WO2007132548A1 - 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特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
WO2007132548A1
WO2007132548A1 PCT/JP2006/326388 JP2006326388W WO2007132548A1 WO 2007132548 A1 WO2007132548 A1 WO 2007132548A1 JP 2006326388 W JP2006326388 W JP 2006326388W WO 2007132548 A1 WO2007132548 A1 WO 2007132548A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
ferrite
strength
cooling
rolled steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2006/326388
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Koichi Nakagawa
Reiko Sugihara
Tetsuo Shimizu
Shusaku Takagi
Original Assignee
Jfe Steel Corporation
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
Priority claimed from JP2006136393A external-priority patent/JP5070732B2/ja
Application filed by Jfe Steel Corporation filed Critical Jfe Steel Corporation
Priority to BRPI0621704-4A priority Critical patent/BRPI0621704B1/pt
Priority to EP06843757.3A priority patent/EP2014781B1/en
Priority to US12/226,039 priority patent/US8075711B2/en
Priority to CA2652821A priority patent/CA2652821C/en
Priority to CN2006800546207A priority patent/CN101443467B/zh
Publication of WO2007132548A1 publication Critical patent/WO2007132548A1/ja

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention provides a bow I tension strength excellent in stretch characteristics, stretch flange characteristics and bow I tension fatigue characteristics.
  • TS High strength hot-rolled steel sheet of 780 MPa or more. This steel sheet is intended for application of high-strength steel to parts that require formability and tensile fatigue properties, such as automobile and truck frames. Background art
  • Patent Document 1 As a means for improving the elongation, the technique of Patent Document 1 using residual austenite can be mentioned.
  • residual austenite deteriorates stretch flangeability. It is known that the smaller the hardness difference between the parent phase and the other phases, the better the stretch flangeability.
  • Residual retained austenitic steel has a hard second phase and a large hardness difference from the parent phase ferrite. Therefore, deterioration of the flange formability has been a problem.
  • tempered martensite and bainitic single-phase yarns and woven steels have good stretch-flange formability due to the small hardness difference between the parent phase and the second phase, but have low stretch characteristics.
  • Patent Document 2 the precipitate containing Ti, Mo and W is used.
  • Patent Document 3 the precipitate containing Ti and Mo is used.
  • a technique relating to a composite steel sheet in which the steel phase is precipitation strengthened and the hardness difference from the second phase beinite is reduced is disclosed.
  • these patent documents are characterized by suppressing the coarsening of precipitates by using TiC, which is easily coarsened, as a composite precipitate with Mo.
  • Mo is more expensive than Ti, Nb, and V, which are carbide-forming elements, and only about 50% or less of the amount of Mo in steel is precipitated in steel sheets produced by rapid cooling ⁇ air cooling or holding ⁇ rapid cooling. As a result, high costs were a problem.
  • Patent Document 4 discloses a technique for a steel sheet having a TiC precipitation strengthening ferrite and a bainitic structure.
  • the tensile strength is 740N / mm 2 according to the thickness of 2.9
  • the (tensile strength) x (elongation) is more than 18000N / thigh 2 %
  • Patent Document 5 discloses a technique for improving elongation and fatigue characteristics by controlling the thread 1 ⁇ fraction of the surface layer and the inner layer. There is no mention of measures aimed at improving
  • Patent Document 1 Japanese Patent Publication No. 7-6 2 4 8 5
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 2 0 0 3-3 2 1 7 3 9
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2 00 4-3 3 9 6 0 6
  • Patent Document 4 Japanese Patent Application Laid-Open No. Hei 8-1 9 9 2 98
  • Patent Document 5 Japanese Patent Laid-Open No. 11-2 4 1 1 4 1 Disclosure of Invention
  • the problem in the present invention is to effectively use Ti, Nb, y, and other carbide forming elements such as Ti, Nb, and y. It is to provide a high-strength hot-rolled steel sheet and a method for producing the same that improve both the elongation characteristics and the stretch flange characteristics at S780 MPa or more, and further have excellent tensile fatigue characteristics.
  • the target characteristics in the present invention are as follows.
  • ferrite is 50% or more and 90% or less, the remainder is bainite, and the precipitate containing Ti is finely precipitated with an average diameter of 20 nm or less. It was also found that when 80% or more of the Ti content in the steel is precipitated, the elongation and stretch flange properties are very high, and the tensile fatigue properties are dramatically improved. In order to achieve this structure, it is important to use steel having the components shown in [1] or [2] below and to control the time from the finish rolling of hot rolling to the start of cooling. I found it. '' '
  • This time to start cooling is controlled in a short time after the rolling, and, more than 680 (Ar 3 point - 20) by cooling to a temperature below, it prevents the recovery of strain introduced by rolling.
  • the strain was able to be utilized to the maximum as the driving force for the ferrite transformation, and this enabled fine precipitation of precipitates containing Ti, which had been considered difficult in the past, into the ferrite efficiently. This is probably because it was also effective for precipitation. ,
  • the gist configuration of the present invention is as follows.
  • Mn 0.5% or more 1. 63 ⁇ 4 or less, P: 0.04% or less,
  • the volume occupancy is 50% or more and 90% or less, and the balance is substantially bainite.
  • the total volume occupancy of the steel is 95% or more, precipitates containing Ti are precipitated in the ferrite, and the precipitate has an average diameter of 20 nm or less, and the amount of Ti in the steel High-strength hot-rolled steel sheet with a tensile strength of 780 MPa or more with excellent elongation characteristics, stretch flange characteristics, and tensile fatigue characteristics.
  • Mn 0.5% or more 1. 6% or less
  • Ti 0.033 ⁇ 4 or more and 0.20% or less
  • Nb 0.005% or more and 0. 10% or less
  • V 0.03% or more and 0.15% or less.
  • the balance is composed of Fe and inevitable impurities
  • the volume occupancy is 50% or more and 90% or less of ferrite
  • the balance is substantially bainite
  • the ferrite and bainite The total volume occupancy is 95% or more, precipitates containing Ti are precipitated in the ferrite, the precipitates have a thread!
  • the average value of the elliptical long axis length of the bainite is less than ⁇ , and has excellent elongation characteristics, stretch flange characteristics and tensile fatigue characteristics as described in [1] or [2] High-strength hot-rolled steel sheet with a tensile strength of 780 MPa or more.
  • the average value of the elliptical long axis length of the bainite is 10 m or more and The average aspect ratio of the equivalent ellipse is 4.5 or less.
  • A1 0.05% or less
  • Mn 0.5% or more and 1.63 ⁇ 4 or less
  • A1 Less than 0.05% and Ti: 0.03% or more and 0.20% or less
  • Nb '0.005% or more and 0.10% or less
  • V 0.03% or more and 0.15% or less, including at least one or two kinds of steel slab having a composition composed of Fe and unavoidable impurities.
  • hot rolling is performed with the final rolling temperature set to Ar 3 points or more (at Ar 3 points +100) and below, and then cooling is started within 3.0 s, and at 680 (Ar 3 points or more) -Forced cooling at an average cooling rate of 30X S or higher to a cooling stop temperature of less than 2 ⁇ ), then stop forced cooling for 3 s to 15s and turn it to air cooling, and then forced cooling at an average cooling rate of 20 TVS or higher 300 to 600 ⁇ : A method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet with a tensile strength of 780 Pa or more with excellent elongation characteristics, stretch flange characteristics and
  • finish rolling temperature and the stretch flange property according to [6] or [7], wherein the finish rolling temperature is (Ar 3 point +50) ° C or more and less than (Ar 3 point +80) And a method for producing high-strength hot-rolled steel sheets with excellent tensile fatigue properties and tensile strength of 780 MPa or more.
  • the temperature to be scraped off is 350 to 500 ° C, and any one of [6] or [9] is characterized by the self-elongated stretch characteristics, stretch flange characteristics and A method for producing high-strength hot-rolled copper sheets with a tensile strength of 780 Pa or higher with excellent tensile fatigue properties.
  • the steel in steel with Ti addition, is ferrite + bainite, and precipitates containing Ti are efficiently precipitated and finely dispersed in the ferrite, so that the TS has a high strength of 780 MPa or more.
  • the TS has a high strength of 780 MPa or more.
  • C is an element necessary to precipitate carbide in the ferrite as a precipitate and to further generate a beanite.
  • it must contain 0.06% or more.
  • the content exceeds 0.15%, weldability deteriorates, so the upper limit was made 0.15%.
  • a more preferable range is 0.0'73 ⁇ 4 to 0.12%.
  • Si works to promote ferrite transformation. It also acts as a solid solution strengthening element, 0. iy. It is preferable to contain above. However, if the content exceeds 1.2%, the surface properties deteriorate significantly and the corrosion resistance decreases, so the upper limit was made 1.2%. A more preferable range is 0.2% to 1.0%.
  • Mn is added to increase the strength. However, if the content is less than 0.5%, the effect of addition is poor. On the other hand, excessive addition exceeding 1.63 ⁇ 4 significantly reduces weldability, so the upper limit was made 1.6%. A more preferable range is 0.8 to 1.23 ⁇ 4.
  • the upper limit was set to 0.04%. More preferably, it is 0.03% or less.
  • A1 0.05% or less
  • A1 is added as a deoxidizer for steel and is an effective element for improving the cleanliness of steel. In order to acquire this effect, it is preferable to make it contain 0.001% or more. However, if it exceeds 0.05%, a large amount of inclusions are generated, which causes the steel sheet to become wrinkled, so the upper limit was made 0.05%.
  • Ti is an extremely important element for precipitation strengthening of ferrite. If it is less than 0.03%, it is difficult to secure the required strength. If it exceeds 0.20%, the effect is saturated. The upper limit was set to 0.20%. A more preferred range is from 0.08% to 0.18%.
  • the basic components have been described above. However, in the present invention, other elements described below can be included.
  • Nb 0.005% or more 0.1% or less
  • V 0.03% or more 0.15% or less
  • Nb and V In order to impart strength and fatigue strength, one or two selected from Nb and V can be contained. These elements work as precipitation strengthening or solid solution strengthening and contribute to the improvement of strength and fatigue strength.
  • Nb the content is less than 0.0053 ⁇ 4.
  • V if the content is less than 0.03%, the effect of addition is poor, and the amount of Nb exceeds 0.10%. If the amount of V exceeds 0.15%, the effect is saturated and only increases costs, so the upper limit was set to 0.10% for Nb and 0.15% for V. More preferably, the Nb amount is 0.02% to 0.06%, and the V amount is 0.05% to 0.103 ⁇ 4. 'Next, the reasons for limiting the structure of the steel sheet will be described.
  • the ferrite has a volume occupancy of less than 503 ⁇ 4, the hard second phase will be excessive and the stretch flange characteristics will deteriorate. On the other hand, if it exceeds 90%, elongation is not improved because the second phase is too small, so 90% or less is necessary. A more preferred range is 65% to 88%.
  • the balance structure of the steel is essentially bainite, and the total volume fraction of ferrite and bainite is 95% or more.
