JP2006342387A - 高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP2006342387A
JP2006342387A JP2005168513A JP2005168513A JP2006342387A JP 2006342387 A JP2006342387 A JP 2006342387A JP 2005168513 A JP2005168513 A JP 2005168513A JP 2005168513 A JP2005168513 A JP 2005168513A JP 2006342387 A JP2006342387 A JP 2006342387A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
steel sheet
ferrite
phase
strength
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
Application number
JP2005168513A
Other languages
English (en)
Other versions
JP4539447B2 (ja
Inventor
Yoshiori Kono
佳織 河野
Masayuki Wakita
昌幸 脇田
Toshiro Tomita
俊郎 富田
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Sumitomo Metal Industries Ltd filed Critical Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority to JP2005168513A priority Critical patent/JP4539447B2/ja
Publication of JP2006342387A publication Critical patent/JP2006342387A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP4539447B2 publication Critical patent/JP4539447B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Landscapes

  • Metal Rolling (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

【課題】強度、延性および靭性がともに優れるDual Phase熱延鋼板とその製造方法を提供する。
【解決手段】C:0.05%以上で0.20%未満、Mn:0.5%以上で1.5%未満、sol.Al:0.002%以上で0.05%未満、Siは0.1%未満、Crは0.1%未満、Tiは0.01%以下、Nbは0.005%未満、Vは0.01%以下、Nは0.005%未満、残部がFeおよび不純物からなる組成を有し、フェライト相を主相として体積割合で10〜30%のマルテンサイト相を含有し、そのフェライト相とマルテンサイト相の平均結晶粒径がそれぞれ1.1〜3.0μm、3.0μm以下である高強度熱延鋼板。この鋼板の製造方法は「Ae3点−20℃」〜「Ae3点+20℃」で圧延を完了する熱間圧延の後、0.3秒以内に冷却を開始し、400℃/s以上の平均冷却速度で580〜680℃まで急冷し、その後、10℃/s以上の昇温速度で710〜880℃まで再加熱し、200℃/s以上の平均冷却速度で室温まで冷却することを特徴とする。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車や産業機械等に用いる高強度部材用の鋼板として好適な強度および延性に優れた熱延鋼板、およびその製造方法に関する。
自動車や産業機械等に用いられる鋼材には、強度、加工性、靭性などの機械的特性の向上が要求される。強度を向上させる手段として組織を微細化することが有効であることから、微細な組織を得るための鋼組成や製造方法が数多く提案されてきた。
組織の微細化手法としては、NbまたはTiの析出強化作用を利用して高強度化を図るとともに、Nb、Tiが備えるオーステナイト粒の再結晶抑制効果を利用して低温仕上圧延を施し、未再結晶変形オーステナイトからのγ→α歪誘起変態によってフェライト結晶粒を微細化する方法がある。しかしながら、NbやTiの炭化物が高密度に析出した鋼は、延性や靭性が劣る場合がある。また、結晶粒を過度に微細化すると、引張変形において均一変形が困難となり、延性の低下、加工硬化能の低下が問題となる。したがって、微細化により高強度が得られても、加工性や衝突安全性確保の観点から用途が限定される可能性がある。
