JP5172403B2 - プレス加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

プレス加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP5172403B2
JP5172403B2 JP2008064645A JP2008064645A JP5172403B2 JP 5172403 B2 JP5172403 B2 JP 5172403B2 JP 2008064645 A JP2008064645 A JP 2008064645A JP 2008064645 A JP2008064645 A JP 2008064645A JP 5172403 B2 JP5172403 B2 JP 5172403B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
steel sheet
hot
rolled steel
excluding
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.)
Expired - Fee Related
Application number
JP2008064645A
Other languages
English (en)
Other versions
JP2008255484A (ja
Inventor
一也 君島
道治 中屋
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.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel 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 Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Priority to JP2008064645A priority Critical patent/JP5172403B2/ja
Publication of JP2008255484A publication Critical patent/JP2008255484A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP5172403B2 publication Critical patent/JP5172403B2/ja
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Description

本発明は、例えば、自動車の構造部材などに使用される高強度熱延鋼板とその製造方法に関するものであり、より詳細には、プレス加工性を改善した高強度熱延鋼板を提供する技術に関するものである。
自動車等を構成する部品は、鋼板をプレス加工して製造される。プレス加工工程では、部品形状に応じて穴拡げ加工や曲げ加工が施される。そのためプレス加工に供される素材鋼板には、穴拡げ性（伸びフランジ性とも呼ばれる）や曲げ性が要求される。また、プレス加工の際には、寸法精度よく所望の部品形状とするために、素材鋼板の形状凍結性も求められる。特に、自動車の衝突安全性を向上させるために、ピラー等の自動車用構造部品には更なる高強度化が求められており、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度薄鋼板の適用が検討されている。
そこでプレス加工に供される素材鋼板には、９８０ＭＰａ以上の引張強度と、穴拡げ性や曲げ性、形状凍結性などのプレス加工性を両立することが求められる。
鋼板の強度化と穴拡げ性（伸びフランジ性）の改善を両立した技術として、特許文献１には、鋼板の組織をフェライト単相とし、該組織にＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏなどの炭化物析出元素を含有させて析出強化することで鋼板の強度を高めることが記載されている。しかし特許文献１に記載されているように、鋼板の強度を析出強化によって高めると、降伏比が高くなり、形状凍結性が悪くなる。
一方、特許文献２には、４９０ＭＰａ級超の強度を有すると共に、バーリング加工性（伸びフランジ性）を改善した熱延鋼板を提供する技術が提案されている。この特許文献２には、鋼板の組織をベイニティックフェライト主体とし、且つ旧オーステナイト粒の平均粒径を適切に制御することによって、４９０ＭＰａ級超の強度とバーリング加工性を達成している。またこの特許文献２には、特にバーリング加工性を向上させるには、Ｔｉ等で粗大な炭化物の析出を抑制した系において、粒界脆化元素であるＰ等の局在を抑えればよいことが記載されている。
しかしこの特許文献２では、鋼板のバーリング加工性（伸びフランジ性）については考慮されているが、曲げ性については考慮されていない。また、特許文献２では、鋼板の形状凍結性についても考慮されていない。
特開２００６−１６１１１１号公報 特開２００５−２４８２４０号公報
本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度を有しているにもかかわらず、プレス加工する際に要求される特性、具体的には、形状凍結性、穴拡げ性、曲げ性の全ての特性に優れた熱延鋼板を提供することにある。
上記課題を解決することのできた本発明に係る高強度熱延鋼板は、Ｃ：０．０１０〜０．０５％（化学成分の場合は質量％を示す。以下同じ）、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：２．５〜３．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．３０％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．００８％以下（０％を含まない）、およびＳ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板であり、前記Ｃ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓの含有量は下記（１）式を満たし、且つ前記ＳｉとＭｎの含有量は下記（２）式を満たし、該鋼板の組織は、観察視野面積に対して、ベイニティックフェライトが９０面積％以上を占めており、マルテンサイトは５面積％以下（０面積％を含む）で、ベイナイトは５面積％以下（０面積％を含む）である点に要旨を有する。
［Ｃ］−｛［Ｔｉ］−（４８／１４）×［Ｎ］−（４８／３２）×［Ｓ］｝／４≦０．０１ ・・・（１）
０．２０≦（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）≦０．８５ ・・・（２）
但し、上記（１）式と上記（２）式において、［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す。
前記鋼板は、更に他の元素として、（ａ）Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．８％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、およびＢ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、（ｂ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、等を含有してもよい。
本発明の高強度熱延鋼板は、上記成分組成を満足する１１００℃以上の鋼片を、仕上げ温度をＡｒ3変態点以上として熱間圧延し、次いで仕上げ温度から巻き取り温度までの平均冷却速度を５０℃／秒以上として冷却し、６００〜３００℃で巻き取ることにより製造できる。
本発明によれば、観察視野面積に対してベイニティックフェライトが９０面積％以上を占める組織を有する鋼板について、鋼板中のＣ，Ｔｉ，Ｎ，Ｓの含有量を適切に調整することでセメンタイトの生成を抑制でき、しかも固溶Ｃ量も低減できる。その結果、ベイニティックフェライト中にセメンタイトが析出した組織（即ち、ベイナイト）が生成するのを防止できるため、プレス成形性のうち、穴拡げ性を改善できる。また、鋼板中のＣ，Ｔｉ，Ｎ，Ｓの含有量を適切に調整して固溶Ｃ量が過剰になるのを防止しているため、マルテンサイトの生成も抑制できる。その結果、プレス加工性のうち、穴拡げ性と曲げ性を改善できる。
また、鋼板中のＳｉとＭｎの含有量とそのバランスを適切に調整しているため、鋼板の引張強度を９８０ＭＰａ以上に高めることができる。また、鋼板中のＳｉとＭｎの含有量とそのバランスを適切に調整することで、反応機構は不明であるが、炭化物の析出を防止できる。その結果、プレス加工性のうち、形状凍結性を改善できる。
このように、本発明によれば、９８０ＭＰａ以上の強度と、プレス加工性（具体的には、形状凍結性、穴拡げ性、曲げ性）に優れた熱延鋼板を提供できる。
近年の自動車業界では、車体重量の軽量化のために、鋼板には更なる高強度化が求められる。しかし強度を高めるために、例えば、特許文献１のように、炭化物析出元素を含有させて鋼板中に炭化物を生成して析出強化を促すと、鋼板の降伏比が高くなり、プレス加工性のうち形状凍結性が悪くなることが分かった。
一方、上記特許文献２には、バーリング加工性（伸びフランジ性）を高める技術が開示されている。ところが、本発明者らが検討したところ、上記特許文献２のように、熱延鋼板のバーリング加工性を向上させたとしても、曲げ性が併せて改善されるわけではないことが判明した。即ち、熱延鋼板のバーリング加工性と曲げ性は、相関関係がないことが明らかになった（詳細には、後述する実施例を参照）。
そこで本発明者らは、９８０ＭＰａ以上の高強度を有すると共に、プレス加工性（具体的には、形状凍結性、穴拡げ性、曲げ性）に優れた熱延鋼板を提供すべく鋭意検討を重ねてきた。その結果、鋼板の成分組成と組織を適切に制御すれば、強度とプレス加工性を両立でき、特にプレス加工性のなかでも、穴拡げ性と曲げ性を両立できることを見出し、本発明を完成した。以下、本発明の熱延鋼板について説明する。
まず、本発明の熱延鋼板の組織について説明する。本発明の熱延鋼板の組織は、観察視野面積に対して、ベイニティックフェライトが占める分率を９０面積％以上（以下、ベイニティックフェライト主体ということがある）とし、マルテンサイトが占める分率を５面積％以下（０面積％を含む）、ベイナイトが占める分率を５面積％以下（０面積％を含む）に低減する必要がある。
マルテンサイトの生成を抑えることで、プレス加工性のうち、特に穴拡げ性と曲げ性を改善でき、ベイナイトの生成を抑えることで、プレス加工性のうち、特に穴拡げ性を改善できる。即ち、本発明では、後述するように、鋼板に含まれるＣ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓ量を適切に調整し、下記（１）式を満たすようにバランスよく含有させることで、セメンタイトの生成を抑制することができ、加えて固溶Ｃ量も低減できる。その結果、ベイナイトの生成を抑制でき、鋼板の穴拡げ性を改善できる。また、鋼板に含まれるＣ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓ量を適切に調整し、下記（１）式を満たすようにバランスよく含有させることで、固溶Ｃ量が過剰になるのを防止できる。その結果、マルテンサイトの生成を抑えることができ、プレス加工性のうち、特に穴拡げ性と曲げ性を向上させることができる。
本発明の鋼板は、マルテンサイトとベイナイトの生成を抑制したうえで、観察視野面積のうち９０面積％以上をベイニティックフェライトとする。但し、鋼板の組織をベイニティックフェライト主体としただけでは、９８０ＭＰａ以上の引張強度を実現できない。
そこで本発明では、後述するように、鋼板に含まれるＳｉとＭｎ量から算出されるＺ値が下記（２）式を満足するように成分調整する。ＳｉとＭｎ含有量を下記（２）式を満足するように調整することで、鋼板の組織をベイニティックフェライト主体としながら、９８０ＭＰａ以上の高強度を達成できる。そのためプレス成形性のうち、特に穴拡げ性と曲げ性を劣化させることなく、高強度化を実現できる。しかもＳｉとＭｎ含有量が下記（２）式を満足すれば、反応機構は不明であるが、Ｔｉ等の炭化物の生成が抑制され、プレス加工性のうち、形状凍結性も改善できる。
本発明の熱延鋼板は、鋼板のミクロ組織を観察したときに、観察視野内に認められる組織の面積率が最大となる相がベイニティックフェライトであればよく、特に観察視野面積の９０面積％以上をベイニティックフェライトが占めていれば良い。ベイニティックフェライトの面積率は、好ましくは９３％以上、より好ましくは９５％以上である。なお、ベイニティックフェライトとは、板状のフェライトであり、転位密度が高い下部組織を意味している。
一方、上記マルテンサイトは、観察視野面積に対して５面積％程度までであれば許容できるが、できるだけ少ない方がよい。マルテンサイトの面積率は、好ましくは３％以下であり、より好ましくは２％以下であり、最も好ましくは０％である。
また、上記ベイナイトは、観察視野面積に対して５面積％程度までであれば許容できるが、できるだけ少ない方がよい。ベイナイトの面積率は、好ましくは３％以下であり、より好ましくは２％以下であり、最も好ましくは０％である。
本発明の熱延鋼板の組織は、ベイニティックフェライト単相であるか、ベイニティックフェライトと、マルテンサイトおよび／またはベイナイトが生成した混合組織であるが、更に観察視野面積に対して１０面積％までであれば、ベイニティックフェライトとマルテンサイトとベイナイト以外の他の組織が生成していてもよい。他の組織としては、ポリゴナルフェライトやパーライトが生成していてもよい。しかしポリゴナルフェライトやパーライトを観察視野面積に対して１０面積％を超えて多く生成させると、本発明の鋼板のように、高強度化とプレス加工性を両立できない。
即ち、ポリゴナルフェライトを多く生成させた場合には、９８０ＭＰａ以上の高強度化を実現するために、鋼板中にＴｉ化合物等を析出させて析出強化しなければならない。しかし析出強化すると、降伏比が上昇し、プレス加工性のうち、特に形状凍結性が劣化する。一方、パーライトを多く生成させた場合には、鋼板中に層状のセメンタイトが多く生成するため、局部変形能が低下し、プレス加工性のうち、特に穴拡げ性や曲げ性が劣化する。
ベイニティックフェライトと、ベイニティックフェライト以外の組織は、熱延鋼板の板厚方向の断面をレペラー腐食し、光学顕微鏡を用いて組織観察すれば区別することができ、観察結果を画像解析すれば各組織の面積率を測定できる。
本発明の熱延鋼板の組織は、上述したようにベイニティックフェライト主体とし、マルテンサイトとベイナイトの生成を抑えたものであるが、この熱延鋼板は、化学成分として、Ｃ：０．０１０〜０．０５％、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：２．５〜３．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．３０％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．００８％以下（０％を含まない）、およびＳ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有すると共に、前記Ｃ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓの含有量は下記（１）式を満たし、且つ前記ＳｉとＭｎの含有量は下記（２）式を満たすことが重要である。このような化学成分の範囲と式を規定した理由について以下説明する。
［Ｃ］−｛［Ｔｉ］−（４８／１４）×［Ｎ］−（４８／３２）×［Ｓ］｝／４≦０．０１ ・・・（１）
０．２０≦（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）≦０．８５ ・・・（２）
但し、上記（１）式と上記（２）式において、［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す。また、上記（１）式の左辺の値、即ち、「［Ｃ］−｛［Ｔｉ］−（４８／１４）×［Ｎ］−（４８／３２）×［Ｓ］｝／４」の値を、以下、Ｙ値ということがある。上記（２）式の中辺の値、即ち、「［Ｓｉ］／［Ｍｎ］」の値を、以下、Ｚ値ということがある。
まず、上記（１）式について説明する。上記Ｃ（炭素）、Ｔｉ、Ｎ、Ｓの含有量から算出されるＹ値が、上記（１）式を満足すれば、主に、熱延鋼板のプレス加工性が改善される。Ｙ値は、Ｃ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓの含有バランスを示しており、特にＴｉは、Ｃと結合し易い元素であり、上記（１）式を満足するようにＴｉを含有させることで、固溶Ｃ量を低減し、鋼板中にセメンタイトの生成を抑制することができ、マルテンサイトとベイナイトの生成を防止できる。セメンタイトの生成を抑制することで、本発明の熱延鋼板の組織をベイニティックフェライト主体にでき、プレス加工性のうち、特に穴拡げ性を改善できる。更に、マルテンサイトの生成を抑制することで、穴拡げ性だけでなく曲げ性も改善できる。また、Ｔｉは、窒化物や硫化物を形成してＮ（窒素）やＳ（硫黄）を固定する作用も有しており、上記（１）式を満足するようにＴｉを含有させる必要がある。その結果、プレス加工性のうち、特に曲げ性を改善できる。
ところが上記Ｙ値が０．０１を超えると、固溶Ｃ量が多くなり、鋼板中にセメンタイトを多く析出するためプレス加工性のうち、特に穴拡げ性が悪くなる。また、マルテンサイトが増加することで、穴拡げ性と曲げ性が悪くなる。従って上記Ｙ値は０．０１以下とする。Ｙ値は、好ましくは０．００５以下、より好ましくは０以下である。Ｙ値の下限は、例えば、−０．０４０程度である。
但し、Ｙ値が上記範囲を満足したとしても、Ｔｉ量が過剰になると、固溶Ｔｉ量が過剰になってしまい、プレス加工性のうち、特に穴拡げ性と曲げ性が劣化する。従ってＴｉは、０．３０％以下とする。Ｔｉ量は、好ましくは０．２５％以下、より好ましくは０．２０％以下である（０％を含まない）。
上記Ｃ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓの含有量の範囲を規定した理由は次の通りである。
Ｃは、鋼板中にベイニティックフェライトを生成して強度を確保するために必要な元素である。従ってＣ量は、少なくとも０．０１０％必要であり、好ましくは０．０２０％以上、より好ましくは０．０３０％以上である。しかしＣを０．０５％を超えて含有すると、鋼板中にマルテンサイトやベイナイトが多く生成し、プレス加工性、特に、穴拡げ性や曲げ性が劣化する。また、溶接性が悪くなる。従ってＣ量は０．０５％以下とする。Ｃ量は好ましくは０．０４８％以下、より好ましくは０．０４５％以下とする。
Ｎは、スラブ製造段階で晶出型の粗大な介在物（ＴｉＮなど）を形成し、プレス加工性のうち、特に、穴拡げ性や曲げ性を劣化させる元素である。従ってＮ量は、０．００８％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００４％以下である。Ｎ量は、できるだけ低減することが望ましい。
Ｓは、スラブ製造段階で晶出型の粗大な介在物（ＭｎＳなど）を形成し、プレス加工性のうち、特に、穴拡げ性や曲げ性を劣化させる元素である。従ってＳ量は、０．００５％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００３％以下である。Ｓ量は、できるだけ低減することが望ましい。
次に、上記（２）式について説明する。上記ＳｉとＭｎの含有量から算出されるＺ値が、上記（２）式を満足すれば、主に、熱延鋼板の高強度化を図ることができ、しかも反応機構は不明であるが、Ｔｉ等の炭化物の生成が抑制され、形状凍結性を改善できる。
上記（２）式は、ＳｉとＭｎの含有バランスを示しており、後述するようにＭｎ量を従来鋼よりも多めに設定した場合に、このＭｎ量に対して一定量のＳｉを含有させることを意味している。即ち、Ｍｎはポリゴナルフェライトが生成するのを抑制する元素であるが、Ｓｉはポリゴナルフェライトが生成するのを促進する元素であり、Ｍｎ量に対してＳｉを多く含有すると、ポリゴナルフェライトの生成が過度に促進され、ベイニティックフェライト主体の組織とすることができない。また、Ｓｉが多くなると、反応機構は不明であるが、Ｔｉ等の炭化物の生成を抑制できず、鋼板の降伏比が高くなり、プレス加工性のうち、特に形状凍結性が悪くなる。
従って上記Ｚ値は、０．８５以下とし、好ましくは０．８０以下、より好ましくは０．７０以下である。しかしＺ値が０．２０を下回ると、Ｓｉ量に対してＭｎが多くなり過ぎるため、硬質の第２相としてマルテンサイトが多く生成し、プレス加工性のうち、特に穴拡げ性や曲げ性を劣化させる。従ってＺ値は０．２０以上とし、好ましくは０．２５以上、より好ましくは０．３０以上である。
上記ＳｉとＭｎの含有量の範囲を規定した理由は次の通りである。
Ｓｉは、固溶強化元素として作用し、鋼板の強度を高めるのに寄与する元素である。またＳｉは、セメンタイトの生成を抑制し、組織をベイニティックフェライト主体にするのに作用する元素である。従ってＳｉは、０．５％以上含有する必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは０．７％以上、より好ましくは１．０％以上とする。しかしＳｉを２．５％を超えて含有しても、その効果が飽和するばかりか、ミクロ組織中に余計なポリゴナルフェライトの生成を促進し、強度やプレス加工性（特に、穴拡げ性と曲げ性）が劣化する。従ってＳｉ量は２．５％以下とし、好ましくは２．３％以下、より好ましくは２．０％以下とする。
ＭｎもＳｉと同様に、固溶強化元素として作用し、鋼板の強度を高めるのに寄与する元素である。また、Ｍｎは、焼入れ性を高める作用も有しており、組織をベイニティックフェライト主体とするのに寄与する。但し、本発明の熱延鋼板では、主に鋼板の強度を高めるために、従来から知られているベイニティックフェライト鋼に含まれるＭｎ量よりも多くのＭｎを含有する必要がある。従来鋼よりも多くのＭｎを含有させることで、ベイニティックフェライト主体の組織であるにもかかわらず、析出強化させたり、硬質の第２相を生成させなくても所望の特性が得られるからである。即ち、本発明の熱延鋼板では、析出物や硬質の第２相を生成させていないため、鋼板の強度を高めても（具体的には、引張強度が９８０ＭＰａ以上）、プレス加工性（即ち、穴拡げ性、曲げ性、形状凍結性）に優れた鋼板となる。
Ｍｎは、２．５％以上含有させる必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは２．６％以上、より好ましくは２．７％以上である。しかしＭｎが過剰になると、Ｍｎの偏析が発生し、特性が均一な鋼板を製造できないため、Ｍｎ量は３．５％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは３．２％以下、より好ましくは３．０％以下とする。
上記Ｙ値の調整方法としては、溶製段階で、ＳｉとＭｎの添加量を適切に制御すればよい。
本発明の熱延鋼板は、Ｃ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓの含有量が上記（１）式を満足し、ＳｉとＭｎの含有量が上記（２）式を満足するものであるが、Ａｌも含有している必要がある。
Ａｌは、溶鋼を脱酸する元素であり、少なくとも０．０１％含有させる。Ａｌ量は、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。しかし過剰に含有させると、鋼板中に非金属介在物を多く生成し、伸びを劣化させる。また、多量に含有させると、コスト高となる。従ってＡｌ量は、０．１％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０６％以下、より好ましくは０．０４％以下とする。
本発明の熱延鋼板の基本成分は上述した通りであり、残部は鉄および不可避不純物である。本発明の熱延鋼板は、更に他の元素として、（ａ）Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．８％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、（ｂ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、等を含有してもよい。このような範囲を定めた理由は次の通りである。
（ａ）Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｂは、いずれも焼入れ性を高める元素であるが、これらの元素の含有量が上記範囲内に制御されていれば、ベイニティックフェライト主体の組織を得やすくなる。しかしこれらの元素を過剰に含有させると、鋼板中に炭化物や窒化物、或いは炭窒化物を生成したり、硬質の第２相を生成してプレス加工性（特に、形状凍結性）が悪くなる。また、Ｂについては、過剰に含有させても効果が飽和する。
Ｃｕ量は、０．５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．３％以下、更に好ましくは０．１％以下である。上記効果を有効に発揮させるＣｕ量の下限は、例えば、０．０３％である。
Ｎｉ量は、０．５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．３％以下、更に好ましくは０．２％以下である。上記効果を有効に発揮させるＮｉ量の下限は、例えば、０．０３％である。
Ｃｒ量は、０．８％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．６％以下である。上記効果を有効に発揮させるＣｒ量の下限は、例えば、０．１％である。
Ｍｏ量は、０．５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．３％以下、更に好ましくは０．１％以下である。上記効果を有効に発揮させるＭｏ量の下限は、例えば、０．０１％である。
Ｎｂ量は、０．１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以下である。上記効果を有効に発揮させるＮｂ量の下限は、例えば、０．００５％である。
Ｖ量は、０．１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以下である。上記効果を有効に発揮させるＶ量の下限は、例えば、０．００５％である。
Ｂ量は、０．００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００３％以下である。上記効果を有効に発揮させるＢ量の下限は、例えば、０．０００５％である。
上記Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｂは、夫々単独で、或いは任意に選ばれる２種以上を組み合わせて含有してもよい。
（ｂ）Ｃａは、鋼板中に不可避的に生成する硫化物系介在物（例えば、ＭｎＳなど）の形態を微細化し、プレス加工性（特に、穴拡げ性）を改善する元素である。しかし過剰に含有させてもその効果は飽和するし、コスト高となる。従ってＣａ量は０．００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００３％以下である。上記効果を有効に発揮させるＣａ量の下限は、例えば、０．０００５％である。
本発明の熱延鋼板は、更に他の元素として、Ｍｇ，Ｓｎ，Ｚｎ，Ｚｒ，Ｗ，Ａｓ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ｃｓ，Ｒｂ，Ｃｏ，Ｌａ，Ｔｌ，Ｎｄ，Ｙ，Ｉｎ，Ｂｅ，Ｈｆ，Ｔｃを合計で０．１％以下の範囲で含有してもよい。上記範囲内であれば、本発明の効果は損なわれず、上記範囲内でその含有量を適切に制御することにより加工性や耐遅れ破壊性が改善される場合がある。
次に、本発明の熱延鋼板を製造する方法について説明する。本発明の熱延鋼板は、上記成分組成を満足する１１００℃以上の鋼片を、仕上げ温度をＡｒ3変態点以上として熱間圧延することで製造できる。
１１００℃以上の鋼片を熱間圧延工程に供することで、鋼片中のＴｉを再固溶させて、鋼片の組織をベイニティックフェライト主体にできる。鋼片の温度は、Ｔｉを確実に固溶させるために、できるだけ高い方がよく、好ましくは１２００℃以上とする。但し、鋼片の温度を高くし過ぎると、鋼片の表面にスケールが厚く生成し、スケールオフ量が多くなり、歩留まりが低下する。従って鋼片の温度の上限は、１４００℃程度とするのがよい。
上記成分組成を満足する鋼片は、１１００℃未満に冷却されたものを１１００℃以上に再加熱してもよいし、鋳造直後における１１００℃以上の鋼片をそのまま熱間圧延工程に供してもよい。
熱間圧延は、常法に従って行なえばよく、粗圧延を行なった後に、仕上げ圧延を行なうが、仕上げ圧延は、Ａｒ3変態点以上の温度域で終了する必要がある。仕上げ圧延終了温度が、Ａｒ3変態点を下回ると、加工を受けた延性の低いポリゴナルフェライトが混入してしまい、鋼板の組織をベイニティックフェライト主体にすることができない。仕上げ圧延終了温度の上限は特に限定されないが、温度を高くし過ぎると、スケール疵が発生する可能性があるため、９５０℃以下とすることが望ましい。
仕上げ圧延を終了した後は、仕上げ圧延終了温度から巻き取り温度までの平均冷却速度を５０℃／秒以上として冷却し、６００〜３００℃で巻き取ればよい。
仕上げ圧延を終了した後は、後述する巻き取り温度まで冷却するが、仕上げ圧延終了温度から巻き取り温度までの平均冷却速度は、５０℃／秒以上とする必要がある。平均冷却速度が５０℃／秒未満では、組織がベイニティックフェライト主体にならない。平均冷却速度は、好ましくは７０℃／秒以上とする。平均冷却速度の上限は特に限定されないが、実操業では、おおよそ１２０℃／秒程度である。
巻き取り温度が、６００℃を超えると、ポリゴナルフェライトやパーライトなどの組織が生成し、組織がベイニティックフェライト主体にならない。従って巻き取り温度は６００℃以下とし、好ましくは５００℃以下とする。しかし巻き取り温度が低過ぎると、ミクロ組織中の転位密度が高くなり過ぎて、伸びが悪くなる。従って巻き取り温度は、３００℃以上とし、好ましくは４００℃以上とする。
本発明の熱延鋼板は、今後ニーズが高まるとみられる引張強度が９８０ＭＰａ級以上の高強度でありながら、プレス加工性のうち、特に穴拡げ性（伸びフランジ性）や曲げ性といった局部変形加工性、ならびに形状凍結性に優れている。そのため本発明の熱延鋼板は、例えば自動車用のメンバーやバンパー、ピラーなどの補強用素材として好適に用いることができる。
本発明の熱延鋼板は、熱間圧延ままはもちろんのこと、表面に表面処理（例えば、亜鉛メッキ等）が施されていても同様の効果を有するため、このような表面処理が施された鋼板も本発明の範囲に包含される。
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
下記表１に示す化学成分を含む鋼（残部は、鉄および不可避不純物）を真空溶解法により溶製して鋳造し、鋳片を得た。本実施例では、Ａｒ3変態点は、熱サイクル試験機を用い、鋳片から切り出して円柱状に成形した試験片をオーステナイト単相となる温度まで加熱した後、円柱の断面に対して垂直方向に、円柱状試験片の高さが元の高さに対して５０％となるように圧縮加工し、次いで冷却し、ポリゴナルフェライト変態させたときの体積変化を測定することによって算出した。この方法によって得られるＡｒ3変態点は、鋼の成分や試験片の加熱速度、圧縮加工量、圧縮加工時の歪速度、試験片の冷却速度などの条件によって変動し得るが、変動幅を最大限で見積もっても下記表１に示した鋼のＡｒ3変態点は、おおむね、６００〜８５０℃程度である。
次に、鋳造して得られた鋼片を下記表２に示すスラブ加熱温度（ＳＲＴ）に加熱した後、熱間圧延し、下記表２に示す巻き取り温度（ＣＴ）で巻き取って熱延鋼板（板厚は３ｍｍ）を得た。熱間圧延時の仕上げ圧延温度（ＦＤＴ）と、仕上げ圧延温度（ＦＤＴ）から巻き取り温度（ＣＴ）までの平均冷却速度（ＣＲ）を下記表２に示す。なお、本実施例では、全ての鋼片をＡｒ3変態点以上の温度域で仕上げ圧延を終了した。
得られた熱延鋼板の金属組織を次の手順で観察した。
［金属組織］
熱延鋼板の板厚方向断面をレペラー腐食し、ベイニティックフェライトと他の組織（特に、マルテンサイトとベイナイト）とを区別できるようにした。次いで、光学顕微鏡を用いて組織観察した。観察倍率は、１０００倍とした。次に、ＮＩＲＥＣＯ社製の画像解析装置「ＬＵＺＥＸ−Ｆ（装置名）」を用いてベイニティックフェライトと他の相（マルテンサイト相とベイナイト相）の面積率を夫々算出した。各組織の面積率を下記表２に示す。ベイニティックフェライト（ＢＦ）とマルテンサイト（Ｍ）とベイナイト（Ｂ）以外の残部組織は、ポリゴナルフェライトかパーライトであった。
下記表２のＮｏ．２（本発明例）を光学顕微鏡で観察して撮影した顕微鏡写真（図面代用写真）を図１に示す。図１では、灰色の部分がベイニティックフェライトで、白い部分がマルテンサイト組織である。なお、図１では、ベイナイト組織は生成していない。
次に、得られた熱延鋼板の機械的特性として、引張強度、降伏強度、伸び、降伏比、穴拡げ率、最小曲げ半径を下記手順で夫々測定した。なお、機械的特性の測定には、上記熱延鋼板の表層に形成されているスケールを除去するために、熱延鋼板のおもて面とうら面を機械研削して板厚を２ｍｍとした鋼板を用いた。
［引張強度、降伏強度、伸び、降伏比］
機械研削後の熱延鋼板（板厚２ｍｍ）から、ＪＩＳ ５号引張試験片を切り出し、島津社製の引張試験機「ＡＧ−１００（装置名）」を用いて引張試験を行なった。引張試験では、引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、伸び率（Ｅｌ）を夫々測定した。測定結果を下記表３に示す。本発明では、ＴＳが９８０ＭＰａ以上を合格とする。
また、プレス加工性のうち、形状凍結性を評価するために、ＴＳとＹＳから降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）の割合［ＹＲ＝（ＹＳ／ＴＳ）×１００］を算出した。算出結果を下記表３に示す。本発明では、ＹＲが８０％以下を合格とする。
［穴拡げ率］
プレス加工性のうち、穴拡げ性を評価するために、次の手順で穴拡げ率（λ；単位は％）を算出した。機械研削後の熱延鋼板に、初期穴径（ｄ1）として直径１０ｍｍの打抜き穴を空け、該打抜き穴を頂角６０°の円錐ポンチを用いて拡げた。打抜き穴部分に生じたクラックが板厚を貫通した時の穴径（ｄ2）を測定し、下記（３）式から穴拡げ率を算出した。算出結果を下記表３に示す。本発明では、λが７０％以上を合格とする。
穴拡げ率（λ）＝［（ｄ2−ｄ1）／ｄ1］×１００ ・・・（３）
［最小曲げ半径］
プレス加工性のうち、曲げ性を評価するために、次の手順で最小曲げ半径（単位はｍｍ）を測定した。板厚が２．０ｍｍとなるように熱延鋼板の両面を機械研削した後、幅２０ｍｍの短冊状の試験片を、圧延方向と垂直な方向（Ｃ方向）を長手方向として切り出し、先端部に所定の曲率を持つＶ字断面（角度９０°）のポンチとダイスを用いて短冊状試験片を折り曲げた。折り曲げたときのクラック発生の有無を目視で観察し、クラックが発生しない曲げ半径の最小値を測定した。測定結果を下記表３に示す。本発明では、最小曲げ半径が２．０ｍｍ以下を合格とする。
表３から次のように考察できる。Ｎｏ．１，２，１３，１４，１６〜２７，２９，３３は、製造条件、鋼板の成分組成および組織が、本発明の要件を満足する例であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度化と良好なプレス加工性を両立できている。
Ｎｏ．３〜５は、巻き取り温度が本発明で規定する範囲から外れているため、組織がベイニティックフェライト主体になっていない。そのため所望の機械的特性が得られていない。
Ｎｏ．６〜９は、Ｃ量が本発明で規定する範囲を超えており、Ｙ値も本発明で規定する範囲を超えているため、マルテンサイトやベイナイトが生成し、鋼板の組織がベイニティックフェライト主体にならない。そのためＮｏ．６〜９は、いずれも最小曲げ半径が大きくなり、曲げ性が悪くなっている。
Ｎｏ．１２は、Ｃ量のみが本発明で規定する範囲を超えている例であり、マルテンサイトが多く生成し、鋼板の組織がベイニティックフェライト主体にならない。そのためλが小さくなり、穴拡げ性が悪い。また、最小曲げ半径も大きくなっており、曲げ性も悪い。
Ｎｏ．１０とＮｏ．１１は、Ｍｎ量が本発明で規定する範囲を下回るため、ポリゴナルフェライトが多く生成し、組織がベイニティックフェライト主体にならない。その結果、ＴＳ不足になっている。特に、Ｎｏ．１１は、Ｚ値が本発明で規定する範囲を超えていることもＴＳ低下の原因になっている。
Ｎｏ．１５とＮｏ．３１は、Ｚ値が本発明で規定する範囲を下回る例である。このうちＮｏ．１５は、ＳｉとＭｎの含有バランスが悪く、マルテンサイトが多く生成しているため、λが小さくなり、最小曲げ半径も大きくなっている。従ってプレス加工性のうち、特に穴拡げ性と曲げ性が悪くなっている。一方、Ｎｏ．３１は、Ｓｉ量が少ないため、ＴＳ不足になっている。
Ｎｏ．２８は、Ｃ量が本発明で規定する範囲を下回っているため、ポリゴナルフェライトが生成してベイニティックフェライトが充分に生成せず、ＴＳが低くなっている。
Ｎｏ．３０は、Ｓｉ量が本発明で規定する範囲を超えているため、マルテンサイトやポリゴナルフェライトが多く生成し、ベイニティックフェライトが充分に得られない。従ってλが小さくなり、穴拡げ性が悪い。また、最小曲げ半径が大きく、曲げ性も悪い。
Ｎｏ．３１は、Ｓｉ量が本発明で規定する範囲を下回るため、Ｓｉによる固溶強化が不足し、ＴＳが低くなっている。また、本発明の（２）式で規定するＳｉとＭｎのバランスが悪く、マルテンサイトが多く生成している。そのためλが小さくなり、穴拡げ性が悪い。
Ｎｏ．３２は、Ｍｎ量が本発明で規定する範囲を超えているため、マルテンサイトとベイナイトが多く生成している。その結果、λが小さくなり、穴拡げ性が悪くなっている。また、最小曲げ半径が大きくなっており、曲げ性も悪い。
Ｎｏ．３４は、Ｔｉ量が本発明で規定する範囲を超えているため、固溶Ｔｉ量が過剰となり、またマルテンサイトが多く生成し、λが小さく、最小曲げ半径は大きくなっている。そのためプレス加工性のうち、穴拡げ性と曲げ性が悪くなっている。
図１は、表２のＮｏ．２を光学顕微鏡で観察して撮影した写真（図面代用写真）である。