  • the remainder ⁇ other than the above ferrite needs to be substantially bainite in order to improve stretch flangeability.
  • the balance is substantially bainite means that the balance structure other than the ferrite is mainly composed of the bainite. What is the total volume occupancy of the ferrite and the bainite? It should be a thread spool that is 53 ⁇ 4 or more.
  • Other yarns 1 Structures other than martensite and bainite may be mixed in as weaving, but it is acceptable if it is 53 ⁇ 4 or less, and the remainder other than ferrite is substantially bainite. More preferably, the sum of the volume occupancy ratios of the ferrite and the vane exceeds 97%.
  • a precipitate containing Ti is deposited in the ferrite, and the average diameter of the precipitate is 20 nm or less.
  • Precipitates containing have the effect of strengthening ferrite and improving tensile fatigue strength.
  • such precipitates containing Ti are considered to precipitate mainly in the ferrite as carbides.
  • the hardness of the soft ferrite increases due to precipitation strengthening of precipitates such as carbides. Since the difference in hardness from hard bainite is reduced, it has the effect of improving stretch flangeability.
  • the average diameter of precipitates containing Ti 'precipitated in ferrite exceeds 20 ⁇ m, the effect of suppressing dislocation movement is small, and the required strength and tensile fatigue strength cannot be obtained.
  • the average diameter of the Ti-containing precipitates deposited on the steel must be 20 nm or less.
  • a more preferable range of the average diameter of the precipitate is 3 ⁇ ! ⁇ 15nm. It is more preferable that .90% or more of the Ti content in the steel precipitates.
  • precipitation containing Ti is mainly precipitated in the ferrite as described above. This is thought to be because the solid solubility limit of C in ferrite is smaller than that of austenite, and supersaturated C tends to precipitate by forming carbides containing Ti in the ferrite. As a result of observing a thin film sample actually made from a steel sheet with a transmission electron microscope (TEM), the precipitate was found in the ferrite.
  • TEM transmission electron microscope
  • Average fit of bainite ellipse major axis length is less than 10 m
  • the shape of the vein affects the stretch flange characteristics, and it is more preferable to reduce the grain size of the bainite in order to obtain good stretch flange characteristics. Specifically, it is preferable that the average length of the elliptical long axis is less than 10 / im.
  • the average aspect ratio of the bainite ellipse major axis is not more than 4.5 when the average value of the ellipse major axis is not less than lO / xm. In order to obtain good stretch flange characteristics, it is preferable to approach the equiaxed grains. Specifically, the average of the aspect ratios of the bainite equivalent ellipse (ellipse major axis length / elliptical minor axis length) is 4 5 or less And are preferred. In this case, in order to improve the stretch flangeability, the average length of the elliptical long axis of the vein is preferably 50 ⁇ or less.
  • the average hardness of the ferrite phase (HvJ capital base average hardness of Inaito phase (Hv B) force ⁇ ⁇ - ⁇ ⁇ average hardness of the ⁇ 230 satisfaction bainite phase ( ⁇ ⁇ ) and the ferrite phase of the average hardness of (Hv Q)
  • Steel slab is heated to 1150T: or more and 1300T: or less Ti or b and V are mostly present as carbides in the steel slab.
  • Ti or b and V are mostly present as carbides in the steel slab.
  • it is necessary to once dissolve precipitates that have precipitated as carbides before hot rolling.
  • it is necessary to heat to a temperature exceeding 1150 ⁇ . If heating exceeds 1,300, the crystal grain size becomes too coarse and stretches, and both the stretch flange characteristics deteriorate.
  • the preferred range is 1200 or more.
  • the steel slab is heated to the above heating temperature and then hot rolled, and the finish rolling temperature, which is the finish temperature of the hot finish rolling, is set to Ar 3 points or more (Ar 3 points +100) or less.
  • the finish rolling temperature is less than 3 Ar, the steel is rolled in the state of ferrite + austenite. In this case, the stretched ferrite structure deteriorates due to the expanded ferrite structure.
  • the rolling temperature exceeds the condition (at Ar 3 point +100), the strain introduced by rolling recovers, so the required amount of ferrite cannot be obtained. Therefore, finish rolling is performed at a finish rolling temperature of Ar 3 points or higher (A r 3 points + 100 ° C) or lower.
  • the finish rolling temperature should be Ar 3 points or more (Ar 3 points +50) and less. preferable.
  • Cooling starts within 3.0 s after finish rolling, and forced cooling is performed at an average cooling rate of 30: / s or higher to a cooling stop temperature of 680 ° C or higher (Ar 3 points-20).
  • cooling stop temperature is (Ar 3 point-20) or higher, ferrite nucleation is difficult to occur, so the required amount of ferrite cannot be obtained, and the precipitation amount and grain size of precipitates containing Ti can be obtained. Can not. Also, if the cooling stop temperature is less than 680, the diffusion rate of C and Ti decreases, so the required ferrite content and precipitation amount and grain size of Ti-containing precipitates cannot be obtained. More preferably, forced cooling is performed to a cooling stop temperature of 720 t or more and less than (Ar 3 points-30).
  • the average cooling rate from the finish rolling temperature force to the cooling stop temperature must be 30/5 or more.
  • the cooling rate is less than 30 ° C / s, pearlite is generated, and the characteristics deteriorate.
  • 70 or more Preferably, 70 or more.
  • the upper limit of the cooling rate is not particularly limited, but is preferably about 300 ° C./s in order to stop the cooling rate accurately within the cooling stop temperature range.
  • Stop forced cooling for 3 s to 15 s air cooling After stopping the above forced cooling, stop forced cooling for 3 s to 15 s to bring it into an air cooling state. If this forced cooling is stopped, that is, if the air cooling time is less than 3 s, the required amount of ferrite cannot be obtained. Also, if it exceeds 15 s, pearlite is generated and the characteristics deteriorate.
  • the cooling rate during air cooling with forced cooling stopped is generally less than 15 ⁇ / s. , After the above air cooling, forced cooling is performed at an average cooling rate of 20 or more, and scraping is performed at 300 to 600.After the above air cooling, forced cooling is started, and cooling to the scraping temperature is performed at an average cooling rate of 20/3 or more.
  • the scraping temperature is 300 or more and 600 or less. If the coiling temperature is less than 300, the remaining structure becomes martensite and the stretch flange characteristics deteriorate. Above 600, pearlite is generated and the characteristics deteriorate.
  • the scraping temperature is 350 to 500 and below, the average hardness (Hv B ) of the ferrite phase and the average hardness of the ferrite phase (HvJ difference ( ⁇ ⁇ - ⁇ ⁇ ) force ⁇ ⁇ - ⁇ ⁇ ⁇ It is preferable to set the scraping temperature to 350 ° C SOOt because the elongation flange characteristic can be improved to 230.
  • the average cooling rate until air removal after air cooling should be at least 20/5
  • the upper limit of the cooling rate is not particularly limited, but it should be kept within the above removal temperature range. Is preferably about 300. Examples,
  • the steel sheet thus obtained was examined for microstructure, tensile properties, stretch flange properties, and tensile fatigue properties. ⁇ .
  • Tensile properties were measured by a method based on JISZ2241 using a JIS No. 5 test piece with the rolling direction as the tensile direction.
  • the hole expansion test was conducted in accordance with the iron standard JFST 1001.
  • Ferrite and bainite fractions were obtained by revealing the structure with a 3% nital solution in a cross section parallel to the rolling direction, and observing it at 400 times with an optical microscope at a thickness of 1/4.
  • the area ratio of the bainite portion was quantified and used as the volume occupancy ratio of ferrite and bainite.
  • the elliptical long axis length and aspect ratio of the bainite were observed at 400x magnification with an optical microscope at a thickness of 1/4 at a thickness of 1/4. Elim-Pro PLUS Ver. 4. 0. 0. 11 (Media Cybernetics) is used, and by image analysis, an ellipse with the same area as the observed bainite and the same moment of inertia (features)
  • the ellipse major axis length and minor axis length were calculated for each ellipse.
  • the aspect ratio was the ellipse major axis length / ellipse minor axis length.
  • the ellipse long axis length and the case obtained for each individual bait The average of the length ratio and the average of the aspect ratio of the bainite were obtained by averaging the aspect ratios.
  • the precipitates were observed with a transmission electron microscope (TEM) at a magnification of 200,000 times.
  • the composition of precipitates such as Ti, Nb, and V was confirmed by analysis with an energy dispersive X-ray spectrometer (EDX) equipped with TEM.
  • EDX energy dispersive X-ray spectrometer
  • For Ti-containing precipitates use Image-Pro PLUS as described above, and by image processing, the diameter passing through the center of gravity of the individual precipitates (small objects) to be measured in 2 ° increments. Measured, and the average value was obtained as the diameter of each precipitate, and these were averaged to obtain the average diameter of the precipitate containing Ti.
  • the tensile fatigue test was conducted under the condition of a stress ratio of R0. 05, the fatigue limit (FL) was determined at 10 7 repetitions, and the durability ratio (FL / TS) was determined.
  • the stress ratio R is a value defined by (minimum repeated stress) / (maximum repeated stress).
  • the precipitation amount of precipitates containing Ti was calculated as the ratio of the precipitated Ti amount to the Ti amount in the steel.
  • the amount of precipitated Ti can be obtained by extraction analysis. The extraction analysis is performed by ICP emission spectroscopy after the residue obtained by electrolytic extraction with maleic acid electrolyte is alkali-melted and the melt is dissolved in acid.
  • the hardness of ferrite and bainite was measured as follows.
  • the tester used for the Vickers hardness test was one conforming to JISB7725. For the cross-section parallel to the rolling direction, «appears in the 33 ⁇ 4 nital solution, and dents are formed in the fulite and bainite grains at a test force of 0.029 N (test load 3 g) at a thickness of 1/4. Wearing.
  • the hardness was calculated from the diagonal length of the recess using the Vickers hardness calculation formula in JISZ2244. Measure the hardness of each of 30 ferrite grains and bainite grains to determine the average value of each, and calculate the average value as the average hardness of ferrite phase (Hv .;) and the average hardness of bainite phase ( ⁇ ⁇ ⁇ ). did.
  • the thickness was 2.0 mm
  • E1 was 22% or more at TS780 MPa or more
  • the hole expansion ratio was 65% or more
  • the durability ratio (FL / TS) in the tensile fatigue test was 0.65 or more.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet having excellent elongation characteristics, stretch flange characteristics, and tensile fatigue characteristics according to the present invention is adjusted in composition and manufacturing conditions, and the steel sheet structure is made into ferrite and bainite.
  • precipitates containing Ti are efficiently precipitated and finely dispersed, so that the plate thickness is 2.0, E1 is 22% or more, hole expansion ratio is 65% or more, and TS fatigue rate is more than TS780MPa.
  • a durability ratio of 0.65 or more it is possible to reduce the thickness of automotive parts and improve the collision safety of automobiles.

