JP4691855B2 - 耐食性、伸びおよび伸びフランジ性に優れた高降伏比型高張力熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

耐食性、伸びおよび伸びフランジ性に優れた高降伏比型高張力熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Description

【0001】
【発明の属する技術分野】
本発明は、加工性とくに伸びおよび伸びフランジ性に優れ、しかもめっきなしでも優れた耐食性を示す、高降伏比型の高張力熱延鋼板およびその製造方法に関し、引張り強さだけでなく、剛性も併せて必要とされる、主に自動車の構造部材やホイール・リム・シャーシなど足回り部材およびバンパー・ドアガードバー等の強度部材などに用いて好適なものである。
【0002】
【従来の技術】
防錆鋼板としては、めっきを施した表面処理鋼板が一般に用いられているが、かような表面処理鋼板は、溶接性や加工時におけるめっき剥がれなどの点で問題があり、めっき厚が厚いほどこの傾向が大きい。このため、めっきなしでも適切な耐食性を有する鋼板が求められており、しかも部品形状の複雑化や生産性の向上に対応できるように、加工性とくに伸びおよび伸びフランジ性の向上も求められている。
また、自動車の燃費改善を目的とした、車体軽量化の要求から、TS:590 MPaクラス超の加工性の良好な高張力鋼板が要求されている。
さらに、コスト低減のためには、冷延鋼板よりも熱延鋼板に対して上記の要求を満足させることが要求されている。
【0003】
上述したとおり、防錆鋼板に対しては、種々の観点から様々な要求がなされているが、これに応えるべく従来から種々の提案がなされている。
例えば、鋼板にP,Cu等を添加することによって、耐食性が向上することは、よく知られている(例えば、「鉄鋼材料とその熱処理」日本金属学会(1969),P.74)。これは、鋼中のCuが、例えば塩水中の腐食初期段階で、γ-Fe2O3・H2O等と共に、特にFe3O4 を形成させ易い作用があり、これが防錆性の酸化層の生成に関与するためと考えられている。また、CuとPとが共存することにより、防食性に有利な電位が作用し、腐食を抑制して、酸化膜の生成に影響を及ぼしているとも考えられているが、この詳細については明らかでない。
【0004】
上記のような作用を活用することによって耐食性を著しく向上させた鋼材が、特開昭59−107064号公報に提案されている。
しかしながら、この技術は、鋼材に関するもので、プレス成形によって製造される自動車部品に必要な、伸びや伸びフランジ性などについては、明確にされておらず、このような部品に適用できる鋼板に関するものではない。
【0005】
また、特開平5−171289号公報では、やはり、P,Cuを複合添加して、耐食性と成形性を兼備させた鋼板を提案している。
しかしながら、上記の技術は、C量が0.05mass%以下と少ないため、安定して高強度を得ることは困難であった。
【0006】
さらに、特開平5−112832号公報には、P,Cuを添加した熱延鋼板を、連続焼鈍ラインで焼鈍して、鋼組織をフェライト−マルテンサイトの2相組織とすることによって、耐食性の優れた低降伏比の高張力熱延鋼板の製造法が提案されている。
しかしながら、上記の技術は、熱延後さらに連続焼鈍を施す必要があるため、高コストとなるだけでなく、低降伏比であるために、剛性を要求される部位には使用できないという問題があった。
【0007】
その他、特開2000−169936号公報には、降伏比が高く成形性に優れた高強度熱延鋼板が提案されている。
しかしながら、この技術は、加工性には優れるものの、P添加量が0.05mass%以下と少ないため、耐食性に問題があった。しかも、この技術では、たとえPを0.05%超添加して耐食性の改善を試みたとしても、Pの粒界偏析などにより、伸びおよび伸びフランジ性が低下することが予想される。
【0008】
【発明が解決しようとする課題】
以上、述べたとおり、従来の技術はいずれも、自動車車体の軽量化と防食性に対して、真に有効な手段を提示するものとは言えなかった。
【0009】
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、めっきを施さなくても、耐食性に優れ、しかも伸びおよび伸びフランジ性が極めて良好な、高降伏比型の高張力熱延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
なお、本発明において、高降伏比としたのは、高強度化により成形性は劣化するが、例えば、結晶粒径を微細にする、あるいは鋼組織をベイナイト組織主体にすることで、降伏比は増加し、低降伏比のものに比べて、伸びと伸びフランジ性が改善されるからである。また、自動車用の部材に適用したときに、構造部材としての剛性と、衝突部材に適用したときの側面衝突安全性を確保するためでもある。
【0010】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的の達成すべく鋭意研究を重ねた結果、鋼の成分組成を調整した上で、熱間圧延条件を適正に制御することによって、所期した目的が有利に達成されることの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【0011】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
1.C:0.05〜0.2 mass%、Si:0.3 〜2.0 mass%、Mn:0.2 〜3.0 mass%、Cu:0.1 〜1.0 mass%、Ni:0.05〜1.0 mass%、P:0.05〜0.3 mass%、S:0.02 mass%以下、Al:0.1 mass%以下およびB:0.0002〜0.008 mass%を含有し、かつTi:0.002 〜0.3 mass%およびNb:0.002 〜0.2 mass%のうちから選んだ1種または2種を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成よりなり、ベイナイトを20〜70 vol%の範囲で含有する(フェライト+ベイナイト)複合組織を有し、さらにフェライトの平均結晶粒径が7μm 以下であることを特徴とする耐食性、伸びおよび伸びフランジ性に優れた高降伏比型高張力熱延鋼板。
【0012】
2.上記1において、鋼板が、さらにCr:2.0 mass%以下、Mo:2.0 mass%以下、W:0.1 mass%以下、V:0.2 mass%以下およびZr:0.2 mass%以下のうちから選んだ1種または2種以上を含有する組成よりなることを特徴とする耐食性、伸びおよび伸びフランジ性に優れた高降伏比型高張力熱延鋼板。
【0013】
3.C:0.05〜0.2 mass%、Si:0.3 〜2.0 mass%、Mn:0.2 〜3.0 mass%、Cu:0.1 〜1.0 mass%、Ni:0.05〜1.0 mass%、P:0.05〜0.3 mass%、S:0.02 mass%以下、Al:0.1 mass%以下およびB:0.0002〜0.008 mass%を含有し、かつTi:0.002 〜0.3 mass%およびNb:0.002 〜0.2 mass%のうちから選んだ1種または2種を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成よりなる鋼素材を、仕上圧延出側温度:840 〜900(但し、900℃を除く)の条件で仕上げ圧延を終了し、ついで少なくとも 750〜600℃の間を平均冷却速度:20〜80℃/sの条件で冷却し、その後 350〜550 ℃の温度で巻き取ることを特徴とする耐食性、伸びおよび伸びフランジ性に優れた高降伏比型高張力熱延鋼板の製造方法。
【0014】
4.前記3において、鋼素材が、さらにCr:2.0 mass%以下、Mo:2.0 mass%以下、W:0.1 mass%以下、V:0.2 mass%以下およびZr:0.2 mass%以下のうちから選んだ1種または2種以上を含有する組成よりなることを特徴とする耐食性、伸びおよび伸びフランジ性に優れた高降伏比型高張力熱延鋼板の製造方法。
【0015】
本発明では、引張強さが 590 MPa級〜1000 MPa級の鋼板を目標とするが、特に590 〜650 MPa 級の場合は、より優れた伸びと伸びフランジ性を目標としている。また、 780〜1000 MPa級の場合は、伸びと伸びフランジ性は若干犠牲にしても、より高い引張り強さを目標としている。
具体的な数値目標は次のとおりである。
TS:590 〜650 MPa の場合
TS・El≧17000MPa・%、TS・λ≧55000MPa・%
TS:780 〜1000 MPaの場合
TS・El≧15000MPa・%、TS・λ≧50000MPa・%
ただし、λは、伸びフランジ性の指標としての穴拡げ率(%)である。
【0016】
また、本発明の特徴を具体的に列挙すると次のとおりである。
(1) 本発明では、Cを0.05mass%以上、より好ましくは0.07mass%以上添加することによって、強度アップと同時に高降伏比化を達成する。
なお、本発明で目標とする降伏比は、75%以上好ましくは80%以上である。
このように、鋼板を高降伏比とするのは、成形部品の剛性を確保することおよび伸びフランジ性の改善を図るためである。
【0017】
(2) Cu,Pの複合添加によって、耐食性を確保する。
【0018】
(3) Ti,Nbを添加し、炭窒化物を析出させることで、結晶粒の微細化を図り、また析出強化により、強度−延性バランスの改善と高降伏比を実現する。さらに、Ti,Nbは熱延工程で、Feとの複合炭窒化物を形成し、フェライト粒の成長を抑制すると共にフェライト粒の析出核となって、結晶粒を微細化し、降伏比を高くする効果もある。
【0019】
(4) Bの添加により、耐食性向上のために添加される、Pに起因した粒界脆化を抑制する。また、粒界を強化することによって、伸びフランジ性を改善する効果もある。
【0020】
また、製造方法の特徴としては、次のとおりである。
(5) 圧延温度は、オーステナイト粒径が大きくならない程度の温度以下で、かつ伸びフランジ性に悪影響を及ぼすバンド状組織を形成せず、Cuの析出が過度に起こらないように大きな歪みの蓄積が起きない程度の温度以上で行う。
また、圧延後の 750〜600 ℃の温度域における冷却速度を制御することで、フェライト変態、析出物の生成を制御し、その後の巻き取り工程で、ベイナイトの生成を行わせ、降伏比の上昇と共に、伸びフランジ性の向上を図る。
さらに、巻取り温度は、Cuの析出が起こらない温度(550 ℃以下)とすることで、耐食性に寄与する固溶Cuを確保し、耐食性と延性を向上させる。
【0021】
次に、本発明において鋼の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。
C:0.05〜0.2 mass%
引張り強さを増加させて、TS≧590 MPa とするためには、少なくとも0.05mass%のCを必要とする。また、降伏比を高くさせるため、さらにはベイナイトを20〜70 vol%含む組織とするためにも、0.05mass%は必要である。しかしながら、含有量が 0.2mass%を超えると延性(伸び、伸びフランジ性)や溶接性が急激に劣化するので、Cは0.05〜0.2 mass%の範囲に限定した。より好ましくは、0.07〜0.15mass%の範囲である。
【0022】
Si:0.3 〜2.0 mass%
Siは、固溶強化能が大きく、降伏比および強度−伸びバランスを損なうことなしに強度上昇を図る上で有用なだけでなく、製鋼時の脱酸元素として鋼の清浄化にも有用な元素である。上記の効果を明確に発揮させるには、0.3 mass%以上の添加が必要であるが、2.0 mass%を超えるとその効果は飽和するだけでなく、表面性状の劣化や延性の劣化などが懸念されるので、Siは 0.3〜2.0 mass%の範囲に限定した。
【0023】
Mn:0.2 〜3.0 mass%
Mnは、強度の向上だけでなく、焼入れ性の向上にも有効に寄与する。また、ベイナイトを含む組織とするには不可欠な元素でもある。しかしながら、含有量が0.2 mass%未満ではその効果が期待できず、一方 3.0mass%を超えるとバンド状の圧延組織が形成され易くなって、伸びフランジ性や溶接性を劣化させるなど、本発明に対して悪影響を及ぼすことになるので、Mnは 0.2〜3.0 mass%の範囲に限定した。
【0024】
Cu:0.1 〜1.0 mass%
Cuは、本発明において重要かつ特徴的な元素であり、めっきなしで、耐食性を確保する上で必須の元素である。また、析出により強度の向上にも寄与する。これらの効果を発揮するには、0.1 mass%以上の添加が必要であるが、1.0 mass%を超えると、効果が飽和するだけでなく、Cuは高価であるためコストの上昇を招くので、Cuは 0.1〜1.0 mass%の範囲に限定した。
【0025】
Ni:0.05〜1.0 mass%
Niは、鋼中へのCu添加に起因した、熱間脆性と表面性状の劣化を防止するために、また耐食性を改善するために添加する。しかしながら、含有量が0.05mass%に満たないとその添加効果に乏しく、一方 1.0mass%を超えるとその効果が飽和するだけでなく、コスト高ともなるので、Niは0.05〜1.0 mass%の範囲に限定した。
【0026】
P:0.05〜0.3 mass%
Pも、本発明では、Cuと同様、重要かつ特徴的な元素であり、特に耐食性の改善に有効に寄与する。しかしながら、含有量が0.05mass%未満では耐食性の改善効果を十分に発揮することができない。また、多量に含有すると、著しく脆化し、中心偏析に起因したフェライトバンドの形成により、伸びフランジ性の著しい劣化を引き起こすこともあるが、この点は、第2相として鋼組織中にベイナイトを一定範囲で含有させることによって改善することができる。しかしながら、含有量が 0.3mass%を超えると、上記の悪影響が顕著に現れるため、 0.3mass%を上限とした。
【0027】
S:0.02mass%以下
Sは、本発明では、有害な成分である。Sが多量に含有されると、耐食性の劣化を招くだけでなく、MnSを形成することによる伸びフランジ性の劣化を招く。本発明では、引張り強度を上昇させるために、Mnを多く添加する傾向にあることから、特にS量の上限値を限定することが重要である。このような特性の劣化は、Sが0.02mass%を超えて含有されると顕著に現れるので、0.02mass%を上限とした。
【0028】
Al:0.1 mass%以下
Alは、脱酸剤として添加されるが、添加量が少ないと所望の効果が得られないので、0.01mass%以上含有させることが望ましい。しかしながら、0.1 mass%を超えて添加しても効果が飽和するだけでなく、コストアップになり、また鋼板を脆化させることにもなるので、Alは 0.1mass%以下で含有させるものとした。
【0029】
B:0.0002〜0.008 mass%
Bは、本発明では、CuやPと同様に特徴的な元素であり、Bの添加によって、耐食性の向上のために添加されるPによる粒界脆化を抑制することができる。また、粒界を強化することで、伸びフランジ性を改善する効果を有するだけでなく、熱延工程で、Feとの複合炭窒化物を形成し、フェライト粒の成長抑制とフェライト粒の析出核となって、結晶粒を微細化し、降伏比を高くする効果も有する。さらに、第2相をベイナイトとする上でも有用な元素でもある。かような効果を発揮させるには、0.0002mass%以上の添加が必要であるが、0.008 mass%を超えて添加すると、その効果は飽和するだけでなく、かえって伸びフランジ性の劣化を招くので、Bは0.0002〜0.008 mass%の範囲に限定した。
【0030】
Ti:0.002 〜0.3 mass%、Nb:0.002 〜0.2 mass%
TiおよびNbはいずれも、鋼中のC,Nと結合して炭窒化物を形成し、その析出強化により鋼を強化して、降伏比を増加させ、また伸びフランジ性を向上させる作用を有する。しかしながら、Ti量が 0.002 mass %に満たなかったり、Nb量が0.002 mass%に満たないと、この効果が小さく、一方Ti量が 0.3mass%を超えたり、Nb量が 0.2mass%を超えると、この効果が飽和するだけでなく、表面性状が著しく劣化する不都合が生じるので、それぞれ上記の範囲とし、1種または2種を含有させるものとした。
【0031】
以上、必須成分について説明したが、本発明では、その他必要に応じて、Cr,Mo,W,VおよびZrのうちから選んだ1種または2種以上を適宜含有させることができる。
Cr:2.0 mass%以下、Mo:2.0 mass%以下、W:0.1 mass%以下、V:0.2 mass%以下、Zr:0.2 mass%以下
Cr,Mo,W,VおよびZrはそれぞれ、鋼中にあって、炭窒化物を形成する効果があり、降伏比を増加させ、伸びフランジ性を向上させる作用を有するため、必要に応じて含有させることができる。しかしながら、いずれも上記の範囲を超えると、その効果は飽和するだけでなく、延性の著しい低下を招くので、いずれも上記の範囲で、必要に応じ1種または2種以上を含有させるものとした。なお、添加量の下限は、Cr,Moについては 0.1mass%以上、W,V,Zrについては0.02mass%以上とするのが好ましい。
【0032】
以上、必須成分および選択成分について説明したが、上記した成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。
また、本発明では、成分組成範囲を上記の範囲に調整するだけでは不十分で、その組織および粒径も併せて規定する必要がある。
ベイナイトを20〜70 vol%の範囲で含有する(フェライト+ベイナイト)の複合組織
すなわち、第2相として、ベイナイトを20〜70 vol%含むことで、耐食性向上の目的で添加されるPに起因した、加工性の低下とくに伸びフランジ性(λで評価される)の低下を抑制し、TS−λバランスの向上に寄与する。しかしながら、ベイナイト分率が 20vol%未満では、その効果はなく、一方 70vol%を超えると、強度が著しく増大し、伸びおよび伸びフランジ性ともに著しく低下する。特に好ましいベイナイト分率は30〜50%である。
なお、上記したベイナイト相以外は、主としてフェライト相からなるが、一部マルテンサイト相やパーライト相が混入する場合がある。
しかしながら、これらの混入相があまりに多くなると所期した効果を得ることが難しくなるので、これらの相は面積率で5%以下に抑制することが好ましい。
【0033】
フェライトの平均結晶粒径:7μm 以下
成形性と鋼板の強度を両立させるためには、強度−伸びバランスを向上させる必要があるが、そのためにはフェライト相の細粒化を図ることが有効である。すなわち、粒径を微細にすることで、伸び特性を劣化させることなしに強度を上げることが可能になる。これにより、成形時の微細な割れの生成が減少し、また結晶粒が微細であることから割れの進展が少なくなって、伸びおよび伸びフランジ特性が向上する。このような効果は、フェライト粒径が7μm 以下で顕著に発現し、7μm を超えると上記の効果が減少するので、フェライトの平均結晶粒径は7μm 以下に限定した。より好ましくは6μm 以下である。
【0034】
次に、本発明鋼の好適製造条件について説明する。
仕上圧延出側温度:840 〜900
熱間圧延仕上温度(FDT)が 900℃を超えると、オーステナイト粒径が著しく大きくなり、フェライトの平均粒径が粗大となるため、降伏比を大きくすることができない。一方 840℃未満では、歪みの蓄積が大きくなり、Cuの析出が過度に進行するため、耐食性の低下を招くだけでなく、フェライト相が展伸粒となってバンド状組織が形成されることと、フェライト変態が著しく進行してベイナイトの生成が抑制されることとから、伸びフランジ性に悪影響を及ぼす。この点、仕上圧延出側温度を 840〜900℃の温度範囲にすることで、適度なオーステナイトの粒成長と引き続く急冷後の緩和過程での適正なフェライト相への変態と粒成長が起こり、展伸粒のない、フェライトに加えベイナイトを有する良好な組織となって、高降伏比で伸び−伸びフランジ性の優れた鋼板とすることができる。なお、特に好ましい仕上圧延出側温度は 860〜900 ℃である。
【0035】
750〜600 ℃の間の平均冷却速度:20〜80℃/s
また、熱間圧延終了後、少なくとも 750〜600 ℃の間の平均冷却速度を20〜80℃/sとしたのは、本発明では、この温度範囲にフェライトを生成する領域が存在し、この温度範囲に鋼板をある時間以上滞留させることで、フェライトとベイナイトを有する混合組織とすることができるからである。この温度範囲外では、フェライト変態が起こらず、その後の巻き取り工程で、ベイナイト主体の組織となり、著しい強度上昇により、伸びや伸びフランジ性等の加工性が低下する。
また、冷却速度が80℃/sを超える場合も、フェライトがほとんど生成されず混合組織とはならない。従って、ベイナイト主体の組織となり、著しい強度上昇により、伸びや伸びフランジ性等の延性が著しく低下する。従って、上記の温度域を80℃/s以下、より好ましくは50℃/s以下で冷却するものとした。なお、この冷却速度が20℃/sに満たないと、パーライト相が形成されてベイナイト相の分率が減少し、十分なベイナイト相を確保できない。従って、 750〜600 ℃の温度域における最低冷却速度は20℃/sとした。
【0036】
巻取り温度:350 〜550 ℃
また、巻き取り温度が 350℃未満では、ベイナイトの生成が抑制されると共に、マルテンサイトが多く生成して、フェライト−マルテンサイトの2相組織となり、降伏比が低下する。また、過度の巻取り温度の低下は、鋼板の形状が波打つような形状になり、その制御が困難になり、歩留りが低下して経済性を損ねる。一方、550 ℃を超えるとCuの析出が過度に起こり、耐食性に寄与する固溶Cuが著しく低下するだけでなく、Cuの析出強化による顕著な強度の上昇で、延性に悪影響が生じる。そこで、巻取り温度は 350〜550 ℃の範囲に限定した。好ましくは 400〜500 ℃の範囲である。
【0037】
本発明において、高降伏比とするのは、高強度化によって成形性は劣化するが、結晶粒径をある程度まで微細化するなどして、降伏比を高くすることにより、同一強度での伸びは向上し、低降伏比のものに比べると、強度−伸びバランスが改善されるからである。また、ベイナイトを一定量含む(フェライト+ベイナイト)複合組織とすることによっても、強度−伸びバランスを改善することができる。さらに、かような複合組織とすることによって、強度−伸びフランジバランスも改善される。
【0038】
【実施例】
実施例1
表1に示す成分組成に調整した鋼スラブを、表2に示す条件で処理し、板厚:2.9 mmの熱延板とした。
得られた熱延鋼板の鋼組織、引張特性、伸びフランジ性、耐食性および表面性状について調べた結果を、表2に併記する。
【0039】
なお、伸びフランジ性の調査は、穴拡げ試験により行った。穴拡げ試験は、日本鉄鋼連盟規格 JFS−T1001−1996の穴拡げ試験法に準拠し、試験材の鋼板に穴径=10mmφをクリアランス:12.5%の条件で打ち抜いて初期穴を開けたのち、初期穴のバリをダイ側(パンチと反対側)として、頂角:60°の円錐パンチを初期穴に挿入して穴を拡げ、亀裂が板厚を貫通する時点での穴径dを求めて、穴拡げ率λ(%)を下記式にて算出した。
λ=(d−d0 )×100 /d0
ここで、d :割れ発生時の径
0 :打ち抜き径
【0040】
フェライト粒径の測定は、電子顕微鏡で写真撮影したのち、JIS G 0552で示される鋼のフェライト結晶粒度試験方法の中の、切断法により求めた。また、鋼板中の組織の分率は、電子顕微鏡写真を画像解析することにより求めた。
【0041】
機械的特性は、板厚:2.9mm で、圧延幅方向(C方向)を長手方向として採取したJIS 5号引張試験片を用いた引張り試験により求めた。
【0042】
耐食性は、鋼板より切り出した70mm×150mm の試験片を用いた複合腐食試験で評価した。この複合腐食試験は、JIS Z 2371の塩水噴霧試験に準じて行い、塩水濃度が5%の塩水噴霧試験を2時間実施したのち、60℃の熱風乾燥を4時間行い、さらに湿潤試験を2時間行う、合計8時間の処理を1サイクルとして、240 サイクル後の腐食による最大侵食探さを測定することにより行った。なお、最大侵食探さが 0.8mm以下(より好ましくは 0.5mm以下)であれば、耐食性は良好であると言える。
表面性状は、鋼板の表面を目視で観察し、割れ・亀裂の発生の有無で評価した。
【0043】
【表1】
【0044】
【表2】
【0045】
表2に示したとおり、本発明に従い得られた発明鋼はいずれも、耐食性や表面性状が良好なだけでなく、優れた加工性とくに優れたTS−ElバランスおよびTS−λバランスを有している。
【0046】
実施例2
表3に示す成分組成に調整した鋼スラブを、表4に示す条件で処理し、板厚:2.9 mmの熱延板とした。
得られた熱延鋼板の鋼組織、引張特性、伸びフランジ性、耐食性および表面性状について調べた結果を、表4に併記する。
【0047】
【表3】
【0048】
【表4】
【0049】
表4から明らかなように、本発明に従い得られた発明鋼はいずれも、耐食性や表面性状に優れるのはいうまでもなく、優れた加工性とくに優れたTS−ElバランスおよびTS−λバランスを有している。
【0050】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、めっきを施さなくても、耐食性に優れ、しかも伸びおよび伸びフランジ性が極めて良好な、高降伏比型の高張力熱延鋼板を安定して得ることができる。

Claims (4)

  1. C:0.05〜0.2 mass%、
    Si:0.3 〜2.0 mass%、
    Mn:0.2 〜3.0 mass%、
    Cu:0.1 〜1.0 mass%、
    Ni:0.05〜1.0 mass%、
    P:0.05〜0.3 mass%、
    S:0.02 mass%以下、
    Al:0.1 mass%以下および
    B:0.0002〜0.008 mass%
    を含有し、かつ
    Ti:0.002 〜0.3 mass%および
    Nb:0.002 〜0.2 mass%
    のうちから選んだ1種または2種を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成よりなり、ベイナイトを20〜70 vol%の範囲で含有する(フェライト+ベイナイト)複合組織を有し、さらにフェライトの平均結晶粒径が7μm 以下であることを特徴とする耐食性、伸びおよび伸びフランジ性に優れた高降伏比型高張力熱延鋼板。
  2. 請求項1において、鋼板が、さらに
    Cr:2.0 mass%以下、
    Mo:2.0 mass%以下、
    W:0.1 mass%以下、
    V:0.2 mass%以下および
    Zr:0.2 mass%以下
    のうちから選んだ1種または2種以上を含有する組成よりなることを特徴とする耐食性、伸びおよび伸びフランジ性に優れた高降伏比型高張力熱延鋼板。
  3. C:0.05〜0.2 mass%、
    Si:0.3 〜2.0 mass%、
    Mn:0.2 〜3.0 mass%、
    Cu:0.1 〜1.0 mass%、
    Ni:0.05〜1.0 mass%、
    P:0.05〜0.3 mass%、
    S:0.02 mass%以下、
    Al:0.1 mass%以下および
    B:0.0002〜0.008 mass%
    を含有し、かつ
    Ti:0.002 〜0.3 mass%および
    Nb:0.002 〜0.2 mass%
    のうちから選んだ1種または2種を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成よりなる鋼素材を、仕上圧延出側温度:840 〜900(但し、900℃を除く)の条件で仕上げ圧延を終了し、ついで少なくとも 750〜600℃の間を平均冷却速度:20〜80℃/sの条件で冷却し、その後 350〜550 ℃の温度で巻き取ることを特徴とする耐食性、伸びおよび伸びフランジ性に優れた高降伏比型高張力熱延鋼板の製造方法。
  4. 請求項3において、鋼素材が、さらに
    Cr:2.0 mass%以下、
    Mo:2.0 mass%以下、
    W:0.1 mass%以下、
    V:0.2 mass%以下および
    Zr:0.2 mass%以下
    のうちから選んだ1種または2種以上を含有する組成よりなることを特徴とする耐食性、伸びおよび伸びフランジ性に優れた高降伏比型高張力熱延鋼板の製造方法。
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