WO2006103991A1 - 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Motoo Satou
Tetsuo Soshiroda
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Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
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    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet used for automobiles such as passenger cars and trucks, industrial machines, and the like, and a method for producing the same.
  • the present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet that can be effectively used as a component material of the steel and a useful method for producing such a hot-rolled steel sheet.
  • Patent Document 1 discloses a composite steel sheet having ferrite, bainite, retained austenite, and martensite microstructure
  • Patent Document 2 describes a ferrite bainite structure mainly composed of ferrite, and the amount of non-fixed carbon that does not react with Ti and Nb in steel and precipitates at grain boundaries during aging treatment to increase strength.
  • a high-strength steel sheet in which the amount of unprecipitated carbon is controlled has been proposed.
  • Patent Document 3 improves the hole-expanding workability by using a high-strength hot-rolled steel sheet having a microstructure mainly composed of flite and composed of vinylite fligot and polygonal 'flight. Technology has been proposed.
  • Patent Document 4 proposes a technique for improving hole expansibility by using a high-strength hot-rolled steel sheet having a microstructure composed of paytick 'ferrite and polygonal' flight. ing.
  • a cooling condition and a method for controlling the cooling condition in the step of winding into the coil after completion of hot rolling are disclosed.
  • Patent Document 1 Special Table 2004-536965 Publication, Claims, etc.
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 2003-342684, claims, etc.
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 2004-250749, claims, etc.
  • Patent Document 4 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2004-225109, Claims, etc.
  • the present invention was made in order to solve the problems of the above-described conventional high-strength hot-rolled steel sheet, and its purpose is a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more,
  • An object of the present invention is to provide a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent elongation and hole expansion workability, and a useful method for producing such a high-strength hot-rolled steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention that has achieved the above object is C: 0.05-0.15% (meaning mass%, the same shall apply hereinafter), Si: 1. 50% or less (0% ), Mn: 0.5-2. 5%, P: 0.035% or less (excluding 0%), S: 0.01% or less (including 0%), A1: 0.020 -0. 15%, Ti: 0.05-0. 2% steel, each containing 60% to 95% by volume of baitite, solid solution strengthened or precipitation strengthened ferrite or ferrite In addition, it has a gist in that the fracture surface transition temperature vTrs obtained by the impact test of the steel sheet is 0 ° C or less.
  • the steel slab having the chemical component is heated to a temperature range of 1150 to 1300, and the heated steel slab is heated to Ar. Transformation point
  • the process of hot rolling at a finishing temperature of 3 or more to form a steel sheet, and the steel sheet after hot rolling to a temperature range of 400 to 550 ° C is cooled to an average cooling rate of 30 ° CZ seconds or more to be turned into a coil. It is sufficient if the coil is manufactured to include a step of cooling and a step of cooling the coil after scraping to a temperature of 300 ° C or lower at an average cooling rate of 50 to 400 ° CZ.
  • C 0.02 to 0.10%, Si: l.5% or less (not including 0%), Mn: 0.5 to 2.0%, P: 0.025% or less (not including 0%), S: 0.010 % Or less (including 0%), A1: 0.020 to 0.15%, Ni: 1% or less (not including 0%), Cr: 1% or less (not including 0%), Nb: 0.08% or less (including (0% not included), Ti: 0.05 to 0.2% of each steel sheet, where the metal structure is substantially a single-phase structure of ferrite, and the fracture surface transition temperature obtained in the impact test of the steel sheet The main point is that vTrs is 0 ° C or less.
  • the steel slab having the chemical component is heated to a temperature range of 1150 to 1300, and the heated steel slab is heated to Ar. Transformation point
  • a hot-rolled steel sheet is a high-strength hot-rolled steel sheet with a tensile strength of 780 MPa or more, an elongation of 20% or more, and a hole expansion ratio of 60% or more at a thickness of 2 mm.
  • hot-rolled steel sheets that were not conventionally applied from the viewpoint of formability can be applied to various parts such as automobiles and industrial machinery, which not only contributes to cost reduction of parts, but also to various parts. Therefore, it will be possible to reduce the plate thickness and improve the collision safety of automobiles, which will contribute to the improvement of automobile performance.
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between fracture surface transition temperature vTrs and hole expansion rate in Example 1.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the cooling rate after coil scraping and the fracture surface transition temperature vTrs in Example 1.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the fracture surface transition temperature vTrs and the hole expansion rate ⁇ in Example 2.
  • FIG. 4 is a graph showing the relationship between the cooling rate after coil scraping and the fracture surface transition temperature vTrs in Example 2.
  • FIG. 5 is a graph showing the relationship between the fracture surface transition temperature vTrs and the hole expansion ratio ⁇ in Example 3.
  • FIG. 6 is a graph showing the relationship between the cooling rate after coil scraping and the fracture surface transition temperature vTrs in Example 3.
  • FIG. 7 is a graph showing the relationship between the fracture surface transition temperature vTrs and the hole expansion ratio ⁇ in Example 4.
  • FIG. 8 is a graph showing the relationship between the cooling rate after coil scraping and the fracture surface transition temperature vTrs in Example 4.
  • the present inventors studied from various angles to realize a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in hole expansion workability.
  • the chemical composition of the steel is adjusted appropriately, the production conditions are regulated, and the microstructure of the steel is fine, with a bainite volume fraction of 60-95% and the balance of TiC and Z or Nb and Mo carbides. Ferrite or ferrite and martenser deposited on It was found that a steel sheet with a tensile strength of 780 MPa or more can be realized if the structure includes a steel.
  • the cooling condition of the coiling coil after coiling it is possible to control the fracture surface transition temperature vTrs required by the impact test. It was found that if it was within the range, the hole expansion caloric property of the hot-rolled steel sheet could be improved, and the present invention was completed. In the following, the effects of the present invention will be described along the process of completion of the present invention.
  • the C is made as low as possible and the main phase is changed to a bainitic structure.
  • it is effective to include a solid solution strengthened and precipitation strengthened ferrite structure at an appropriate volume fraction, and by reducing the C content, the hardness of bainite is reduced and the ductility of the bainite is improved.
  • the difference in hardness from solid solution strengthened and precipitation strengthened ferrite can be reduced, so it is considered that high elongation and high hole expansibility can be secured.
  • the hole expandability may change depending on the coil.
  • the present inventors focused on the relationship between hole expansibility and toughness, and investigated the relationship between fracture surface transition temperature vTrs and hole expansibility required in impact tests, and found that there was a good correlation with these. There is a relationship, and in order to ensure a good hole expandability of 60% or more with a hole expansion rate (measurement method will be described later), the fracture surface transition temperature vTrs should be 0 ° C or lower. (See Figures 1 and 3 below).
  • P that segregates at the ferrite grain boundaries as described above is that P is diffused and prayed at grain boundaries that are unstable compared to the inside of the grains due to the slow cooling of the coiling coil. I was able to think. The inventors have the viewpoint that the toughness can be improved by preventing the segregation of P as described above. As a result of further examination of the means, based on the idea that shortening the diffusion time is not effective, various angular forces were also examined for specific means.
  • C is a basic component as a strength-enhancing element, and it is necessary to contain 0.05% or more in order to secure a tensile strength of 780 MPa or more of the steel sheet.
  • the C content exceeds 0.15%, the second phase other than ferrite (for example, martensite, etc.) is generated and increased in the microstructure, and the hole expandability deteriorates.
  • the preferable lower limit of the C content is 0.06%, and the preferable upper limit is 0.10%.
  • Si l. 5% or less (excluding 0%)
  • Si is an element that promotes the formation of polygonal ferrite and is effective in securing strength without reducing elongation and hole expansibility. These effects increase as the content increases, but if they are contained excessively, the surface properties will deteriorate significantly, the hot deformation resistance will increase, and it will become difficult to produce steel sheets.
  • the amount should be 1.5% or less.
  • the preferable lower limit of the Si content is 0.2%, and the preferable upper limit is 1.0%.
  • Mn is an element useful for solid solution strengthening of steel, and in order to secure a bow strength of 780 MPa or more, it must be contained at least 0.5% or more. However, if Mn is contained excessively, the hardenability becomes too high and a large amount of transformation product is generated, making it difficult to secure a high hole expansion rate. Should.
