T3 (pl) | 2015-02-25 | 2020-05-18 | Nippon Steel Corporation | Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco |
| WO2016135898A1 (ja) * | 2015-02-25 | 2016-09-01 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
| CN104694824B (zh) * | 2015-03-26 | 2017-05-31 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 低成本汽车大梁用热轧钢板及生产方法 |
| JP6179584B2 (ja) | 2015-12-22 | 2017-08-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 曲げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| EP3495529B1 (en) * | 2016-08-05 | 2021-03-03 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet and plated steel sheet |
| US11230755B2 (en) | 2016-08-05 | 2022-01-25 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet and plated steel sheet |
| KR102186320B1 (ko) * | 2016-08-05 | 2020-12-03 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 강판 및 도금 강판 |
| EP3495527A4 (en) * | 2016-08-05 | 2019-12-25 | Nippon Steel Corporation | STEEL SHEET, AND PLATED STEEL SHEET |
| KR101917448B1 (ko) * | 2016-12-20 | 2018-11-09 | 주식회사 포스코 | 용접성 및 연성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법 |
| DE102017130237A1 (de) * | 2017-12-15 | 2019-06-19 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Hochfestes, warmgewalztes Stahlflachprodukt mit hohem Kantenrisswiderstand und gleichzeitig hohem Bake-Hardening Potential, ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts |
| DE102021212902A1 (de) * | 2021-11-17 | 2023-05-17 | Sms Group Gmbh | Verfahren zum Herstellen eines Warmbandes aus einem Feinkornstahlwerkstoff |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2952624B2 (ja) * | 1991-05-30 | 1999-09-27 | 新日本製鐵株式会社 | 成形性とスポット溶接性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板とその製造方法および成形性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板とその製造方法 |
| JP3477955B2 (ja) * | 1995-11-17 | 2003-12-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 極微細組織を有する高張力熱延鋼板の製造方法 |
| US6221179B1 (en) * | 1997-09-11 | 2001-04-24 | Kawasaki Steel Corporation | Hot rolled steel plate to be processed having hyper fine particles, method of manufacturing the same, and method of manufacturing cold rolled steel plate |
| JPH11172372A (ja) * | 1997-12-12 | 1999-06-29 | Nkk Corp | 延性および伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP3039862B1 (ja) * | 1998-11-10 | 2000-05-08 | 川崎製鉄株式会社 | 超微細粒を有する加工用熱延鋼板 |
| JP4306076B2 (ja) * | 2000-02-02 | 2009-07-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 伸びフランジ性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法 |
-
2003
- 2003-02-18 JP JP2003039099A patent/JP4062118B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 2003-03-19 DE DE60300242T patent/DE60300242T2/de not_active Expired - Lifetime
- 2003-03-19 EP EP03006195A patent/EP1350859B1/en not_active Expired - Fee Related
- 2003-03-21 CN CNB031074499A patent/CN1296507C/zh not_active Expired - Fee Related
- 2003-03-21 KR KR1020030017697A patent/KR100778264B1/ko not_active IP Right Cessation
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005314798A (ja) * | 2004-03-30 | 2005-11-10 | Jfe Steel Kk | 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP4692015B2 (ja) * | 2004-03-30 | 2011-06-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2011530649A (ja) * | 2008-08-08 | 2011-12-22 | エスエムエス・ジーマーク・アクチエンゲゼルシャフト | 二相のミクロ組織を有する鋼ストリップの製造方法 |
| WO2017022027A1 (ja) * | 2015-07-31 | 2017-02-09 | 新日鐵住金株式会社 | 加工誘起変態型複合組織鋼板およびその製造方法 |
| JPWO2017022027A1 (ja) * | 2015-07-31 | 2018-06-07 | 新日鐵住金株式会社 | 加工誘起変態型複合組織鋼板およびその製造方法 |
| US10689724B2 (en) | 2015-07-31 | 2020-06-23 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet with strain induced transformation type composite structure and method of manufacturing same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE60300242T2 (de) | 2005-06-02 |
| CN1296507C (zh) | 2007-01-24 |
| EP1350859A1 (en) | 2003-10-08 |
| CN1450191A (zh) | 2003-10-22 |
| KR20030076430A (ko) | 2003-09-26 |
| EP1350859B1 (en) | 2004-12-29 |
| KR100778264B1 (ko) | 2007-11-22 |
| DE60300242D1 (de) | 2005-02-03 |
| JP4062118B2 (ja) | 2008-03-19 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4062118B2 (ja) | 伸び特性および伸びフランジ特性に優れた高張力熱延鋼板とその製造方法 | |
| JP5858174B2 (ja) | 低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4161935B2 (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4692015B2 (ja) | 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4484070B2 (ja) | 高張力熱延鋼板及びその製造方法 | |
| EP1559798A1 (en) | High strength and low yield ratio cold rolled steel sheet and method of manufacturing the same | |
| JP4304473B2 (ja) | 超微細結晶粒熱延鋼板の製造方法 | |
| JP2007009322A (ja) | 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2010196115A (ja) | 加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5521444B2 (ja) | 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2004143518A (ja) | 熱延鋼板 | |
| CN108350536B (zh) | 高强度热轧钢板及其制造方法 | |
| JP2005298924A (ja) | 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP3889765B2 (ja) | 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2000239791A (ja) | 耐衝撃性に優れた超微細粒熱延鋼板 | |
| JP5302840B2 (ja) | 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板 | |
| JP5413276B2 (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3417878B2 (ja) | 伸びフランジ性および疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製法 | |
| JP2008174802A (ja) | 高降伏比高張力冷延鋼板ならびにその製造方法 | |
| JP2004315857A (ja) | 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP2004035905A (ja) | 成形性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2007138189A (ja) | 加工性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP4158737B2 (ja) | 微細粒熱延鋼板の製造方法 | |
| JP2008266792A (ja) | 熱延鋼板 | |
| JP3932892B2 (ja) | 延性、伸びフランジ性および衝撃吸収特性に優れた高強度鋼板および高強度電気めっき鋼板とそれらの製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20051026 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20061030 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20061107 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20071204 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20071217 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110111 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120111 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130111 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130111 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140111 Year of fee payment: 6 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |