JP5035297B2 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
熱延鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5035297B2 JP5035297B2 JP2009129119A JP2009129119A JP5035297B2 JP 5035297 B2 JP5035297 B2 JP 5035297B2 JP 2009129119 A JP2009129119 A JP 2009129119A JP 2009129119 A JP2009129119 A JP 2009129119A JP 5035297 B2 JP5035297 B2 JP 5035297B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- ferrite
- hot
- phase
- 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.)
- Active
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
特許文献1により開示された発明のように、第2相を主として残留オーステナイト相とすると、鋼板の引張強度を効率的に高めることは困難である。高強度化のみに着目すればCやSiなどの含有量を高めることが考えられるが、溶接性の劣化が著しくなったり、遅れ破壊に対するリスクが高まったりするため、これらの元素の含有量は実用上制約される。したがって、特許文献1により開示された発明において780MPa以上の引張強度を確保することは実用上困難である。
(A)Hall−Petchの法則に従い、結晶粒の微細化とともに降伏応力および降伏比は増加する。
(B)主相であるフェライトの平均粒径を2.0μm以下と微細にした鋼組織に、マルテンサイト相や残留オーステナイト相の硬質第2相を含有させると、延性が飛躍的に向上する。
(C)この場合において、マルテンサイト相や残留オーステナイト相の硬質第2相を微細化することにより、延性が一層向上する。
(D)上記鋼組織を有する複相鋼板は、熱間圧延過程での組織制御により製造することができる。すなわち、熱間加工されたオーステナイトからのフェライト変態により、微細なフェライト相を形成させることができ、残部を低温でマルテンサイト変態させることによりマルテンサイト相としたり、もしくは変態させずにオーステナイト相のまま残存させて残留オーステナイト相としたりすることができる。
(D)従来技術におけるフェライト相とマルテンサイト相とからなる複相熱延鋼板の製造方法は、通常、熱間圧延後の冷却過程で鋼組織の一部をフェライト変態させた後に、所定の冷却速度で焼き入れることによって残部をマルテンサイト変態させるものである。このように製造された複相熱延鋼板は、板厚方向に均質な複相組織を有し、降伏比が低い。
(E)しかし、所定の化学組成を有する鋼板を安定オーステナイト域で多パス圧延し、かつ、表層部にせん断歪を与えると、加工オーステナイトの圧延下部組織は微細し、さらに圧延の極直後に急冷却を施して所定の温度域に保持すると、上記の微細な圧延下部組織がフェライトの核生成サイトとなって微細なポリゴナルフェライト粒が形成され、残部には炭素が多量に濃縮してオーステナイトが安定化する。これにより、鋼板の表層部にはマルテンサイトの他に残留オーステナイトを含有する微細な鋼組織が形成される。
(F)このような微細なポリゴナルフェライトに挟まれた残留オーステナイトは極めて安定であり、マルテンサイトへの変態が著しく抑制される。これは、微細粒による3次元的な拘束力の影響で、Ms点が室温以下まで低下したためと考えられる。
(G)鋼板表層部に形成された残留オーステナイト相は、鋼板の降伏比を高めるとともに、TRIP効果により延性を向上させる作用を有する。
(H)すなわち、所定の化学組成を有する鋼板に所定の条件で熱間圧延を施すことにより、鋼板の板厚中心部を、主としてフェライト相とマルテンサイト相とからなる鋼組織として、高い引張強度と良好な延性とを確保するとともに、鋼板の表層部を、残留オーステナイト相を含有する鋼組織とすることにより、板厚中心部の組織による低降伏比化を補償して高い降伏比を実現し、さらに、より一層延性を高めることができる。
(I)このような鋼組織を有する鋼板は、引張変形過程における歪の集中が分散され、複相組織を基本としながら、従来の残留オーステナイト鋼を凌駕するほどの強度−延性特性を示す。
1.鋼組織
(1)鋼板表面から板厚方向の深さが100μmである表層部における鋼組織
表層部における鋼組織は、体積率で、残留オーステナイト:2%以上15%以下およびマルテンサイト:3%以上19%未満を含有し、残部がフェライトからなるとともに、フェライトの平均粒径が1.5μm未満であるものとする。
残留オーステナイト相の体積率が2%未満では、目的とする降伏比や延性が得られない場合がある。したがって、残留オーステナイト相の体積率は2%以上とする。一方、残留オーステナイト相の体積率が15%超では、残留オーステナイト相の安定性が低下してしまい、目的とする延性が得られない場合がある。したがって、残留オーステナイト相の体積率は15%以下とする。
(b)平均粒径
フェライト相の平均粒径が1.5μm以上では、変形時にフェライト相に歪みが集中するため、目的とする良好な延性が得られない場合がある。したがって、フェライト相の平均粒径は1.5μm未満とする。
(2)鋼板表面から板厚方向の深さが板厚の1/4以上である板厚中心部の鋼組織
板厚中心部における鋼組織は、体積率で、マルテンサイト:10%以上45%以下および残留オーステナイト:0%以上2%以下を含有し、残部がフェライトからなるとともに、マルテンサイトの平均粒径が1.5μm以下、フェライトの平均粒径が2.0μm以下であるものとする。