  • the preferable lower limit of the Mn content is 1.4%, and the preferable upper limit is 2.3%.
  • P 0.035% or less (excluding 0%)
  • P is an element effective for solid solution strengthening of steel without deteriorating ductility, and is an especially important element in the present invention. If the P content is excessive, it will be prayed to the grain boundaries during cooling after coil winding, causing toughness deterioration and raising the fracture surface transition temperature vTrs. For this reason, the P content is preferably 0.035% or less. A preferable upper limit of the P content is 0.025%.
  • S is an element that is inevitably mixed in the manufacturing process. It forms sulfide inclusions that adversely affect hole expansibility, so it is preferably reduced as much as possible. From this point of view, the S content should be suppressed to 0.01% or less.
  • the preferable upper limit of the S content is 0.008%, more preferably 0.005% or less.
  • A1 is added as a deoxidizing element during melting, it is an effective element for improving the cleanliness of steel. In order to exert such an effect, A1 needs to be contained in an amount of 0.02% or more. If the content is excessive, a large amount of alumina inclusions are formed and cause surface flaws. Must be 15% or less.
  • the preferable lower limit of the A1 content is 0.025%, and the preferable upper limit is 0.06%.
  • Ti is an effective element for strengthening the precipitation by using C and N in ferrite as precipitates, strengthening the ferrite, reducing the amount of solid solution C and cementite in ferrite, and improving the hole expandability. It is an important element in securing a tensile strength of 780 MPa or more. In order to exert these effects, the Ti content needs to be 0.05% or more. However, if the Ti content is excessive, the ductility deteriorates and the above effect is saturated, so it is necessary to make it 0.2% or less.
  • the preferable lower limit of Ti content is 0.08%, and the preferable upper limit is 0.18%.
  • the force is composed of Fe and inevitable impurities (for example, V, Sn, etc.). If necessary, Ni, Cr, Mo, Nb, B It is also effective to contain Ca, Cu and the like. The reason for specifying the range when these elements are contained is as follows. [0030] Ni: 1% or less (excluding 0%)
  • Ni is an effective element for strengthening steel by solid solution strengthening. If its content is excessive, its effect is saturated and disadvantageous economically, so it should be 1% or less. The above-mentioned effect due to the Ni-added iron increases as its content increases. From the viewpoint of securing a tensile strength of 780 MPa or more in a ferrite single phase steel, Ni should be contained at least 0.1%. More preferably, the content is 0.2% or more. The upper limit of the Ni content is preferably 0.8%, more preferably 0.5% or less.
  • Cr is an element effective for strengthening precipitation by strengthening ferrite using C as a precipitate. Even if its content is excessive, its effect is saturated and economically disadvantageous. It should be 0% or less.
  • the above-mentioned effect due to Cr-added powder increases as its content increases.In order to exert the above-mentioned effect effectively, it is preferable to contain at least 0.1% of Cr. It is good to contain 2% or more. Further, the upper limit of the Cr content is preferably 0.8%, more preferably 0.5% or less.
  • Nb 0.1% or less (excluding 0%)
  • Nb is an element that contributes to improvement of hole expansibility by refining ferrite formed from austenite after hot completion. It is also effective for strengthening ferrite by precipitation of C and N in steel. This effect increases as the content increases. Even if the content is excessive, the effect is saturated and economically disadvantageous. Therefore, it should be 0.1% or less. In order to effectively exhibit the above-described effect due to Nb, it is preferable to contain 0.01% or more, more preferably 0.02% or more. The preferable upper limit of the Nb content is 0.08%, more preferably 0.07% or more. It is good to make it lower.
  • B Q. 01% or less (excluding 0%)
  • B is an element effective in reducing the grain boundary energy of steel and suppressing the grain boundary segregation of P. Such effects increase as the content increases, but even if contained excessively, the effects are saturated, so 0.01% or less is preferable.
  • the preferable lower limit of the B content is 0.001%, and the more preferable upper limit is 0.005%.
  • Ca is an element effective for improving the hole expansibility by spherically forming the sulfide in the steel sheet. However, if its content is excessive, its effect will be saturated, so it should be 0.01% or less. I like it. In order to effectively exhibit the effect of the Ca-added powder, Ca is preferably contained in an amount of 0.001% or more. A more preferable upper limit of Ca is 0.005%.
  • Cu When Cu is added together with Ti and Nb, Cu promotes uniform fine precipitation of TiC and NbC, and increases strength and further expandability due to fine precipitation. Even if it is excessive, the effect is saturated and it is economically disadvantageous, so it should be 1.0% or less.
  • the above effect due to the addition of Cu increases as the content increases. However, in order to effectively exhibit the above effect, it is preferable to contain at least 0.1% of Cu, more preferably 0.3%. It is good to contain above. The preferred upper limit for the Cu content is 0.8%.
  • the structure of the metal structure is an important requirement in order to have high strength, high hole-expandability, and excellent ductility.
  • it is necessary to use bainite as the main phase which is high in strength but has a smaller hardness difference from ferrite than martensite, and to contain ductility in order to ensure ductility. . From this point of view, by setting the bainite phase in the metal structure in the range of 60 to 95% by volume, a steel sheet having high strength and good workability can be obtained.
  • the metal structure of the steel sheet of the present invention is basically (bainite + ferrite), but part of the ferrite may be martensite.
  • the term “ferrite” includes polygonal ferrite and pseudopolygonal ferrite. High dislocation density and structure such as erite and paytic ferrite are included in the “bainite” in the present invention.
  • the production method of the present invention In order to produce the high-strength steel sheet of the present invention, it is necessary to appropriately control at least the cooling rate after coil winding as described above, and other conditions (hot rolling conditions) may be in accordance with normal conditions.
  • the basic production conditions in the production method of the present invention are as follows.
  • the steel sheet controlled to have a chemical composition as described above is used as a slab flake by a conventional method and subjected to hot rolling.
  • the slab heating temperature at this time must be 1150 ° C or higher. This is the temperature at which TiC and Nb (C, N) begin to dissolve in austenite. Heating above this temperature can effectively dissolve the added Ti and Nb in steel. it can.
  • the solid solution Ti and Nb react with the solid solution C and solid solution N in the flight during the formation of the flint after the hot rolling is completed, and precipitate as a composite, and the desired strength is achieved by precipitation strengthening the steel sheet. Tensile strength can be obtained. However, if this heating temperature becomes too high, the heating furnace will be damaged and the energy cost will increase, so it is necessary to keep it below 1300 ° C.
  • the hot rolling finishing temperature is an Ar change in the austenite single-phase temperature range.
  • the hot rolling temperature decreases and becomes less than the Ar transformation point.
  • the average cooling rate from the cutting temperature to a temperature range of 300 ° C or lower was set to 50 ° CZhr. It is necessary to do this. If the cooling rate is lower than this average cooling rate, P precipitates at the grain boundaries during cooling, and the fracture surface transition temperature vTrs obtained by the impact test becomes high, so that good hole expandability cannot be obtained.
  • the means for ensuring the cooling rate after coiling the coil as described above is not particularly limited.
  • a method of blast cooling using a blower for the coil coil examples include a method in which mist is included in the blast (cool blast + mist), a method in which water is cooled by using a water spray nozzle in the scissor coil, and a method in which the scissor coil is immersed in a water tank.
  • the present inventors studied from various angles to realize a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in hole expansion workability. As a result, after properly adjusting the chemical composition of the steel, the production conditions are regulated, the microstructure of the steel is made into a ferrite single-phase structure, and TiC and Z, or Nb and Mo carbides are finely refined in this structure. It was found that steel sheets with a tensile strength of 780 MPa or more can be realized by precipitation. In addition, by controlling the cooling condition of the coiling coil after coiling, it is possible to control the fracture surface transition temperature vTr s required by the impact test. To be As a result, the present inventors have found that the hole expansion workability of the hot-rolled steel sheet can be improved. Hereinafter, along with the background of the completion of the present invention, the function and effect will be described.
  • the present inventors paid attention to the relationship between hole expansibility and toughness, and investigated the relationship between fracture surface transition temperature vTrs and hole expansibility required in impact tests.