Claims (4)

  1. Ｃ ：０．０１０〜０．０５％（化学成分の場合は質量％を示す。以下同じ）、
    Ｓｉ：０．５〜２．５％、
    Ｍｎ：２．５〜３．５％、
    Ａｌ：０．０１〜０．１％、
    Ｔｉ：０．３０％以下（０％を含まない）、
    Ｎ ：０．００８％以下（０％を含まない）、および
    Ｓ ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有し、
    残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板であり、
    前記Ｃ、Ｔｉ、Ｎ、Ｓの含有量は下記（１）式を満たし、且つ
    前記ＳｉとＭｎの含有量は下記（２）式を満たし、
    該鋼板の組織は、観察視野面積に対して、
    ベイニティックフェライトが９０面積％以上を占めており、
    マルテンサイトは５面積％以下（０面積％を含む）で、
    ベイナイトは５面積％以下（０面積％を含む）であることを特徴とするプレス加工性に優れた高強度熱延鋼板。
    ［Ｃ］−｛［Ｔｉ］−（４８／１４）×［Ｎ］−（４８／３２）×［Ｓ］｝／４≦０．０１ ・・・（１）
    ０．２０≦（［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）≦０．８５ ・・・（２）
    但し、上記（１）式と上記（２）式において、［ ］は各元素の含有量（質量％）を示す。
  2. 前記鋼板が、更に他の元素として、
    Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）、
    Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、
    Ｃｒ：０．８％以下（０％を含まない）、
    Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、
    Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、
    Ｖ ：０．１％以下（０％を含まない）、および
    Ｂ ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有するものである請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 前記鋼板が、更に他の元素として、
    Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の熱延鋼板。
  4. 請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を満足する１１００℃以上の鋼片を、仕上げ温度をＡｒ3変態点以上として熱間圧延し、次いで仕上げ温度から巻き取り温度までの平均冷却速度を５０℃／秒以上として冷却し、６００〜３００℃で巻き取ることを特徴とするプレス加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
JP2008064645A 2007-03-15 2008-03-13 プレス加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 Expired - Fee Related JP5172403B2 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2008064645A JP5172403B2 (ja) 2007-03-15 2008-03-13 プレス加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2007067034 2007-03-15
JP2007067034 2007-03-15
JP2008064645A JP5172403B2 (ja) 2007-03-15 2008-03-13 プレス加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2008255484A JP2008255484A (ja) 2008-10-23
JP5172403B2 true JP5172403B2 (ja) 2013-03-27