加工性向上の観点から、フェライト主相にマルテンサイト相を分散させた複合組織強化鋼(Dual Phase鋼)が開発されている。この鋼では、低歪領域での歪は軟質のフェライト相が受け持ち、他方、硬質のマルテンサイト相が高歪領域の強度に寄与する。以下に、複合組織を有する鋼板に関する発明を例示する。
(1)特許文献1(特開平6-17203号公報)
この文献に開示されているのは、フェライトの硬さと面積率を規定し、硬質相であるマルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの面積率を規定し、さらに粒界炭化物の形状を規定することにより、高い疲労限度と高い繰り返し降伏応力を有する熱延鋼板を得る発明である。その鋼板は、高強度化の観点から、Si:1.2〜2.5%、Mn:1.5〜2.3%を含む。平均フェライト粒径は、3.2〜4.6μmの範囲である。
(2)特許文献2(特開平6-220581号公報)
この文献には、5μm以下の粒径のフェライトを主相とし、焼入れ組織を第2相とする鋼の発明が開示されている。この鋼では、固溶Cを40ppm以上含有することにより高いBH性(焼付硬化性)が得られる。同文献には、冷延鋼板に1000℃/sなる超急速加熱により焼鈍処理を行い、フェライト粒径3〜4μmの表面処理原板を製造する技術が開示されている。
(3)特許文献3(特開平7-150294号公報)
この文献に開示されている発明は、平均粒径5μm以下のフェライトを主相とし、マルテンサイトを第2相とする強度、加工性、疲労特性および低温靭性に優れた熱延鋼板に関する。フェライトおよびマルテンサイトの微細化のため、0.005%以上のNbを添加し、平均フェライト粒径が2.9〜4.5μm、平均マルテンサイト粒径が2.8〜4.5μmの組織を得ている。
(4) 特許文献4(特開平8-325671号公報)
この文献に開示される発明では、微細フェライトを主相とし、第2相であるマルテンサイトの平均粒径と最大粒径を規定、さらに、第2相中に混在するベイナイト量を限定することにより、耐久疲労性に優れた熱延高強度鋼板を得ている。この鋼板は、炭化物生成を抑制するため、Siを0.1〜1.5%、焼入れ性確保のためにMnを0.5〜2.0%含む。製造された鋼板の平均フェライト粒径は3.8〜6.0μm、第2相の平均粒径は3.1〜4.0μmである。
(5)特許文献5(特開平9-78189号公報)
この文献の発明では、フェライト主相の占積率が70%未満の複相組織鋼板について、SiとMnの含有量および平均フェライト粒径を規定することにより、疲労特性に優れた熱延鋼板を得る。具体的に示されているSi含有量の範囲は0.91〜3.50%、Mn含有量の範囲は0.33〜2.50%、フェライト粒径の範囲は5〜15μmである。
(6)特許文献6(特開平2000-297350号公報)
この文献の発明は、フェライトを主相とする複合組織鋼板について、フェライト粒径および固溶窒素量を限定することにより、耐疲労性、耐衝撃性、焼付硬化性および耐常温時効性を向上させる技術に関する。Dual Phase鋼に相当する鋼には、焼入れ性向上のため、Cr、MoおよびNiを添加している。
(7)特許文献7(特開2000-63986号公報)
この文献の発明は、微細フェライト相を主相とし、マルテンサイト相を第2相とする耐久疲労性に優れた熱延鋼板に関する。この鋼板は、焼入れ性を高めるためのCrを含有することもある。
(8)特許文献8(特開2000-87183号公報)
この文献の発明は、温間プレス成形性に優れた熱延鋼板および冷延鋼板を対象とする発明であり、平均粒径3.5μm以下のフェライト相を主相とするDual Phase鋼板に関する発明である。フェライト相の強化の観点からSiが添加されており、実質的に0.5〜0.8%のSiを含む。平均フェライト粒径は3.0〜3.5μmである。
(9)特許文献9(特開平11-61327号公報)
この文献の発明は、マルテンサイトの占積率が3〜30%であり、マルテンサイトの平均粒径が5μm以下の耐衝突安全性と成形性に優れた高強度Dual Phase鋼板に関する。実質的な平均フェライト粒径は3.4〜4.9μmである。
特開平6-17203号公報 特開平6-220581号公報 特開平7-150294号公報 特開平8-325671号公報 特開平9-78189号公報 特開平2000-297350号公報 特開2000-63986号公報 特開2000-87183号公報 特開平11-61327号公報 上記の技術においては、いずれも、マイクロアロイを含まないC−Mn鋼の熱延鋼板ではフェライト粒径3.0μm以下の細粒組織が実現せず、強度を向上させるにはSiやMn等の強化元素の増量が必要である。さらに、第2相としてマルテンサイト相を生成させるためには、焼入れ性の高い元素の添加が必要である。さらにまた、フェライト粒径が3.0μm以下の細粒組織を造りこむためには、Nbなどのマイクロアロイの添加が必要であり、いずれの成分設計も、経済的に不利である。
本発明の課題は、SiおよびMnの添加量を極力低減し、さらにはマイクロアロイを含まないC−Mn鋼であっても、強度、延性および靭性がともに優れるDual Phase熱延鋼板、およびその製造方法を提供することにある。
別の観点からは、耐力が350MPa以上、引張強度が590MPa以上、降伏比が0.50〜0.90であるDual Phase熱延鋼板およびその製造方法を提供することが本発明の目的である。
本発明は、次に述べる新しい着想を基礎としている。
(a) 低Si−低Mn鋼の熱延鋼板に再熱処理を施し、微細なDual Phase組織に調質する。
(b) そのため、まず熱延過程で熱的に安定な極細粒フェライト組織を作りこむ。これにより、再熱処理を施してもフェライト粒の粗大化が抑えられる。
(c) 再熱処理は、細粒フェライト鋼板についてフェライト+オーステナイトの2相域、または、オーステナイト単相域まで逆変態させ、その後、急冷却によりマルテンサイト相を得ることを目的とする。
(d) フェライト+オーステナイトの2相域に昇温する場合には、オーステナイトへの逆変態領域が冷却過程でマルテンサイト変態する。
(e) オーステナイト単相域に昇温する場合には、冷却過程で初析フェライトを生成させ、残部のオーステナイト域がマルテンサイト変態する。
上記の方法により、微細なDual Phase組織を有する鋼板が安定に製造できると考えられる。そこで、まず、鋼板の化学組成を次のように選定した。なお、以下において成分含有量についての%は質量%を意味する。
(1)鋼板の化学組成
C:0.05%以上で0.20%未満、Mn:0.5%以上で1.5%未満、sol.Al:0.002%以上で0.05%未満であり、Siは0.1%未満、Crは0.1%未満、Tiは0.01%以下、Nbは0.005%未満、Vは0.01%以下、Nは0.005%未満にそれぞれ規制されており、残部がFeおよび不純物からなる。
次に、熱間圧延過程で、熱的に安定な極細粒フェライト組織を作りこむ方法について以下に記す。
(2)製造方法
上記の化学組成を有するC−Mn鋼の鋼片をオーステナイト化処理後、タンデム熱延するにあたり、最終スタンド、または最終スタンドから1段目の圧延スタンドにおいて、「Ae3−20℃」〜「Ae3+20℃」の温度範囲で圧延し、圧延後、0.3秒以内に冷却を開始して400℃/s以上の冷却速度で580〜680℃の温度範囲まで急冷し、その後室温まで放冷する。
こうして得られた熱延鋼板の組織は、平均粒径3.0μm以下のフェライト+セメンタイトまたはフェライト+パーライト組織である。この組織の特徴は、以下のとおりである。
(1)フェライト粒の形状が等軸、(2)フェライト中の転位密度が極めて低い。(3)フェライト中のC固溶量は平衡固溶量レベルである。(4)フェライト粒界の80%以上は、方位差が15°以上の大傾角粒界である。(5)フェライト粒界面、および粒界3重点に球状のセメンタイトが析出している。
上記の方法で得られた熱延鋼板に種々の熱処理を加え、熱的安定性について調査した。その結果、上記の特徴を持ったフェライト+セメンタイト組織またはフェライト+パーライト組織は、熱的に極めて安定であり、熱処理過程でフェライト粒がほとんど粗大化しないことが明らかとなった。さらに、フェライト粒界に析出したセメンタイトが固溶しなければ、逆変態オーステナイトの粒成長に対するピンニング効果が働き、オーステナイトの粗粒化の起こりにくいことが明らかとなった。
再熱処理時の昇温速度を10℃/s以上にすることによって、フェライトがほとんど粗粒化せず、且つ、セメンタイトが完全固溶しないため、オーステナイトの粗粒化も抑えられることが明らかとなった。
上記の方法でフェライト+オーステナイトの2相域、またはオーステナイト域に逆変態させた後、室温まで焼き入れることによって、細粒フェライト組織にマルテンサイト相が均一分散した組織が得られた。マルテンサイトの量は、鋼板の組成に応じて、再熱処理温度、冷却速度により調整できる。
こうして得られた鋼板の引張特性を調査した。その結果、マルテンサイトの含有量が10%未満では延性が低く、十分な強度も得られない。一方、マルテンサイト量が30%を超えると、引張強度が1000MPaを超える場合があり、加工性に問題がある。したがって、マルテンサイト量が10〜30%になるような鋼組成の選定、熱延条件の選択、再熱処理条件の選択が必要である。
上記の新知見に基づく本発明の要旨は以下のとおりである。
(1)C:0.05%以上で0.20%未満、Mn:0.5%以上で1.5%未満、sol.Al:0.002%以上で0.05%未満であり、Siは0.1%未満、Crは0.1%未満、Tiは0.01%以下、Nbは0.005%未満、Vは0.01%以下、Nは0.005%未満にそれぞれ規制されており、残部がFeおよび不純物からなる組成を有し、鋼板表面からの深さが板厚の1/4である位置における組織が、フェライト相を主相として体積割合で10〜30%のマルテンサイト相を含有するものであり、前記フェライト相の平均結晶粒径が1.1〜3.0μm、前記マルテンサイト相の平均粒径が3.0μm以下であることを特徴とする高強度熱延鋼板。
(2)C:0.05%以上で0.20%未満、Mn:0.5%以上で1.5%未満、sol.Al:0.002%以上で0.05%未満であり、Siは0.1%未満、Crは0.1%未満、Tiは0.01%以下、Nbは0.005%未満、Vは0.01%以下、Nは0.005%未満にそれぞれ規制されており、残部がFeおよび不純物からなる組成を有し、耐力が350MPa以上、引張強度が590MPa以上、降伏比が0.50〜0.90であることを特徴とする高強度熱延鋼板。
(3)C:0.05%以上で0.20%未満、Mn:0.5%以上で1.5%未満、sol.Al:0.002%以上で0.05%未満であり、Siは0.1%未満、Crは0.1%未満、Tiは0.01%以下、Nbは0.005%未満、Vは0.01%以下、Nは0.005%未満にそれぞれ規制されており、残部がFeおよび不純物からなる組成を有し、残部がFeおよび不純物からなる組成を有する鋼塊または鋼片に「Ae3点−20℃」〜「Ae3点+20℃」の温度範囲で圧延を完了する熱間圧延を施して鋼板となし、熱間圧延完了後0.3秒以内に前記鋼板の冷却を開始し、400℃/s以上の平均冷却速度で580〜680℃の温度範囲まで急冷し、その冷却して得た鋼板を10℃/s以上の昇温速度で710〜880℃の温度域まで再加熱し、その後、200℃/s以上の平均冷却速度で室温まで冷却することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
本発明鋼板の化学組成、金属組織および製造条件の限定理由を、それぞれの作用とともに詳述する。
1.鋼板の化学組成
C:0.05%以上で0.20%未満
Cは、鋼の強度を効果的に上げるとともに、オーステナイト/フェライト変態を支配する重要な元素である。したがって、目的とするフェライト相率と鋼板強度に応じて必要量を含有させる。その含有量が0.05%未満では十分な量のマルテンサイト相が得られず、目的とする強度および延性が確保できない。一方、0.20%以上では、マルテンサイト量が過剰となる。したがって、C含有量は0.05%以上で0.20%未満とする。望ましいのは、0.07%以上0.15%以下である。
Mn:0.5%以上で1.5%未満
Mnは、Ae3変態点を低下させ、結晶粒の微細化に寄与する。また、焼入れ性を高め、マルテンサイトの生成を容易にする。さらにまた、Mnによる固溶強化作用で、フェライトを強化する。その含有量が0.5%未満では、焼入れ性が不足して十分な強度および延性が得られない。一方、1.5%以上含有させると、セメンタイトが粒界に沿って板状に析出し、延性および成形性を劣化させる。したがって、Mn含有量は0.5%以上で1.5%未満とする。望ましいのは0.7%以上1.0%以下である。
sol.Al:0.002%以上で0.05%未満
Alは、鋼の脱酸のために添加する。しかしながら、sol.Al含有量が0.002%未満ではその効果は十分でない。一方、sol.Al含有量が0.05%以上では、その効果が飽和するだけでなく、延性を低下させる。したがって、sol.Al含有量は0.002%以上で0.05%未満とする。より好ましいのは0.01%以上0.04%以下である。
Si、Cr、Ti、Nb、VおよびNは、下記のようにそれぞれ含有量を規制する。
Si:0.1%未満
Siは、セメンタイトの生成を抑えるので、Si含有量が多いとフェライト粒およびオーステナイト粒に対するピンニング効果が阻害される。したがって、Siの含有量は0.1%未満とする。Si含有量は少ないほど望ましい。
Cr:0.1%未満
Crは、セメンタイトの球状化を抑え、粒界に沿って板状に析出させるため、延性および成形性を劣化させる。したがって、Crの含有量は0.1%未満とする。Crも少ないほど望ましい。
Ti:0.01%以下、Nb:0.005%未満、V:0.01%以下
Ti、NbおよびVは、Cと結合して微細な炭化物を形成し、延性および成形性に悪影響を及ぼす。特に、0.01%を超えるTi、0.005%以上のNb、および0.01%を超えるVでは、この悪影響が顕著になる。したがって、Ti、NbおよびVの含有量は、それぞれ上記の範囲でできるだけ少ないことが望ましい。
N:0.005%未満
Nは、オーステナイト/フェライト変態を支配するとともに、フェライト中に固溶してこれを強化する。しかしながら、その含有量が0.005%以上になると、粗大な窒化物を形成し、延性および成形性を劣化させる。したがって、N含有量は0.005%未満とする。望ましいのは0.002〜0.004%である。
上記以外の残部は、Feと不純物である。不純物中のPとSはそれぞれ下記のように抑えるのが望ましい。
P:0.02%以下、S:0.005%以下
PおよびSは、加工性に悪影響を及ぼす不純物元素であるため、低く抑えるのが望ましい。それぞれ0.02%および0.005%を許容上限値とするのがよい。
2.金属組織
フェライト平均結晶粒径、マルテンサイト含有率およびマルテンサイト平均粒径を前記のように限定した理由について述べる。なお、機械的性質は、鋼板表面からの深さが板厚の1/4である位置における鋼組織に支配される。したがって、本発明では、鋼板表面からの深さが板厚の1/4である位置における金属組織を規定する。
(1)フェライト平均結晶粒径:1.1〜3.0μm
フェライトを平均粒径が3.0μm以下になるように微細化すると、強度および延性が総合的に向上し、合金元素量を最小限に抑えても所望の高強度と延性が得られる。しかしながら、平均粒径が1.1μm未満となるほどに微細化すると、かえって延性が低下するため、下限は1.1μmとする。
(2)マルテンサイト含有率:体積割合で10〜30%
マルテンサイトの含有量が10%未満では延性が低く、十分な強度と延性とが得られない。一方、マルテンサイト量が30%を超えると、引張強度が1000MPaを超える場合があり、加工性に問題がある。したがって、マルテンサイト占積率は10%以上30%以下とする。
(3)マルテンサイト平均粒径:3.0μm以下
マルテンサイトの平均粒径を3.0μm以下に微細化すると、強度と延性が総合的に向上し、合金元素量を最小限に抑えても所望の高強度と延性が得られる。平均粒径の下限には特に制約はない。
なお、本発明に係る高強度熱延鋼板はフェライトを主相とし、体積割合で10〜30%のマルテンサイト相を含有するものであり、実質的にフェライトとマルテンサイトとの2相組織であるが、合計で5%以下のベイナイト、セメンタイト、炭化物等が混入しても本発明の効果が損なわれることはない。
3.機械的性質
機械的特性(引張特性)を前記のように限定した理由について述べる。
従来440MPa級であった材料の強度を、細粒化および複相化の相乗効果により590MPa超級の高強度材とする。耐力は350MPa以上、引張強度は590MPa以上、降伏比は0.50〜0.90の範囲とする。より好ましい耐力は450MPa以上、より好ましい引張強度は650MPa以上である。降伏比については、剛性を確保するため下限を0.50とした。より望ましいのは0.5〜0.8である。最も望ましいのは0.6〜0.7である。
4.製造方法
次に、製造条件を限定した理由を述べる。
再加熱処理により、平均結晶粒径が1.1〜3.0μmのフェライトを主相とするDual Phase組織の生成を可能とする熱延母材は、平均粒径が3.0μm以下のフェライト+セメンタイトまたはフェライト+パーライト組織であるとともに以下の条件を満足することが好ましい。
(a)フェライト粒の形状が等軸であること、
(b)フェライト中の転位密度が極めて低いこと、
(c)フェライト中のC固溶量は平衡固溶量レベルであること、
(d)フェライト粒界の80%以上は、方位差が15°以上の大傾角粒界であること、
(e)フェライト粒界面、および粒界3重点に球状のセメンタイトが析出していること。
上記のような組織を得るためには、下記のような熱延条件の規定が必要である。
(1) 圧延完了温度:「Ae3−20℃」〜「Ae3+20℃」
圧延完了温度が「Ae3−20℃」を下回ると、転位密度の高い組織となり、その後の再加熱時に異常粒成長が起きる。一方、圧延完了温度が「Ae3+20℃」より高温になると、フェライト平均結晶粒径が3.0μmを超える。したがって、圧延完了温度の範囲は「Ae3−20℃」〜「Ae3+20℃」とする。
(2) 圧延後、冷却開始までの時間:0.3秒以内
本発明の製造方法においては、圧延後、なるべく早期に冷却を開始することが重要である。圧延後、冷却開始までの時間が0.3秒を超えると、圧延歪が回復し、フェライト平均結晶粒径が3.0μm以下の細粒組織が得られない。また、セメンタイトが凝集粗大化しやすくなる。圧延後、冷却開始までの時間は短いほど望ましい。
(3)圧延後の冷却速度:400℃/s以上
これは、平均冷却速度が400℃/s以上の急冷とする。これより遅い冷却速度では十分な細粒組織が得られず、フェライト平均結晶粒径は3.0μmを超える。冷却速度は速ければ速いほど望ましいので、特に上限は設けない。
(4) 急冷停止温度:580〜680℃
加工オーステナイトからフェライト変態させるために、急冷停止温度の設定が必要である。この停止温度が580℃よりも低温であれば、フェライト変態が十分に進行せず、残部がベイナイト変態したり、セメンタイトが粒界面に板状に析出したりして、熱的に安定な組織が得られない、一方、急冷停止温度が680℃を超えると、十分な細粒組織が得られず、フェライト平均結晶粒径が3.0μmを超える。したがって、急冷停止温度は580〜680℃の範囲とする。急冷停止時間は0.2秒以上とすることが好ましい。急冷停止後の冷却条件は、特に限定しないが、400℃以下までの放冷または空冷が望ましい。
(5) 再加熱条件
(5)-1.昇温速度:10℃/s以上
昇温速度が10℃/s未満になると、昇温中にフェライトが粗粒化する上に、セメンタイトの固溶が促進されピンニング効果が消滅する。したがって、昇温速度は10℃/s以上とする。昇温速度は速ければ速いほど望ましいので、特に上限は設けない。なお、前記昇温速度の規定は、セメンタイトの固溶を抑制するためのものであるから、前記昇温速度は300℃から所定の加熱温度までの温度範囲における平均昇温速度である。
(5)-2.再加熱温度:710〜880℃
オーステナイト+フェライトの2相域またはオーステナイト単相域まで加熱する。加熱温度が710℃未満ではオーステナイトに逆変態せず、第2相としてマルテンサイト相が生成しない。一方、加熱温度が880℃を超えると、マルテンサイトの含有量が過剰となり、所望の加工性が得られない。したがって、加熱温度の範囲は710〜880℃とする。保持時間については、特に限定しないが、2〜10秒間が望ましい。
(5)-3.再加熱後の冷却条件:200℃/s以上の平均冷却速度で室温まで冷却
再加熱による逆変態オーステナイトの焼入れによりマルテンサイトを得るため、200℃/s以上の平均冷却速度で急冷する。平均冷却速度が200℃/sより低いとマルテンサイト相が生成しない。冷却速度は高いほど好ましいので、特に上限は設けない。
表1に示す化学組成を有する鋼種1〜9からなるスラブ(スラブサイズ:80mm幅×100mm長×35mm厚)を、表2に示す条件で加熱し、熱間圧延後、水冷し、板厚が1.2mmの熱延鋼板を得た。
得られた鋼板について表2に示す条件の再加熱を与えた。得られた鋼板からJIS5号引張試験片を採取し、機械的性質を調査した。また、各々10mm幅×50mm長の板材を4枚重ね、2mmVノッチ加工の後、シャルピー衝撃試験を行い、室温における衝撃吸収エネルギーを測定した。その結果を表3に示す。
Figure 2006342387
Figure 2006342387
Figure 2006342387
表3に示されるように、本発明の技術にしたがって製造された鋼板は、Ti、V、Nbなどのマイクロアロイを含有しないにもかかわらず、再加熱後のフェライト平均粒径およびマルテンサイト相の平均粒径が3.0μm以下に抑えられている。また、所定の再加熱処理により、マルテンサイト相の占積率が10〜30%の範囲にあり、引張試験による耐力が390MPa以上、引張強度590MPa以上、降伏比は0.5〜0.9である。さらに、引張破断伸び(全伸び)は20%以上を確保し、延性が良好である。さらには、シャルピー衝撃試験による衝撃吸収エネルギーは200J/mm2以上であり、靭性も良好である。
一方、鋼の組成範囲が本発明でさだめる範囲内にあっても、平均粒径、マルテンサイト占積率が本発明の範囲内に入らない鋼では、強度、延性、靭性のいずれかが不良である。具体的には、下記のとおりである。
試験番号C:圧延後冷却開始までの時間が長いため、フェライト粒およびマルテンサイト粒の平均粒径が3.0μmを超える。したがって、耐力が低い。
試験番号D:仕上圧延温度が高く、フェライト粒およびマルテンサイト粒の平均粒径が3.0μmを超える。したがって、耐力が低い。
試験番号E:圧延後の水冷速度が低く、フェライト粒およびマルテンサイト粒の平均粒径が3.0μmを超える。したがって、耐力が低い。
試験番号F:再加熱時の昇温速度が低く、フェライト粒およびマルテンサイト粒の平均粒径が3.0μmを超える。したがって、耐力が低い。
試験番号G:再加熱後の平均冷却速度が小さく、マルテンサイト相が生成しない。したがって、引張強度が低い。
また、鋼種6、7、8、9の組成は、本発明で定める範囲外である。したがって、所望の粒径またはマルテンサイト占積率が得られず、強度、延性、靭性のいずれかが不良である。具体的には下記のとおりである。
試験番号Lでは、CおよびMnの含有量が低く、マルテンサイトが生成しない。したがって、引張強度が低い。試験番号Mでは、Ti添加により細粒組織が得られるが、降伏比が高く、延性が不良である。試験番号NではTiとNbの添加により細粒組織が得られるが、降伏比が高く、延性が不良である。試験番号Oでは、Cr、Ti、NbおよびVの添加により細粒組織が得られるが、降伏比が高く、延性が不良である。
本発明によれば、強度、延性および靭性がともに優れる高強度熱延鋼板を安定して提供することができる。この熱延鋼板は、自動車足廻り部品等の産業機器部材に適用してそれらの製品の性能や寿命を一段と向上させることができ、産業上、極めて有意義な効果をもたらす。