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)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

高価なMoを用いずに、安価な元素であるうえ析出強化量が高いTiを有効に活用し、TS780MPa以上で伸び特性と伸びフランジ特性の両者を向上させ、さらに引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供する。質量%で、C：0.06%以上0.15%以下、Si：1.2%以下、Mn：0.5%以上1.6%以下、P：0.04%以下、S：0.005%以下、Al：0.05%以下およびTi：0.03%以上0.20%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、体積占有率で50%以上90%以下がフェライトで、かつ残部が実質的にベイナイトであって、フェライトとベイナイトの体積占有率の合計が95％以上であり、フェライト中にはTiを含む析出物が析出し、該析出物の平均直径が20nm以下である組織を有し、かつ鋼中のTi量の80%以上が析出している高強度熱延鋼板。

Description

明細書 伸び特性、 伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製 造方法 技術分野
本発明は伸び特性および伸びフランジ特性および弓 I張疲労特性に優れた弓 I張強度
(TS) 780MPa以上の高強度熱延鋼板おょぴその製造方法に関するものである。 本鋼板は、 例えば自動車やトラック用のフレーム等といった、 成形性を要し、 かつ引張疲労特性を 必要とする部品への高強度鋼の適用を意図したものである。 背景技術
自動車やトラック用のフレーム等といった、 成形性を要し、 かつ引張疲労特性を必要 とする部品には、 従来 TS780MPa級鋼では成型が困難であるため、 TS590MPa級以下の熱 延鋼板が使用されてきた。 また、 TS780MPa級鋼板を使用する場合には、 当然従来の
TS590MPa級鋼から板厚が低減されるため、 部材としてみたときに引張疲労特性がこれま であった TS780MPa級鋼の特性では不十分であった。 しかし、 近年、 自動車の耐衝突特 性向上のため、 自動車用鋼板の高強度化が推進され、 引張疲労特性が必要とされる部位 にも、 TS780MPa級鋼の使用が検討され始めている。 それらの部品に必要な成形性は伸び と伸ぴフランジ特性である。
伸びを向上させる手段としては、 残留オーステナイトを利用した特許文献 1の技術が 上げられる。 し力 し、 残留オーステナイトは伸びフランジ成形性を劣化させる。 母相と その他の相の間の硬度差が小さいほど伸びフランジ性が良いことが知られている力 残 留オーステナイト鋼は第二相が硬質で母相のフェライ トとの硬度差が大きく、 ί,申びフラ ンジ成形性の劣化が問題となっていた。 一方、 焼き戻しマルテンサイトやべイナイト単 相糸且織鋼は母相と第二相の硬度差が小さいため、 伸ぴフランジ成形性が良いが、 伸ぴ特 性が小さい。 そのため、 伸ぴ特性と伸びフランジ特性を両立させるためには、 母相と第 二相の硬度差の小さい複合組織鋼が必要となる。 特許文献 2では、 Ti、 Mo、 Wを含有す る析出物によって、 また、 特許文献 3では、 Ti、 Moを含有する析出物によって、 フェラ ィト相を析出強化し、 第二相のべィナイトとの硬度差を低減した複合組織鋼板に関する 技術が開示されている。 また、 これらの特許文献は、 粗大化し易い TiCを Moとの複合 析出物とすることで、 析出物の粗大化を抑制することを特徴としている。 し力 し、 Moは 炭化物形成元素である Ti、 Nb、 Vと比較し、 高価な上、 急冷→空冷または保持→急冷に より作製する鋼板において、 鋼中の Mo量の 50%以下程度しか析出しないため、 コスト高 になることが問題となっていた。
そこで、 高価な Moを利用せず、 例えば T'iなどのより安価な元素で、 伸ぴ特性と伸びフ ランジ特性を満足させた上で高強度化を達成できる技術が望まれていた。
また、 特許文献 4では、 TiCによる析出強化フェライ トとべイナィ トの組織からなる 鋼板についての技術が開示されている。 この特許文献の実施例によると、 板厚 2. 9議で 引張強さが 740N/mm2であり、 （引張強さ） x (伸び）が 18000N/腿2 · %以上で、 伸びフランジ 特性の指標である穴拡げ率と引張強さの積（引張強さ） X (穴拡げ率)が 40000N/蘭2以上を ' 達成しているが、 引張疲労特性については、 必ずしも十分とはいえなかった。
疲労特性を向上させるための技術としては、 特許文献 5では表層および内層の糸 1^分 率をコントロールすることにより、 伸びおよび疲労特性を向上させる技術が開示されて いるが、 伸ぴフランジ成形性の向上を狙った方策についてはなんら触れられていない。
特許文献 1 ： 特闋平 7— 6 2 4 8 5号公報
特許文献 2 : 特開 2 0 0 3— 3 2 1 7 3 9号公報
特許文献 3 ： 特開 2 0 0 4— 3 3 9 6 0 6号公報
特許文献 4 ： 特開平 8— 1 9 9 2 9 8号公報
特許文献 5 ： 特開平 1 1—2 4 1 1 4 1号公報 発明の開示
本発明における課題は、 上記問題に鑑みて、 高価な Moを用いずに Ti、 Nb、 yなどの 炭化物形成元素、 中でも安価な元素であるうえ析出強化量が高い Tiを有効に活用し、 T S780MPa以上で伸び特性と伸びフランジ特性の両者を向上させ、 さらに引張疲労特性に 優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することである。
本発明における目標特性は次のとおりである。
( 1 ) 引張強度 (TS)≥780MPa ( 2 ) 伸び特性:伸び (EL)≥22%
'( 3 ) 伸びフランジ特性：穴拡げ率 ( λ )≥65%
( 4 ) 引張疲労特性：引張疲労の耐久比 〔疲労限 (FL)と TSの比 (FL/TS)〕 ≥0. 65 本尧明は、 上記の課題を有利に解決するもので、 Tiを含む析出物を効率よく析出させ、 力 微細に分散させることで析出強化を有効に活用し、 TSが 780MPa以上の高強度鋼に おいて、 伸び特性と伸びフランジ特性の両者を両立させ、 さらには引張疲労特性を向上 させた高強度熱延鋼板を、 その有利な製造方法と共に提案しょうとするものである。 + 従来、 Tiを単独で用いた場合、 粗大化しやすいため、 Moを共存させて析出物を微細 化させる必要があるとされていた。 ここで、 本発明者らは、 Tiの析出について詳細に検 討した結果、 熱間圧延後直ちに急速冷却を開始して冷却条件を制御することにより、 Ti を含む析出物をフェラィド中へ微細に析出できることを見出した。
すなわち、 本発明者らは、 上記課題を解決するために鋭意努力した結果、 下記の
[ 1 ] または [ 2 ] に示す成分系を用いて、 フェライトを 50%以上 90%以下、 残部をべ イナイトとし、 フェライト中には、 Tiを含む析出物を平均直径 20nm以下として微細に 析出させ、 かつ、 鋼中の Ti量の 80%以上を析出させるとで伸びおよび伸びフランジ特性 が非常に高い値を示し、 さらに引張疲労特性が飛躍的に向上することを見出した。 この 組織を達成するためには、 下記の [ 1 ] または [ 2 ] に示す成分を有する鋼を用い、 熱 間圧延の仕上げ圧延後から冷却開始までの時間を制御することが重要であることを見出 した。 ' ' '
これは、 圧延後から冷却開始までの時間を短時間に制御し、 かつ、 680で以上 （Ar3 点- 20で） 未満の温度まで冷却することで、 圧延により導入された歪の回復を防ぎ、 か つ、 フェライト変態の駆動力として歪を最大限に活用できたこと、 また、.これは、 従来 困難とされていた Tiを含む析出物のフェライト中への微細析出を可能とし、 効率よく 析出させることにも有効であったためと考えられる。 ，
すなわち、 本発明の要旨構成は次のとおりである。
[ 1 ] 質 *%で、
C： 0. 06%以上 0. 15%以下、
Si： 1. 2%以下、
Mn： 0. 5%以上 1. 6¾以下、 P： 0. 04%以下、
S： 0. 005%以下、
Al： 0. 05%以下および
Ti： 0. 03%以上 0. 20%以下