  • the fracture surface transition temperature vTrs should be 0 ° C or lower. (See Figures 5 and 7 below.)
  • a high-thickness (ie, low toughness) steel sheet with the above-mentioned fracture surface transition temperature vTrs was investigated in more detail! When the surface was analyzed using an Auger analyzer, it was observed that P grain boundary bias was occurring. In contrast, steel plates with good toughness (ie, low fracture surface transition temperature) can only be cleaved even when fractured at low temperatures, and the presence or absence of elements prejudiced at the grain boundaries has been confirmed. It turned out that it was not possible.
  • P that segregates at the ferrite grain boundaries as described above is that P is diffused and prayed at grain boundaries that are unstable compared to the inside of the grains due to the slow cooling of the coiling coil. I was able to think. The inventors have the viewpoint that the toughness can be improved by preventing the segregation of P as described above.
  • the basic mechanical properties yield strength YS, tensile strength TS, In order to provide the elongation EL, etc., it is necessary to adjust the chemical composition appropriately.
  • the reason for limiting the range of the chemical composition defined in the present invention is as follows.
  • C is a basic component as a strength-enhancing element, and in order to ensure a tensile strength of 780 MPa or more of the steel sheet, it is necessary to contain 0.02% or more. However, if the C content exceeds 0.10%, the second phase other than ferrite (for example, pearlite, bainite, martensite, etc.) is generated and increased in the microstructure, and the hole expandability is reduced. It will deteriorate.
  • the preferable lower limit of the C content is 0.03%, and the preferable upper limit is 0.06%.
  • Si l. 5% or less (excluding 0%)
  • Si is an element that promotes the formation of polygonal ferrite and is effective in securing strength without reducing elongation and hole expansibility. These effects increase as the content increases, but if they are contained excessively, the surface properties will deteriorate significantly, the hot deformation resistance will increase, and it will become difficult to produce steel sheets.
  • the amount should be 1.5% or less.
  • the preferable lower limit of the Si content is 0.2%, and the preferable upper limit is 1.0%.
  • Mn is an element useful for solid solution strengthening of steel, and in order to secure a bow strength of 780 MPa or more, it must be contained at least 0.5% or more. However, if Mn is contained excessively, the hardenability becomes too high and a large amount of transformation product is generated, making it difficult to secure a high hole expansion rate. Should.
  • the preferable lower limit of the Mn content is 0.7%, and the preferable upper limit is 1.9%.
  • P is an element effective for solid solution strengthening of steel without deteriorating ductility, and is an especially important element in the present invention. If the P content is excessive, it will be prayed to the grain boundaries during cooling after coil winding, causing toughness deterioration and raising the fracture surface transition temperature vTrs. Therefore, the P content is preferably 0.025% or less. A preferable upper limit of the P content is 0.015%.
  • A1 is added as a deoxidizing element during melting, it is an effective element for improving the cleanliness of steel. In order to exert such an effect, A1 needs to be contained in an amount of 0.02% or more. If the content is excessive, a large amount of alumina inclusions are formed and cause surface flaws. Must be 15% or less.
  • the preferable lower limit of the A1 content is 0.03%, and the preferable upper limit is 0.06%.
  • Ni 1% or less (excluding 0%)
  • Ni is an effective element for strengthening steel by solid solution strengthening. If its content is excessive, its effect is saturated and disadvantageous economically, so it should be 1% or less. The above-mentioned effect due to the Ni-added iron increases as its content increases. From the viewpoint of securing a tensile strength of 780 MPa or more in a ferrite single phase steel, Ni should be contained at least 0.1%. More preferably, the content is 0.3% or more. The upper limit of the Ni content is preferably 0.8%, more preferably 0.6% or less.
  • Cr is an element effective for strengthening precipitation by strengthening ferrite using C as a precipitate. Even if its content is excessive, its effect is saturated and economically disadvantageous. It should be less than%.
  • the above effect due to the Cr-added soot increases as its content increases, but in order to effectively exhibit the above effect, it is preferable to contain at least 0.1% of Cr, more preferably 0. It is better to contain 3% or more. Further, the upper limit of the Cr content is preferably 0.8%, more preferably 0.5% or less.
  • Nb Q. 08% or less (excluding 0%)
  • Nb is an element that contributes to improvement of hole expansibility by refining ferrite formed from austenite after hot rolling. It is also effective in strengthening ferrite by making C and N in steel precipitates and strengthening precipitation. These effects increase as the content increases. Even if the content is excessive, the effect saturates and is not economical. Therefore, it should be 0.08% or less. In order to effectively exhibit the above-described effects due to Nb, it is preferable to contain 0.01% or more. The preferable upper limit of the Nb content is 0.06%, more preferably 0.05% or less.
  • Ti is an effective element for strengthening the precipitation by using C and N in ferrite as precipitates, strengthening the ferrite, reducing the amount of solid solution C and cementite in ferrite, and improving the hole expandability. It is an important element in securing a tensile strength of 780 MPa or more. In order to exert these effects, the Ti content needs to be 0.05% or more. However, if the Ti content is excessive, the ductility deteriorates and the above effect is saturated, so it is necessary to make it 0.2% or less.
  • the preferable lower limit of Ti content is 0.08%, and the preferable upper limit is 0.15%.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention includes, in addition to the above components, Fe and inevitable impurities (for example, V and Sn) force. If necessary, Mo, Cu, B, Ca and the like are contained. It is also effective to do so. The reason for defining the range when these elements are contained is as follows.
  • the amount of Mo necessary to exert these effects includes the force that changes depending on the P content.
  • the amount of Mo and P is 1.0 or more (ie, the amount that satisfies the following formula (1)). It is good to let it go. However, since the effect is saturated when the Mo content becomes excessive, the Mo content is preferably 0.5% or less.
  • Cu has the effect of increasing the mechanical strength of steel and improving the material. These effects increase as the Cu content increases, but if excessively contained, the workability deteriorates on the contrary, so 1.0% or less is preferable.
  • Cu for exerting the above effect A preferable lower limit of the content is 0.05%, and a more preferable upper limit is 0.5%.
  • B is an element effective in reducing the grain boundary energy of steel and suppressing the grain boundary segregation of P. Such effects increase as the content increases, but even if contained excessively, the effects are saturated, so 0.01% or less is preferable.
  • the preferable lower limit of the B content is 0.001%, and the more preferable upper limit is 0.005%.
  • Ca is an element effective for improving the hole expansibility by spherically forming the sulfide in the steel sheet, but if its content becomes excessive, its effect is saturated, so it is made 0.005% or less. It is preferable. In order to effectively exhibit the effect of the Ca-added powder, Ca is preferably contained in an amount of 0.001% or more. A more preferable upper limit of Ca is 0.004%.
  • the microstructure is substantially a single-phase structure strength of frites.
  • substantially ferrite single phase structure means that the ferrite phase is at least 90 area% or more. Therefore, the steel sheet of the present invention, is in its tissues, pearlite, bainite, martensite, organizations such as residual austenite is of even free base (10 area 0/0 or less).
  • the term “ferrite” refers to the fact that force ferrite, ferrite, and baiterite ferrite, which include polygonal ferrite and pseudopolygonal ferrite, are not suitable for obtaining high ductility because of high dislocation density. Therefore, “ferrite” in the present invention is not included.
  • the production method of the present invention In order to produce the high-strength steel sheet of the present invention, it is necessary to appropriately control at least the cooling rate after coil winding as described above, and other conditions (hot rolling conditions) may be in accordance with normal conditions.
  • the basic production conditions in the production method of the present invention are as follows.
  • the steel sheet controlled to have a chemical composition as described above is used as a slab flake by a conventional method and subjected to hot rolling.
  • the slab heating temperature at this time must be 1150 ° C or higher. This is the temperature at which TiC and Nb (C, N) begin to dissolve in austenite. Heating above this temperature can effectively dissolve the added Ti and Nb in steel. it can. Ti and Nb in solid solution
  • the desired tensile strength can be obtained by precipitating solute C or solute N in the ferrite during the formation of ferrite after hot rolling, and strengthening the steel sheet by precipitation strengthening.
  • this heating temperature force S becomes too high, it is not preferable because it causes damage to the heating furnace and an increase in energy costs.
