WO2011148490A1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2011148490A1
WO2011148490A1 PCT/JP2010/059013 JP2010059013W WO2011148490A1 WO 2011148490 A1 WO2011148490 A1 WO 2011148490A1 JP 2010059013 W JP2010059013 W JP 2010059013W WO 2011148490 A1 WO2011148490 A1 WO 2011148490A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
less
rolling
ferrite
temperature
Prior art date
Application number
PCT/JP2010/059013
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
泰明 田中
富田　俊郎
河野　佳織
Original Assignee
住友金属工業株式会社
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 住友金属工業株式会社 filed Critical 住友金属工業株式会社
Priority to ES10852160T priority Critical patent/ES2756584T3/es
Priority to PL10852160T priority patent/PL2578711T3/pl
Priority to KR1020127033645A priority patent/KR101456772B1/ko
Priority to CN201080068266.XA priority patent/CN103038381B/zh
Priority to PCT/JP2010/059013 priority patent/WO2011148490A1/ja
Priority to US13/699,845 priority patent/US10538823B2/en
Priority to EP10852160.0A priority patent/EP2578711B1/en
Priority to JP2012517059A priority patent/JP5252128B2/ja
Publication of WO2011148490A1 publication Critical patent/WO2011148490A1/ja

Links

Images

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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • 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
    • 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • 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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with 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
    • C22C38/18—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
    • 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
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate having a tensile strength of 750 MPa or more, excellent press formability and dynamic deformation characteristics, and a method for producing the same.
  • collision resistant members materials for members that bear the load at the time of collision
  • the strength of a steel sheet is affected by the deformation speed. As the strain rate of the steel sheet during deformation increases, the deformation stress of the steel sheet increases.
  • a steel plate having a remarkably high tensile strength during high-speed deformation is suitable as a material for the impact-resistant member.
  • Patent Document 1 discloses a cold-rolled steel sheet having a two-phase structure of ferrite and 10 to 50% martensite in a volume ratio and excellent in impact resistance.
  • This cold rolled steel sheet has improved dynamic deformation characteristics (strength difference between tensile strength at high tensile strain rate and tensile strength at low tensile strain rate) by reducing the amount of solid solution element in ferrite, Thereby, it has high yield strength at the time of high-speed tensile deformation.
  • the tensile strength of the steel plate having the chemical components and characteristics disclosed in Patent Document 1 is not described in Patent Document 1, it is considered to be about 590 MPa.
  • Patent Document 2 A method for producing a fine-structure high-strength steel sheet is disclosed in Patent Document 2. However, this method is extremely low in productivity because it is necessary to repeatedly roll a plurality of laminated steel plates a plurality of times.
  • Cold-rolled annealing with an ultrafine ferrite structure is performed on hot-rolled steel sheets having a martensite phase of 90% or more by performing cold rolling at a total rolling reduction of 20% or more and less than 80% and low-temperature annealing at 500 to 600 ° C.
  • a method of manufacturing a plate is disclosed in Patent Document 3. However, since this method uses a hot-rolled steel sheet having a martensite phase as a raw material, the material to be rolled is strengthened and hardened during the cold rolling, so that the cold rolling property is remarkably lowered and the productivity is low. .
  • Non-Patent Document 1 it is known that the uniform elongation of the steel sheet is significantly reduced as the crystal grains become finer.
  • the conventional technology cannot provide a steel sheet having both a tensile strength of 750 MPa or more, excellent press formability and dynamic deformation characteristics.
  • the steel sheet having both a tensile strength of 750 MPa or more, excellent press formability and dynamic deformation characteristics has a fine ferrite structure as the main phase of the metal structure of the steel sheet, and the type and dispersion of the second phase.
  • the precipitation of strengthening elements contained in the steel sheet is suppressed, the ferrite crystal grains are refined, and the second phase is uniformly and finely dispersed, whereby the dynamic deformation characteristics of the steel sheet are improved. improves.
  • (B) The effect described in the above item (a) is obtained not only for the steel sheet that has been hot-rolled but also for the steel sheet that has been cold-rolled and annealed after being hot-rolled. It is done.
  • the present invention is a steel sheet having the following chemical composition and the following metal structure.
  • Chemical composition C: 0.05 to 0.20% (in this specification, “%” means “mass%” unless otherwise specified), Si: 0.02 to 3.0%, Mn: 0.5 to 3.0%, P: 0.5% or less, S: 0.05% or less, Cr: 0.05 to 1.0%, sol. Al: 0.01 to 1.0%, one or more selected from the group consisting of Ti, Nb, Mo, V and W: 0.002 to 0.03% or less in total, as required
  • the average crystal grain size of ferrite is 3.0 ⁇ m or less in a region of 100 to 200 ⁇ m in the thickness direction from the surface of the steel plate, and the region is composed of ferrite with an area ratio of 30 to 80% and the remaining structure. And the average sheet thickness direction interval of the remaining structure in the region is 3.0 ⁇ m or less.
  • the present invention relates to a product of tensile strength and elongation at break, which has a tensile strength of 750 MP or more by cooling and winding a steel slab having the above-described chemical composition in multiple passes.
  • Steel sheet having mechanical properties such that the difference between the dynamic tensile strength at a tensile strain rate of 10 3 / sec and the static tensile strength at a tensile strain rate of 0.01 / sec is 80 MPa or more.
  • Condition 1 The rolling temperature of the final rolling pass of the hot rolling finish rolling is Ar 3 points or more.
  • Condition 2 The total of the passage time of three consecutive passes including the final rolling pass and the cooling time from the temperature at the end of finish rolling to 720 ° C. is within 4.0 seconds.
  • Condition 3 Cooling is started within 0.5 seconds from the end of finish rolling.
  • Condition 4 winding is performed at a temperature of 630 ° C. or lower.
  • cold rolling is performed at a rolling rate of 40 to 80%, and then annealing is performed for 10 to 300 seconds in a temperature range of Ac 1 to (Ac 3 + 10 ° C.). You may go.
  • the steel plate according to the present invention or the steel plate produced by the method according to the present invention has the following mechanical properties.
  • Mechanical properties Tensile strength is 750 MP or more, product of tensile strength and breaking elongation is 13000 MPa ⁇ % or more, and dynamic tensile strength and tensile strain rate at a tensile strain rate of 10 3 / sec are 0.01 The difference from the static tensile strength at / sec is 80 MPa or more.
  • a steel plate having a tensile strength of 750 MPa or more, excellent press formability and dynamic deformation characteristics is provided without impairing productivity.
  • Chemical composition [C: 0.05-0.20%] C lowers the transformation temperature from austenite to ferrite and lowers the finishing temperature of hot rolling, and therefore effectively promotes refinement of ferrite crystal grains.
  • C secures the strength of the steel sheet.
  • the C content is 0.05% or more, and preferably 0.08% or more in order to further promote the refinement of ferrite crystal grains.
  • the C content is 0.20% or less, and preferably 0.17% or less in order to improve the workability of the welded portion.
  • Si improves the strength of the steel sheet.
  • Si content is 0.02% or more, Preferably it is 0.1% or more, More preferably, it is 0.3% or more.
  • Si content is 3.0% or less, Preferably it is 2.0% or less, More preferably, it is 1.8% or less.
  • Si and sol. The total content of Al is preferably 1.0% or more.
  • Mn ensures the strength of the steel sheet. Moreover, since Mn lowers both the transformation temperature from austenite to ferrite and the finishing temperature of hot rolling, it promotes refinement of ferrite crystal grains. For this reason, Mn content is 0.5% or more, Preferably it is 1.0% or more, More preferably, it is 1.5% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.0%, the ferrite transformation after hot rolling is delayed and the ferrite volume fraction is lowered. For this reason, Mn content is 3.0% or less, Preferably it is 2.5% or less.
  • P 0.5% or less
  • P is contained as an inevitable impurity. If the P content exceeds 0.5%, P segregates at the grain boundaries and the stretch flangeability of the steel sheet deteriorates. For this reason, P content is 0.5% or less, Preferably it is 0.2% or less, More preferably, it is 0.05% or less.
  • S 0.05% or less
  • S is contained as an inevitable impurity. If the S content exceeds 0.05%, sulfide inclusions are formed, and the workability of the steel sheet decreases. The lower the S content, the better the workability of the steel sheet. For this reason, S content is 0.05% or less, Preferably it is 0.008% or less, More preferably, it is 0.003% or less.
  • Cr 0.05 to 1.0%
  • Cr strengthens the ferrite and increases the hardenability of the steel sheet, generating martensite and bainite in the ferrite.
  • Cr suppresses the formation of coarse pearlite, contributes to the fine dispersion of the structure, and improves the dynamic strength.
  • Cr content is 0.05% or more, More preferably, it is 0.1% or more.
  • Cr content is 1.0% or less, Preferably it is 0.8% or less.
  • sol. Al 0.01 to 1.0%
  • Al improves the ductility of the steel sheet. For this reason, sol. Al content is 0.01% or more.
  • the Al content is 1.0% or less, preferably 0.5% or less.
  • Ti, Nb, Mo, V and W all form carbonitrides, or some elements exist in the steel as a solid solution state, thereby suppressing grain coarsening and refinement. It is effective for. For this reason, 0.002% or more in total of 1 type, or 2 or more types of Ti, Nb, Mo, V, and W is contained.
  • the content of one or more of Ti, Nb, Mo, V and W exceeds 0.03% in total, movable dislocations easily occur in the ferrite, and the dynamic deformation characteristics of the steel sheet descend. For this reason, the content of one or more selected from the group consisting of Ti, Nb, Mo, V and W is 0.03% or less in total.
  • Ca, Mg and REM may be contained as required as optional elements in order to refine oxides and nitrides precipitated during solidification of the slab and maintain the soundness of the slab.
  • REM rare earth elements
  • the content of one or more of these elements exceeds 0.0050% in total, inclusions are generated, the formability of the steel sheet deteriorates, and the manufacturing cost of the steel sheet increases. Therefore, the content of one or more of these elements is 0.0050% or less in total.
  • the content of one or more of these elements is preferably 0.0005% or more in total in order to reliably obtain the above-described effects.
  • N is illustrated as an impurity other than the above. N exists as an inevitable impurity. When N content exceeds 0.01%, the workability of a steel plate will fall. For this reason, it is preferable that N content is 0.01% or less, and it is more preferable that it is 0.006% or less.
  • decarburization and concentration of easily oxidizable elements are caused by the influence of the atmosphere of the heating furnace and the coiling temperature of the hot-rolled steel sheet at the time of manufacturing the steel sheet.