Claims (3)

  1. 質量%で、C:0.05%以上で0.20%未満、Mn:0.5%以上で1.5%未満、sol.Al:0.002%以上で0.05%未満であり、Siは0.1%未満、Crは0.1%未満、Tiは0.01%以下、Nbは0.005%未満、Vは0.01%以下、Nは0.005%未満にそれぞれ規制されており、残部がFeおよび不純物からなる組成を有し、鋼板表面からの深さが板厚の1/4である位置における組織が、フェライト相を主相として体積割合で10〜30%のマルテンサイト相を含有するものであり、前記フェライト相の平均結晶粒径が1.1〜3.0μm、前記マルテンサイト相の平均粒径が3.0μm以下であることを特徴とする高強度熱延鋼板。
  2. 質量%で、C:0.05%以上で0.20%未満、Mn:0.5%以上で1.5%未満、sol.Al:0.002%以上で0.05%未満であり、Siは0.1%未満、Crは0.1%未満、Tiは0.01%以下、Nbは0.005%未満、Vは0.01%以下、Nは0.005%未満にそれぞれ規制されており、残部がFeおよび不純物からなる組成を有し、耐力が350MPa以上、引張強度が590MPa以上、降伏比が0.50〜0.90であることを特徴とする高強度熱延鋼板。
  3. 質量%で、C:0.05%以上で0.20%未満、Mn:0.5%以上で1.5%未満、sol.Al:0.002%以上で0.05%未満であり、Siは0.1%未満、Crは0.1%未満、Tiは0.01%以下、Nbは0.005%未満、Vは0.01%以下、Nは0.005%未満にそれぞれ規制されており、残部がFeおよび不純物からなる組成を有する鋼塊または鋼片に「Ae3点−20℃」〜「Ae3点+20℃」の温度範囲で圧延を完了する熱間圧延を施して鋼板となし、熱間圧延完了後0.3秒以内に前記鋼板の冷却を開始し、400℃/s以上の平均冷却速度で580〜680℃の温度範囲まで急冷し、その冷却して得た鋼板を10℃/s以上の昇温速度で710〜880℃の温度域まで再加熱し、その後、200℃/s以上の平均冷却速度で室温まで冷却することを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
JP2005168513A 2005-06-08 2005-06-08 高強度熱延鋼板およびその製造方法 Active JP4539447B2 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2005168513A JP4539447B2 (ja) 2005-06-08 2005-06-08 高強度熱延鋼板およびその製造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2005168513A JP4539447B2 (ja) 2005-06-08 2005-06-08 高強度熱延鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2006342387A true JP2006342387A (ja) 2006-12-21
JP4539447B2 JP4539447B2 (ja) 2010-09-08