を含有し、 残部が Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、 体積占有率で 50%以上 90%以下がフヱライ トで、 かつ残部が実質的にべィナイトであつ て、 フェライ トとべイナイ トの体積占有率の合計が 95%以上であり、 フェライト中には Tiを含む析出物が析出し、 該析出物の平均直径が 20nm以下である組織を有し、 かつ、 鋼中の Ti量の 80%以上が析出していることを特徴とする伸び特性、 伸びフランジ特性お よび引張疲労特性に優れた引張強度 780MPa以上の高強度熱延鋼板。
[ 2 ] 質量％で、
C： 0. 06%以上 0. 15%以下、
Si： 1. 2%以下、
Mn： 0. 5%以上 1. 6%以下、
P： 0. 04%以下、
S： 0. 005%以下、
A1： 0. 05%以下および '
Ti： 0. 03¾以上 0. 20%以下を含有し、 さらに、 Nb： 0. 005%以上 0. 10%以下および V： 0. 03% 以上 0. 15%以下の少なくとも 1種または 2種を含み、 残部が Feおよび不可避的不純物か らなる成分組成を有するとともに、 体積占有率で 50%以上 90%以下がフヱライトで、 か つ残部が実質的にべィナイトであって、 フェライトとべイナィ トの体積占有率の合計が 95%以上であり、 フヱライト中には Tiを含む析出物が析出し、 該析出物の平均直径が 20 nm以下である糸!^を有し、 かつ、 鋼中の Ti量の 80%以上が析出していることを特徴と する伸び特性、 伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度 780MPa ,以上の 高強度熱延鋼板。
[ 3 ] 前記べィナイトの楕円長軸長さの平均値が ΙΟ μ πι未満であることを特徴とする [ 1 ] または [ 2 ] に記載の伸び特性、 伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた 引張強度 780MPa以上の高強度熱延鋼板。
[ 4 ] 前記べィナイトの楕円長軸長さの平均値が 10 m以上であるとともにべイナィ トの相当楕円のアスペクト比の平均が 4.5以下であることを特徴とする [1] または [2] に記載の伸び特性、 伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度 780M Pa以上の高強度熱延鋼板。
[5] 前記フェライ トの平均硬度 (Hv Jと前記べィナイ トの平均硬度 (HvB)力 HvB-Hv0 ≤230を満足することを特徴とする [1] ないし [4] のいずれか 1項に記載の伸び特 性、 伸びフランジ特性およぴ引張疲労特性に優れた引張強度 780MPa以上の高強度熱延 鋼板。
[6] 質量％で、
C： 0.06%以上 0.15¾以下、
Si： 1.2%以下、
Mn： 0.5%以上 1.6%以下、
P： 0.04%以下、
S： 0.005%以下、
A1： 0.05%以下および ·
Ti： 0.03%以上 0.20%以下を含有し、
残部が および不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを.、 1150°C以上 130 0で以下に加熱したのち、 仕上げ圧延温度を Ar3点以上 （Ar3点 +100°C) 未満として熱間 圧延を行ない、 その後、 3.0 s以内に冷却を開始し、 680で以上 （Ar3点- 20t) 未満の冷 却停止温度まで平均冷却速度 30で 以上で強制冷却し、 次いで 3 s以上 15s以下の間強 制冷却を停止して空冷とし、 その後、 平均冷却速度 2 X/s以上で強制冷却して 300で以 上 600^以下で巻き取ることを特徴とした伸び特性、 伸びフランジ特性および引 労 特性に優れた引張強度 780MPa以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
[7] 質 *%で、
C： 0.06%以上 0.15¾以下、 ,
Si： 1.2%以下、
Mn： 0.5%以上 1.6¾以下、
P： 0.04¾以下、 ―
S： 0.005¾以下、
A1： 0.05%以下および Ti： 0.03%以上 0.20%以下を含有し、 さらに、
Nb：' 0.005%以上 0.10%以下および V： 0.03%以上 0.15%以下の少なくとも 1種または 2種 を含み、 残部が Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、 115 0で以上 1300°C以下に加熱したのち、 仕上げ圧延温度を Ar3点以上 （Ar3点 +100で） 未満 として熱間圧延を行ない、 その後、 3.0 s以内に冷却を開始し、 680で以上 （Ar3点- 2 Οΐ) 未満の冷却停止温度まで平均冷却速度 30X S以上で強制冷却し、 次いで 3 s以上 15s以下の間強制冷却を停止して空冷とし、 その後、 平均冷却速度 20TVS以上で強制冷 却して 300 以上 600^：以下で卷き取ることを特徴とした伸び特性、 伸びフランジ特性 および |張疲労特性に優れた引張強度 780 Pa以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
[8] 前記仕上げ圧延温度が、 Ar3点以上 (Ar3点 +50で）未満であることを特徴とする [6] または [7] に記載の伸び特性、'伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた 引張強度 780MPa以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
[9] 前記仕上圧延温度が、 （Ar3点 +50) °C以上 (Ar3点 +80) 未満であることを特徴 とする [6] または [7] に記載の伸び特性、 伸びフランジ特性および引張疲労特性に 優れた引張強度 780MPa以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
•[ 1 0] 前記卷き取る温度が、 350 以上 500°C以下であることを特徴とする [6] な いし [9] のいずれか 1項に言己載の伸び特性、 伸びフランジ特性および引張疲労特性に 優れた引張強度 780 Pa以上の高強度熱延銅板の製造方法。
本発明に従い、 Ti添加鋼において、 鋼 をフェライ ト +べィナイトとし、 かつフエ ライト中に Tiを含む析出物を効率よぐ析出させ、 かつ微細に分散させることにより、 T Sが 780MPa以上の高強度において、 優れた伸び特性、 伸ぴフランジ特性および引張疲労 特性を得ることができ、 その結果、 自動車やトラック用部品の板厚減少が可能となり、 自動車車体の高性能化に大きく貢献する。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明を具体的に説明する。
まず、 本発明において、 鋼板および銅スラブ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。 なお、 成分に関する 「％」 表示は特に断らない限り質 4を意味する ものとする。 C： 0.06%以上 0.15%以下
Cは炭化物を析出物としてフェライ ト中に析出させ、 さらにべィナイ トを生成させる ために必要な元素であり、 そのためには 0.06%以上の含有が必要である。 しかしながら、 含有量が 0.15%を超えると溶接性が劣化するため、 上限を 0.15%とした。 より好ましい 範囲は 0.0'7¾〜0.12%である。
Si： 1.2%以下
Siは、 フェライト変態を促進させる働きがある。 また、 固溶強化元素としての働きが あり、 0. iy。以上含有することが好ましい。 ただし 1.2%を超えて多量に含有させると 表面性状が著しく劣化し、 耐食性も低下するため、 上限を 1.2%とした。 より好ましい範 囲は 0.2%〜1.0%である。
Mn： 0.5%以上 1.6%以下
Mnは、 強度上昇のために添加する。 しかしながら、 含有量が 0.5%に満たないとその 添加効果に乏しく、 一方含有量が 1.6¾を超える過剰な添加は溶接性を著しく低下させる ため、 上限を 1.6%とした。 より好ましい範囲は 0.8 〜 1.2¾である。
P : 0.04%以下
Pは旧' y粒界に偏祈して低温靭性を劣化させるとともに、 鋼中で偏析する傾向が強い ため鋼板の異方性を大きく し、'加工性を低下させるので極力低減することが好ましいが、 0.04%までは許容されるため上限を 0.04%とした。 より好ましくは 0.03%以下とする。
S : 0.005%以下