  • the hot rolling finishing temperature is an Ar change in the austenite single-phase temperature range.
  • the hot rolling temperature decreases and becomes less than the Ar transformation point.
  • the reason why the staking temperature is in the temperature range of 500 to 650 ° C is that the microstructure of the steel is a ferrite single phase structure. In other words, when the staking temperature is lower than 500 ° C, the bainite structure is mixed and elongation is lowered. Further, the precipitation strengthening amount of carbonitride is insufficient, and the desired strength cannot be obtained. In order to ensure better elongation, it is preferable to set the staking temperature to 550 ° C or higher.
  • the precipitation size of (carbides, nitrides and carbonitrides) becomes coarse and the strength decreases instead. For these reasons, it is necessary to set the staking temperature in a temperature range of 500 to 650 ° C, preferably in a temperature range of 550 to 650 ° C. [0075]
  • the average cooling rate from the cutting temperature to a temperature range of 300 ° C or lower is set to 50 ° CZhr. It is necessary to do this. If the cooling rate is lower than this average cooling rate, P precipitates at the grain boundaries during cooling, and the fracture surface transition temperature vTrs obtained by the impact test becomes high, so that good hole expandability cannot be obtained.
  • Means for ensuring the cooling rate after coiling the coil as described above is not particularly limited.
  • a method of blast cooling using a blower for the coil coil examples include a method in which mist is included in the blast (cool blast + mist), a method in which water is cooled by using a water spray nozzle in the scissor coil, and a method in which the scissor coil is immersed in a water tank.
  • Examples 1 and 2 are related to the above-described first embodiment, and Examples 3 and 4 are related to the above-described second embodiment.
  • the hot-rolled steel sheet thus obtained was subjected to an impact test in the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) using a JIS No. 5 test piece and subjected to mechanical properties (yield strength YS, tensile strength TS, elongation EL Etc.) and the hole expandability is evaluated by the hole expansion ratio ⁇ measured by the following method.
  • the fracture surface transition temperature vTrs was measured by the following method.
  • ferrite, bainite and martensite were identified with a scanning electron microscope, and the bainite area ratio was measured with an image analyzer.
  • both sides of the obtained hot-rolled steel sheet were ground, and the test was performed with a sub-size test piece having a thickness of 2.5 mm.
  • Initial hole diameter 10mm (d) punch hole is pushed from the punching side with a 60 ° conical punch.
  • brittle fracture surface ratio (or ⁇ ductile fracture surface ratio '' The transition temperature vTrs at which the brittle fracture surface ratio is 50% was determined from the curve of (test temperature vs. brittle fracture surface ratio).
  • test temperature was changed at 10 ° C or 20 ° C intervals.
  • test temperature (test piece temperature) was controlled according to the conditions defined in JIS Z2242. Then, an impact test is performed, and then the fracture surface of the specimen is observed to distinguish between the area showing the brittle fracture surface and the area showing the ductile fracture surface. The surface area was calculated.
  • B brittle fracture surface ratio (%)
  • C brittle fracture surface area
  • A total area of fracture surface
  • test temperature and the brittle fracture surface ratio were plotted to obtain an approximate curve, and the test temperature at which the approximate curve showed a brittle fracture surface ratio of 50% was defined as the transition temperature vTrs.
  • Fig. 1 shows the relationship between fracture surface transition temperature vTrs and hole expansion rate
  • Fig. 2 shows the relationship between cooling rate after coil scraping and fracture surface transition temperature vTrs.
  • the hot-rolled steel sheet thus obtained was subjected to a tensile test in a direction perpendicular to the rolling direction using a JIS No. 5 test piece and mechanical properties (yield strength YS, tensile strength TS, elongation EL, etc.) ) And hole expansibility and fracture surface transition temperature were measured by the same method as in Example 1.
  • the results are shown in Table 4 below together with the manufacturing conditions (rolling finishing temperature, milling temperature, cooling rate after milling). Based on these results, the relationship between the fracture surface transition temperature vTrs and the hole expansion rate is shown in Fig. 3, and the relationship between the average cooling rate after coil scraping and the fracture surface transition temperature vTrs is shown in Fig. 4, respectively.
  • the fracture surface transition temperature vTrs which affects the hole expansion rate, changes depending on the cooling rate that simulates the cooling of the winding coil. At this time, in order to ensure the target fracture surface transition temperature vTrs below 0 ° C, it is necessary to cool at an average cooling rate of 50 ° CZhr or higher.
  • the portion surrounded by the broken line in FIG. 4 is that the fracture surface transition temperature vTrs is increased by the chemical composition composition being outside the range defined in the present invention.
  • Test Nos. 1—12 to 15, 1 17, 1 18, 1—20 to 25, 1—27, 1—28, 1—30, 1—31 satisfy all the requirements defined in the present invention. It is satisfactory that a hot-rolled steel sheet with satisfactory mechanical properties and hole expansion ratio, high strength and good workability can be realized.
  • test Nos. 1-16, 1-19, 1-26, 1-29, 1-32-39 lack any of the requirements defined in the present invention. At least the mechanical characteristics and hole expansibility are degraded.
  • test Nos. 1-16, 1 19, 1 26, 1-29 had a low average cooling rate after coil scraping, and the fracture surface transition temperature vTrs was high. Good hole expandability is not obtained.
  • Test Nos. 1-32 and 1 33 are steel plates with excessive Si content (steel grade 1 J in Table 3), and the fracture surface transition temperature vTrs is high, resulting in good hole expansibility. It is not done.
  • Test Nos. 1-34 and 1 35 are steel sheets with excessive Mn content (Steel grade 1-K in Table 3), and the ductility (elongation) decreases and the fracture surface transition temperature vTrs is As a result, the hole expandability is not good.
  • Test No. 1-36 is a steel sheet with an excessive P content (Steel grade 1 L in Table 3), and the fracture surface transition temperature vTrs is too high to achieve good hole expansibility.
  • Test Nos. 1-37 and 1 38 are steel plates with excessive Ti and C contents (steel types 1 M and 1 N in Table 3), respectively, and the ductility (elongation) decreased. Yes. In Test No. 1-39, the C content was insufficient (steel grade 10 in Table 3), and the tensile strength was reduced. The
  • Each steel slab having the chemical composition shown in Table 5 below is held at a slab heating temperature of 1250 ° C for 30 minutes, and then the final rolling temperature is 900 ° C by a normal hot rolling process. Thickness: 4mm A hot rolled steel sheet was obtained. After that, cooling was performed at an average cooling rate of 30 ° CZs, and after 30 minutes of scraping treatment at a scraping temperature of 600 ° C using an electric carousel furnace, the cooling rate was controlled in order to change the subsequent cooling rate. Cooling by furnace cooling, cooling after taking out from the furnace, air blast cooling, (air blast + mist) cooling, shower cooling, immersion in a water bath, etc., gave various hot rolled steel sheets.
  • the hot-rolled steel sheet thus obtained was subjected to an impact test in the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) with a JIS No. 5 test piece and subjected to mechanical properties (yield strength YS, tensile strength TS, elongation E L) and the like, and the hole expandability was evaluated by the hole expansion ratio ⁇ measured by the following method, and the fracture surface transition temperature vTrs was measured by the following method.
  • the mouth structure of each steel plate was observed with an optical microscope.
  • both sides of the obtained hot-rolled steel plate were ground, and the test was performed with a sub-size test piece having a thickness of 2.5 mm.
  • Initial hole diameter 10mm (d) punch hole is pushed from the punching side with a 60 ° conical punch.
  • brittle fracture surface ratio (or ⁇ ductile fracture surface ratio '' The transition temperature vTrs at which the brittle fracture surface ratio is 50% was determined from the curve of (test temperature vs. brittle fracture surface ratio). Details are as described in the first embodiment.
  • the fracture surface transition temperature vTrs should be 0 ° C or lower in order to ensure the.
  • the fracture surface transition temperature vTrs which affects the hole expansion ratio I, varies depending on the cooling rate that simulates the cooling of the winding coil.
  • the fracture surface transition temperature vTrs It can be seen that cooling at an average cooling rate of 50 ° CZhr or higher is necessary to secure the target of 0 ° C or lower. Note that the portion surrounded by the broken line in FIG. 8 is that the fracture surface transition temperature vTrs is increased due to the chemical composition being out of the range defined in the present invention.
