JP6064059B2 - ７００ＭＰａ級の高強度熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼およびその製造方法 - Google Patents

７００ＭＰａ級の高強度熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼およびその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、耐摩耗性鋼の分野に属しており、７００ＭＰａ以上の降伏強度、１３００ＭＰａ以上の引張強度、および１０％を超える展伸度を有する７００ＭＰａ級の高強度熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼におよびその製造方法に関する。
過去１０年間に、高強度鋼の分野において、Ｑ＆Ｐ鋼（Quench and Partitioning steel）が最もよく研究されている。その主な目的は、鋼の強度および鋼の可塑性を同時に向上させ、すなわち鋼の強度と可塑性との積を向上させることである。現在、自動車用鋼の分野において、Ｑ＆Ｐ鋼が第三世代の先進的な高強度鋼の中で重要な新型鋼であることは、一般的に認識されている。
Ｑ＆Ｐ鋼の主な製造工程は、鋼を全オーステナイト領域または部分オーステナイト領域に加熱して、一定時間の均質化処理を実施した後、特定量の残留オーステナイトを有するマルテンサイトと残留オーステナイトとの組織を得るために、ＭＳとＭＦとの間（Ｍｓは、マルテンサイト変態の開始温度を示し、ＭＦは、マルテンサイト変態の終了温度を示す）の特定温度に急速焼入れし、その後、炭素原子が過飽和マルテンサイトから残留オーステナイトへ拡散し、残留オーステナイトを安定させるために、急冷停止温度または急冷停止温度よりもやや高い温度で一定時間に保温し、その後、室温に焼入れすることを含む。
Ｑ＆Ｐ鋼の初期研究および応用は、主に、自動車産業からの高強度および高可塑性の鋼需要に着目した。Ｑ＆Ｐ鋼の製造工程から分かることは、Ｑ＆Ｐ鋼の製造ラインが複雑であることである。すなわち、鋼板に第１次焼入れを実施した後、特定温度に急速に昇温し、一定時間に保温する必要がある。この２つのＱ＆Ｐ製造ステップは、熱間圧延製造工程によって実施することが困難であるが、熱間圧延によって高強度鋼を製造するために良い参考となる。熱間圧延中、一段階Ｑ＆Ｐ工程、すなわち、仕上げ圧延の後、Ｑ＆Ｐ鋼を製造ライン上でＭｓ以下の特定温度に急冷してから巻取る工程を採用することができる。Ｑ＆Ｐ鋼の代表的な組織は、マルテンサイトと一定量の残留オーステナイトであるため、高強度および高可塑性を有する。
中国特許ＣＮ１０２２２６２４８Ａは、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ系熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼を開示しているが、合金成分の設計に関しては、微量Ｔｉ処理を実施していない。中国特許ＣＮ１０１７７５４７０Ａは、多相Ｑ＆Ｐ鋼の製造工程を開示しているが、この製造工程は、実際に二段階の方法を用いてＱ＆Ｐ鋼を製造する工程である。中国特許ＣＮ１０１４８７０９６Ａは、二段階の熱処理法を用いてＣ−Ｍｎ−Ａｌ系Ｑ＆Ｐ鋼の製造を開示しているが、得られた鋼は、高展伸度を有するが、強度が比較的に低い。
上記の特許に採用された熱処理方法は、２相領域で加熱することによって、フェライトの体積百分率を比較的に容易に制御することができる。しかしながら、連続熱間圧延において、加熱温度が通常全オーステナイト領域にありかつ仕上温度が一般的に７８０℃以上に対し、フェライトの析出開始温度が一般的に７００℃未満である。したがって、実際の熱間圧延において、仕上圧延温度を低下させることによって一定量のフェライトを得ることは、実現困難である。
本発明の目的は、７００ＭＰａ級の高強度熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼およびその製造方法を提供することにある。本発明の鋼は、一定量のフェライト、マルテンサイトおよび一定量の残留オーステナイトを含む組織であり、優れた総合的な性能を有する。本発明の鋼は、７００ＭＰａ以上の降伏強度、１３００ＭＰａ以上の引張強度、および１０％を超える展伸度を有し、かつ合金鋼のコストが大幅に低減される。よって、本発明の鋼は、良好な変形性および適度の耐摩耗性が必要とされる分野に適用することができる。
本発明の設計思想は、以下の通りである。
本発明は、合理的な成分設計を用いて、Ｃ−Ｍｎ鋼の共通成分に基づき、Ｓｉの含有量を増加するにことによってセメンタイトの析出を抑制し、微量Ｔｉ処理を実施することによってオーステナイト結晶粒子を細分化し、かつＡｌの含有量を増加することによって空冷工程中のオーステナイト変態動力学を加速するとともに、連続熱間圧延工程と段階冷却工程とを組み合わせることによって、初析フェライトとマルテンサイトと残留オーステナイトとを含む組織を得る。本発明は、異なる３相の相対含量を制御することによって、７００ＭＰａ以上の降伏強度、１３００ＭＰａ以上の引張強度、および１０％を超える展伸度を有する高強度熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼を得ることができた。
具体的に、本発明の技術的解決策は、７００ＭＰａ級の高強度熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼であって、化学成分の重量百分率で、Ｃ：０．１５％〜０．４０％、Ｓｉ：１．０％〜２．０％、Ｍｎ：１．５％〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．３％〜１．０％、Ｎ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．００５％〜０．０１５％、および残部としてのＦｅおよび不可避不純物を含み、熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼は、７００ＭＰａ以上の降伏強度、１３００ＭＰａ以上の引張強度、および１０％を超える展伸度を有する。
好ましくは、熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼は、Ｓｉ：１．３〜１．７ｗｔ％、Ｍｎ：１．８〜２．５ｗｔ％、Ｎ：０．００４ｗｔ％以下、Ｔｉ：０．００８〜０．０１２ｗｔ％、およびＯ：３０ｐｐｍ以下の化学成分を含む。
本発明に係る７００ＭＰａ級の高強度熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼の化学成分の役割およびその含量の制御は、以下の通りである。
Ｃについて、炭素は、鋼の中で最も基本的な元素であり、本発明の７００ＭＰａ級の高強度熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼の中で最も重要な元素の１つである。炭素は、鋼中の格子間原子として働き、鋼の強度を向上させることに非常に重要な役割を果たしており、降伏強度および引張強度に最も大きな影響を与える。一般には、鋼の強度が高くなると、その展伸度が低くなる。本発明は、１０００ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度鋼板を提供するために、鋼中の炭素の含有量を一般的に０．１５％以上にする。その理由は、炭素の含有量が低すぎると、鋼板を焼入れして巻取った後、徐冷工程の間において、炭素原子が過飽和マルテンサイトから残留オーステナイトへ充分に拡散することができず、残留オーステナイトの安定性に影響を及ぼす。一方、鋼中の炭素の含有量が高すぎてはならない。たとえば、炭素の含有量が０．４％よりも高い場合に、鋼の高強度を確保することができるが、本発明の目的が一定量の初析フェライトとマルテンサイトと残留オーステナイトを含む組織を得ることであるため、初析フェライトの析出は、必然的に、まだ形質転換されていない一部のオーステナイトが炭素に富むことを引起してしまう。この部分のオーステナイトを焼入れした後、得られた炭素に富むマルテンサイトの展伸度が低くなり過ぎ、製品の鋼板の展伸度も低くなる。したがって、鋼板にバランスの良い強度および可塑性を与えるために、鋼中の炭素の含有量を０．１５〜０．４ｗｔ％になるように適切に制御すべきである。
Ｓｉについて、シリコンは、鋼の中で最も基本的な元素であり、本発明の鋼の中で最も重要な元素の１つである。従来の熱間圧延高強度鋼と比較すると、現行の高強度熱間圧延鋼は、基本的に高Ｓｉ成分の設計原則に基づいている。Ｃ、ＳｉおよびＭｎ以外、他の合金元素を全く添加しないまたはごくわずかに添加する。Ｓｉは、特定の温度範囲においてセメンタイトの析出を抑制することができるが、ε炭化物に対する抑制作用が限られている。Ｓｉは、セメンタイトの析出を抑制することによって、炭素原子を過飽和マルテンサイトから残留オーステナイトへ拡散させ、残留オーステナイトを安定させる。比較的に高含有量でＡｌおよびＰを添加することは、セメンタイトの析出を抑制することができるが、高含有量のＡｌは、溶融鋼を粘稠にし、連続鋳造において進水口を塞ぐ可能性が高くなり、鋼の鋳造効率を低下する。高含有量のＰは、粒界脆化を招く傾向があり、鋼板の衝撃靭性を非常に低くする。したがって、現在では、高含有量のＳｉの成分設計は、今もなお最も重要な熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼の成分設計原則の１つである。Ｓｉの含有量は、一般的に１．０ｗｔ％以上である。さもなければ、セメンタイトの析出を抑制するすることができない。また、Ｓｉの含有量は、２．０ｗｔ％を超えではならない。さもなければ、鋼板を溶接するときに、熱によってクラックが生じ易くなり、鋼板の応用が難しくなる。したがって、本発明の鋼中のＳｉの含有量は、一般的には１．０〜２．０ｗｔ％の間に制御され、好ましくは１．３〜１．７ｗｔ％の間に制御される。
Ｍｎについて、マンガンは、鋼の中で最も基本的な元素であり、本発明の鋼の中で最も重要な元素の１つである。周知のように、Ｍｎは、オーステナイト相領域を拡大するための重要な元素であり、鋼の臨界急冷速度を低下し、オーステナイトを安定化させ、結晶粒子を微細化し、オーステナイトからパーライトへの形質転換を遅らせることができる。本発明は、鋼板の強度を確保するために、Ｍｎの含有量を一般的に１．５ｗｔ％以上に制御する。Ｍｎの含有量が低すぎると、段階冷却のうちの第１段階空冷の間に、過冷却されたオーステナイトが不安定になり、パーライト組織に転換され易くなる。一方、Ｍｎの含有量が３．０ｗｔ％を超えてはならない。さもなければ、製鋼工程において、Ｍｎが偏析し易くなり、また、連続鋳造時にスラブが熱によって割れ易くなり、製造効率の向上に好ましくない。したがって、本発明の鋼中のＭｎの含有量は、一般的に１．５〜３．０ｗｔ％の間に制御され、好ましくは１．８〜２．５ｗｔ％の間に制御される。
Ｐについて、リンは、鋼中の不純物元素である。Ｐは、結晶粒子の周囲に非常に偏析し易い。鋼中のＰの含有量が高すぎる（０．１ｗｔ％以上）と、Ｆｅ２Ｐとして粒子の周囲に析出され、鋼の可塑性および靭性を低下する。よって、Ｐの含有量をできる限りに低くした方が好適である。一般的には、製鋼コストを増加しないように、Ｐの含有量は、０．０１５ｗｔ％以下に制御される。
Ｓについて、硫黄は、鋼中の不純物元素である。通常、鋼中のＳは、Ｍｎと結合し、包有物としてのＭｎＳを形成する。特に、ＳおよびＭｎの両方がともに高い場合に、より多くのＭｎＳが鋼中に形成される。ＭｎＳ自身がある程度の可塑性を有するため、圧延時に圧延方向に沿って変形し、鋼板の横方向の引張性能を低下する。したがって、本発明において、Ｓの含有量をできる限りに低くした方が好適である。実際の製造において、Ｓの含有量は、一般的に０．００５ｗｔ％以下に制御される。
Ａｌについて、アルミニウムは、本発明の鋼の中で最も重要な元素の１つである。Ａｌの基本的な役割は、製鋼工程で脱酸素することである。また、Ａｌは、鋼中のＮと結合してＡｌＮを形成し、結晶粒子を微細化することができる。上記の役割の他に、本発明において、比較的に多くのＡｌを添加する主な目的は、段階冷却工程中の空冷段階でオーステナイトからフェライトへの形質転換の動力学を加速し、Ｓｉとともにセメンタイトの析出を抑制することによって、より多くの準安定残留オーステナイトを得ることである。鋼中のＡｌの含有量が０．３ｗｔ％未満である場合、フェライトが空冷の数秒間に完全に析出することができない。鋼中のＡｌの含有量が１．０ｗｔ％を超える場合、溶融鋼が非常に粘稠になり、連続鋳造において進水口を塞ぐ可能性が高くなり、鋼の鋳造効率を低下する。したがって、本発明の鋼中のＡｌの含有量を適切な範囲に、たとえば０．３〜１．０ｗｔ％に制御する必要がある。
Ｎについて、窒素は、本発明の鋼中の不純物元素である。その含有量をできる限りに低くした方が好適である。また、Ｎは、鋼の不可避元素であり、一般的に、鋼中の残留Ｎの含有量が０．００２〜０．００４ｗｔ％である。これらの固溶されたまたは遊離しているＮは、酸可溶性のＡｌと結合することによって、固定される。製鋼コストを増加しないように、Ｎの含有量を０．００６ｗｔ％以下、好ましくは０．００４ｗｔ％未満に制御することができる。
Ｔｉについて、チタンの添加量は、鋼中に添加された窒素の量に対応する。鋼中のＴｉおよびＮの含有量を低い範囲に制御すると、熱間圧延の時に、大量のＴｉＮ微細粒子を鋼中に分散させることができる。すべてのＴｉをＴｉＮに形成するように、鋼中のＴｉ／Ｎの比率を３．４２以下に制御する必要がある。優れた高温安定性を有するナノ級の微細ＴｉＮ粒子は、圧延時にオーステナイト結晶粒子を微細化することができる。Ｔｉ／Ｎの比率が３．４２を超える場合、比較的に粗いＴｉＮ粒子が鋼中で形成し易くなり、粗いＴｉＮ粒子が鋼板に亀裂を引起し、鋼板の衝撃靭性に悪影響を及ぼす。一方、Ｔｉの含有量が低すぎると、形成されたＴｉＮの量が足りず、オーステナイト結晶粒子を微細化することができなくなる。したがって、本発明の鋼中のＴｉの含有量を適切な範囲に、たとえば０．００５〜０．０１５ｗｔ％の間に、好ましくは０．００８〜０．０１２ｗｔ％の間に制御すべきである。
Ｏについて、酸素は、製鋼に不可避の元素である。本発明に対して、鋼中のＯの含有量は、Ａｌによる脱酸素の後、一般的に３０ｐｐｍ以下になり、鋼に明らかな悪影響を与えない。したがって、本発明の鋼中のＯの含有量を３０ｐｐｍ以下に制御さればよい。
本発明の７００ＭＰａ級の高強度熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼の製造方法は、具体的には、以下の工程、すなわち、
１）製錬、二次精錬および鋳造工程を含み、
この工程において、化学成分の重量百分率で、Ｃ：０．１５％〜０．４０％、Ｓｉ：１．０％〜２．０％、Ｍｎ：１．５％〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．３％〜１．０％、Ｎ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．００５％〜０．０１５％、および残部としてのＦｅおよび不可避不純物を含む成分を転換炉または電気炉で製錬し、真空炉で二次精錬してから、鋳造することによって、鋳造スラブまたは鋳造インゴットを形成する。
２）加熱および熱間圧延工程を含み、
この工程において、工程１）で得られた鋳造スラブまたは鋳造インゴットを１１００〜１２００℃に加熱しかつ１〜２時間を保温し、１０００〜１１００℃の圧延開始温度で累計変形量が５０％以上になるように複数回の圧延を実施し、その後、中間スラブの温度が９００〜９５０℃に低下した後、累積変形量が７０％以上になるように３〜５回の圧延を実施する。熱間圧延工程は、図２に示されている。上記の複数回の圧延は、５〜７回の圧延である。
３）段階冷却工程を含み、
この工程において、８００〜９００℃の温度を有する熱間圧延した帯鋼を５０℃／ｓを超える冷却速度で５００〜６００℃に急速水冷し、その後５〜１０秒間空冷し、さらに５０℃／ｓを超える冷却速度で１００〜３００℃の間の温度に冷却することにより、初析フェライトとマルテンサイトと残留オーステナイトとを含む組織を得、最後に帯鋼を巻取った後、室温まで徐冷し、７００ＭＰａ級の高強度熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼を製造する。圧延後の冷却工程は、図３に示されている。
好ましくは、工程２）の複数回の圧延は、５〜７回の圧延であり、工程３）の徐冷速度は、８〜１２℃／ｈである。
上記の初析フェライトとマルテンサイトと残留オーステナイトとを含む組織には、初析フェライトの体積百分率が１０〜２０％であり、残留オーステナイトの体積百分率が５％を超え１０％未満である。
本発明は、合理的な成分設計を用いて、熱間圧延工程と段階冷却工程との革新的な組み合わせによって、優れた総合的な性能、すなわち、７００ＭＰａ以上の降伏強度、１３００ＭＰａ以上の引張強度、および１０％を超える展伸度を有する７００ＭＰａ級の高強度熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼を製造することができた。
本発明の段階冷却工程において、第１段階の急速水冷の主な目的は、過冷オーステナイトの相変態駆動力を向上させることによって、後続の空冷段階に十分な量の初析フェライト（１０〜２０ｗｔ％）を析出させ、鋼板に比較的に低い降伏強度を与えるためである。通常、鋼板の引張強度を向上させるために、炭素およびマンガンの含有量を増加しなければならない。しかしながら、炭素およびマンガンがオーステナイトを安定化する元素であり、炭素およびマンガンの含有量を増加すると、限られた空冷段階の時間内にフェライトの析出が不十分になりまたは全く析出しないことになる。したがって、本発明の革新点の１つは、成分設計においてアルミニウムの含有量を大幅に増加し、通常の鋼中のアルミニウムの含有量の１０倍以上に増加した。アルミニウムの含有量を大幅に増加する目的は、炭素およびマンガンの含有量が高い場合に、空冷段階でフェライトの析出を加速させることである。しかしながら、アルミニウムの含有量が高すぎると、融鋼が非常に粘稠になり、連続鋳造において進水口を塞ぐ可能性が高くなり、包有物としての酸化アルミニウムの増加をもたらすことになる。したがって、合金の成分配合比、熱間圧延工程および冷却工程を上手く制御しなければならず。水冷工程において、水冷速度をできる限り高速にした方が好適である。
空冷後、第２段階の急冷停止温度を室温ではなく一定範囲の温度範囲に制御しなければならない。さもなければ、炭素原子を完全に分散させることができず、残留オーステナイトの量も足りなくなり、よって鋼板の展伸度が低くなる。現行のオンライン焼入れ工程はすべて、鋼を室温に直接に焼入れする。これに対し、本発明の別の革新点は、巻取り温度を一定の低温範囲に制御することである。これにより、より多く（５ｗｔ％以上）のオーステナイトを得ることができる。しかしながら、これらの残留オーステナイトが安定しておらず、室温に冷却した場合に、残留オーステナイトが他の組織に転換してしまう。したがって、本発明は、成分設計において一定量のＳｉ元素を添加することによって、残留オーステナイト中の炭化物の析出を抑制し、炭素の消耗を低減する。また、マルテンサイト中の炭素原子の化学ポテンシャルが残留オーステナイト中の炭素原子の化学ポテンシャルよりも高いため、それらの間の化学ポテンシャルの差は、炭素原子をマルテンサイトから残留オーステナイトへ拡散するための駆動力となる。したがって、残留オーステナイト中の炭素の含有量が著しく増加され、残留オーステナイトが室温下でも安定に存在することができる。成分の配合比および冷却工程を巧みに組合せることによって、一定量のフェライトとマルテンサイトと一定量のオーステナイトとを含む組織を製造することができ、優れた性能を有する７００ＭＰａ級の高強度熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼を製造することができる。
また、スラブの加熱温度が１１００°Ｃ未満または保温時間が短すぎる場合、合金元素の均質化に不利である。温度が１２００℃を超える場合、製造コストが高くなり、スラブの品質が加熱により低下する。したがって、好適には、スラブの加熱温度は、１１００〜１２００℃の間に制御される。
同様に、保温時間を一定の範囲に制御する必要もある。保温時間が短すぎると、たとえばＳｉ、Ｍｎなどの溶質原子が十分に分散できず、加熱後のスラブの品質が保証できない。保温時間が長すぎると、オーステナイト結晶粒子が粗大になり、製造コストも高くなる。したがって、保温時間を１〜２時間に制御すべきである。加熱温度が高ければ、それに応じて、保温時間を適切に短縮する必要がある。
本発明の製造工程は、７００ＭＰａ以上の降伏強度、１３００ＭＰａ以上の引張強度、１０％を超える展伸度を有する厚さ３〜１２ｍｍの高強度熱間圧延Ｑ＆Ｐを製造するために使用することができる。得られた鋼板は、バランスの良い強度および可塑性を有する。よって、以下のような利点をもたらすことができる。
１．本発明の７００ＭＰａ級の高強度熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼板の製造コストが大幅に低減される。従来の高強度低合金鋼と比較すると、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏなどの貴金属が一切添加されていないため、合金の原価を大幅に低減する。また、厚板生産ラインに比べて、連続熱間圧延工程を使用することによって、製造コストをさらに低減することができる。したがって、鋼板の製造コストは、非常に低い。