マルテンサイト相の体積率が10%未満では、目的とする引張強度が得られない場合がある。したがってマルテンサイトの体積率は10%以上とする。一方、マルテンサイト相の体積分率が45%超では、延性の低下が著しくなる。したがって、マルテンサイトの体積率は45%以下とする。
(b)平均粒径
マルテンサイト相の平均粒径が1.5μm超では、目的とする引張強度や延性が得られない場合がある。したがってマルテンサイト相の平均粒径1.5μm以下とする。
2.化学組成
[C:0.1%以上0.2%以下]
C含有量が0.1%未満では、表層部および板厚中心部において所定量のマルテンサイト相を確保することができずに、また、表層部において所定量の残留オーステナイト相を確保することができずに、目的とする引張強度、延性または降伏比が得られない場合がある。したがって、C含有量は0.1%以上とする。一方、C含有量が0.2%超では、マルテンサイト相や残留オーステナイト相の体積率が過剰となり、目的とする延性が得られない場合がある。したがって、C含有量は0.2%以下とする。
Mnは、焼入れ性を高める作用を有する元素であり、目的とするマルテンサイトや残留オーステナイトの体積率を確保するうえで重要な元素である。Mn含有量が1%未満では、焼入れ性向上作用が不十分となり、目的とするマルテンサイトや残留オーステナイトの体積率を確保することが困難となり、目的とする強度および延性を確保することが困難となる場合がある。したがって、Mn含有量は1%以上とする。好ましくは、1.5%以上である。一方、Mn含有量が3%を超えると、第2相分率が過大となりかえって延性が低下したり、溶接性を阻害したりする。したがって、Mn含有量は3%以下とする。好ましくは、2.5%以下である。
SiおよびAlは、マルテンサイトを生成させるために有用な元素である。フェライトの生成を促進し、炭化物の生成を抑制することにより、マルテンサイトを確保する作用を有する。さらに、固溶強化により鋼の強度を高める作用と脱酸により鋼を健全化する作用を有する。SiおよびAlの合計含有量が0.3%未満では上記作用による効果を得ることが困難となる場合がある。したがって、SiおよびAlの合計含有量は0.3%以上とする。SiとAlとは同種の性質を有し、互いに他を代替することができるので、SiおよびAlのそれぞれの含有量の下限は規定しない。ただし、鋼の強化能はSiの方がAlよりも高いので、AlよりSiを積極的に使用することが好ましい。したがって、Si含有量は0.3%以上とすることが好ましい。一方で、Alは鋼中に窒化物や酸化物を形成することにより、結晶粒の粗大化を抑制する作用を有する。したがって、Al含有量は0.001%以上とすることが好ましい。一方、SiおよびAlの合計含有量が1.0%以上では、鋼の脆化が著しくなる場合がある。したがって、SiおよびAlの合計含有量は1.0%未満とする。好ましくは、Si含有量が0.7%以下であり、Al含有量が0.1%以下である。
Crは、オーステナイトを安定化してマルテンサイトを確保する作用があるとともに鋼を強化する作用を有する元素である。Cr含有量が0.1%未満では、所望の強度が得られない場合がある。したがって、Cr含有量は0.1%以上とする。一方、Cr含有量が0.6%を超えると、フェライト変態が過剰に抑制されてしまい、目的とするフェライト体積率を確保することが困難となる。したがって、Cr含有量は0.6%以下とする。
Nは、Tiおよび/またはNbと結合して鋼中に窒化物を形成し、結晶粒の粗大化を抑制する作用を有する元素である。N含有量が0.001%未満では、鋼中に形成される上記窒化物の量が過少であるために、上記作用による効果が不十分となって結晶粒の粗大化が生じる場合がある。したがって、N含有量は0.001%以上とする。一方、N含有量が0.008%を超えると、鋼中に形成される窒化物が粗大となり、鋼板の延性に悪影響を及ぼす。したがって、N含有量は0.008%以下とする。
TiおよびNbは、鋼中に窒化物を形成して結晶粒の粗大化を抑制する作用を有する元素であるので、1種または2種を含有させる。しかしながら、TiまたはNbの含有量が0.05%を超えると、粗大な窒化物を形成して鋼板の延性の低下が著しくなったり、フェライト変態が抑制されて目的とするフェライト体積率を確保することができなかったりする。したがって、Ti:0.05%以下およびNb:0.05%以下の1種または2種を含有させる。上記作用による効果を確実に得るには、Tiを0.002%以上またはNbを0.01%以上含有させることが好ましい。
3.製造方法
次に、本発明に係る熱延鋼板の製造方法の一例を、説明する。
上記急冷却後は、フェライト変態が進行する600℃以上700℃以下の温度域に保持するが、フェライト変態を確実に進行させるために、上記温度域に保持する時間を0.4秒間以上とすることが好ましい。一方、上記温度域に保持する時間が5秒間を超えると、延性に悪影響を及ぼす炭化物が析出するため、上記温度域に保持する時間は5秒間以下とすることが好ましい。
表1に示す化学組成を有する鋼A、BおよびCからなるスラブ(厚さ:35mm、幅:170mm、長さ:75mm)を供試材として、試験用熱間圧延機を用いて試験を行った。鋼AおよびBは請求項1に係る本発明で規定する化学組成を満足する鋼であり、鋼Cは請求項1に係る本発明で規定する化学組成を満足しない鋼である。
(a)フェライトおよびマルテンサイトの体積率および粒径
鋼板の圧延方向に平行な板厚断面について、表層部および板厚中心部をSEMにより3000倍の倍率で撮影し、得られたSEM2次元画像から、体積率および粒径を測定し、粒径については平均値を求めた。