  • tissue and mechanical characteristic of the outermost layer part of a steel plate are easy to change with the position of the plate
  • the structure and mechanical properties at a position where a minute distance (100 to 200 ⁇ m) has entered from the outermost layer portion of the steel plate in the thickness direction are stabilized.
  • the average crystal grain size of ferrite in the region of 100 to 200 ⁇ m from the surface of the steel sheet in the thickness direction is 3.0 ⁇ m or less, so that not only hot-rolled steel sheets but also cold-rolled steel sheets subjected to cold rolling and annealing are used. In order to have sufficient dynamic deformation properties.
  • This average crystal grain size is preferably 2.5 ⁇ m or less, more preferably 2.0 ⁇ m or less, and most preferably 1.5 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size of ferrite is preferably 0.3 ⁇ m or more, and more preferably 0.5 ⁇ m or more in consideration of productivity.
  • the average spacing in the thickness direction of the remaining structure excluding ferrite in the region is 3.0 ⁇ m or less.
  • the average thickness direction interval is preferably 2.5 ⁇ m or less, more preferably 2.0 ⁇ m or less, and most preferably 1.6 ⁇ m or less.
  • the type of the remaining structure is not particularly limited, and is, for example, bainite, martensite, retained austenite, or granular cementite depending on the static tensile strength required for the steel sheet.
  • the balance structure is preferably bainite, tempered martensite, bainite, tempered martensite, or granular cementite.
  • the “average thickness direction interval” means that the cross section in the rolling longitudinal direction of the steel sheet is mirror-polished and then subjected to nital corrosion, and a scanning electron microscope is used to shoot a digital image of 1000 to 2000 times in an area of 100 to 200 ⁇ m from the surface layer. Then, drawing a line having a length of 40 to 80 ⁇ m in the plate thickness direction of this digital image and measuring the interval of the remaining tissue relative to the plate thickness direction is repeated five times at an arbitrary position, and an average value thereof is obtained. .
  • the average interval in the plate thickness direction of the remaining structure excluding ferrite is 3.0 ⁇ m. If it exceeds, the remaining structure will be present in a band shape and partially, and the remaining structure as the second phase will not be uniformly and finely dispersed. For this reason, the press formability and dynamic strength of the steel sheet are reduced.
  • the remaining structure of the steel sheet exists in a band shape and partially as described above, the remaining structure of the cold-rolled annealed steel sheet manufactured by cold rolling and annealing the steel sheet becomes a band shape.
  • the dynamic strength of the annealed steel sheet becomes insufficient.
  • the average spacing in the thickness direction of the remaining structure excluding ferrite is 3.0 ⁇ m or less, preferably 2.5 ⁇ m or less, more preferably 2.5 ⁇ m or less in the region of 100 to 200 ⁇ m from the steel plate surface to the plate thickness direction. It is 2.0 ⁇ m or less, and most preferably 1.6 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the sheet thickness direction average interval is preferably 0.3 ⁇ m or more, and more preferably 0.5 ⁇ m or more, in view of the average ferrite particle size effective for dynamic deformation characteristics.
  • the average interval in the rolling direction of the remaining structure is preferably 3.0 ⁇ m or less in the region of 100 to 200 ⁇ m in the plate thickness direction from the steel plate surface. Thereby, the flatness of the ferrite structure of the parent phase is lowered, and more equiaxed ferrite grains are finely dispersed. Therefore, more uniform strain is imparted to the ferrite during dynamic deformation as well as during static deformation, and as a result, static elongation and dynamic strength are further improved.
  • the average interval in the rolling direction is preferably 2.5 ⁇ m or less, more preferably 2.0 ⁇ m or less, and most preferably 1.6 ⁇ m or less.
  • the press formability of the steel sheet after hot rolling is significantly improved.
  • the area ratio of retained austenite is less than 5%, the press formability is not sufficiently improved.
  • the area ratio of retained austenite exceeds 30%, the austenite is unstable, and thus the effect of improving the press formability. Is killed. Therefore, the area ratio of retained austenite in the remaining structure is preferably 5 to 30% in order to improve the press formability of the steel sheet.
  • the product of tensile strength and breaking elongation is 13000 MPa ⁇ % or more. Thereby, the outstanding press moldability is obtained.
  • the product of the tensile strength and the breaking elongation is preferably 14000 MPa ⁇ % or more.
  • the product of tensile strength and elongation at break is preferably 16000 MPa ⁇ % or more, More preferably, it is 17000 MPa ⁇ % or more.
  • FIG. 1 is an explanatory view showing the shape of a high-speed tensile test piece. This strength difference is obtained by taking a micro test piece having the shape shown in FIG. 1 and using a test block type high-speed tensile tester and a dynamic tensile strength at a tensile strain rate of 10 3 / sec and a tensile strain rate of 0. Defined as the difference ⁇ TS from the static tensile strength at 0.01 / second.
  • the excellent dynamic deformation characteristic means that the strength difference ⁇ TS is 80 MPa or more, preferably 100 MPa or more, and most preferably 120 MPa or more.
  • Hot rolling is preferably performed in the austenite temperature range from a temperature exceeding 1000 ° C. using a lever mill or tandem mill. At least the final several stages of rolling are preferably performed using a tandem mill from the viewpoint of industrial productivity.
  • a slab obtained by continuous casting or casting / splitting, a steel plate obtained by strip casting, and if necessary, hot-worked or cold-worked once, etc. are used as a steel piece. If the temperature of the billet is low, hot rolling is started after reheating the billet to a temperature above 1000 ° C.
  • the starting temperature of hot rolling is 1000 ° C. or less, not only the rolling load becomes excessive and it becomes difficult to obtain a sufficient rolling rate, but hot rolling with a sufficient rolling rate is not less than Ar 3 points. It cannot be terminated at temperature, and the desired mechanical properties and thermal stability cannot be obtained.
  • the starting temperature of hot rolling is more preferably 1025 ° C. or more, and further preferably 1050 ° C. or more.
  • the hot rolling start temperature is preferably 1350 ° C. or less, and more preferably 1280 ° C. or less, in order to suppress coarsening of austenite grains and suppress equipment costs and heating fuel costs.
  • the starting temperature of hot rolling is a relatively low temperature (for example, 1050 to 1250 ° C.) in the temperature range in the case of a steel type that does not need to sufficiently dissolve precipitates such as TiC and NbC in austenite. It is preferable. Thereby, the initial austenite crystal grains are refined, and the ferrite crystal grains of the obtained steel sheet are easily refined.
  • the finishing temperature of hot rolling is Ar 3 or higher in order to transform from austenite to ferrite after hot rolling, and it is preferable to further satisfy a temperature condition of 780 ° C. or higher from the viewpoint of avoiding an increase in rolling load.
  • the temperature at which the hot rolling is finished is not less than Ar 3 points, but is preferably as low as possible. This is because, as the temperature at which hot rolling is finished is lower, the effect of accumulating work strain introduced into austenite by hot rolling is increased and the refinement of ferrite crystal grains is promoted.
  • Ar 3 point of the steel type used in the present invention is 950 ° C. from approximately 730 ° C..
  • Hot rolling is continuous multi-pass rolling.
  • the amount of reduction per pass is preferably 15 to 60%.
  • the larger the amount of reduction per pass the more the strain to austenite accumulates, and the ferrite crystal grains generated by transformation become finer. For this reason, it is preferable that the reduction amount per pass is 20% or more particularly in three consecutive passes including the final rolling pass of the hot rolling finish rolling.
  • the rolling amount per pass is less than 50% in order to avoid an increase in rolling equipment due to an increase in rolling load and to ensure controllability of the shape of the steel sheet.
  • the rolling reduction of each of the three passes is 40% / pass or less.
  • the steel plate that has finished hot rolling is cooled. This cooling transforms the deformation band from austenite to ferrite as a ferrite nucleation site without releasing the deformation band (working strain) introduced into the austenite.
  • the steel sheet has a metal structure in which fine ferrite and the remaining structure are uniformly dispersed.
  • the hot rolling is performed so that the total time of the passing time of the three passes and the cooling time from the temperature at the end of finish rolling to 720 ° C. is within 4.0 seconds. After that, cooling is started within 0.5 seconds from the end of finish rolling.
  • the total time of the sheet passing time and the cooling time to 720 ° C. is determined by measuring the timing at which the tip of the steel sheet reaches the first roll of 3 passes with the sensor, and the temperature sensor installed in the cooling zone. Can be calculated from the relationship between these measured values and the plate feed speed. Moreover, the cooling start time from the end of finish rolling can be calculated from the sheet passing speed and the distance between the final roll and the cooling zone.
  • the passage time of the three passes affects the rate at which the deformation zone introduced by hot rolling, that is, the nucleation site disappears.
  • the cooling time also affects the rate at which the deformation zone disappears during cooling. Therefore, hot rolling and subsequent cooling are performed with the total time being within 4.0 seconds in order to sufficiently preserve the deformation zone introduced by hot rolling.
  • the reason for controlling the passing time of the three passes is that these passes are rolling passes near the lower limit of the recrystallization temperature, so that austenite is not recrystallized, and hot rolling is performed by processing heat. This is because hot rolling is performed at approximately isothermal temperatures of approximately 800 to 950 ° C., and therefore rolling time is a main factor for preserving the deformation zone.
  • cooling time affects the rate at which the deformation band disappears, that is, the formation of fine ferrite crystal grains. For this reason, cooling is started as soon as possible after finish rolling, specifically within 0.5 seconds from the end of finish rolling. Cooling is preferably initiated within 0.3 seconds, more preferably within 0.1 seconds, and most preferably within 0.05 seconds.
  • the temperature range of 720 ° C. or lower is a transformation temperature range in which transformation from austenite to ferrite is activated. Further, the ferrite transformation temperature range in which the desired fine ferrite structure can be obtained is a temperature range of 720 to 600 ° C. For this reason, after the temperature of the steel sheet reaches 720 ° C. or lower, the steel sheet may be retained in the temperature range of 720 to 600 ° C. for 1 to 10 seconds by temporarily stopping cooling or reducing the cooling rate. .
  • Winding process The steel plate that has undergone the hot rolling process and the cooling process is wound at 630 ° C. or less by the winding process. Thereby, the remainder structure other than the ferrite of a steel plate is controlled.
  • the coiling temperature is higher than 630 ° C.
  • a large amount of pearlite is generated to reduce the elongation of the steel sheet, and a static tensile strength of 750 MPa or more is not ensured.
  • the remaining structure is martensite, it is preferable to cool a temperature range of 600 ° C. or lower at a cooling rate of 40 ° C./second or more and wind up at a temperature range of room temperature to 200 ° C.
  • the coiling temperature is higher than 200 ° C.
  • the desired steel plate strength may not be obtained due to tempering of martensite, and the balance between strength and ductility is lowered.
  • it is more preferable to set the coiling temperature to 100 ° C. to 150 ° C.
  • the remaining structure is bainite
  • it is preferably wound at a temperature of 400 ° C. or higher and lower than 600 ° C.
  • the remaining structure contains residual austenite together with bainite, it is more preferable to wind at a temperature of 400 to 450 ° C.
  • the remaining structure is granular cementite, it is preferably wound at 600 ° C. or more and 630 ° C. or less. In order to make the remaining structure finer, it is more preferable to set the coiling temperature to 620 ° C. or lower.
  • the steel sheet that has undergone the winding process may be further subjected to cold rolling and annealing. At this time, the surface layer scale of the steel sheet may be removed by pickling treatment before cold rolling.
  • Cold rolling is performed at a rolling rate of 40 to 80%.
  • the rolling rate is defined as ⁇ (steel plate thickness before cold rolling ⁇ steel plate thickness after cold rolling) / steel plate thickness before cold rolling) ⁇ ⁇ 100%.
  • the rolling ratio is less than 40%, sufficient strain is not imparted to the ferrite, and the static elongation of the steel sheet after annealing is lowered.
  • the rolling rate is preferably 50% or more.
  • a high rolling rate exceeding 80% a great load is applied to the rolling mill, and the productivity of the steel sheet is lowered.
  • the remaining structure excluding ferrite of the steel sheet that is subjected to cold rolling through the hot rolling and cooling is a structure containing martensite or bainite, which can more efficiently impart strain to the ferrite. This is preferable because it is possible. For example, by cooling at 600 ° C. or less at a cooling rate of 40 ° C./second and winding in a temperature range of room temperature to 200 ° C. or winding in a temperature range of 400 ° C. to less than 600 ° C., The remaining structure may be a structure containing martensite or bainite.
  • the holding temperature is Ac 1 to (Ac 3 + 10 ° C.) in the steel sheet.
  • the second phase that originally contributes to the static tensile strength is only cementite, and sufficient static tensile strength cannot be obtained. Even if static tensile strength is obtained, recovery to normal structure and recrystallization do not proceed sufficiently in some cases, static tensile elongation decreases, and dynamic tensile strength is caused by the presence of work strain remaining in ferrite. Strength decreases.
  • the lower limit of the holding temperature is preferably 750 ° C. from the viewpoint of productivity.
  • the upper limit of the holding temperature is preferably Ac 3 temperature.
  • Holding time is 10 to 300 seconds.
  • the holding time is less than 10 seconds, it is difficult to carry out in the existing manufacturing process, the metal structure tends to be banded due to segregation of substitutional elements, and the holding temperature is relatively low within the above range. In such a case, the removal of processing strain by cold rolling becomes insufficient, and the elongation of the steel sheet is lowered.
  • the holding time is longer than 300 seconds, austenite becomes coarse during holding, ferrite grains precipitated in the subsequent cooling process become coarse, and both static tensile strength and dynamic tensile strength decrease.
  • Cooling after holding affects the metal structure of the steel sheet.
  • the remaining structure excluding ferrite becomes martensite by cooling to the Ms point or less without passing through the bainite nose in the CCT curve. If the bainite nose is passed or the cooling is stopped in the bainite region, the remaining structure becomes bainite.
  • the cooling rate of 700 ° C. or less is preferably 20 ° C./second or more.
  • the tensile strength is 750 MPa or more
  • a steel sheet having a mechanical property in which the product of the elongation at break is 13000 MPa ⁇ % or more and the difference between the dynamic tensile strength and the static tensile strength is 80 MPa or more is produced.
  • Hot-rolled steel sheets were manufactured from the steel pieces having chemical compositions A to L shown in Table 1 under the conditions shown in Table 2.
  • Chemical compositions F to I in Table 1 do not satisfy the chemical composition defined in the present invention, and trial numbers 13 and 14 in Table 2 do not satisfy the production conditions defined in the present invention.
  • F1 to F3 in Table 2 indicate the reduction ratios in each stand, ⁇ t indicates the elapsed time from the end of finish rolling to the start of cooling, and (F1 to 720 ° C. time) is a continuous 3 including the final rolling pass. The total time of the sheet passing time of passes F1 to F3 and the cooling time from the temperature at the end of finish rolling to 720 ° C. is shown.
  • the metal structure and mechanical properties of the hot-rolled steel sheets Nos. 1 to 15 were measured according to the procedure described below.
  • Method After mirror-polishing the cross section in the longitudinal direction of the rolling, the metal structure that had undergone the night erosion was measured in a region of 100 to 200 ⁇ m from the surface layer based on a digital image taken at 1000 to 2000 times with a scanning electron microscope.
  • the average ferrite grain size was determined as the average ferrite grain size by a cutting method.
  • the average spacing in the thickness direction of the remaining tissue is drawn 5 times in the thickness direction, measuring the spacing of the second phase relative to the thickness direction 5 times at an arbitrary position, and the average value thereof. As calculated.
  • the ferrite fraction was obtained by calculating the area ratio of ferrite by binarizing by image processing using the fact that phases such as martensite and bainite are shown darker than ferrite in the SEM image.
  • Formability was determined by taking a JIS No. 5 tensile test piece and conducting a tensile test, and obtaining a good strength and formability balance in which the product of tensile strength and elongation at break was 13000 MPa ⁇ % or more.
  • the dynamic deformation characteristics were obtained by collecting the minute TPs shown in FIG. 1 and using a force-block type high-speed tensile tester and tensile strength and tensile strain rate at a tensile strain rate of 10 3 / sec.
  • Steel having a high static difference of 80 MPa or more considering that the strength difference ⁇ TS with respect to the tensile strength at 0.01 / sec is about 60 MPa in the conventional steel of 780 to 980 MPa class. was passed.
  • trial numbers 1 to 5, 10 to 12 and 15 use slabs having chemical compositions A to E and J to L that satisfy the chemical composition of the present invention, and satisfy the manufacturing conditions of the present invention. It can be seen that it has high strength of 750 MPa, excellent moldability of TS ⁇ EL ⁇ 13000 (MPa ⁇ %), and high dynamic deformation characteristics (static difference) of 80 MPa or more.
  • trial number 6 uses a slab having a chemical composition F that does not satisfy the chemical composition of the present invention, and thus shows a relatively high static TS and static EL, but a large amount of Ti as a precipitation strengthening element. Since it contains, the static difference is as low as the conventional material.
  • Test Nos. 7 to 9 use slabs having chemical compositions G to I that do not satisfy the chemical composition of the present invention, so that high static strength and ductility are not compatible with high static difference.
  • Trial No. 13 uses a slab having a chemical composition A that satisfies the composition of the present invention, but the rolling conditions do not satisfy the production conditions of the present invention, so that the precipitation of fine ferrite is not sufficient, the static elongation is low, Also, the static difference is low.
  • Example 1 The steel plates Nos. 1 to 4, 6, 7, 13 and 15 that had been subjected to hot rolling and cooling in Example 1 were subjected to cold rolling and annealing under the conditions shown in Table 4, and then the windings shown in Table 2 Cold-rolled steel sheets of trial numbers 18 to 31 in Table 4 were produced by winding at the take-up temperature.
  • Table 5 shows the measurement results of the metal structure and mechanical properties of the cold-rolled steel plates of trial numbers 18 to 31.
  • the measuring method of a metal structure and a mechanical characteristic is the same as the measuring method of Example 1.
  • the cold-rolled steel plates of trial numbers 18, 19, 24, 25, 27, 28, and 30 are hot-rolled steel plates manufactured under the conditions in the scope of the present invention, within the scope of the present invention. Manufactured by cold rolling and annealing under conditions.
  • the cold-rolled steel sheets of trial numbers 18, 19, 24, 25, 27, 28, and 30 have high strength of 750 MPa, excellent formability of TS ⁇ EL ⁇ 13000 (MPa ⁇ %), and high dynamic of 80 MPa or more. It can be seen that it also has deformation characteristics (static difference).
  • the trial number 20 uses the slab of the composition F that does not satisfy the chemical composition of the present invention, it exhibits a relatively high static TS and static EL, but, like the trial number 6 in Table 3, precipitation occurs. Since it contains a large amount of Ti, which is a strengthening element, the static difference is as low as that of conventional materials.
  • Test No. 21 uses a coarse hot-rolled steel sheet (hot-rolled sheet number 13) having a ferrite grain size of more than 3.0 ⁇ m as a base material, so that the ferrite after cold rolling and annealing also becomes coarse grains, As low as conventional materials.
  • the trial number 22 since the specimen No. 15 satisfying the present invention as a base material was annealed at a low annealing temperature, the work structure by cold rolling remained, and the average ferrite grain size and the average thickness direction interval of the remaining structure were measured. could not. Moreover, the trial number 22 has remarkably low elongation and a low static motion difference.
  • the trial number 23 Since the trial number 23 annealed at the high annealing temperature about the trial number 1 which satisfies this invention as a base material, since a ferrite also becomes coarse, dynamic tensile strength is low. Since the trial number 26 uses the slab of the composition G which does not satisfy the composition of the present invention, the ferrite fraction is high and the static strength is low even after cold rolling.
  • Test No. 29 was annealed for a test No. 1 satisfying the present invention as a base material with a long annealing time (holding time) exceeding 300 seconds, so that the ferrite was coarsened. Further, the average sheet thickness direction interval of the remaining structure is wide. For this reason, a static difference is low.
  • the steel sheet of the present invention has ultrafine ferrite crystal grains and a uniform dispersion structure of the remaining structure (second phase), and not only as a hot-rolled steel sheet, but also by formability and dynamics by cold rolling and annealing. It is also suitable as a base material for cold-rolled steel sheets that have both deformation characteristics.
  • a steel sheet having a tensile strength of 750 MPa or more, excellent press formability, and dynamic deformation characteristics is easily manufactured without impairing productivity by the manufacturing method of the present invention.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials 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