Sは旧 γ粒界に偏析もしくは MnSが多量に生成した場合、 低温靭性を低下させ、 寒冷 地で使用しにくくなり、 かつ、 伸びフランジ性を著しく低下させるので極力低減するこ とが好ましいが、 0.005¾までは許容されるため上限を 0.005%とした。
A1： 0.05%以下
A1は鋼の脱酸剤として添加され、 鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素である。 こ の効果を得るためには 0.001%以上含有させることが好ましい。 しかし、 0.05%を超える と介在物が多量に発生し、 鋼板の疵の原因になるため、 上限を 0.05%とした。
Ti： 0.03%以上 0.20¾以下
Tiは、 フェライトを析出強化する上で非常に重要な元素である。 0.03%未満では、 必 要な強度を確保することが困難であり、 0.20%を超えるとその効果は飽和し、 コストア ップとなるだけなので、 上限を 0. 20%とした。 より好ましい範囲は 0. 08%〜0. 18%である。 以上、 基本成分について説明したが、 本発明では、 その他にも以下に述べる元素を含 有させることができる。
Nb： 0. 005%以上 0. 10%以下
V： 0. 03%以上 0. 15%以下
強度および疲労強度を付与させるために、 Nb、 Vのうちから選んだいずれかの 1種ま たは 2種を含有させることができる。 これらの元素は、 析出強化または固溶強化として 働き強度および疲労強度の向上に寄与する。 し力 し、 Nbの場合、 その含有量が 0. 005¾ . 未満、 Vの場合その含有量が 0. 03%未満では、 その添加効果に乏しく、 Nb量が 0. 10%超 え、 また、 V 量が 0. 15%超えでは、 その効果は飽和し、 コストアップとなるだけなので、 上限を Nbの場合 0. 10%、 Vの場合 0. 15%とした。 より好ましい範囲は、 Nb量は 0. 02%~0. 06%、 また、 V量は 0. 05%~0. 10¾である。 ' 次に鋼板の組織の限定理由について述べる。
フェライ トの体積占有率： 50%以上 90%以下
フェライトが体積占有率で 50¾未満の場合、 硬質第 2相が過多となり、 伸びフランジ 特性が低下するため、 ·フ ライ トは 50%以上とする必要がある。 一方、， 90%を超えた場合 は第二相が少なすぎて伸びが向上しないため、 90%以下とする必要がある。 より好まし い範囲は 65%~88%である。
鋼の残部組織が実質的にべィナイ トであって、 フェライトとべィナイトの体積占有率 の合計が 95%以上
上記したフェライ ト以外の残部∞は、 伸びフランジ性を良好とするため、 実質的に べィナイトとする必要がある。
ここで、 残部が実質的にベイナイトとするとは、 上記フェライト以外の残部組織をべィ ナイ ト主体とすることであり、 フェライトとべイナィ トの体積占有率の合計が？5¾以上 である糸纖とすることである。 その他の糸 1；織としてマルテンサイ ト等フヱライト、 べィ ナイト以外の組織が混入する場合があるが、 5¾以下であれば許容でき、 フェライト以外 の残部が実質的にベイナイトであるといえる。 より好ましくは、 フヱライトとべィナイ トの体積占有率の合計が 97%超えである。
フェライ ト中には、 Tiを含む析出物が析出し、 該析出物の平均直径が 20nm以下 Ti を含む析出物は、 フヱライ トを強化し、 引張疲労強度を向上させる効果がある。 また、 このような Tiを含む析出物は、 本発明においては、 主に炭化物としてフェライ ト中に 析出すると考えられるが、' 炭化物等の析出物の析出強化により軟質のフェライ トの硬度 が増加し、 硬質のベイナイトとの硬度差が低減されるため、 伸びフランジ性を向上させ る効果がある。 また、 フェライト中に析出している、 Ti 'を含む析出物の平均直径が 20η m超えでは、 転位の移動を抑制する効果が小さく、 必要な強度および引張疲労強度が得 られないため、 フェライト中に析出している Tiを含む析出物の平均直径を 20nm以下と する必要がある。
鋼中の Ti量の 80%以上が析出
鋼中の Ti量の 80%未満しか析出していない場合、 C等との析出物を形成しなかった Ti はフェライトに固溶した状態で残存している。 これでは、 強度および引 5S¾労強度の向 上させる働きが小さく非経済的かつ非効率的である。 必要な強度および疲労強度を経済 的かつ効率的に達成するには、 鋼中の Ti量の 80%以上が析出していることが効果的であ ることを本 、
発明で見出した。 なお、 析出物の平均直径のより好ましい範囲は、 3ηπ！〜 15nmである。 また、 鋼中の Ti量の .90%以上が析出するとより好ましい。
本発明では、 Tiを含む析出 は上記のように主にフヱライ ト中に析出する。 これは、 フェライトにおける Cの固溶限はオーステナイトより小さく、 過飽和の Cはフェライト 中に Tiを含む炭化物を形成して析出する傾向にあるためと考えられる。 実際に鋼板か， ら作製した薄膜試料を透過型電子顕微鏡 (TEM) にて観察した結果、 フェライト中に該 析出物が認められた。
べィナイトの楕円長軸長さの平均 fitが 10 m未満
べィナイ トの形状は、 伸びフランジ特性に影響を与え、 ベイナイ トの粒径を小さくす る方が、 良好な伸びフランジ特性を得る上ではさらに好ましい。 具体的には、 べィナイ トの楕円長軸長さを平均で 10 /i m未満とすることが好ましい。
べィナイトの楕円長軸長さの平均値が lO /x m以上のもののァスぺク ト比の平均が 4. 5 以下 ベイナイトの楕円長軸長さが平均で 10 /z m以上の場合については、 等軸粒に近づ けることが、 良好な伸びフランジ特性を得る上では好ましく、 具体的には、 ベイナイト の相当楕円のアスペクト比 （楕円長軸長さ/楕円短軸長さ） の平均を 4. 5以下とするこ とが好ましい。 なお、 この場合、 伸びフランジ性を良好にする上では、 べィナイ トの楕 円長軸長さは平均で 50 μ ηι以下とすることが好ましい。
このように、 ベイナイ トの粒径 （楕円長軸長さ） を細かくする、 あるいは、 粒径が大き な場合はァスぺクト比を小さくしてより等軸粒に近づけることにより、 伸びフランジ性 がより改善できるのは、 打ち抜き端面において鋼板の打ち抜き加工の際の初期クラック の増大を防止し、 また、 フランジ加工の際に亀裂の進展を遅くできるため、 と考えられ る。
フェライト相の平均硬度 (HvJとべイナィト相の平均硬度 (HvB)力 ΗνΒ-Ηνα≤230を満 足 ベイナイ ト相の平均硬度 (ΗνΒ)とフェライ ト相の平均硬度 (HvQ)の差 （ΗνΒ- Ηνα) を 小さくする、 具体的には 230以下とすることにより、 鋼板が加工を受けた時にフェライ ト相とべイナイ ト相の変形量の差を小さくできるため、 クラックの增大を防止し、 さら に良好な伸びフランジ特性とすることができる。
次に本発明の製造工程について説明する。
鋼スラブを 1150T:以上 1300T:以下に加熱 Tiあるいはさらに b、 Vは鋼スラブ中で はほとんどが炭化物として存在している。 熱間圧延後にフェライ ト中に目標どおりに析 出させるためには熱間圧延前に炭化物として析出している析出物を一旦溶解させる必要 がある。 そのためには 1150^を超えた温度に加熱する必要がある。 1300 を超えて加熱 すると、 結晶粒径が粗大になりすぎて伸び、 伸びフランジ特性ともに劣化するので 130 以下とする。 好適範囲は 1200 以上である。
熱間圧延における仕上げ圧延温度： Ar3点以上 （Ar3点 +1001C) 以下
鋼スラブは上記加熱温度に加熱した後、 熱間圧延を行ない、 熱間仕上げ圧延の終了温 度である仕上げ圧延温度を、 Ar3点以上 （Ar3点 +100 ) 以下とする。 仕上げ圧延温度が Ar3点未満となると、 フェライ ト +オーステナイトの状態で圧延されることとなる。 この 場合、 展伸したフェライト組織となるため、 伸びフランジ特性が劣化する。 仕±げ圧延 温度が （Ar3点 +100で） を超えた'条件となると、 圧延で導入された歪が回復するため、 必要とするフェライト量を得ることができなレ、。 よって、 仕上げ圧延温度 Ar3点以上 （A r3点 +100°C) 以下で仕上げ圧延を行なう。
さらに、 仕上げ圧延温度 (Ar3点 +50で）点以上 (Ar3点 +80°C)未満で仕上げ圧延を行なうと べィナイトの楕円長軸長さが 10 /z m以上のもののァスぺク ト比が 4. 5以下となり、 伸び フランジ特性が向上する。