  • Test Nos. 2—12 to 15, 2—17, 2—18, 2—20 to 25, 2—27, 2—28, 2—30, 2—31 are the requirements specified in the present invention. It satisfies all of the requirements, and both the mechanical properties and the hole expansion ratio are good, and it can be said that a hot-rolled steel sheet with high strength and good workability can be realized.
  • test Nos. 2-16, 2-19, 2-26, 2-29, 2-32-39 lack any of the requirements defined in the present invention. At least the mechanical characteristics and hole expansibility are degraded.
  • Test Nos. 2-16, 2-19, 2-26, and 2-29 the average cooling rate after coil scraping is low, and the fracture surface transition temperature vTrs is high. As a result, good hole expansibility is not obtained.
  • Test Nos. 2-32 and 2-33 are steel plates with excessive Si content (Table 7—J grade in Table 7), high fracture surface transition temperature vTrs, and good hole expansibility. Is not obtained.
  • Test Nos. 2-34 and 2-35 are steel sheets with excessive Mn content (Steel 7-K in Table 7), and the ductility (elongation) decreases and the fracture surface transition temperature vTrs However, good hole expansibility is not obtained.
  • Test No. 2-36 is a steel plate with excessive P content (Steel type 2—L in Table 7), and the fracture surface transition temperature vTrs is high, so that good hole expandability is not obtained. .

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Abstract

　Ｃ：０．０５～０．１５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：１．５０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．５～２．５％、Ｐ：０．０３５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０２～０．１５％、Ｔｉ：０．０５～０．２％を夫々含有する鋼板であって、金属組織が６０～９５体積％のベイナイトの他、固溶強化または析出強化したフェライトまたはフェライトとマルテンサイトを含む組織であり、当該鋼板の衝撃試験で得られる破面遷移温度vTrsが０°C以下である。

Description

明 細 書
穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、乗用車、トラック等の自動車や産業機械等に使用される高強度熱延鋼 板およびその製造方法に関するものであり、特にその優れた穴拡げ加工性を活かし て上記各種用途の部品素材として有効に活用できる高強度熱延鋼板、およびこうし た熱延鋼板を製造するための有用な方法に関するものである。
背景技術
[0002] 近年、省エネルギーの観点からの自動車の燃費向上のための車体の軽量化や、 自動車の衝突安全性の確保等を背景として、より高強度 (例えば、引張強度で 780 MPa以上)の熱延鋼板の需要が増カロしてきて 、る。またこうした高強度熱延鋼板が 用いられる用途において、当該熱延鋼板には伸びは勿論のこと穴拡げ加工性が優 れていることが要求される。こうしたことから、素材として用いられる高強度鋼板におけ る穴拡げ性を改善するための技術が各種提案されている。
[0003] こうした加工用高強度熱延鋼板として、残留オーステナイトやマルテンサイトを有す る複合組織鋼板が広く知られている。例えば特許文献 1には、フェライト、ベイナイト、 残留オーステナイトおよびマルテンサイト組織力もなる複合組織鋼板であって、極低
P鋼化、ミクロ組織や介在物の最大長さ等の制御、ミクロ組織の硬さ制御等によって、 穴拡げ性を向上させる方法が提案されている。
[0004] 例えば、特許文献 2には、フェライトを主体としたフェライトーベイナイト組織で、鋼中 Tiや Nbと反応していない非固定炭素量と、時効処理時に粒界に析出して強度を高 める未析出炭素量を制御した高強度鋼板が提案されている。更に、特許文献 3には 、ミクロ組織が主にフ ライトからなり、べィニティックフ ライトとポリゴナル 'フ ライト で構成されるミクロ組織を有する高強度熱延鋼板とすることによって穴拡げ加工性を 改善する技術が提案されている。またこの技術においては、上記組織を作り込むた めに、熱間圧延終了後からコイルに卷取る工程での冷却条件とそれを制御するため の方法が開示されている。 [0005] また例えば、特許文献 4には、ペイ-ティック'フェライトとポリゴナル 'フ ライトで構 成されるミクロ組織を有する高強度熱延鋼板とすることによって穴拡げ性を改善する 技術が提案されている。またこの技術においては、上記組織を作り込むために、熱間 圧延終了後からコイルに卷取る工程での冷却条件とそれを制御するための方法が開 示されている。
[0006] し力しながら、これまで提案されて 、る技術では、安定して良好な穴拡げ加工性を 発揮できて 、な 、のが実情である。
特許文献 1：特表 2004— 536965号公報、特許請求の範囲等
特許文献 2：特開 2003 - 342684号公報、特許請求の範囲等
特許文献 3：特開 2004— 250749号公報、特許請求の範囲等
特許文献 4:特開 2004— 225109号公報、特許請求の範囲等
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0007] 本発明は、上記した従来の高強度熱延鋼板が持つ問題を解決するためになされた ものであって、その目的は、引張強度が 780MPa以上の高強度熱延鋼板であって、 優れた伸びおよび穴拡げ加工性を有する高強度熱延鋼板、並びにこうした高強度 熱延鋼板を製造するための有用な方法を提供することにある。
課題を解決するための手段
[0008] 上記目的を達成し得た本発明の熱延鋼板とは、 C： 0. 05-0. 15% (質量％の意 味、以下同じ）、 Si: 1. 50%以下（0%を含まない）、 Mn: 0. 5〜2. 5%、 P : 0. 035 %以下（0%を含まない）、 S : 0. 01%以下（0%を含む）、 A1: 0. 020-0. 15%、 Ti : 0. 05-0. 2%を夫々含有する鋼板であって、金属組織が 60〜95体積％のべイナ イトの他、固溶強化または析出強化したフェライトまたはフェライトとマルテンサイトを 含む組織であり、当該鋼板の衝撃試験で得られる破面遷移温度 vTrsが 0°C以下であ る点に要旨を有するものである。
[0009] 本発明の熱延鋼板においては、必要によって更に、（a) Ni: l. 0%以下（0%を含 まない）、 (b) Cr: l. 0%以下（0%を含まない）、 (c) Mo : 0. 5%以下（0%を含まな い）、 (d) Nb : 0. 1%以下（0%を含まない）、 (e) B : 0. 01%以下（0%を含まない）、 ( f)Ca:0.01%以下（0%を含まない）、 (g)Cu:l.0%以下（0%を含まない）、等を 含有させることも有効であり、含有させる元素の種類に応じて熱延鋼板の特性が更に 改善される。