　フェライト結晶粒の微細化により７５０ＭＰａ以上の静的強度を得るとともに、動的変形特性に優れる高強度鋼板を製造する。　Ｃ:0.05～0.20％、Ｓｉ:0.02～3.0％、Ｍｎ:0.5～3.0％、Ｐ:0.5％以下、Ｓ:0.05％以下、Ｃｒ:0.05～1.0％、ｓｏｌ．Ａｌ:0.01～1.0％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ及びＷからなる群から選ばれた１種または２種以上：合計で0.002～0.03％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成と、少なくとも鋼板表面から板厚方向に100～200μｍの領域においてフェライトの平均結晶粒径が３．０μｍ以下であり、この領域が30～80％の面積率のフェライトと残部組織とからなるとともに、この領域において残部組織の平均板厚方向間隔が3.0μｍ以下である金属組織と、引張強度が750ＭＰ以上であること、引張強度と破断伸びの積が13000ＭＰａ・％以上であること、及び、引張歪み速度103／秒での動的引張強度と引張歪み速度0.01／秒での静的引張強度との差が80ＭＰａ以上である機械特性とを有する鋼板である。

Description

鋼板およびその製造方法
　本発明は、７５０ＭＰａ以上の引張強度、優れたプレス成形性及び動的変形特性を兼ね備える鋼板と、その製造方法とに関する。
　自動車車体の構成部材のうちで衝突時の荷重を負担する部材（以下「耐衝突部材」という。）の素材に高張力鋼板を用いることが、自動車の軽量化を推進するとともに自動車の衝突安全性を向上するために、広く行われる。一般に、鋼板の強度は変形速度の影響を受ける。変形時の鋼板の歪み速度が高くなるにつれて鋼板の変形応力が高くなる。高速変形時の引張強度が著しく高い鋼板は耐衝突部材の素材として好適である。
　フェライトと、体積比で１０～５０％のマルテンサイトとの２相組織を有する耐衝撃性に優れる冷延鋼板が、特許文献１に開示される。この冷延鋼板は、フェライト中の固溶元素の量を低減することによって動的変形特性（高い引張歪み速度での引張強度と低い引張歪み速度での引張強度との強度差）が改善され、これにより、高速引張変形時に高い降伏強度を有する。特許文献１に開示される化学成分及び特性を有する鋼板の引張強度は、特許文献１には記載されていないが、５９０ＭＰａ程度であると考えられる。
　積層された複数枚の鋼板に圧延を複数回繰り返して行うことによって、ナノメートルの単位で表される程度の大きさまで微細化されたフェライト結晶粒を有し、優れた動的変形特性を有する超微細組織高強度鋼板を製造する方法が、特許文献２に開示される。しかし、この方法は、積層された複数枚の鋼板に圧延を複数回繰り返して行う必要があるため、生産性が極めて低い。
　９０％以上のマルテンサイト相を有する熱延鋼板に、２０％以上８０％未満の全圧下率の冷間圧延と５００～６００℃の低温焼鈍とを行うことによって超微細フェライト組織を有する冷延焼鈍板を製造する方法が、特許文献３に開示される。しかし、この方法は、マルテンサイト相を有する熱延鋼板を素材とするため、冷間圧延の際に被圧延材が高強度化及び硬質化して冷間圧延性が著しく低下し、生産性が低い。
　また、非特許文献１に開示されるように、鋼板の均一延びが結晶粒の微細化に伴って著しく低下することは、公知である。
特許第３４５８４１６号明細書 特開２０００－７３１５２号公報 特開２００２－２８５２７８号公報
Ｍａｔｅｒ．Ｔｒａｎｓ，　４５　（２００４），　Ｎｏ．７，　２２７２－２２８１頁
　従来の技術は、７５０ＭＰａ以上の引張強度、優れたプレス成形性及び動的変形特性を兼ね備える鋼板を提供できない。
　本発明によれば、７５０ＭＰａ以上の引張強度、優れたプレス成形性及び動的変形特性をともに備える鋼板は、鋼板の金属組織の主相を微細なフェライト組織とし、かつ第２相の種類および分散形態を適切に制御することによって、提供される。具体的には、（ａ）鋼板に含有される強化元素の析出を抑制し、フェライト結晶粒を微細化するとともに、第２相を均一かつ微細に分散することによって、鋼板の動的変形特性が向上する。（ｂ）上記（ａ）項に記載された効果は、熱間圧延を行われた鋼板に関してだけでなく、熱間圧延を行われた後に冷間圧延および焼鈍を行われた鋼板に関しても、得られる。
　本発明は、下記化学組成及び下記金属組織を有することを特徴とする鋼板である。
　化学組成；Ｃ：０．０５～０．２０％（本明細書では特に断りがない限り化学組成に関する「％」は「質量％」を意味する）、Ｓｉ：０．０２～３．０％、Ｍｎ：０．５～３．０％、Ｐ：０．５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．０５～１．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～１．０％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ及びＷからなる群から選ばれた１種または２種以上：合計で０．００２～０．０３％以下、必要に応じて、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上：合計で０．００５０％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなること。
　金属組織；少なくとも鋼板表面から板厚方向に１００～２００μｍの領域においてフェライトの平均結晶粒径が３．０μｍ以下であること、前記領域は３０～８０％の面積率のフェライトと残部組織とからなること、及び、前記領域において前記残部組織の平均板厚方向間隔が３．０μｍ以下であること。
　別の観点からは、本発明は、上述した化学組成を有する鋼片を複数パスで熱間圧延した後に冷却し、巻取ることによって、引張強度が７５０ＭＰ以上であり、引張強度と破断伸びの積が１３０００ＭＰａ・％以上であるとともに、引張歪み速度１０３／秒での動的引張強度と引張歪み速度０．０１／秒での静的引張強度との差が８０ＭＰａ以上である機械特性を有する鋼板を製造する方法であって、熱間圧延、冷却及び巻取りを、下記条件１～条件４を満足する条件で行うことを特徴とする鋼板の製造方法である。
　条件１；熱間圧延の仕上げ圧延の最終圧延パスの圧延温度がＡｒ３点以上であること。
　条件２；最終圧延パスを含む連続する３パスの通板時間と、仕上げ圧延終了時の温度から７２０℃までの冷却時間との合計が４．０秒間以内であること。
　条件３；冷却が、仕上げ圧延の終了時から０．５秒間以内に開始されること。
　条件４；巻取りが、６３０℃以下の温度で行われること。
　本発明に係る製造方法では、巻取りを行った後に、圧延率４０～８０％の冷間圧延を行ってからＡｃ１～（Ａｃ３＋１０℃）の温度域に１０～３００秒間保持する焼鈍を行ってもよい。
　本発明に係る鋼板、または、本発明に係る方法により製造された鋼板は、以下の機械特性を有する。
　機械特性；引張強度が７５０ＭＰ以上であること、引張強度と破断伸びの積が１３０００ＭＰａ・％以上であること、及び、引張歪み速度１０３／秒での動的引張強度と引張歪み速度０．０１／秒での静的引張強度との差が８０ＭＰａ以上であること。
　７５０ＭＰａ以上の引張強度、優れたプレス成形性及び動的変形特性を兼ね備える鋼板が、生産性を損なわずに、提供される。
高速引張試験片の形状を示す説明図である。
　１．化学組成
　［Ｃ：０．０５～０．２０％］
　Ｃは、オーステナイトからフェライトへの変態温度を低下し、熱間圧延の仕上げ温度を低下するので、フェライト結晶粒の微細化を効果的に促進する。また、Ｃは、鋼板の強度を確保する。このため、Ｃ含有量は、０．０５％以上であり、フェライト結晶粒の微細化をより促進するために０．０８％以上であることが好ましい。しかし、Ｃ含有量が０．２０％超であると、熱間圧延後のフェライト変態が遅延し、フェライト体積率が低下するとともに、溶接性が劣化する。このため、Ｃ含有量は、０．２０％以下であり、溶接部の加工性を向上するために０．１７％以下であることが好ましい。
　［Ｓｉ：０．０２～３．０％］
　Ｓｉは鋼板の強度を向上する。このため、Ｓｉ含有量は、０．０２％以上であり、好ましくは０．１％以上であり、より好ましくは０．３％以上である。一方、Ｓｉ含有量が３．０％を超えると、鋼板の延性が著しく劣化するとともに、熱間圧延時に被圧延材の表面酸化が発生する。このため、Ｓｉ含有量は、３．０％以下であり、好ましくは２．０％以下であり、より好ましくは１．８％以下である。なお、フェライト組織中に残留オーステナイトを生成させる場合には、Ｓｉ及びｓｏｌ．Ａｌの合計含有量が１．０％以上であることが好ましい。
　［Ｍｎ：０．５～３．０％］
　Ｍｎは、鋼板の強度を確保する。また、Ｍｎは、オーステナイトからフェライトへの変態温度、及び、熱間圧延の仕上温度をいずれも低下するため、フェライト結晶粒の微細化を促進する。このため、Ｍｎ含有量は、０．５％以上であり、好ましくは１．０％以上であり、より好ましくは１．５％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、熱間圧延後のフェライト変態が遅延し、フェライト体積率が低下する。このため、Ｍｎ含有量は、３．０％以下であり、好ましくは２．５％以下である。
　［Ｐ：０．５％以下］
　Ｐは、不可避的不純物として含有される。Ｐ含有量が０．５％を超えると、Ｐが結晶粒界に偏析し、鋼板の伸びフランジ性が劣化する。このため、Ｐ含有量は、０．５％以下であり、好ましくは０．２％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。
　［Ｓ：０．０５％以下］
　Ｓは、不可避的不純物として含有される。Ｓ含有量が０．０５％を超えると、硫化物系介在物が形成され、鋼板の加工性が低下する。Ｓ含有量が低いほど鋼板の加工性が向上する。このため、Ｓ含有量は、０．０５％以下であり、好ましくは０．００８％以下であり、より好ましくは０．００３％以下である。
　［Ｃｒ：０．０５～１．０％］
　Ｃｒは、フェライトを強化するとともに、鋼板の焼入れ性を増加させ、フェライト中にマルテンサイトやベイナイトを生成する。また、Ｃｒは、粗大なパーライトの形成を抑制し、組織の微細分散化に寄与し、動的強度を向上する。このため、Ｃｒ含有量は、０．０５％以上であり、より好ましくは０．１％以上である。一方、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると、鋼板の表面性状および延性が劣化する。このため、Ｃｒ含有量は、１．０％以下であり、好ましくは０．８％以下である。
　［ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～１．０％］
　Ａｌは、鋼板の延性を向上する。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．０％を超えると、高温でのオーステナイトが不安定となり、熱間圧延における仕上温度を過度に高める必要を生じるとともに、連続鋳造を安定して行うことができなくなる。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、１．０％以下であり、好ましくは０．５％以下である。
　なお、フェライト組織中に残留オーステナイトを生成させる場合には、Ｓｉ及びｓｏｌ．Ａｌの合計含有量が１．０％以上であることが好ましい。
　［Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ及びＷからなる群から選ばれた１種または２種以上：合計で０．００２～０．０３％］
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ及びＷは、いずれも、炭窒化物を形成すること、または一部の元素については固溶状態として鋼中に存在することによって、結晶粒の粗大化抑制および微細化に有効である。このため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、ＶおよびＷの１種または２種以上を合計で０．００２％以上含有する。一方、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、ＶおよびＷの１種または２種以上の含有量が合計で０．０３％を超えると、フェライト中に可動転位が容易に発生し、鋼板の動的変形特性が低下する。このため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ及びＷからなる群から選ばれた１種または２種以上の含有量は、合計で０．０３％以下である。
　［Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上：合計で０．００５０％以下］
　Ｃａ、Ｍｇおよび希土類元素（ＲＥＭ）は、鋳片の凝固時に析出する酸化物や窒化物を微細化して鋳片の健全性を保つため、任意元素として必要に応じて含有してもよい。これらの元素の１種または２種以上の含有量が合計で０．００５０％を超えると、介在物が生成して鋼板の成形性が劣化するとともに、鋼板の製造コストが嵩む。そこで、これらの元素の１種または２種以上の含有量は、合計で０．００５０％以下である。なお、これらの元素の１種または２種以上の含有量は、上述した効果を確実に得るために、合計で０．０００５％以上であることが好ましい。
　上記以外の残部はＦｅ及び不純物である。上記以外の不純物としてＮが例示される。Ｎは不可避的不純物として存在する。Ｎ含有量が０．０１％を超えると、鋼板の加工性が低下する。このため、Ｎ含有量は、０．０１％以下であることが好ましく、０．００６％以下であることがより好ましい。
 