なお、 ベイナイトの楕円長軸長さの平均値を 10 / m未満とするには、 上記製造方法にお いて、 仕上げ圧延温度が Ar3点以上 (Ar3点 +50で）未満とすることが好ましい。
仕上げ圧延後 3. 0s以内に冷却を開始し、 680°C以上 （Ar3点- 20 ） 未満の冷却停止温 度まで平均冷却速度 30 :/s以上で強制冷却
熱間仕上げ圧延後、 強制冷却開始までの時間が 3. 0s超えでは、 圧延により導入され た歪が回復するため、 必要とするフェライト量おょぴ Tiを含む析出物の析出量、 粒径 を得ることができない。 より好ましくは、 1. 6s以内に冷却を開始する。
冷却停止温度が （Ar3点- 20 ） 以上では、 フヱライト核生成が起こりにくいため、 必要 とするフェライト量を得ることができず、 また Tiを含む析出物の析出量、 粒径を得る ことができない。 また、 冷却停止温度が 680 未満では、 C、 Tiの拡散速度が低下する ため必要とするフェライト量および Tiを含む析出物の析出量、 粒径を得ることができ ない。 より好ましくは、 720t以上 （Ar3点- 30 ） 未満の冷却停止温度まで強制冷却す る。
上記熱間圧延後の強制冷却は、 仕上げ圧延温度力 ら上記冷却停止温度までの平均冷却速 度を 30 / 5以上とする必要がある。 該冷却速度が 30°C/s未満ではパーライトが生成す るため、 特性が劣化する。 好ましくは、 70で 以上である。 なお、 冷却速度の上限は、 特に限定するものではないが、 上記冷却停止温度範囲內に正確に停止させるためには、 300°C/ s程度とすることが好ましい。
3s以上 15s以下強制冷却を停止し、 空冷 上記強制冷却を停止した後は、 3s以上 15s 以下の間強制冷却を停止して空冷状態とする。 この強制冷却を停止している時間、 すな わち空冷時間が 3s未満では、 必要とするフェライト量を得ることができない。 また、 1 5sを超えるとパーライトが生成し、 特性を劣化させる。 なお、 強制冷却を停止して空冷 となっている間の冷却速度は概ね 15^/s以下である。 , 上記空冷後、 平均冷却速度 20 以上で強制冷却し、 300 以上 600 以下で卷き取 り 上記空冷後、 強制冷却を開始し、 卷き取る温度までを平均冷却速度 20 /3以上で 冷却し、 300t以上 600°C以下で巻き取る。 すなわち、 卷き取り温度は 300で以上 600で 以下とする。 巻き取り温度が 300で未満では、 焼きが入り残部組織はマルテンサイトと なり、 伸びフランジ特性は低下する。 600 超えでは、 パーライトが生成し特性を劣化 させる。 さらに、 卷き取り温度を 350 以上 500で以下とするとべイナイ ト相の平均硬 度 (HvB)とフェライト相の平均硬度 (HvJの差 (ΗνΒ-Ηνα)力 ΗνΒ - Ηνα≤230となり、 伸び フランジ特性を向上できるため、 卷き取り温度を 350°C SOOtとすることが好ましい。 また、 空冷後の強制冷却における冷却速度が 未満の場合、 パーライ トが生成し、 特性を劣化させるため、 空冷後、 卷き取りまでの平均冷却速度は 20 /5以上とする。 冷却速度の上限は、 特に限定するものではないが、 上記卷き取り温度範囲内に正確に停 止させるためには、 300 程度とすることが好ましい。 実施例、
実施例 1
表 1に示す組成の鋼を転炉で溶製し、 連続鋒造により鋼スラブとなし、 該鋼スラブを 表 2に示す条件で熱間圧延および冷却、 卷き取りを行なって板厚 2. 0 醒の熱延鋼板と した。 なお、 表 2中の Ar3は、 Ar3点を求める回帰式である Ar3=910— 203 X TC+44. 7 X Si— 30 XMn (ここで、 C、 Si、 Mnは各元素の含有量 (質 *%) )により求めた値である。
かくして得られた鋼板について、 ミクロ組織、 引張特性、 伸びフランジ特性、 引張疲 労特性を調査した。 ■ .
引張特性は、 圧延方向を引張方向として JIS 5号試験片を用いて JISZ2241に準拠した 方法で行なった。 穴拡げ試験は鉄連規格 JFST 1001に準じて試験を行なった。
フェライ トおよびべィナイト分率は、 圧延方向に平行な断面について 3%ナイタール溶 液で組織を現出して、 板厚 1/4位置にて光学顕微鏡で 400倍で観察し、 画像処理により フユライトおよびべィナイト部分の面積率を定量化し、 これをフェライトおよびべイナ イトの体積占有率とした。
べィナイトの楕円長軸長さおよびァスぺク ト比は、 圧延方向に 亍な断面について 3% ナイタール溶液で組織を現出して、 板厚 1/4位置にて光学顕微鏡で 400倍で観察し、 Im age-Pro PLUS Ver. 4. 0. 0. 11 (Media Cybernetics社製） を用い、 画像解析処理により、 観察される個々のべイナイトと等面積で、 かつ慣性モーメントが等しい楕円 （特徴物相 当楕円） を想定し、 個々の楕円につき、 楕円長軸長さと短軸長さを求めた。 アスペク ト 比は楕円長軸長さ/楕円短軸長さとした。 これら個々のべイナィトについて求めた楕円 長軸長さとァス ぺクト比をそれぞれ平均して、 べィナイトの楕円長軸長さの平均およびァスぺクト比の 平均を求めた。
析出物観察は、 透過型電子顕微鏡 (TEM) により 20万倍以上でフェライ トの組織観察 を行なった。 Ti、 Nb、 V等析出物の組成は、 TEMに装備されたエネルギー分散型 X線分 光装置 （EDX) での分析により確認した。 とこで、 Tiを含む析出物については、 上記し たのと同じく Image- Pro PLUSを用い、 画像処理により、 測定対象である個々の析出物 (オブジェク小） の重心を通る径を 2° 刻みで測定し、 それを平均した値を個々の析出 物の直径として求め、 これらを平均して、 Tiを含む析出物の平均直径とした。
引張疲労試験は、 応力比 R0. 05 の条件で行ない、 繰り返し数 107で疲労限 (FL)を求め、 耐久比 (FL/TS)を求めた。 なお、 応力比 Rとは、 （最少繰り返し応力）/ (最大繰り返し応 力）で定義されている値である。
Tiを含む析出物の析出量は、 鋼中の Ti量に対する析出 Ti量の割合として算出した。 ' 析出 Ti量は抽出分析により得ることができる。 抽出分析の方法は、 マレイン酸系電解 液を用いて電解抽出した残渣をアルカリ融解し、 融成物を酸溶解した後、 ICP発光分光 法で測定する。
フェライトおよびべイナイトの硬度は次のように測定した。
ビッカース硬さ試験に用いる試験機は、 JISB7725に適合したものを用いた。 圧延方向に 平行な断面について 3¾ナイタール溶液で, «を現出して、 板厚 1/4位置にて試験力 0. 0 29 N (試験荷重 3g) でフユライト粒およびべイナイ ト粒にそれぞれくぼみをつけた。 く ぼみの対角線長さから JISZ2244にあるビッカース硬さ算出式を用レ、硬度を算出した。 それぞれ 30個のフェライト粒およびべィナイト粒の硬度を測定してそれぞれの平均値 を求め、 求めた平均値をフェライト相の平均硬度 (Hv。；)及びべィナイト相の平均硬度 (Ην Β)とした。
結果を表 3に示す。 本発明例では板厚 2. 0讓で、 TS780MPa以上で E1が 22%以上、 穴 拡げ率が 65%以上、 引張疲労試験における耐久比 （FL/TS) が 0. 65以上であった。
以上のように、 本発明の伸び特性、 伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高 強度熱延鋼板は、 成分および製造条件を調整し、 鋼板組織をフェライ ト、 べィナイトと し、 フェライ ト中には、 Tiを含む析出物を効率よく析出させ、 かつ、 微細に分散させる ことで、 板厚 2. 0画で、 TS780MPa以上で E1が 22%以上、 穴拡げ率が 65%以上、 引張疲労 の耐久比が 0. 65以上を呈し、 自動車用部品の板厚低減および自動車の衝突安全性向上 を可能とし、 自動車車体の高性能化に大きく寄与するという優れた効果を示す。
91
Figure imgf000016_0001
Figure imgf000016_0002
C9ZC/900Zdf/X3d 81 ^ 動 OAV
Figure imgf000017_0001
*仕上げ圧延終了してから冷却が開始するまでの時間
**仕上げ圧延温度から第一段冷却停止温度までの平均冷却速度
***空冷直後の温度から巻き取り温度までの平均冷却速度
表 3
Figure imgf000018_0001
*ベイナイトの相当楕円の（楕円長軸長さ/楕円短軸長さ）の平均
**鋼中の Ti量の析出割合