[0010] 一方、上記のような熱延鋼板を製造するに当っては、前記化学成分を有する鋼スラ ブを1150〜1300での温度範囲に加熱するェ程と、加熱後の鋼スラブを Ar変態点
3 以上の仕上げ温度で熱間圧延して鋼板とする工程と、熱間圧延後の鋼板を 400〜5 50°Cの温度域まで平均冷却速度： 30°CZ秒以上で冷却してコイルに卷取る工程と 、卷取り後のコイルを 300°C以下の温度まで平均冷却速度： 50〜400°CZ時で冷却 する工程を含むようにして製造すれば良 、。
[0011] また、 C:0.02〜0.10%、 Si:l.5%以下（0%を含まない）、 Mn:0.5〜2.0%、 P:0.025%以下（0%を含まない）、 S:0.010%以下（0%を含む）、 A1:0.020〜 0. 15%、 Ni:l%以下（0%を含まない）、 Cr:l%以下（0%を含まない）、 Nb:0.08 %以下（0%を含まない）、 Ti:0.05〜0.2%を夫々含有する鋼板であって、金属組 織が実質的にフェライトの単相組織であり、当該鋼板の衝撃試験で得られる破面遷 移温度 vTrsが 0°C以下である点に要旨を有するものである。
[0012] 本発明の熱延鋼板においては、必要によって更に、（a)Mo:0.5%以下（0%を含 まない）、 (b)Cu:l.0%以下（0%を含まない）、 (c)B:0.01%以下（0%を含まない )、 (d)Ca:0.005%以下 (0%を含まない）、等を含有させることも有効であり、含有 させる元素の種類に応じて熱延鋼板の特性が更に改善される。このうち特に Moを含 有するときには、下記（1)式を満足するように含有させるのが良い。
([Mo]/96)/([P]/31)≥l.0 …ひ）
但し、 [Mo]および [P]は、夫々 Moおよび Pの含有量 (質量％)を示す。
[0013] 一方、上記のような熱延鋼板を製造するに当っては、前記化学成分を有する鋼スラ ブを1150〜1300での温度範囲に加熱するェ程と、加熱後の鋼スラブを Ar変態点
3 以上の仕上げ温度で熱間圧延して鋼板とする工程と、熱間圧延後の鋼板を 500〜6 50°Cの温度域まで平均冷却速度： 30°CZ秒以上で冷却してコイルに巻き取る工程 と、巻き取り後のコイルを 300°C以下の温度まで、平均冷却速度： 50〜400°CZ時で 冷却する工程を含むようにして製造すれば良!ヽ。 発明の効果
[0014] 本発明によれば、化学成分組成およびミクロ組織の他、破面遷移温度 vTrsを適切 に制御することによって、伸びおよび穴拡げカ卩ェ性に優れた熱延鋼板が実現でき、 こうした熱延鋼板は板厚 2mmにおいて、引張強度 780MPa以上、伸びが 20%以上 、および穴拡げ率 60%以上の高強度熱延鋼板となる。こうした熱延鋼板では、従来 では成形性の観点から適用されなかった熱延鋼板を自動車や産業機械等の様々な 部材に適用することができ、部材の低コスト化に寄与するばかりか、各種部品の板厚 低減および自動車の衝突安全性の向上を可能とし、ひいては自動車の高性能化に 寄与するものとなる。
図面の簡単な説明
[0015] [図 1]実施例 1での破面遷移温度 vTrsと穴拡げ率えとの関係を示したグラフである。
[図 2]実施例 1でのコイル卷取り後の冷却速度と破面遷移温度 vTrsとの関係を示した グラフである。
[図 3]実施例 2での破面遷移温度 vTrsと穴拡げ率 λとの関係を示したグラフである。
[図 4]実施例 2でのコイル卷取り後の冷却速度と破面遷移温度 vTrsとの関係を示した グラフである。
[図 5]実施例 3での破面遷移温度 vTrsと穴拡げ率 λとの関係を示したグラフである。
[図 6]実施例 3でのコイル卷取り後の冷却速度と破面遷移温度 vTrsとの関係を示した グラフである。
[図 7]実施例 4での破面遷移温度 vTrsと穴拡げ率 λとの関係を示したグラフである。
[図 8]実施例 4でのコイル卷取り後の冷却速度と破面遷移温度 vTrsとの関係を示した グラフである。
発明を実施するための最良の形態
[0016] 実施の形態 1
本発明者らは、穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板を実現するべぐ様々な角 度から検討した。その結果、鋼の化学成分組成を適切に調整したうえで、製造条件 を規制し、鋼材のミクロ組織を、ベイナイト体積率が 60〜95%、残部が TiCおよび Z または Nbや Moの炭化物を微細に析出させたフェライトまたはフェライトとマルテンサ イトを含む組織であるようにすれば、引張強度が 780MPa以上の鋼板が実現できる ことが判明した。また、コイルに卷取った後に、卷取りコイルの冷却条件を制御するこ とによって、衝撃試験によって求められる破面遷移温度 vTrsを制御することが可能と なり、この破面遷移温度 vTrsを適切な範囲となるようにすれば熱延鋼板の穴拡げカロ ェ性を良好にできることを見出し、本発明を完成した。以下、本発明が完成された経 緯に沿って、その作用効果について説明する。
[0017] 780MPa以上の引張強度を有する鋼板において、伸びおよび穴拡げ加工性（以 下、「穴拡げ性」と呼ぶ）を向上させるには、できるだけ低 C化し、主相をべイナイト組 織とすると共に、固溶強化および析出強化したフェライト組織を適切な体積分率で含 有させることが有効であり、低 C化することで、ベイナイトの硬度を低減させて、ベイナ イトの延性を改善させると共に、固溶強化や析出強化したフェライトとの硬度差を小さ くできることから、高い伸びと高い穴拡げ性を確保できるものと考えられる。し力しなが ら、同一組成、同一条件で熱間圧延された鋼板であっても、コイルによって穴拡げ性 が変化することがある。
[0018] そこで、本発明者らは、穴拡げ性と靭性の関係について着目し、衝撃試験で求めら れる破面遷移温度 vTrsと穴拡げ性の関係について調査したところ、これらには良好 な相関関係があり、穴拡げ率 (測定方法については後述する）で 60%以上の良好な 穴拡げ性を確保するためには、破面遷移温度 vTrsを 0°C以下となるようにすれば良 いことを見出したのである（後記図 1、 3参照)。
[0019] 上記の破面遷移温度 vTrsの高い（即ち、靭性値の低い）鋼板について更に詳細に 調査したところ、低温破壊させると粒界破壊すること、およびこの粒界破面をォージェ 分析装置を用いて分析すると Pの粒界偏祈が生じていることが観察された。これに対 して、靭性が良好 (即ち、破面遷移温度が低い）とされる鋼板では、低温で破壊させ ても劈開破壊しか認められず、粒界に偏祈した元素の有無については確認できない ことが判明した。
[0020] 上記のようなフェライト粒界に偏析する Pは、卷取りコイルの冷却が徐冷となることに よって、粒内に比べて不安定な粒界に Pが拡散 ·偏祈したものと考えることができた。 本発明者らは、上記のような Pの偏析を防止すれば靭性を良好にできるとの観点力 、その手段について更に検討を重ねた結果、拡散時間を短くすることが有効ではな いかとの着想に基づいて、そのための具体的手段について様々な角度力も検討を 加えた。その結果、鋼板をコイルに卷取った後、 300°C以下の温度範囲まで 50°CZ 時 (以下、「°CZhr」と記す)以上の平均冷却速度で冷却することによって、破面遷移 温度 vTrsが低くなつて靭性値が向上し得ることが判明したのである（後記図 2、 4参照
) o
[0021] 本発明の熱延鋼板では、その基本的な機械的特性 (降伏強度 YS、引張強さ TS、 伸び EL等）を具備させるためには、その化学成分組成も適切に調整する必要がある 力 本発明で規定する化学成分組成の範囲限定理由は次の通りである。
[0022] C : Q. 05〜0. 15%
Cは強度向上元素として基本的な成分であり、鋼板の引張強度 780MPa以上を確 保するためには 0. 05%以上含有させる必要がある。し力しながら、 C含有量が 0. 15 %を超えると、ミクロ組織にフェライト以外の第 2相（例えば、マルテンサイト等）が生成 、増加してしまい、穴拡げ性が劣化することになる。尚、 C含有量の好ましい下限は 0 . 06%であり、好ましい上限は 0. 10%である。
[0023] Si: l. 5%以下（0%を含まない)
Siはポリゴナルフェライトの生成を促進し、伸びおよび穴拡げ性を低下させずに強 度を確保するのに有効は元素である。こうした効果はその含有量が増加するにつれ て大きくなるが、過剰に含有されると表面性状が顕著に劣化すると共に、熱間変形抵 抗を増大させ、鋼板の製造が困難になるので、その含有量は 1. 5%以下とすべきで ある。尚、 Si含有量の好ましい下限は 0. 2%であり、好ましい上限は 1. 0%である。