　２．金属組織
　自動車の耐衝突部材による衝突エネルギーの吸収は、一般的に、ハット型の閉断面又はこれに類する多角形の閉断面を有する耐衝突部材に、軸方向あるいは横方向からの外力を負荷して、複数の曲げ変形を部分的に発生することによって、行われることが多い。したがって、この耐衝突部材の素材である鋼板の板厚方向の表面近傍における機械特性は、耐衝突部材が優れた衝突エネルギー吸収性を発揮するために、重要である。
　一般的に、脱炭や易酸化元素の濃化が、鋼板の製造時における加熱炉の雰囲気や熱延鋼板の巻取り温度等の影響に起因して、鋼板の板厚方向の最表層部において発生する。これにより、鋼板の最表層部の組織や機械特性が、鋼板の板厚方向の位置によって、変動し易い。これに対し、鋼板の最表層部から板厚方向へ微小な距離（１００～２００μｍ）侵入した位置の組織や機械特性は、安定する。
　そこで、本発明者らは、鋼板表面から板厚方向に１００～２００μｍの領域における様々な要素が鋼板の機械特性に及ぼす影響を鋭意検討した結果、以下に説明する要素が重要であることを知見した。そこで、これらの要素を説明する。
　［少なくとも鋼板表面から板厚方向に１００～２００μｍの領域におけるフェライトの平均結晶粒径：３．０μｍ以下］
　少なくとも鋼板表面から板厚方向に１００～２００μｍの領域におけるフェライトの平均結晶粒径が３．０μｍ以下であることが、鋼板（熱延鋼板のみならず冷間圧延及び焼鈍を施した冷延鋼板も含む）が充分な動的変形特性を具備するために、必要である。この平均結晶粒径は、好ましくは２．５μｍ以下であり、より好ましくは２．０μｍ以下であり、最も好ましく１．５μｍ以下である。
　フェライトの平均結晶粒径は小さいほど好ましい。しかし、鋼板の既設の量産工程によってフェライトの平均結晶粒径を０．３μｍ未満とすることは、困難である。従って、フェライトとの平均結晶粒径は０．３μｍ以上であることが好ましく、より生産性を考慮すると０．５μｍ以上であることがさらに好ましい。
　［少なくとも鋼板表面から板厚方向に１００～２００μｍの領域の組織の面積分率：フェライト３０～８０％及び残部組織］
　上記領域のフェライトの面積分率が３０％未満であると、鋼板が十分な動的変形特性を有さない。一方、この面積分率が８０％を超えると、鋼板の動的変形特性はさらに向上するものの、鋼板の静的引張強度が低下する。そこで、この面積分率は３０～８０％である。この面積分率は、４０％以上であることが好ましく、５０％以上であることがより好ましい。また、この面積分率は、７５％以下であることが好ましく、７０％以下であることがより好ましい。
　［少なくとも鋼板表面から板厚方向に１００～２００μｍの領域において残部組織の平均板厚方向間隔：３．０μｍ以下］
　上記領域におけるフェライトを除く残部組織の板厚方向平均間隔は、３．０μｍ以下である。板厚方向平均間隔は、好ましくは２．５μｍ以下であり、さらに好ましくは２．０μｍ以下であり、最も好ましくは１．６μｍ以下である。
　残部組織は、その種類は特に問わず、鋼板に求める静的引張強度に応じて、例えば、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、さらには粒状セメンタイト等である。残部組織は、好ましくは、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、ベイナイト及び焼き戻しマルテンサイト、粒状セメンタイトである。
　また、「板厚方向平均間隔」は、鋼板の圧延長手方向断面を鏡面研磨した後にナイタル腐食し、走査電子顕微鏡により、表層から１００～２００μｍの領域の１０００～２０００倍のデジタル画像を撮影し、このデジタル画像の板厚方向に長さ４０～８０μｍの線を描き、板厚方向に相対する残部組織の間隔を測定することを任意の位置で５回繰り返し、それらの平均値として、求められる。
　上記領域におけるフェライトの平均結晶粒径が３．０μｍ以下であるとともに、上記領域のフェライトの面積率が３０～８０％である場合、フェライトを除く残部組織の板厚方向平均間隔が３．０μｍを超えると、残部組織がバンド状かつ部分的に存在することになり、第２相である残部組織が均一かつ微細に分散しなくなる。このため、鋼板のプレス成形性および動的強度が低下する。
　また、鋼板の残部組織が上述のようにバンド状かつ部分的に存在すると、この鋼板に冷間圧延および焼鈍を行って製造される冷延焼鈍鋼板の残部組織がバンド状となるため、この冷延焼鈍鋼板の動的強度が不充分になる。
　以上の理由により、フェライトを除く残部組織の板厚方向平均間隔は、鋼板表面から板厚方向に１００～２００μｍの領域において３．０μｍ以下であり、好ましくは２．５μｍ以下であり、より好ましくは２．０μｍ以下であり、最も好ましくは１．６μｍ以下である。
　板厚方向平均間隔の下限値は、動的変形特性に有効な平均のフェライト粒径を鑑み、０．３μｍ以上であることが好ましく、０．５μｍ以上であることがさらに好ましい。
　さらに、残部組織の圧延方向平均間隔は、鋼板表面から板厚方向に１００～２００μｍの領域において３．０μｍ以下であることが好ましい。これにより、母相のフェライト組織の扁平度が低下し、より等軸なフェライト粒が微細に分散して存在する。したがって、より均一な歪みが、静的変形時のみならず動的変形時のフェライトに対して付与され、結果として、静的延びや動的強度がより向上する。圧延方向平均間隔はこの領域において２．５μｍ以下であることが好ましく、２．０μｍ以下であることがより好ましく、１．６μｍ以下であることが最も好ましい。 
　なお、残部組織が残留オーステナイトを含む場合、残留オーステナイトの面積率が５～３０％であると、熱間圧延を終了した鋼板のプレス成形性が著しく向上する。残留オーステナイトの面積率が５％未満であるとプレス成形性が充分に向上せず、一方、残留オーステナイトの面積率が３０％を超えるとオーステナイトが不安定であるためにプレス成形性の向上の効果が減殺される。そこで、残部組織の残留オーステナイトの面積率は、鋼板のプレス成形性を向上するために、好ましくは５～３０％である。
 
　３．機械特性
　［引張強度：７５０ＭＰａ以上］
　引張強度は、７５０ＭＰａ以上である。引張強度は、ＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張試験を行うことによって測定される。
　［引張強度と破断伸びの積：１３０００ＭＰａ・％以上］
　引張強度と破断伸びとの積が１３０００ＭＰａ・％以上である。これにより、優れたプレス成形性が得られる。耐衝突部材がより複雑な形状である場合、引張強度と破断伸びとの積が１４０００ＭＰａ・％以上であることが好ましい。耐衝突部材が他の構造部材と一体的に成型されるため等の理由によって、より高い成形性を要求される場合、引張強度と破断伸びとの積が１６０００ＭＰａ・％以上であることが好ましく、１７０００ＭＰａ・％以上であることがより好ましい。
　［引張歪み速度１０３／秒での動的引張強度と引張歪み速度０．０１／秒での静的引張強度との強度差：８０ＭＰａ以上］
　図１は、高速引張試験片の形状を示す説明図である。この強度差は、図１に示す形状を有する微小試験片を採取し、検力ブロック式高速引張試験機を用いて、引張歪み速度１０３／秒での動的引張強度と、引張歪み速度０．０１／秒での静的引張強度との差ΔＴＳとして規定される。優れた動的変形特性とは、この強度差ΔＴＳが８０ＭＰａ以上であること、好ましくは１００ＭＰａ以上であること、最も好ましくは１２０ＭＰａ以上であることを意味する。
 