Claims

請求の範囲
1 . 質 a%で、
C： 0. 06%以上 0. 15%以下、
Si： 1. 2%以下、
Mn： 0. 5%以上 1. 6%以下、
P： 0. 04%以下、
S： 0. 005%以下、
A1： 0. 05%以下および
Ti： 0. 03%以上 0. 20%以下
を含有し、 残部が Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、 体積 占有率で 50%以上 90%以下がフェライ トで、 かつ残部が実質的にベイナイ トであって、 ， フェライトとべイナィ トの体積占有率の合計が 95%以上であり、 フェライ ト中には Tiを 含む析出物が析出し、 該析出物の平均直径が 20nm以下である組織を有し、 かつ、 銅中 の Ti量の 80%以上が析出していることを特徴とする伸び特性、 伸びフランジ特性および 引張疲労特性に優れた引張強度 780MPa以上の高強度熱延鋼板。
2 . 質 ¾%で、
C： 0. 06%以上 0. 15%以下、.
Si： 1. 2%以下、
Mn： 0. 5%以上 1. 6%以下、
P： 0. 04%以下、
S： 0. 005%以下、
A1： 0. 05%以下および Ti : 0. 03%以上 0. 20%以下を含有し、 さらに、 Nb： 0. 005%以上 0· 1
0%以下おょぴ V： 0. 03%以上 0. 15%以下の少なくとも 1種または 2種を含み、 残部が Fe および不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、 体積占有率で 50%以上 90% 以下がフェライ トで、 かつ残部が実質的にべィナイ トであって、 フェライトとべイナィ トの体積占有率の合計が 95%以上であり、 フェライ ト中には Tiを含む析出物が析出し、 該析出物の平均直径が 20nm以下である組織を有し、 かつ、 鋼中の Ti量の 80%以上が析 出していることを特徴とする伸び特性、 伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた 引張強度 780MPa以上の高強度熱延鋼板。
3 . 前記べィナイトの楕円長軸長さの平均値が 10 /x m未満であることを特徴とする請 求項 1または 2に記載の伸び特性、 伸びフランジ特性およぴ引張疲労特性に優れた引張 強度 780MPa以上の高強度熱延鋼板。
4 . 前記べィナイトの楕円長軸長さの平均値が ΙΟ μ ηι以上であるとともにべイナィト の相当楕円のァスぺクト比の平均が 4. 5以下であることを特徴とする請求項 1または 2 に記載 伸び特性、 伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度 780MPa以 上の高強度熱延鋼板。
5 . 前記フエライトの平均硬度 (Ηνα)と前記べィナイトの平均硬度 (HvB) I ΗνΒ-Ηνα ■ ≤230 を満足することを特徴とする請求項 1'ないし 4のいずれか 1項に記載の伸び特性、 伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張強度 780MPa以上の高強度熱延鋼板。
6 . 質量 ¾で、
C： 0. 06%以上 0. 15%以下、
Si： 1. 2%以下、
Mn： 0. 5%以上 1. 6¾以下、 .
P： 0. 04%以下、
S： 0. 005%以下、
A1 : 0. 05%以下および
Ti： 0. 03%以上 0. 20%以下を含有し、
残部が Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、 1150 以上 130 0 以下に加熱したのち、 仕上げ圧延温度を Ar3点以上 （Ar3点 +100で） 未満として熱間 圧延を行ない、 その後、 3. 0 s以内に冷却を開始し、 680 以上 （Ar3点 - 20 ） 未満の冷 却停止温度まで平均冷却速度 30 以上で強制冷却し、 次いで 3 s以上 15s以下の間強 制冷却を停止して空冷とし、 その後、 平均冷却速度 20 以上で強制冷却して 300¾以 上 600 :以下で巻き取ることを特徴とした伸び特性、 伸びフランジ特性および引張疲労 特性に優れた引張強度 780 Pa以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
7 . 質 *%で、
C： 0. 06%以上 0. 15%以下、
Si： 1. 2%以下、
Mn： 0. 5%以上 1. 6%以下、
P： 0. 04%以下、
S： 0. 005%以下、
A1： 0. 05%以下おょぴ
Ti： 0. 03%以上 0. 20%以下を含有し、 さらに、
Nb： 0. 005%以上 0. 10%以下および V： 0. 03%以上 0. 15%以下の少なくとも 1種または 2種 を含み、 残部が Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、 115 以上 1300 以下に加熱したのち、 仕上げ圧延温度を Ar3点以上 （Ar3点 +100^ 未満 として熱間圧延を行ない、 その後、 3. 0 s以内に冷却を開始し、 680 以上 （Ar3点 - 2 Ot ) 未満の冷却停止温度まで平均冷却速度 30ΐ:/5以上で強制冷却し、 次いで 3 s以上 15s以下の間強制冷却を停止して空冷とし、 その後、 平均冷却速度 20°C/s以上で強制冷 却して 300で以上 600で以下で卷き取ることを特徴とした伸び特性、 伸びフランジ特性 および引張疲労特性に優れた引張強度 780MPa以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
8 . 前記仕上げ圧延温度が、. Ar3点以上 (Ar3点 +5(TC)未満であることを特徴とする請 求項 6または 7に記載の伸び特性、 伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた引張 強度 780MPa 上の高強度熱延鋼板の製造方法。
9 . 前記仕上圧延温度が、 （Ar3点 +50) 以上 (Ar3点 +80) 未満であることを特徴と する請求項 6または 7に記載の伸び特性、 伸びクランジ特性および引張疲労特性に優れ た引張強度 780MPa以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
1 0 . 前記卷き取る温度が、 350 以上 500°C以下であることを特徴とする請求項 6な いし 9のいずれか 1項に記載の伸び特性、 伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れ た引張強度 780MPa以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
PCT/JP2006/326388 2006-05-16 2006-12-27 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 WO2007132548A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
BRPI0621704-4A BRPI0621704B1 (pt) 2006-05-16 2006-12-27 Chapa de aço de alta resistência laminada a quente e método para produção da mesma
EP06843757.3A EP2014781B1 (en) 2006-05-16 2006-12-27 High-strength hot-rolled steel plate having excellent stretch properties, stretch flanging properties and tension fatigue properties, and method for production thereof
US12/226,039 US8075711B2 (en) 2006-05-16 2006-12-27 Hot-rolled high strength steel sheet having excellent ductility, and tensile fatigue properties and method for producing the same
CA2652821A CA2652821C (en) 2006-05-16 2006-12-27 Hot-rollled high strength steel sheet having excellent ductility, stretch-flangeability, and tensile fatigue properties and method for producing the same
CN2006800546207A CN101443467B (zh) 2006-05-16 2006-12-27 延伸特性、延伸凸缘特性及拉伸疲劳特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2006-136393 2006-05-16
JP2006136393A JP5070732B2 (ja) 2005-05-30 2006-05-16 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2007132548A1 true WO2007132548A1 (ja) 2007-11-22

Family

ID=38693650

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2006/326388 WO2007132548A1 (ja) 2006-05-16 2006-12-27 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法

Country Status (8)

Country Link
US (1) US8075711B2 (ja)
EP (1) EP2014781B1 (ja)
KR (1) KR20080110904A (ja)
CN (1) CN101443467B (ja)
BR (1) BRPI0621704B1 (ja)
CA (1) CA2652821C (ja)
TW (1) TW200743674A (ja)
WO (1) WO2007132548A1 (ja)

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20100319819A1 (en) * 2008-02-08 2010-12-23 Shinjiro Kaneko High-strength hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same
CN102421925A (zh) * 2009-05-12 2012-04-18 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
WO2018026014A1 (ja) * 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
US10689737B2 (en) 2015-02-25 2020-06-23 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
US10752972B2 (en) 2015-02-25 2020-08-25 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
US10889879B2 (en) 2016-08-05 2021-01-12 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
US10913988B2 (en) 2015-02-20 2021-02-09 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
US11401571B2 (en) 2015-02-20 2022-08-02 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet

Families Citing this family (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5423191B2 (ja) * 2009-07-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP4978741B2 (ja) * 2010-05-31 2012-07-18 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5765080B2 (ja) * 2010-06-25 2015-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5724267B2 (ja) * 2010-09-17 2015-05-27 Ｊｆｅスチール株式会社 打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
BR112013023633A2 (pt) * 2011-03-18 2016-12-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp chapa de aço laminada a quente com excelente capacidade de conformação por prensagem e seu método de produção
RU2562582C1 (ru) * 2011-08-09 2015-09-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Горячекатаный стальной лист с высоким отношением предела текучести к пределу прочности, который имеет превосходные характеристики поглощения энергии удара при низкой температуре и устойчивость к размягчению зоны термического влияния (haz), и способ его получения
CN104039999B (zh) * 2012-01-05 2016-06-15 杰富意钢铁株式会社 淬透性优良且面内各向异性小的高碳热轧钢板及其制造方法
PL2816132T3 (pl) 2012-02-17 2017-06-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Blacha stalowa cienka, blacha stalowa cienka powlekana galwanicznie, sposób wytwarzania blachy stalowej cienkiej oraz sposób wytwarzania blachy stalowej cienkiej powlekanej galwanicznie
CN103320701B (zh) * 2012-03-23 2016-08-03 宝山钢铁股份有限公司 一种铁素体贝氏体先进高强度钢板及其制造方法
KR101706441B1 (ko) * 2012-04-26 2017-02-13 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 양호한 연성, 신장 플랜지성, 재질 균일성을 갖는 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
KR101706478B1 (ko) * 2012-06-26 2017-02-13 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
ES2608036T3 (es) * 2012-08-03 2017-04-05 Tata Steel Ijmuiden Bv Un proceso para producir tiras de acero laminado en caliente y una tira de acero producida con este
WO2014030663A1 (ja) * 2012-08-21 2014-02-27 新日鐵住金株式会社 鋼材
ES2698572T3 (es) * 2012-12-19 2019-02-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Chapa de acero laminada en caliente y método para fabricar la misma
US20160076124A1 (en) * 2013-04-15 2016-03-17 Jfe Steel Corporation High strength hot rolled steel sheet and method for manufacturing the same (as amended)
KR20150119363A (ko) * 2013-04-15 2015-10-23 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
JP6103160B1 (ja) 2015-07-06 2017-03-29 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度薄鋼板およびその製造方法
US10870901B2 (en) * 2015-09-22 2020-12-22 Tata Steel Ijmuiden B.V. Hot-rolled high-strength roll-formable steel sheet with excellent stretch-flange formability and a method of producing said steel
MX2018010932A (es) * 2016-03-11 2018-11-22 Jfe Steel Corp Lamina delgada de acero de alta resistencia y metodo de fabricacion de la misma.
KR101925717B1 (ko) * 2017-05-11 2018-12-05 포항공과대학교 산학협력단 축소 크기의 시편으로 시편 크기 효과가 없는 신장플랜지성을 측정하는 방법
KR102131527B1 (ko) * 2018-11-26 2020-07-08 주식회사 포스코 내구성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
EP3719147A1 (de) * 2019-04-01 2020-10-07 ThyssenKrupp Steel Europe AG Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
JP7235621B2 (ja) * 2019-08-27 2023-03-08 株式会社神戸製鋼所 低強度ホットスタンプ用鋼板、ホットスタンプ部品およびホットスタンプ部品の製造方法
CN113373375B (zh) * 2021-05-26 2022-07-19 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 高疲劳性能的600MPa级热轧汽车大梁钢带及制备方法
CN113308646B (zh) * 2021-05-28 2022-07-19 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 高疲劳性能700MPa级热轧汽车大梁钢带及制备方法

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0762485A (ja) 1993-08-25 1995-03-07 Nippon Steel Corp 加工性と疲労特性に優れた高強度鋼板とその製造方法
JPH08199298A (ja) 1995-01-20 1996-08-06 Kobe Steel Ltd 化成処理性の良好な高強度熱延鋼板及びその製造方法
JPH11241141A (ja) 1998-02-26 1999-09-07 Nippon Steel Corp 極めて疲労特性の優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2003064442A (ja) * 2001-08-21 2003-03-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐疲労亀裂進展性に優れた鋼板
JP2003321739A (ja) 2002-04-30 2003-11-14 Jfe Steel Kk 加工性に優れた高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
JP2004307919A (ja) * 2003-04-04 2004-11-04 Kobe Steel Ltd 成形性に優れた高強度熱延鋼板
JP2004339606A (ja) 2003-04-21 2004-12-02 Jfe Steel Kk 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2005314796A (ja) * 2004-03-31 2005-11-10 Jfe Steel Kk 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2005314798A (ja) * 2004-03-30 2005-11-10 Jfe Steel Kk 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
JP2006063360A (ja) * 2004-08-25 2006-03-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0826433B2 (ja) * 1992-12-28 1996-03-13 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
JP3251506B2 (ja) * 1996-07-15 2002-01-28 株式会社神戸製鋼所 圧壊特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP3697075B2 (ja) 1998-08-21 2005-09-21 クミアイ化学工業株式会社 トリフルオロメタンスルホニルアニリド誘導体、その製造方法及びそれを有効成分とする除草剤
JP3539545B2 (ja) * 1998-12-25 2004-07-07 Ｊｆｅスチール株式会社 バーリング性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
EP1176217B1 (en) * 2000-07-24 2011-12-21 KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. High-strength hot-rolled steel sheet superior in strech flange formability and method for production thereof
ATE415500T1 (de) * 2000-12-07 2008-12-15 Nippon Steel Corp Hochfeste warmgewalzte stahlplatte mit hervorragender ausweitbarkeit und duktilität und verfahren zu ihrer herstellung
JP3879440B2 (ja) * 2001-06-07 2007-02-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板の製造方法

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0762485A (ja) 1993-08-25 1995-03-07 Nippon Steel Corp 加工性と疲労特性に優れた高強度鋼板とその製造方法
JPH08199298A (ja) 1995-01-20 1996-08-06 Kobe Steel Ltd 化成処理性の良好な高強度熱延鋼板及びその製造方法
JPH11241141A (ja) 1998-02-26 1999-09-07 Nippon Steel Corp 極めて疲労特性の優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2003064442A (ja) * 2001-08-21 2003-03-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐疲労亀裂進展性に優れた鋼板
JP2003321739A (ja) 2002-04-30 2003-11-14 Jfe Steel Kk 加工性に優れた高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
JP2004307919A (ja) * 2003-04-04 2004-11-04 Kobe Steel Ltd 成形性に優れた高強度熱延鋼板
JP2004339606A (ja) 2003-04-21 2004-12-02 Jfe Steel Kk 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2005314798A (ja) * 2004-03-30 2005-11-10 Jfe Steel Kk 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
JP2005314796A (ja) * 2004-03-31 2005-11-10 Jfe Steel Kk 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2006063360A (ja) * 2004-08-25 2006-03-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2014781A4

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20100319819A1 (en) * 2008-02-08 2010-12-23 Shinjiro Kaneko High-strength hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same
CN102421925A (zh) * 2009-05-12 2012-04-18 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
US10913988B2 (en) 2015-02-20 2021-02-09 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
US11401571B2 (en) 2015-02-20 2022-08-02 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
US10689737B2 (en) 2015-02-25 2020-06-23 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
US10752972B2 (en) 2015-02-25 2020-08-25 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
WO2018026014A1 (ja) * 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
JP6358407B2 (ja) * 2016-08-05 2018-07-18 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
JPWO2018026014A1 (ja) * 2016-08-05 2018-08-02 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
US10889879B2 (en) 2016-08-05 2021-01-12 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
US11236412B2 (en) 2016-08-05 2022-02-01 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet

Also Published As

Publication number Publication date
CN101443467A (zh) 2009-05-27
KR20080110904A (ko) 2008-12-19
TWI330667B (ja) 2010-09-21
EP2014781A4 (en) 2012-01-25
EP2014781B1 (en) 2016-11-09
CN101443467B (zh) 2011-11-09
EP2014781A1 (en) 2009-01-14
TW200743674A (en) 2007-12-01
BRPI0621704B1 (pt) 2014-08-19
US20090050244A1 (en) 2009-02-26
US8075711B2 (en) 2011-12-13
CA2652821C (en) 2015-11-24
CA2652821A1 (en) 2007-11-22
BRPI0621704A2 (pt) 2011-12-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2007132548A1 (ja) 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5070732B2 (ja) 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN110475888B (zh) 冷轧钢板和热浸镀锌冷轧钢板
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
EP2554705B1 (en) Hot-dip galvanized steel sheet with high tensile strength and superior processability and method for producing same
KR101424859B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
TWI425100B (zh) 延伸性及擴孔性優異之高降伏比高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法
EP2816132B1 (en) Steel sheet, plated steel sheet, method for producing steel sheet, and method for producing plated steel sheet
EP2554706A1 (en) Hot-rolled steel sheet with high tensile strength and superior processability and method for producing same
JP3846206B2 (ja) 歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法
TWI499676B (zh) 高降伏比高強度冷軋鋼板及其製造方法
JP2008255484A (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
JP2004143518A (ja) 熱延鋼板
JPWO2019216269A1 (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
EP2604716B1 (en) High-strength hot-rolled steel sheet having excellent workability, and a method for producing same
JP6866933B2 (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
JP4736441B2 (ja) 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2008189985A (ja) 局部延性能に優れた熱延鋼板及びその製造方法
JP7131687B2 (ja) 熱間圧延鋼板およびその製造方法
JP4710558B2 (ja) 加工性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
WO2021176999A1 (ja) 熱間圧延鋼板
CN114829649B (zh) 热轧钢板
JP2008174813A (ja) 高張力鋼板およびその製造方法
EP4123046B1 (en) Steel sheet
JP2002180193A (ja) 伸びフランジ性に優れる熱延鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 06843757

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 12226039

Country of ref document: US

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2006843757

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2006843757

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2652821

Country of ref document: CA

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 4584/KOLNP/2008

Country of ref document: IN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020087027801

Country of ref document: KR

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 200680054620.7

Country of ref document: CN

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: PI0621704

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20081117