[0024] Mn: Q. 5〜2. 5%
Mnは鋼を固溶強化するのに有用な元素であり、 780MPa以上の弓 |張強度を確保 するためには、少なくとも 0. 5%以上含有させる必要がある。し力しながら、 Mnを過 剰に含有させると焼き入れ性が高くなり過ぎて変態生成物を多量に生成し、高い穴 拡げ率を確保することが困難になるので、 2. 5%以下とすべきである。尚、 Mn含有 量の好ましい下限は 1. 4%であり、好ましい上限は 2. 3%である。
[0025] P : 0. 035%以下（0%を含まな 、） Pは、延性を劣化させずに、鋼を固溶強化するのに有効な元素であり、本発明では 特に重要な元素である。 Pの含有量が過剰になると、コイル卷取り後の冷却中に粒界 中に偏祈し、靭性を劣化させ、破面遷移温度 vTrsを上昇させることになる。こうしたこ とから、 Pの含有量は、 0. 035%以下とするのが良い。尚、 P含有量の好ましい上限 は、 0. 025%である。
[0026] S : 0. 01%以下（0%を含む)
Sは製造工程で不可避的に混入する元素である力 穴拡げ性に悪影響を及ぼす 硫化物系介在物を形成するので、できるだけ低減することが好ましい。こうした観点 から、 S含有量は 0. 01%以下に抑制するのが良い。尚 S含有量の好ましい上限は、 0. 008%であり、より好ましくは 0. 005%以下とするのが良い。
[0027] A1: 0. 02〜0. 15%
A1は溶製時の脱酸元素として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素 であるが。こうした効果を発揮させためには、 A1が 0. 02%以上含有させる必要があ る力 その含有量が過剰になるとアルミナ系介在物が多量に生成して表面疵の原因 となるので、 0, 15%以下とする必要がある。尚、 A1含有量の好ましい下限は 0. 025 %であり、好ましい上限は 0. 06%である。
[0028] Ti: Q. 05〜0. 2%
Tiは，フェライト中の Cや Nを析出物として析出強化し、フェライトを強化すると共に 、フェライト中の固溶 C量およびセメンタイト量を低減し、穴拡げ性を向上させるのに 有効な元素であり、 780MPa以上の引張強度を確保する上で重要な元素である。こ れらの効果を発揮させるためには、 Ti含有量は 0. 05%以上とする必要がある。しか しながら、 Ti含有量が過剰になると延性が劣化すると共に、上記効果も飽和するので 0. 2%以下とする必要がある。尚、 Ti含有量の好ましい下限は 0. 08%であり、好ま しい上限は 0. 18%である。
[0029] 本発明の熱延鋼板にお!、ては、上記成分の他は Feおよび不可避不純物（例えば 、 Vや Sn等）からなるものである力 必要によって Ni, Cr, Mo, Nb, B, Ca、 Cu等を 含有することも有効である。これらの元素を含有させるときの範囲規定理由は次の通 りである。 [0030] Ni: 1%以下（0%を含まない)
Niは、鋼を固溶強化するのに有効な元素である力 その含有量が過剰になるとそ の効果が飽和して経済的に不利となるので 1%以下とするのが良い。 Ni添カ卩による 上記効果はその含有量が増大するにつれて大きくなるが、フェライト単相組織鋼で 7 80MPa以上の引張強度を確保という観点からしてして、 Niは少なくとも 0. 1%含有 させることが好ましぐより好ましくは 0. 2%以上含有させるのが良い。また、 Ni含有 量の好ましい上限は 0. 8%であり、より好ましくは 0. 5%以下とするのが良い。
[0031] Cr: l. 0%以下（0%を含まない)
Crは、鋼中 Cを析出物にして析出強化し、フェライトを強化するのに有効な元素で ある力 その含有量が過剰になってもその効果が飽和して経済的に不利となるので 1 . 0%以下とするのが良い。 Cr添カ卩による上記効果はその含有量が増大するにつれ て大きくなる力 上記効果を有効に発揮させるためには、その Crは少なくとも 0. 1% 含有させることが好ましぐより好ましくは 0. 2%以上含有させるのが良い。また、 Cr 含有量の好ましい上限は 0. 8%であり、より好ましくは 0. 5%以下とするのが良い。
[0032] Mo : 0. 5%以下（0%を含まない）
Moは炭化物としてフェライト中に析出し、フェライトを析出強化するうえで非常に有 効な元素である。また卷取りコイルが冷却されるときに、フェライト粒界に Pが偏祈し、 靭性値を低下させ、破面遷移温度 vTrsが上昇するのを防止することにも有効に作用 する。こうした効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、 Moの含有量が 過剰になるとその効果が飽和するので 0. 5%以下とすることが好ましい。
[0033] Nb : 0. 1%以下（0%を含まない)
Nbは、熱間終了後のオーステナイトから生成するフェライトを微細化して、穴拡げ 性の向上に寄与する元素である。また、鋼中 Cおよび Nを析出物にして析出強化し、 フェライトを強化するのに有効である。こうした効果はその含有量が増加するにつれ て大きくなる力 その含有量が過剰になってもその効果が飽和して経済的に不利とな るので、 0. 1%以下とするのが良い。 Nbによる上記効果を有効に発揮させるために は、 0. 01%以上含有させることが好ましぐより好ましくは 0. 02%以上含有させるの が良い。尚、 Nb含有量の好ましい上限は 0. 08%であり、より好ましいは 0. 07%以 下とするのが良い。
[0034] B: Q. 01%以下（0%を含まない)
Bは、鋼の粒界エネルギーを低下させ、 Pの粒界偏析を抑制するのに有効な元素 である。こうした効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、過剰に含有し てもその効果が飽和するので、 0. 01%以下とすることが好ましい。尚、 B含有量の好 ましい下限は 0. 001%であり、より好ましい上限は 0. 005%である。
[0035] Ca: Q. 01%以下（0%を含まない）
Caは鋼板中の硫ィ匕物を球状ィ匕し、穴拡げ性を向上させるのに有効な元素であるが 、その含有量が過剰になるとその効果が飽和するので 0. 01%以下とすることが好ま しい。 Ca添カ卩による効果を有効に発揮させるためには、 Caは 0. 001%以上含有さ せることが好ましい。尚、 Caのより好ましい上限は 0. 005%である。
[0036] Cu: l. 0%以下（0%を含まない)
Cuは、 Ti、 Nbと共に添カ卩した場合、 TiCおよび NbCの均一微細析出を促進し、微 細析出による強度上昇と更に穴拡げ性も向上するので有効な元素である力 その含 有量が過剰になってもその効果が飽和して経済的に不利となるので 1. 0%以下とす るのが良い。 Cu添加よる上記効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、 上記効果を有効に発揮させるためには、 Cuは少なくとも 0. 1%以上含有させること が好ましぐより好ましくは 0. 3%以上含有させるのが良い。また、 Cu含有量の好まし い上限は 0. 8%である。
[0037] 本発明の熱延鋼板では、高強度で且つ高 、穴拡げ性を有し、延性に優れたものと するためには、金属組織の構成も重要な要件となる。高強度と高い穴拡げ性を実現 するためには、高強度でありながらマルテンサイトよりもフェライトとの硬度差が小さい ベイナイトを主相とし、且つ延性を確保するためにフェライトを含有させる必要がある 。こうした観点から、金属組織中のベイナイト相は 60〜95体積％の範囲とすることに よって、高強度で加工性の良好な鋼板とすることができる。
[0038] 本発明の鋼板における金属組織は、基本的に (ベイナイト +フェライト）であるが、フ エライトの一部がマルテンサイトになっていても良い。尚、本発明において「フェライト」 とは、ポリゴナルフェライト、擬ポリゴナルフェライトは含むものであり、ァシユキユラーフ エライトやペイ-ティックフェライト等の転位密度の高 、組織は本発明における「べィ ナイト」に含まれるものである。
[0039] 次に、本発明の製造方法について説明する。本発明の高強度鋼板を製造するに は、前述のごとく少なくともコイル卷取り後の冷却速度を適切に制御する必要があり、 他の条件 (熱間圧延条件）については通常の条件に従えば良いが、本発明の製造 方法における基本的な製造条件は下記の通りである。