　４．製造方法
　［熱間圧延工程］
　上述した化学組成を有する鋼片を複数パスで熱間圧延する。そして、熱間圧延の仕上げ圧延の最終圧延パスの圧延温度は、Ａｒ３点以上である。
　熱間圧延は、好ましくは１０００℃を超える温度から、レバースミルまたはタンデムミルを用いて、オーステナイト温度域で行われる。少なくとも最終の数段の圧延は、工業的生産性の観点から、タンデムミルを用いて行うことが好ましい。
　連続鋳造や鋳造・分塊により得たスラブ、ストリップキャスティングにより得た鋼板、必要によってはそれらに熱間加工又は冷間加工を一度行ったもの等が、鋼片として用いられる。鋼片の温度が低い場合、熱間圧延は、鋼片を１０００℃超の温度に再加熱した後に、開始される。
　熱間圧延の開始温度が１０００℃以下であると、圧延荷重が過大になって十分な圧延率を得ることが困難になるのみならず、十分な圧延率の熱間圧延をＡｒ３点以上の温度で終了できなくなり、これにより、所望の機械特性や熱的安定性が得られなくなる。
　熱間圧延の開始温度は、より好ましくは１０２５℃以上であり、さらに好ましくは１０５０℃以上である。熱間圧延の開始温度は、オーステナイト粒の粗大化を抑制するとともに設備費や加熱燃料費を抑制するために、１３５０℃以下であることが好ましく、１２８０℃以下であることがより好ましい。
　熱間圧延の開始温度は、ＴｉＣやＮｂＣなどの析出物をオーステナイト中に十分に溶解させる必要がない鋼種の場合には、温度範囲のうちでも比較的低い温度（例えば１０５０～１２５０℃）であることが好ましい。これにより、初期のオーステナイト結晶粒が微細化し、得られる鋼板のフェライト結晶粒が微細化し易くなる。
　熱間圧延の仕上げ温度は、熱間圧延後にオーステナイトからフェライトへ変態させるためにＡｒ３点以上であり、圧延荷重の増大を回避する観点からさらに７８０℃以上の温度条件を満足することが好ましい。
　熱間圧延を終了する温度、すなわち熱間圧延の仕上げ圧延における最終圧延パス出側の圧延温度は、Ａｒ３点以上であるが、できるだけ低い温度であることが好ましい。熱間圧延を終了する温度が低いほど、熱間圧延によってオーステナイトに導入された加工歪みの蓄積効果が増加し、フェライト結晶粒の微細化が促進されるからである。なお、本発明で用いる鋼種のＡｒ３点は、概ね７３０℃から９５０℃である。
　熱間圧延は、連続した複数パスの圧延である。１パス当たりの圧下量は、好ましくは１５～６０％である。１パス当たりの圧下量が大きいほうが、オーステナイトへの歪みが蓄積し、変態によって生成するフェライトの結晶粒が微細化する。このため、特に熱間圧延の仕上げ圧延の最終圧延パスを含む連続した３パスでは、１パス当たりの圧下量が２０％以上であることが好ましい。
　前記３パスは、圧延荷重の増大による圧延設備の大型化を回避するとともに鋼板の形状の制御性を確保するため、１パス当たりの圧下量が５０％未満であることが好ましい。特に、鋼板の形状の制御を容易にするために、前記３パスそれぞれの圧下率が４０％／パス以下であることが好ましい。
　［冷却工程］
　熱間圧延を終了した鋼板は冷却される。この冷却により、オーステナイトに導入された変形帯（加工歪み）を解放することなく、この変形帯をフェライトの核生成サイトとしてオーステナイトからフェライトへ変態させる。鋼板は、微細なフェライトと残部組織とが均一に分散した金属組織を有する。
　熱間圧延は、この金属組織を得るために、前記３パスの通板時間と、仕上げ圧延終了時の温度から７２０℃までの冷却時間との合計時間が４．０秒間以内となるように、行われ、その後、冷却は、仕上げ圧延の終了時から０．５秒間以内に開始される。
　なお、通板時間と７２０℃までの冷却時間との合計時間は、鋼板の先端が３パスの最初のロールに達したタイミングをセンサにより測定するとともに、冷却ゾーンに設置された温度センサにより鋼板温度を測定し、これらの測定値と通板速度との関係から算出することができる。また、仕上げ圧延の終了時からの冷却開始時間は、通板速度と、最終ロール及び冷却ゾーン間の距離とから算出することができる。
　前記３パスの通板時間は、熱間圧延によって導入された変形帯、すなわち核生成サイトが消失する割合に影響する。また、前記冷却時間は、変形帯が冷却中に消失する割合に影響する。そこで、熱間圧延及びその後の冷却は、熱間圧延により導入された変形帯を十分に保存するために、前記合計時間を４．０秒間以内として、行われる。
　なお、前記３パスの通板時間を制御する理由は、これらのパスは再結晶温度の下限近傍での圧延パスであるためにオーステナイトが再結晶することもなく、また熱間圧延が加工熱により概ね８００～９５０℃の略等温で熱間圧延が行われるので、圧延時間が変形帯を保存するための主な要因となるからである。
　さらに、前記冷却時間は、変形帯が消失する割合、すなわち微細なフェライト結晶粒の生成に影響する。このため、冷却は、仕上げ圧延後可能な限り速やかに、具体的には仕上げ圧延の終了時から０．５秒間以内に、開始される。冷却は、０．３秒間以内に開始されることが好ましく、０．１秒間以内に開始されることがさらに好ましく、０．０５秒間以内に開始されることが最も好ましい。
　７２０℃以下の温度域は、オーステナイトからフェライトへの変態が活発化する変態温度域である。また、目的とする微細なフェライト組織を得られるフェライト変態温度域は、７２０～６００℃の温度域である。このため、鋼板の温度が７２０℃以下に達した後に、冷却を一次停止したり、あるいは冷却速度を低下することによって、鋼板を７２０～６００℃の温度域に１～１０秒間滞留させてもよい。
　［巻取工程］
　熱間圧延工程及び冷却工程を経た鋼板は、巻取工程によって６３０℃以下で巻取られる。これにより、鋼板のフェライト以外の残部組織が制御される。
　巻取り温度が６３０℃超であると、パーライトが多量に生成して鋼板の伸びが低下するとともに、７５０ＭＰａ以上の静的引張強度が確保されない。
　残部組織をマルテンサイトとする場合には、６００℃以下の温度域を４０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、室温から２００℃以下の温度域で巻取ることが好ましい。巻取り温度が２００℃超であると、マルテンサイトの焼戻しにより、所望の鋼板強度が得られない場合があり、強度および延性のバランスが低下する。鋼板の錆の発生が、残存する冷却水によって懸念される場合には、巻取り温度を１００℃～１５０℃とすることがより好ましい。
　残部組織をベイナイトとする場合には、４００℃以上６００℃未満の温度で巻取ることが好ましい。残部組織にベイナイトとともに残留オーステナイトを含む場合は、４００～４５０℃の温度で巻取ることがより好ましい。
　残部組織を粒状セメンタイトとする場合には、６００℃以上６３０℃以下で巻取ることが好ましい。残部組織をさらに微細にするには巻取り温度を６２０℃以下とすることがより好ましい。
　［冷間圧延工程］
　前記巻取工程を経た鋼板に、その後さらに冷間圧延および焼鈍を行ってもよい。このとき冷間圧延を施す前に、鋼板の表層スケールを酸洗処理により除去してもよい。
　冷間圧延は４０～８０％の圧延率で行われる。圧延率は、｛（冷間圧延前の鋼板厚－冷間圧延後の鋼板厚）／冷間圧延前の鋼板厚）｝×１００％として、規定される。
　４０％未満の低い圧延率であると、充分な歪みがフェライトに付与されず、焼鈍後の鋼板の静的伸びが低下する。このとき圧延率は５０％以上であることが好ましい。一方、８０％を超える高い圧延率では、多大な負荷が圧延機に与えられ、また鋼板の生産性が低下する。
　前記熱間圧延及び前記冷却を経て冷間圧延に供される鋼板のフェライトを除く残部組織が、マルテンサイトまたはベイナイトを含む組織であることが、フェライトへの歪付与をより効率的に行うことができるため、好ましい。例えば、６００℃以下を４０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、室温から２００℃以下の温度域で巻取るか、または４００℃以上６００℃未満の温度域で巻取ることによって、この鋼板の残部組織をマルテンサイトまたはベイナイトを含む組織とすることができる。
　［焼鈍工程］
　冷間圧延工程により歪エネルギーを蓄えた組織を有する鋼板を、焼鈍すること、すなわち加熱後一定の温度で保持してから冷却することによって、高い動的引張強度を有する高強度鋼板が得られる。
　保持温度は、鋼板におけるＡｃ１～（Ａｃ３＋１０℃）とする。保持温度がＡｃ１未満の温度であると、静的引張強度に本来寄与する第２相がセメンタイトのみとなり、十分な静的引張強度が得られない。また、静的引張強度を得られても、場合によって正常組織への回復・再結晶が十分に進行せず、静的引張伸びが低下し、フェライト中に残存する加工歪の存在により動的引張強度が低下する。保持温度の下限値は、生産性の観点から７５０℃であることが好ましい。
　一方、保持温度が（Ａｃ３＋１０℃）を超えると、オーステナイトが粗大化し、その後の冷却過程で析出するフェライトも粗大となるため、静的引張強度及び動的引張強度のいずれもが低下する。保持温度の上限値はＡｃ３温度であることが好ましい。
　保持時間は１０～３００秒間である。保持時間が１０秒間未満であると、既存の製造工程での実施が困難であるとともに、金属組織が置換型元素の偏析によりバンド状になり易く、また、保持温度が前記範囲内で比較的低温である場合、冷間圧延による加工歪の除去が不十分となり、鋼板の伸びが低下する。一方、保持時間が３００秒間超であると、保持中にオーステナイトが粗大化し、その後の冷却過程で析出するフェライト粒が粗大となり、静的引張強度及び動的引張強度のいずれもが低下する。
　保持後の冷却は、鋼板の金属組織に影響する。フェライトを除く残部組織は、ＣＣＴ曲線におけるベイナイトノーズを横切って通過することなくＭｓ点以下まで冷却することにより、マルテンサイトとなる。ベイナイトノーズを横切って通過するか、あるいはベイナイト域で冷却を停止すれば、残部組織がベイナイトとなる。冷却速度が低いとパーライトの析出により鋼板の伸びが低下するため、７００℃以下の冷却速度は２０℃／秒以上であることが好ましい
　このようにして、引張強度が７５０ＭＰａ以上であり、引張強度と破断伸びとの積が１３０００ＭＰａ・％以上であるとともに、動的引張強度と静的引張強度との差が８０ＭＰａ以上である機械特性を有する鋼板が製造される。
　表１に示す化学組成Ａ～Ｌを有する鋼片から、表２に示す条件で熱間圧延鋼板を製造した。表１中の化学組成Ｆ～Ｉは、本発明で規定する化学組成を満たさないものであり、表２中の試番１３、１４は、本発明で規定する製造条件を満たさないものである。表２におけるＦ１～Ｆ３は各スタンドにおける圧下率を示し、Δｔは仕上げ圧延の終了時から冷却開始時までの経過時間を示し、（Ｆ１～７２０℃間時間）は最終圧延パスを含む連続する３パスＦ１～Ｆ３の通板時間と、仕上げ圧延終了時の温度から７２０℃までの冷却時間との合計時間を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　試番１～１５の熱間圧延鋼板の金属組織及び機械特性を、以下に説明する手順で測定した。
　［金属組織］
　圧延長手方向断面を鏡面研磨した後、表層から１００～２００μｍの領域に関して、ナイタル腐食した金属組織を、走査電子顕微鏡により１０００～２０００倍で撮影したデジタル画像に基づいて、測定した。
　フェライト平均結晶粒径は、切断法によってフェライト結晶粒径の平均値として求めた。
　残部組織の平均板厚方向間隔は、板厚方向に長さ８０μｍの線を描き、板厚方向に相対する第２相の間隔を測定することを任意の位置で５回繰り返し、それらの平均値として、算出した。
　フェライト分率は、ＳＥＭ像においてマルテンサイトやベイナイトといった相がフェライトと比較して暗色で示されることを利用し、画像処理により二値化して、フェライトの面積比率を算出することにより求めた。
　［機械特性］
　成形性は、ＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張試験を行い、引張強度と破断伸びの積が１３０００ＭＰａ・％以上の良好な強度および成形性バランスを得られるものを合格とした。
　また、動的変形特性（静動差）は、図１に示す微小ＴＰを採取し、検力ブロック式高速引っ張り試験機を用いて、引張歪み速度１０３／秒での引張強度と引張歪み速度０．０１／秒での引張強度との強度差ΔＴＳが、７８０～９８０ＭＰａ級の従来鋼における強度差ΔＴＳが概ね６０ＭＰａ程度であることを考慮して、８０ＭＰａ以上の高い静動差を具備する鋼を合格とした。
　表３に測定結果をまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３において、試番１～５、１０～１２ならびに１５は、本発明の化学組成を満足する化学組成Ａ～Ｅ、Ｊ～Ｌを有するスラブを用い、かつ本発明の製造条件を満足するため、７５０ＭＰａの高強度、ＴＳ×ＥＬ≧１３０００（ＭＰａ・％）の優れた成形性、および８０ＭＰａ以上の高い動的変形特性（静動差）を兼ね備えることがわかる。
　これに対し、試番６は、本発明の化学組成を満足しない化学組成Ｆを有するスラブを用いるため、比較的高い静的ＴＳおよび静的ＥＬを示すものの、析出強化元素であるＴｉを多量に含有することから、静動差は従来材並みに低い。
　試番７～９は、本発明の化学組成を満足しない化学組成Ｇ～Ｉを有するスラブを用いるため、高い静的強度および延性と高い静動差とが両立しない。
　試番１３は、本発明の組成を満足する化学組成Ａを有するスラブを用いるものの圧延条件が本発明の製造条件を満足しないため、微細なフェライトの析出が十分でなく、静的伸びが低く、また静動差も低い。
　試番１４は、本発明の組成を満足する化学組成Ｅのスラブを用いるものの巻取り条件が本発明の製造条件を満足しないため、比較的高い伸びと静動差が得られるものの、静的強度が６１５ＭＰａと低い。
　実施例１における熱間圧延及び冷却を終了した試番１～４、６、７、１３及び１５の鋼板に、表４に示す条件で冷間圧延及び焼鈍を行い、その後に表２に示す巻取り温度で巻取ることにより、表４の試番１８～３１の冷間圧延鋼板を製造した。
　表５には、試番１８～３１の冷間圧延鋼板の金属組織および機械特性の測定結果を示す。なお、金属組織および機械特性の測定方法は、実施例１の測定方法と同じである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表５に示すように、試番１８、１９、２４、２５、２７、２８、３０の冷間圧延鋼板は、本発明の範囲における条件で製造した熱間圧延鋼板に、本発明の範囲内の条件で冷間圧延ならびに焼鈍を施すことによって製造された。試番１８、１９、２４、２５、２７、２８、３０の冷間圧延鋼板は、７５０ＭＰａの高強度、ＴＳ×ＥＬ≧１３０００（ＭＰａ・％）の優れた成形性、および８０ＭＰａ以上の高い動的変形特性（静動差）を兼ね備えることがわかる。
　これに対し、試番２０は、本発明の化学組成を満足しない組成Ｆのスラブを用いるため、比較的高い静的ＴＳおよび静的ＥＬを示すものの、表３における試番６と同様に、析出強化元素であるＴｉを多量に含有することから、静動差は従来材並みに低い。
　試番２１は、母材としてフェライト粒径が３．０μｍ超の粗粒熱延鋼板（熱延板番号１３）を用いるため、冷間圧延及び焼鈍後のフェライトも粗粒となり、静動差は従来材並みに低い。
　試番２２は、母材として本発明を満足する試番１５について低い焼鈍温度で焼鈍したために冷間圧延による加工組織が残存し、フェライト平均結晶粒径及び残部組織の平均板厚方向間隔を測定できなかった。また、試番２２は、伸びが著しく低く、また静動差も低い。
　試番２３は、母材として本発明を満足する試番１について高い焼鈍温度で焼鈍したために、フェライトも粗大となるため、動的引張強度が低い。
　試番２６は、本発明の組成を満足しない組成Ｇのスラブを用いるため、冷間圧延後もフェライト分率が高く、静的強度が低い。
　試番２９は、母材として本発明を満足する試番１について３００秒間を超える長い焼鈍時間（保持時間）で焼鈍したため、フェライトが粗大化した。また、残部組織の平均板厚方向間隔が広い。このため、静動差が低い。
　さらに、試番３１は、母材として本発明を満足する試番３を２５％と低い圧延率で冷間圧延したため、回復組織と見られる粗大なフェライトが観察され、また、残部組織の平均板厚方向間隔が広い。このため、成形性および静動差がいずれも低い。
　本発明の鋼板は、超微細なフェライト結晶粒を有するとともに、残部組織（第２相）の分散形態が均一であり、熱延鋼板としてのみならず、冷間圧延ならびに焼鈍によって成形性と動的変形特性を両立する冷延鋼板の母材としても適する。
　７５０ＭＰａ以上の引張強度、優れたプレス成形性及び動的変形特性を兼ね備える鋼板は、本発明の製造方法によって、容易にかつ生産性を損なわずに、製造される。