Family

ID=39328160

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2008064645A Expired - Fee Related JP5172403B2 (ja) 2007-03-15 2008-03-13 プレス加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法

Country Status (5)

Country Link
US (1) US8052808B2 (ja)
JP (1) JP5172403B2 (ja)
KR (1) KR100987877B1 (ja)
CN (1) CN101265553B (ja)
GB (1) GB2448114B (ja)

Families Citing this family (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4901623B2 (ja) * 2007-07-20 2012-03-21 新日本製鐵株式会社 打ち抜き穴広げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5370016B2 (ja) * 2008-09-11 2013-12-18 新日鐵住金株式会社 穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP5740847B2 (ja) 2009-06-26 2015-07-01 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5029748B2 (ja) * 2010-09-17 2012-09-19 Ｊｆｅスチール株式会社 靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2014148001A1 (ja) * 2013-03-19 2014-09-25 Ｊｆｅスチール株式会社 ７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板
ES2759051T3 (es) 2013-05-21 2020-05-07 Nippon Steel Corp Chapa de acero laminada en caliente y método de fabricación de la misma
KR101510527B1 (ko) * 2013-08-06 2015-04-08 주식회사 포스코 고성형성 및 고강도 열연강판 및 그 제조방법
CN106103749A (zh) * 2014-01-24 2016-11-09 罗奇钢铁公司 热轧超高强度钢带产品
US10301697B2 (en) 2015-11-19 2019-05-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High strength hot rolled steel sheet and manufacturing method thereof
CN106119702B (zh) * 2016-06-21 2018-10-02 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法
KR101879082B1 (ko) * 2016-12-21 2018-07-16 주식회사 포스코 저항복비형 초고강도 강재 및 그 제조방법
JP6465266B1 (ja) 2017-07-07 2019-02-06 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
CN112513308A (zh) * 2018-07-31 2021-03-16 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧镀覆钢板
MX2021008992A (es) 2019-03-26 2021-09-10 Nippon Steel Corp Lamina de acero, metodo para fabricar la misma y lamina de acero enchapada.
US20230045924A1 (en) * 2019-12-20 2023-02-16 Tata Steel Ijmuiden B.V. Hot rolled high strength steel strip having high hole expansion ratio
EP3926064B1 (en) * 2020-06-16 2022-08-24 SSAB Technology AB High strength strip steel product and method of manufacturing the same
KR102391651B1 (ko) 2020-09-22 2022-04-29 주식회사 포스코 충돌성능이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
US20230295761A1 (en) * 2020-09-30 2023-09-21 Nippon Steel Corporation Steel sheet and steel sheet manufacturing method
KR20230023097A (ko) 2021-08-09 2023-02-17 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법
KR20240011284A (ko) * 2022-07-18 2024-01-26 주식회사 포스코 전단성 및 플렌지부 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR20240098492A (ko) 2022-12-21 2024-06-28 주식회사 포스코 성형성이 우수한 초고강도 열연 강판 및 그 제조방법
CN116397172A (zh) * 2023-04-20 2023-07-07 燕山大学 一种耐原油沉积水腐蚀的储罐钢板及制造方法
CN116426844A (zh) * 2023-04-20 2023-07-14 燕山大学 一种存储高氯强酸原油的容器钢板及制造方法
CN116397173A (zh) * 2023-04-20 2023-07-07 燕山大学 一种高酸高氯原油储罐用耐蚀钢板及制造方法
CN116426843A (zh) * 2023-04-20 2023-07-14 燕山大学 一种耐腐蚀的原油储罐钢板及制造方法