Family

ID=37639561

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2005168513A Active JP4539447B2 (ja) 2005-06-08 2005-06-08 高強度熱延鋼板およびその製造方法

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JP4539447B2 (ja)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008231474A (ja) * 2007-03-19 2008-10-02 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱延鋼板およびその製造方法
US8404060B2 (en) 2007-02-02 2013-03-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for manufacturing hot-rolled sheet having fine-grained ferrite, and hot-rolled sheet
WO2013047755A1 (ja) 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN105908090A (zh) * 2016-04-20 2016-08-31 本钢板材股份有限公司 一种热轧双相钢及预防该热轧双相钢扁卷的制造方法
CN113106344A (zh) * 2021-04-07 2021-07-13 新东大(无锡)机械安全技术研究院有限公司 应用于安全防护结构材料及其生产工艺

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5591934A (en) * 1978-12-30 1980-07-11 Nippon Steel Corp Preparation of composite structure high tension hot rolled steel sheet having high ductility and low yield ratio characteristic
JPS5726125A (en) * 1980-07-23 1982-02-12 Nippon Kokan Kk <Nkk> Production of hot rolled steel plate of superior longitudinal crack resistance having low yield ratio and high tensile strength
JPS6144132A (ja) * 1984-08-08 1986-03-03 Kawasaki Steel Corp 熱延鋼板の製造方法
JP2000239791A (ja) * 1999-02-24 2000-09-05 Kawasaki Steel Corp 耐衝撃性に優れた超微細粒熱延鋼板
JP2003010906A (ja) * 2001-06-27 2003-01-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 表面性状に優れた熱延鋼板の製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5591934A (en) * 1978-12-30 1980-07-11 Nippon Steel Corp Preparation of composite structure high tension hot rolled steel sheet having high ductility and low yield ratio characteristic
JPS5726125A (en) * 1980-07-23 1982-02-12 Nippon Kokan Kk <Nkk> Production of hot rolled steel plate of superior longitudinal crack resistance having low yield ratio and high tensile strength
JPS6144132A (ja) * 1984-08-08 1986-03-03 Kawasaki Steel Corp 熱延鋼板の製造方法
JP2000239791A (ja) * 1999-02-24 2000-09-05 Kawasaki Steel Corp 耐衝撃性に優れた超微細粒熱延鋼板
JP2003010906A (ja) * 2001-06-27 2003-01-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 表面性状に優れた熱延鋼板の製造方法

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9034118B2 (en) 2005-08-04 2015-05-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for manufacturing hot-rolled sheet having fine-grained ferrite, and hot-rolled sheet
US8404060B2 (en) 2007-02-02 2013-03-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for manufacturing hot-rolled sheet having fine-grained ferrite, and hot-rolled sheet
JP2008231474A (ja) * 2007-03-19 2008-10-02 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱延鋼板およびその製造方法
WO2013047755A1 (ja) 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US8932729B2 (en) 2011-09-30 2015-01-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in impact resistance property and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet
US9702035B2 (en) 2011-09-30 2017-07-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in impact resistance property and manufacturing method thereof, and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method thereof
CN105908090A (zh) * 2016-04-20 2016-08-31 本钢板材股份有限公司 一种热轧双相钢及预防该热轧双相钢扁卷的制造方法
CN113106344A (zh) * 2021-04-07 2021-07-13 新东大(无锡)机械安全技术研究院有限公司 应用于安全防护结构材料及其生产工艺

Also Published As

Publication number Publication date
JP4539447B2 (ja) 2010-09-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6779320B2 (ja) 強度及び成形性に優れたクラッド鋼板及びその製造方法
JP2022160585A (ja) 冷間圧延鋼板及びその製造方法
JP5858174B2 (ja) 低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4484070B2 (ja) 高張力熱延鋼板及びその製造方法
JP6700398B2 (ja) 高降伏比型高強度冷延鋼板及びその製造方法
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
JP5825082B2 (ja) 伸び及び伸びフランジ性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板とその製造方法
JP4529549B2 (ja) 延性と穴広げ加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP7339339B2 (ja) 冷間加工性及びssc抵抗性に優れた超高強度鋼材及びその製造方法
JP4311049B2 (ja) 超微細粒組織を有し衝撃吸収特性に優れる冷延鋼板およびその製造方法
JP2006342421A (ja) 耐溶接割れ性に優れた高張力鋼の製造方法
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
CN110100027B (zh) 具有优异的低温韧性的低屈服比的钢板及其制造方法
KR101917452B1 (ko) 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
JP4539447B2 (ja) 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5874664B2 (ja) 落重特性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
JPH08176659A (ja) 低降伏比高張力鋼の製造方法
JP2003253385A (ja) 高速変形特性および曲げ特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
JP2007197823A (ja) 低降伏比550MPa級高張力厚鋼板およびその製造方法
JP2004300452A (ja) 衝撃特性と形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP6736959B2 (ja) 厚鋼板の製造方法
JP2006176844A (ja) 延性および疲労特性に優れた高強度低比重鋼板とその製造方法
JP2023071938A (ja) 延性及び加工性に優れた高強度鋼板、及びその製造方法
JP2004250774A (ja) 超微細粒組織を有する冷延鋼板およびその製造方法
JPH10237547A (ja) 高延性高強度冷延鋼板及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20080324

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20100420

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20100427

A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20100517

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: 20100601

A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20100614

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 4539447

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130702

Year of fee payment: 3

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130702

Year of fee payment: 3

S111 Request for change of ownership or part of ownership

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130702

Year of fee payment: 3

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350