機械研磨により現出させて化学研磨により加工層を除去した、鋼板表面から板厚方向の深さが100μmの面、板厚の(1/4)である面および板厚中心面についてX線回折試験を行い、オーステナイト量を定量分析した。
JIS5号引張試験片を用いて、引張試験を行い、0.2%耐力、引張強度、破断伸びを求めた。また0.2%耐力と引張強度の比を降伏比として求めた。
試験番号3〜6、13および14について、図1に示す、平行部の幅10mm、ゲージ長20mmの断面急変型引張試験片を用い、高速衝撃引張試験装置を用いて、歪速度0.0025/秒と1000/秒で試験を行い、引張強度の差を静動差とした。自動車の強度部材においては高速走行中に衝突した場合に受けるひずみ速度が1000/秒に達する場合があり、高速変形下での動的強度の向上が求められるが、この静動差が大きいことは、衝突時に高強度を保障することを意味するため、衝突安全性が高いことを示す。
Claims (2)
- 質量%で、C:0.1%以上0.2%以下、Mn:1%以上3%以下、Si+Al:0.3%以上1.0%未満、Cr:0.1%以上0.6%以下およびN:0.001%以上0.008%以下を含有し、さらに、Ti:0.05%以下およびNb:0.05%以下からなる群から選択される1種または2種を含有し、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有し、
鋼板表面から板厚方向の深さが100μmである表層部の鋼組織が、体積率で、残留オーステナイト:2%以上15%以下およびマルテンサイト:3%以上19%未満を含有し、残部がフェライトからなるとともに、前記フェライトの平均粒径が1.5μm未満であり、
鋼板表面から板厚方向の深さが板厚の1/4以上である板厚中心部の鋼組織が、体積率で、マルテンサイト:10%以上45%以下および残留オーステナイト:2%以下を含有し、残部がフェライトからなるとともに、前記マルテンサイトの平均粒径が1.5μm以下、前記フェライトの平均粒径が2.0μm以下であり、
引張強度:780MPa以上、降伏比:0.70以上、引張強度と破断伸びとの積であるTS×El値が20000MPa・%以上である機械特性を有することを特徴とする熱延鋼板。 - 請求項1に記載の化学組成を有するスラブに[Ae3点−50(℃)]以上[Ae3点+50(℃)]以下の温度域で圧延を完了する多パス熱間圧延を施して熱延鋼板となし、前記熱延鋼板を、前記圧延完了後0.4秒間以内に600℃/秒以上の平均冷却速度で700℃以下の温度域まで冷却し、次いで600℃以上700℃以下の温度域に0.4秒間以上5秒間以内保持し、その後100℃/秒以上の平均冷却速度で450℃以下の温度域まで冷却することを特徴とする請求項1に記載の熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2009129119A JP5035297B2 (ja) | 2009-05-28 | 2009-05-28 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2009129119A JP5035297B2 (ja) | 2009-05-28 | 2009-05-28 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
Related Child Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2012106704A Division JP2012197516A (ja) | 2012-05-08 | 2012-05-08 | 熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2010275587A JP2010275587A (ja) | 2010-12-09 |
JP5035297B2 true JP5035297B2 (ja) | 2012-09-26 |
Family
ID=43422822
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2009129119A Active JP5035297B2 (ja) | 2009-05-28 | 2009-05-28 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP5035297B2 (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2012197516A (ja) * | 2012-05-08 | 2012-10-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延鋼板の製造方法 |
EP3705593A4 (en) * | 2017-10-30 | 2021-09-01 | Nippon Steel Corporation | HOT ROLLED STEEL SHEET, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME |
Family Cites Families (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP4161935B2 (ja) * | 2004-04-16 | 2008-10-08 | 住友金属工業株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
CN102242307B (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 |
JP5070864B2 (ja) * | 2007-02-02 | 2012-11-14 | 住友金属工業株式会社 | 熱延鋼板及びその製造方法 |