２．本発明の７００ＭＰａ級の高強度熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼板が優れた機械的特性を有するため、顧客の総合的な使用コストが低下される。具体的には、鋼板の降伏強度が低くかつ引張強度が高いため、降伏比が低い。よって、高強度鋼を使用する多くの顧客にとって、現有の加工設備を改造する必要がなく、鋼板に対する曲げ加工などの処理を行うことができ、設備の改造費用を節約するとともに、研磨工具の摩耗を低減し、研磨工具の寿命を延長することができるなどの利益をもたらす。
３．本発明の鋼板は、低コスト、低降伏比および高強度などの利点を有するため、曲げ加工および高耐摩耗性が要求される分野に特に適している。砥粒が摩耗した場合に、鋼中に保留された準安定状態の残留オーステナイトがマルテンサイトに転換することができるため、鋼板の耐摩耗性をより向上させる。
本発明に係る７００ＭＰａ級の高強度熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼板の製造工程を示すフローチャートである。 本発明に係る７００ＭＰａ級の高強度熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼の圧延工程を示す概略図である。 本発明に係る７００ＭＰａ級の高強度熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼の圧延後の冷却過程を示す概略図である。 本発明の実施例１の試験鋼の代表的な金属組織を示す写真である。 本発明の実施例３の試験鋼の代表的な金属組織を示す写真である。 本発明の実施例５の試験鋼の代表的な金属組織を示す写真である。
詳細な説明
以下、具体的な実施例に関連して、本発明の技術的解決策をより詳細に説明する。
図１に示すように、本発明に係る７００ＭＰａ級の高強度熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼板の製造方法は、製造手順として、転換炉または電気炉で製錬→真空炉で二次精錬→鋳造スラブまたは鋳造インゴットの形成→鋼スラブまたは鋼インゴットの再加熱→段階冷却→帯鋼の巻取を含む。
実施例１〜５の７００ＭＰａ級の高強度熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼の製造は、具体的には、以下の工程、すなわち、
１）製錬、二次精錬および鋳造工程を含み、
この工程において、表１の成分を有する鋼を転換炉または電気炉で製錬し、真空炉で二次精錬してから、鋳造することによって、鋳造スラブまたは鋳造インゴットを形成する。
２）加熱および熱間圧延工程を含み、
この工程において、工程１）で得られた鋳造スラブまたは鋳造インゴットを１１００〜１２００℃に加熱しかつ１〜２時間を保温し、１０００〜１１００℃の圧延開始温度で累計変形量が５０％以上になるように５〜７回の圧延を実施し、その後、中間スラブの温度が９００〜９５０℃に低下した後、累積変形量が７０％以上になるように３〜５回の圧延を実施する。熱間圧延工程は、図２に示されている。各実施例の加熱および熱間圧延の具体的なパラメータは、表２に示されている。鋼スラブの厚さは、１２０ｍｍである。
３）段階冷却工程を含み、
この工程において、８００〜９００℃の温度を有する熱間圧延した帯鋼を、５０℃／ｓを超える冷却速度で５００〜６００℃に急速水冷し、その後５〜１０秒間空冷し、さらに５０℃／ｓを超える冷却速度で１００〜３００℃（すなわち、Ｍｓ〜Ｍｆ）の間の特定温度に冷却し、最後に帯鋼を巻取った後、室温まで徐冷して（冷却速度：８〜１２℃／ｈ）、各実施例の７００ＭＰａ級の高強度熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼を製造する。圧延後の冷却工程は、図３に示されている。各実施例の圧延後の冷却工程の具体的なパラメータは、表２に示されている。
実施例１〜５から得られた７００ＭＰａ級の高強度熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼の機械的性質は、測定され、表３に示される。実施例１、３および５から得られた７００ＭＰａ級の高強度熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼の代表的な金属組織写真は、図４〜６にそれぞれ示されている。
Figure 0006064059