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5723025A (en) 1980-07-14 1982-02-06 Sumitomo Metal Ind Ltd Manufacture of hot-rolled high tensile steel plate having excellent local ductility
JPH06264184A (ja) 1993-03-11 1994-09-20 Nippon Steel Corp 成形性と溶接性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法
JPH0748648A (ja) 1993-06-03 1995-02-21 Nippon Steel Corp 高強度熱延鋼板とその製造方法
JP3602350B2 (ja) 1998-11-06 2004-12-15 株式会社神戸製鋼所 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2001020030A (ja) * 1999-07-02 2001-01-23 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板
JP2001226741A (ja) 2000-02-15 2001-08-21 Kawasaki Steel Corp 伸びフランジ加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP3545696B2 (ja) 2000-03-30 2004-07-21 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP3545697B2 (ja) 2000-05-02 2004-07-21 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP4205893B2 (ja) 2002-05-23 2009-01-07 新日本製鐵株式会社 プレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP4313591B2 (ja) * 2003-03-24 2009-08-12 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP3970801B2 (ja) 2003-04-25 2007-09-05 株式会社神戸製鋼所 高強度高靭性鋼板
JP4317419B2 (ja) * 2003-10-17 2009-08-19 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板
KR100853328B1 (ko) 2003-10-17 2008-08-21 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 구멍 확장성과 연성이 우수한 고강도 박강판
JP4291711B2 (ja) 2004-03-03 2009-07-08 新日本製鐵株式会社 焼付け硬化性を有する高バーリング熱延鋼板およびその製造方法
JP4279231B2 (ja) * 2004-10-22 2009-06-17 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼材
JP4424185B2 (ja) 2004-12-08 2010-03-03 住友金属工業株式会社 熱延鋼板とその製造方法
WO2006103991A1 (ja) 2005-03-28 2006-10-05 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho 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
JP4088316B2 (ja) 2006-03-24 2008-05-21 株式会社神戸製鋼所 複合成形性に優れた高強度熱延鋼板

Also Published As

Publication number Publication date
GB2448114B (en) 2010-05-12
GB2448114A (en) 2008-10-08
US8052808B2 (en) 2011-11-08
US20080223491A1 (en) 2008-09-18
JP2008255484A (ja) 2008-10-23
CN101265553B (zh) 2011-01-19
CN101265553A (zh) 2008-09-17
KR20080084667A (ko) 2008-09-19
KR100987877B1 (ko) 2010-10-13
GB0804796D0 (en) 2008-04-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5172403B2 (ja) プレス加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
US10435762B2 (en) High-yield-ratio high-strength cold-rolled steel sheet and method of producing the same
CN109072381B (zh) 高强度钢板及其制造方法
US10156005B2 (en) High-yield-ratio, high-strength cold rolled steel sheet and production method therefor
KR102000854B1 (ko) 고강도 냉연 강판 및 그 제조방법
KR101621639B1 (ko) 강판, 도금 강판 및 그들의 제조 방법
KR100368529B1 (ko) 성형성이 우수한 고강도 열연강판
EP2847362B1 (en) Automotive chassis part made from high strength formable hot rolled steel sheet
JP5858174B2 (ja) 低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR101987573B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
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
KR101626233B1 (ko) 고항복비 고강도 냉연 강판과 그 제조 방법
KR20100092503A (ko) 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
CN108350536B (zh) 高强度热轧钢板及其制造方法
JP2007154283A (ja) 成形性および形状凍結性に優れる高強度鋼板
KR20130121940A (ko) 가공성이 우수한 고항복비를 갖는 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
KR20170043631A (ko) 열연 강판
KR20190028488A (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20210105419A (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
EP3964600A1 (en) Ultra-high strength steel sheet having excellent shear workability and method for manufacturing same
US20230357874A1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet, hot-dipped galvanized steel sheet, alloyed hot-dipped galvanized steel sheet, and methods for producing of these
KR101674283B1 (ko) 신장과 신장 플랜지성이 우수한 저항복비 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP7168137B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5246283B2 (ja) 伸びと伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4848586B2 (ja) 微細組織を有する加工用高張力熱延鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20110204

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20121114

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: 20121127

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20121226

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 5172403

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

LAPS Cancellation because of no payment of annual fees