JP5070866B2 (ja) * | 2007-02-02 | 2012-11-14 | 住友金属工業株式会社 | 熱延鋼板およびスポット溶接部材 |
-
2009
- 2009-05-28 JP JP2009129119A patent/JP5035297B2/ja active Active
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2012197516A (ja) * | 2012-05-08 | 2012-10-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延鋼板の製造方法 |
EP3705593A4 (en) * | 2017-10-30 | 2021-09-01 | Nippon Steel Corporation | HOT ROLLED STEEL SHEET, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2010275587A (ja) | 2010-12-09 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
KR100368529B1 (ko) | 성형성이 우수한 고강도 열연강판 | |
KR101449228B1 (ko) | 동적 강도가 뛰어난 복상 열연강판 및 그 제조 방법 | |
KR101540507B1 (ko) | 연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법 | |
EP2847362B1 (en) | Automotive chassis part made from high strength formable hot rolled steel sheet | |
JP4692259B2 (ja) | 成形性および形状凍結性に優れる高強度鋼板 | |
JP4484070B2 (ja) | 高張力熱延鋼板及びその製造方法 | |
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 | |
EP3604586A1 (en) | Hot-rolled steel sheet | |
JP4161935B2 (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 | |
WO2013132796A1 (ja) | 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 | |
EP3604585A1 (en) | Hot-rolled steel sheet | |
JPWO2014014120A1 (ja) | 鋼材 | |
WO2011065479A1 (ja) | 高強度極厚h形鋼及びその製造方法 | |
JP6047983B2 (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法 | |
CN108350536B (zh) | 高强度热轧钢板及其制造方法 | |
WO2021149676A1 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
JP3231204B2 (ja) | 疲労特性にすぐれる複合組織鋼板及びその製造方法 | |
CN113383097A (zh) | 钢板、钢板的制造方法及镀层钢板 | |
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 | |
JP2012197516A (ja) | 熱延鋼板の製造方法 | |
JP5035297B2 (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP5240407B2 (ja) | 動的強度に優れた複相熱延鋼板およびその製造方法 | |
TWI454582B (zh) | 延伸及延伸凸緣性優異之低降伏比高強度冷延鋼板及其製造方法 | |
JP6379731B2 (ja) | 高強度鋼材およびその製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20110623 |
|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20120315 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20120327 |
|
A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20120508 |
|
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: 20120605 |
|
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: 20120618 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20150713 Year of fee payment: 3 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5035297 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
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: 20150713 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 |