Claims (4)

  1. 　下記化学組成及び下記金属組織を有することを特徴とする鋼板：
    　化学組成；質量％で、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．０２～３．０％、Ｍｎ：０．５～３．０％、Ｐ：０．５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．０５～１．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～１．０％、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ及びＷからなる群から選ばれた１種または２種以上：合計で０．００２～０．０３％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなること、及び
    　金属組織；少なくとも鋼板表面から板厚方向に１００～２００μｍの領域においてフェライトの平均結晶粒径が３．０μｍ以下であること、前記領域は３０～８０％の面積率のフェライトと残部組織とからなること、及び、前記領域において前記残部組織の平均板厚方向間隔が３．０μｍ以下であること。
  2. 　さらに、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．００５０％以下含有する請求項１に記載された鋼板。
  3. 　請求項１または請求項２に記載された化学組成を有する鋼片に複数パスで熱間圧延を行った後に冷却を行い、巻取りを行うことによって鋼板を製造する方法であって、前記熱間圧延、前記冷却及び巻取りを、下記条件１～条件４を満足する条件で行うことを特徴とする鋼板の製造方法：
    　条件１；前記熱間圧延の仕上げ圧延の最終圧延パス出側の圧延温度がＡｒ３点以上であること、
    　条件２；前記最終圧延パスを含む連続する３パスの通板時間と、前記仕上げ圧延終了時の温度から７２０℃までの冷却時間との合計が４．０秒間以内であること、
    　条件３；前記冷却が、前記仕上げ圧延の終了時から０．５秒間以内に開始されること、及び
    　条件４；前記巻取りが、６３０℃以下の温度で行われること。
  4. 　前記巻取りが終了した後、圧延率４０～８０％の冷間圧延を行ってからＡｃ１～（Ａｃ３＋１０℃）の温度域に１０～３００秒間保持する焼鈍を行うことを特徴とする請求項３に記載された鋼板の製造方法。
PCT/JP2010/059013 2010-05-27 2010-05-27 鋼板およびその製造方法 WO2011148490A1 (ja)

Priority Applications (8)

Application Number Priority Date Filing Date Title
ES10852160T ES2756584T3 (es) 2010-05-27 2010-05-27 Chapa de acero y un método para su fabricación
PL10852160T PL2578711T3 (pl) 2010-05-27 2010-05-27 Blacha stalowa i sposób jej wytwarzania
KR1020127033645A KR101456772B1 (ko) 2010-05-27 2010-05-27 강판 및 그 제조 방법
CN201080068266.XA CN103038381B (zh) 2010-05-27 2010-05-27 钢板及其制造方法
PCT/JP2010/059013 WO2011148490A1 (ja) 2010-05-27 2010-05-27 鋼板およびその製造方法
US13/699,845 US10538823B2 (en) 2010-05-27 2010-05-27 Steel sheet and a method for its manufacture
EP10852160.0A EP2578711B1 (en) 2010-05-27 2010-05-27 Steel sheet and a method for its manufacture
JP2012517059A JP5252128B2 (ja) 2010-05-27 2010-05-27 鋼板およびその製造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2010/059013 WO2011148490A1 (ja) 2010-05-27 2010-05-27 鋼板およびその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2011148490A1 true WO2011148490A1 (ja) 2011-12-01

Family

ID=45003497

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2010/059013 WO2011148490A1 (ja) 2010-05-27 2010-05-27 鋼板およびその製造方法

Country Status (8)

Country Link
US (1) US10538823B2 (ja)
EP (1) EP2578711B1 (ja)
JP (1) JP5252128B2 (ja)
KR (1) KR101456772B1 (ja)
CN (1) CN103038381B (ja)
ES (1) ES2756584T3 (ja)
PL (1) PL2578711T3 (ja)
WO (1) WO2011148490A1 (ja)

Cited By (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2013122076A (ja) * 2011-12-12 2013-06-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体及びその製造方法並びにホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法
WO2013144377A1 (en) * 2012-03-30 2013-10-03 Voestalpine Stahl Gmbh High strength cold rolled steel sheet and method of producing such steel sheet
WO2013144376A1 (en) * 2012-03-30 2013-10-03 Voestalpine Stahl Gmbh High strength cold rolled steel sheet and method of producing such steel sheet
EP2716783A1 (en) * 2011-05-25 2014-04-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and process for producing same
US20140261914A1 (en) * 2013-03-15 2014-09-18 Thyssenkrupp Steel Usa, Llc Method of producing hot rolled high strength dual phase steels using room temperature water quenching
JP2014173151A (ja) * 2013-03-11 2014-09-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal 加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2015063731A (ja) * 2013-09-25 2015-04-09 新日鐵住金株式会社 加工性と溶接特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2015063732A (ja) * 2013-09-25 2015-04-09 新日鐵住金株式会社 穴拡げ性と伸びと溶接特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2015145523A (ja) * 2014-02-03 2015-08-13 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
JP2015145522A (ja) * 2014-02-03 2015-08-13 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
KR20160003849A (ko) 2013-07-01 2016-01-11 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 냉연 강판, 아연 도금 냉연 강판 및 그것들의 제조 방법
JP2016050334A (ja) * 2014-08-29 2016-04-11 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板の製造方法
JP2016191106A (ja) * 2015-03-31 2016-11-10 株式会社神戸製鋼所 切断端面の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2016194136A (ja) * 2015-03-31 2016-11-17 株式会社神戸製鋼所 製造安定性に優れた高強度高延性鋼板、及びその製造方法、並びに高強度高延性鋼板の製造に用いられる冷延原板
US9546413B2 (en) 2011-03-28 2017-01-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and production method thereof
JP2017066505A (ja) * 2015-10-02 2017-04-06 新日鐵住金株式会社 疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
EP3187614A1 (en) * 2012-05-31 2017-07-05 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength cold-rolled steel sheet and manufacturing method therefor
TWI598158B (zh) * 2016-09-02 2017-09-11 China Steel Corp Wire production method that dynamically adjusts cooling rate
JP6264515B1 (ja) * 2017-03-31 2018-01-24 新日鐵住金株式会社 熱間圧延鋼板

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101833655B1 (ko) 2013-12-27 2018-02-28 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열간 프레스 강판 부재, 그 제조 방법 및 열간 프레스용 강판
CN104711483B (zh) * 2015-03-31 2018-01-12 武汉钢铁有限公司 一种金相组织稳定的海洋工程用钢及生产方法
EP3495529B1 (en) * 2016-08-05 2021-03-03 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
KR102246956B1 (ko) * 2017-04-07 2021-04-29 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 흑피 열연 강판 및 그의 제조 방법
CN113748220B (zh) * 2019-03-29 2023-03-31 杰富意钢铁株式会社 罐用钢板和其制造方法
CN112662931B (zh) * 2019-10-15 2022-07-12 中国石油化工股份有限公司 一种同时提高奥氏体钢强度和塑性的方法及其产品