Figure 0006064059
Figure 0006064059
図４〜６に示された７００ＭＰａ級の高強度熱間圧延Ｑ＆Ｐ鋼の代表的な金属組織写真から分かるように、鋼板の組織は、主に、等軸初析フェライトとマルテンサイトと残留オーステナイトである。
また、Ｘ線回折結果から分かるように、実施例１、３および５の鋼板中の残留オーステナイトの体積百分率は、それぞれ５．５５％、６．７８％および８．１１％である。等軸初析フェライトの体積百分率はすべて、１０〜２０％である。５００〜６００℃の温度範囲において、急冷停止温度が低いほど、等軸初析フェライトの析出量が多くなる。したがって、本発明の鋼板の微視組織は、等軸初析フェライトとマルテンサイトと残留オーステナイトである。残留オーステナイトの存在によって、鋼板が引張または摩耗される場合、鋼板に変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）挙動が引起されるため、鋼板の耐摩耗性が向上される。

Claims (6)

  1. 高強度熱間圧延鋼板であって、
    化学成分の重量百分率で、Ｃ：０．１５％〜０．４０％、Ｓｉ：１．０％〜２．０％、Ｍｎ：１．５％〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．３％〜１．０％、Ｎ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．００５％〜０．０１５％、および残部としてのＦｅおよび不可避不純物からなり、
    前記熱間圧延鋼板は、７００ＭＰａ以上の降伏強度、１３００ＭＰａ以上の引張強度、および１０％を超える伸びを有し、鋼中のＴｉ／Ｎの比率が３．４２以下である、高強度熱間圧延鋼板。
  2. 前記熱間圧延鋼板は、化学成分の重量百分率で、Ｓｉ：１．３〜１．７ｗｔ％、Ｍｎ：１．８〜２．５ｗｔ％、Ｎ：０．００４ｗｔ％以下、Ｔｉ：０．００８〜０．０１２ｗｔ％、およびＯ：３０ｐｐｍ以下を含む、請求項１に記載の高強度熱間圧延鋼板。
  3. 請求項１または２に記載の高強度熱間圧延鋼板の製造方法であって、
    １）製錬、二次精錬および鋳造工程を含み、
    この工程において、化学成分の重量百分率で、Ｃ：０．１５％〜０．４０％、Ｓｉ：１．０％〜２．０％、Ｍｎ：１．５％〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．３％〜１．０％、Ｎ：０．００６％以下、Ｔｉ：０．００５％〜０．０１５％、および残部としてのＦｅおよび不可避不純物を含む成分を転換炉または電気炉で製錬し、真空炉で二次精錬してから、鋳造することによって、鋳造スラブまたは鋳造インゴットを形成し、
    ２）加熱および熱間圧延工程を含み、
    この工程において、工程１）で得られた鋳造スラブまたは鋳造インゴットを１１００〜１２００℃に加熱しかつ１〜２時間保温し、１０００〜１１００℃の圧延開始温度で累計変形量が５０％以上になるように複数回の圧延を実施し、その後、中間スラブの温度が９００〜９５０℃に低下した後、累積変形量が７０％以上になるように３〜５回の圧延を実施し、
    ３）段階冷却工程を含み、
    この工程において、８００〜９００℃の温度を有する熱間圧延した帯鋼を５０℃／ｓを超える冷却速度で５００〜６００℃に急速水冷し、その後５〜１０秒間空冷し、さらに５０℃／ｓを超える冷却速度で１００〜３００℃の間の温度に冷却することにより、初析フェライトとマルテンサイトと残留オーステナイトとを含む組織を製造し、最後に帯鋼を巻取った後、室温まで徐冷し、高強度熱間圧延鋼板を製造する、製造方法。
  4. 工程２）の複数回の圧延は、５〜７回の圧延であり、
    工程３）の徐冷速度は、８〜１２℃／ｈである、請求項３に記載の高強度熱間圧延鋼板の製造方法。
  5. 得られた高強度熱間圧延鋼板における初析フェライトの体積百分率が１０〜２０％であり、残留オーステナイトの体積百分率が５％を超え１０％未満である、請求項３に記載の高強度熱間圧延鋼板の製造方法。
  6. 得られた高強度熱間圧延鋼板は、７００ＭＰａ以上の降伏強度、１３００ＭＰａ以上の引張強度、および１０％を超える伸びを有する、請求項３から５のいずれか１項に記載の高強度熱間圧延鋼板の製造方法。
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