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000073152A (ja) 1998-08-28 2000-03-07 Univ Osaka 繰り返し重ね接合圧延による超微細組織高強度金属板の製造方法
JP2002285278A (ja) 2001-03-27 2002-10-03 Japan Science & Technology Corp 普通低炭素鋼を低ひずみ加工・焼鈍して得られる超微細結晶粒組織を有する高強度・高延性鋼板およびその製造方法
JP3458416B2 (ja) 1993-09-21 2003-10-20 Ｊｆｅスチール株式会社 耐衝撃性に優れた冷延薄鋼板およびその製造方法
JP2004285435A (ja) * 2003-03-24 2004-10-14 Jfe Steel Kk 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2008231480A (ja) * 2007-03-19 2008-10-02 Jfe Steel Kk 高強度冷延鋼板及び高強度冷延鋼板の製造方法
JP2008255442A (ja) * 2007-04-06 2008-10-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP2009102715A (ja) * 2007-10-25 2009-05-14 Jfe Steel Corp 加工性および耐衝撃特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05148579A (ja) * 1991-11-26 1993-06-15 Nippon Steel Corp 高強度高靭性鋼板
US6083455A (en) * 1998-01-05 2000-07-04 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Steels, steel products for nitriding, nitrided steel parts
JP3039862B1 (ja) * 1998-11-10 2000-05-08 川崎製鉄株式会社 超微細粒を有する加工用熱延鋼板
WO2001023624A1 (en) * 1999-09-29 2001-04-05 Nkk Corporation Sheet steel and method for producing sheet steel
JP3508657B2 (ja) * 1999-11-17 2004-03-22 Ｊｆｅスチール株式会社 延性および伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4306076B2 (ja) * 2000-02-02 2009-07-29 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法
DE60126461T2 (de) * 2000-11-15 2007-10-25 Canon K.K. Bilderzeugungsverfahren und Bilderzeugungsvorrichtung
US7090731B2 (en) * 2001-01-31 2006-08-15 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength steel sheet having excellent formability and method for production thereof
JP2005002385A (ja) * 2003-06-10 2005-01-06 Sumitomo Metal Ind Ltd 成形性と靱性に優れた鋼管とその製造方法
JP2005213640A (ja) * 2004-02-02 2005-08-11 Kobe Steel Ltd 伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板とその製法
JP4681290B2 (ja) * 2004-12-03 2011-05-11 本田技研工業株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
CN102242308B (zh) 2005-08-03 2013-03-27 住友金属工业株式会社 热轧钢板及冷轧钢板及它们的制造方法
JP4518029B2 (ja) * 2006-02-13 2010-08-04 住友金属工業株式会社 高張力熱延鋼板とその製造方法
JP5070864B2 (ja) 2007-02-02 2012-11-14 住友金属工業株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
JP5251208B2 (ja) * 2008-03-28 2013-07-31 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
JP4564082B2 (ja) * 2008-06-20 2010-10-20 大同メタル工業株式会社 摺動部材
JP5284015B2 (ja) * 2008-09-04 2013-09-11 株式会社神戸製鋼所 脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板
JP4737319B2 (ja) * 2009-06-17 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐疲労特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5521813B2 (ja) * 2010-06-17 2014-06-18 新日鐵住金株式会社 衝撃吸収部材

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3458416B2 (ja) 1993-09-21 2003-10-20 Ｊｆｅスチール株式会社 耐衝撃性に優れた冷延薄鋼板およびその製造方法
JP2000073152A (ja) 1998-08-28 2000-03-07 Univ Osaka 繰り返し重ね接合圧延による超微細組織高強度金属板の製造方法
JP2002285278A (ja) 2001-03-27 2002-10-03 Japan Science & Technology Corp 普通低炭素鋼を低ひずみ加工・焼鈍して得られる超微細結晶粒組織を有する高強度・高延性鋼板およびその製造方法
JP2004285435A (ja) * 2003-03-24 2004-10-14 Jfe Steel Kk 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2008231480A (ja) * 2007-03-19 2008-10-02 Jfe Steel Kk 高強度冷延鋼板及び高強度冷延鋼板の製造方法
JP2008255442A (ja) * 2007-04-06 2008-10-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP2009102715A (ja) * 2007-10-25 2009-05-14 Jfe Steel Corp 加工性および耐衝撃特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
MATER. TRANS., vol. 45, no. 7, 2004, pages 2272 - 2281
YOSHITAKA OKITSU ET AL.: "Cho Bisairyu Ferrite Koban no Kosoku Akkai Tokusei", CURRENT ADVANCES IN MATERIALS AND PROCESSES, vol. 20, no. 6, 1 September 2007 (2007-09-01), pages 1390, XP008167088 *

Cited By (31)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9546413B2 (en) 2011-03-28 2017-01-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and production method thereof
US9670569B2 (en) 2011-03-28 2017-06-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold-rolled steel sheet and production method thereof
US9631265B2 (en) 2011-05-25 2017-04-25 Nippon Steel Hot-rolled steel sheet and method for producing same
EP2716782A4 (en) * 2011-05-25 2015-06-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp COLD-ROLLED STEEL PLATE AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF
US9567658B2 (en) 2011-05-25 2017-02-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold-rolled steel sheet
US10167539B2 (en) 2011-05-25 2019-01-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and method for producing same
EP2716783A4 (en) * 2011-05-25 2014-12-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp HOT-ROLLED STEEL SHEET AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME
EP2716783A1 (en) * 2011-05-25 2014-04-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and process for producing same
US10266928B2 (en) 2011-05-25 2019-04-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for producing a cold-rolled steel sheet
JP2013122076A (ja) * 2011-12-12 2013-06-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体及びその製造方法並びにホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法
US10202664B2 (en) 2012-03-30 2019-02-12 Voestalpine Stahl Gmbh High strength cold rolled steel sheet
WO2013144377A1 (en) * 2012-03-30 2013-10-03 Voestalpine Stahl Gmbh High strength cold rolled steel sheet and method of producing such steel sheet
US10106874B2 (en) 2012-03-30 2018-10-23 Voestalpine Stahl Gmbh High strength cold rolled steel sheet
WO2013144376A1 (en) * 2012-03-30 2013-10-03 Voestalpine Stahl Gmbh High strength cold rolled steel sheet and method of producing such steel sheet
EP3187614A1 (en) * 2012-05-31 2017-07-05 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength cold-rolled steel sheet and manufacturing method therefor
JP2014173151A (ja) * 2013-03-11 2014-09-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal 加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
US20140261914A1 (en) * 2013-03-15 2014-09-18 Thyssenkrupp Steel Usa, Llc Method of producing hot rolled high strength dual phase steels using room temperature water quenching
US9970074B2 (en) 2013-07-01 2018-05-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold-rolled steel sheet, galvanized cold-rolled steel sheet and method of manufacturing the same
KR20160003849A (ko) 2013-07-01 2016-01-11 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 냉연 강판, 아연 도금 냉연 강판 및 그것들의 제조 방법
JP2015063731A (ja) * 2013-09-25 2015-04-09 新日鐵住金株式会社 加工性と溶接特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2015063732A (ja) * 2013-09-25 2015-04-09 新日鐵住金株式会社 穴拡げ性と伸びと溶接特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2015145522A (ja) * 2014-02-03 2015-08-13 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
JP2015145523A (ja) * 2014-02-03 2015-08-13 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
JP2016050334A (ja) * 2014-08-29 2016-04-11 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板の製造方法
JP2016194136A (ja) * 2015-03-31 2016-11-17 株式会社神戸製鋼所 製造安定性に優れた高強度高延性鋼板、及びその製造方法、並びに高強度高延性鋼板の製造に用いられる冷延原板
JP2016191106A (ja) * 2015-03-31 2016-11-10 株式会社神戸製鋼所 切断端面の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2017066505A (ja) * 2015-10-02 2017-04-06 新日鐵住金株式会社 疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
TWI598158B (zh) * 2016-09-02 2017-09-11 China Steel Corp Wire production method that dynamically adjusts cooling rate
JP6264515B1 (ja) * 2017-03-31 2018-01-24 新日鐵住金株式会社 熱間圧延鋼板
WO2018179387A1 (ja) * 2017-03-31 2018-10-04 新日鐵住金株式会社 熱間圧延鋼板
US10894996B2 (en) 2017-03-31 2021-01-19 Nippon Steel Corporation Hot rolled steel sheet

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2011148490A1 (ja) 2013-07-25
CN103038381A (zh) 2013-04-10
KR101456772B1 (ko) 2014-10-31
EP2578711A4 (en) 2017-05-24
EP2578711A1 (en) 2013-04-10
CN103038381B (zh) 2015-11-25
KR20130034027A (ko) 2013-04-04
EP2578711B1 (en) 2019-10-09
JP5252128B2 (ja) 2013-07-31
PL2578711T3 (pl) 2020-05-18
US20130192724A1 (en) 2013-08-01
US10538823B2 (en) 2020-01-21
ES2756584T3 (es) 2020-04-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5252128B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
US9809874B2 (en) Steel sheet suitable for impact absorbing member and method for its manufacture
JP5780086B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5092433B2 (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
JP5321605B2 (ja) 延性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5126399B2 (ja) 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2012020511A1 (ja) 加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4304473B2 (ja) 超微細結晶粒熱延鋼板の製造方法
JP2010196115A (ja) 加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2007023339A (ja) 高張力熱延鋼板及びその製造方法
JP5862052B2 (ja) 伸びおよび伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板ならびにその製造方法
JP4539484B2 (ja) 高強度熱延鋼板及びその製造方法
TWI661056B (zh) 熱軋鋼板及其製造方法
JP5821810B2 (ja) 細粒鋼板の製造方法
JP2001220647A (ja) 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4854333B2 (ja) 高強度鋼板、未焼鈍高強度鋼板およびそれらの製造方法
JP2007247001A (ja) ダイクエンチ用高強度鋼板
JP4158737B2 (ja) 微細粒熱延鋼板の製造方法
JP6098537B2 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
EP3061840B1 (en) High manganese steel sheet having high strength and excellent vibration-proof properties and method for manufacturing same
JP2008013812A (ja) 高靭性高張力厚鋼板およびその製造方法
JP5499956B2 (ja) 熱延鋼板およびその製造方法
JP4803210B2 (ja) 微細粒熱延鋼板の製造方法
JP2003055716A (ja) 高加工性高強度熱延鋼板の製造方法
WO2013160938A1 (ja) 延性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 201080068266.X

Country of ref document: CN

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

Ref document number: 10852160

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2012517059

Country of ref document: JP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2010852160

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20127033645

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 13699845

Country of ref document: US