[0040] 本発明の高強度熱延鋼板を製造するに当っては、まず上記のように化学成分組成 に制御した鋼板を、常法によりスラブ铸片とし、熱間圧延に供されることになるが、こ のときのスラブ加熱温度は 1150°C以上とする必要がある。これはオーステナイト中に TiCや Nb (C, N)が固溶し始める温度であり、この温度以上に加熱することによって 、添カ卩した Tiや Nbを鋼中に効果的に固溶させることができる。固溶した Tiや Nbは、 熱間圧延終了後のフ ライト生成時にフ ライト中の固溶 Cや固溶 Nと反応しィ匕合物 として析出し、鋼板を析出強化することで、所望の引張強度を得ることができる。但し 、この加熱温度があまり高くなり過ぎると、加熱炉の損傷やエネルギーコストの増大を 招くことになるので、 1300°C以下とする必要がある。
[0041] 熱間圧延に際しては、基本的には通常の熱間圧延条件に従えば良ぐ特別な条件 的制約はないが、熱間圧延仕上げ温度は、オーステナイト単相温度域である Ar変
3 態点以上の温度とする必要がある。熱間圧延温度が低下して Ar変態点未満となる
3
と、熱間圧延がフェライトーオーステナイトの二相糸且織で終了することになるので、加 エフエライト (加工組織の意味)が残り、延性および穴拡げ性が劣化することになる。 また、表層部に粗大組織が形成され、伸びが低下することになる。更に、熱間圧延中 に固溶 Nbや固溶 Tiが炭窒化物として析出する力 この析出物は強度上昇には寄与 しない。その結果、フェライト中に析出してフェライトの強度上昇に関与できなくなり、 本来の添加目的である析出強化量が減少してしまい、鋼材の所望の強度が得られな くなる。
[0042] 熱間圧延終了後の冷却では、 400〜550°Cの卷取り温度範囲まで、平均冷却速度 を 30°CZ秒 (以下、「°CZs」と記す)以上で冷却する必要があるが、これはオーステ ナイトから生成するべイナイト組織を均一な整細粒組織とし、延性および穴拡げ性を 向上させるためである。即ち、このときの平均冷却速度が 30°CZsよりも遅くなると、変 態後のフェライトが粗大化し、またべイナイト内部に析出する炭化物の凝集、成長が 進み、粗大な炭化物が生成して、延性および穴拡げ性が劣化することになる。
[0043] 卷取り温度を 400〜550°Cの温度範囲とするのは、鋼のミクロ組織をべイナイト主 体の組織とするためである。即ち、卷取り温度が 400°Cよりも低くなると、マルテンサイ ト組織が生成し、穴拡げ性が低下することになる。また、炭窒化物の析出強化量が不 足してしまい、所望の強度が得られなくなってしまう。
[0044] 一方、卷取り温度が 550°Cを超えて高温になると、セメンタイトが析出してパーライト 組織が混入し、強度が却って低下することになる。また穴拡げ性も低下することにな る。こうしたことから、卷取り温度は 400〜550°Cの温度範囲とする必要があり、好まし くは 400〜500°Cの温度範囲とするのが良！、。
[0045] 卷取った後のコイルの冷却では、鋼中 Pのフ ライト粒界への偏析を防止するため に、卷取り温度から 300°C以下の温度範囲までの平均冷却速度を 50°CZhr以上と する必要がある。この平均冷却速度よりも遅くなると、冷却中にフ ライト粒界への P の析出が起こり、衝撃試験で求まる破面遷移温度 vTrsが高くなり、良好な穴拡げ性 が得られなくなる。
[0046] 尚、コイルに卷取った後の冷却速度を上記のように確保する手段については、特に 限定されるものではないが、例えば卷取りコイルに送風機を用いて衝風冷却する方 法、衝風にミストを含ませ (衝風 +ミスト)冷却する方法、卷取りコイルに散水ノズルを 用いて水冷する方法、更には、水槽に卷取りコイルを浸漬する方法等が挙げられる。
[0047] 実施の形態 2
本発明者らは、穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板を実現するべぐ様々な角 度から検討した。その結果、鋼の化学成分組成を適切に調整したうえで、製造条件 を規制し、鋼材のミクロ組織をフェライト単相組織とし、更に TiCおよび Zまたは Nbや Moの炭化物をこの組織中に微細に析出させるようにすれば、引張強度が 780MPa 以上の鋼板が実現できることが判明した。また、コイルに卷取った後に、卷取りコイル の冷却条件を制御することによって、衝撃試験によって求められる破面遷移温度 vTr sを制御することが可能となり、この破面遷移温度 vTrsを適切な範囲となるようにすれ ば熱延鋼板の穴拡げ加工性を良好にできることを見出し、本発明を完成した。以下、 本発明が完成された経緯に沿って、その作用効果について説明する。
[0048] 780MPa以上の引張強度を有する鋼板において、伸びおよび穴拡げ加工性（穴 拡げ性)を向上させるには、できるだけ低 C化し、主相をフェライト組織とし、固溶強化 および析出強化した組織とすることによって、得られる鋼板内の組織や硬さが均一と なることから、高い伸びと高い穴拡げ性を確保できるものと考えられる。しかしながら、 同一組成、同一条件で熱間圧延された鋼板であっても、コイルによって穴拡げ性が 変ィ匕することがある。
[0049] そこで、本発明者らは、穴拡げ性と靭性の関係にっ 、て着目し、衝撃試験で求めら れる破面遷移温度 vTrsと穴拡げ性の関係について調査したところ、これらには良好 な相関関係があり、穴拡げ率 (測定方法については後述する）で 60%以上の良好な 穴拡げ性を確保するためには、破面遷移温度 vTrsを 0°C以下となるようにすれば良 いことを見出したのである（後記図 5、 7参照)。
[0050] 上記の破面遷移温度 vTrsの高 ヽ（即ち、靭性値の低 、）鋼板につ!、て更に詳細に 調査したところ、低温破壊させると粒界破壊すること、およびこの粒界破面をォージェ 分析装置を用いて分析すると Pの粒界偏祈が生じていることが観察された。これに対 して、靭性が良好 (即ち、破面遷移温度が低い）とされる鋼板では、低温で破壊させ ても劈開破壊しか認められず、粒界に偏祈した元素の有無については確認できない ことが判明した。
[0051] 上記のようなフェライト粒界に偏析する Pは、卷取りコイルの冷却が徐冷となることに よって、粒内に比べて不安定な粒界に Pが拡散 ·偏祈したものと考えることができた。 本発明者らは、上記のような Pの偏析を防止すれば靭性を良好にできるとの観点力
、その手段について更に検討を重ねた結果、拡散時間を短くすることが有効ではな いかとの着想に基づいて、そのための具体的手段について様々な角度力も検討を 加えた。その結果、鋼板をコイルに卷取った後、 300°C以下の温度範囲まで 50°CZ 時以上の平均冷却速度で冷却することによって、破面遷移温度 vTrsが低くなつて靭 '性値が向上し得ることが判明したのである（後記図 6、 8参照)。
[0052] 本発明の熱延鋼板では、その基本的な機械的特性 (降伏強度 YS、引張強さ TS、 伸び EL等）を具備させるためには、その化学成分組成も適切に調整する必要がある 力 本発明で規定する化学成分組成の範囲限定理由は次の通りである。
[0053] C : Q. 02〜0. 10%
Cは強度向上元素として基本的な成分であり、鋼板の引張強度 780MPa以上を確 保するためには 0. 02%以上含有させる必要がある。し力しながら、 C含有量が 0. 10 %を超えると、ミクロ組織にフェライト以外の第 2相（例えば、パーライト、ベイナイト、マ ルテンサイト等）が生成、増加してしまい、穴拡げ性が劣化することになる。尚、 C含 有量の好ましい下限は 0. 03%であり、好ましい上限は 0. 06%である。
[0054] Si: l. 5%以下（0%を含まない)
Siはポリゴナルフェライトの生成を促進し、伸びおよび穴拡げ性を低下させずに強 度を確保するのに有効は元素である。こうした効果はその含有量が増加するにつれ て大きくなるが、過剰に含有されると表面性状が顕著に劣化すると共に、熱間変形抵 抗を増大させ、鋼板の製造が困難になるので、その含有量は 1. 5%以下とすべきで ある。尚、 Si含有量の好ましい下限は 0. 2%であり、好ましい上限は 1. 0%である。
[0055] Mn: Q. 5〜2. 0%
Mnは鋼を固溶強化するのに有用な元素であり、 780MPa以上の弓 |張強度を確保 するためには、少なくとも 0. 5%以上含有させる必要がある。し力しながら、 Mnを過 剰に含有させると焼き入れ性が高くなり過ぎて変態生成物を多量に生成し、高い穴 拡げ率を確保することが困難になるので、 2. 0%以下とすべきである。尚、 Mn含有 量の好ましい下限は 0. 7%であり、好ましい上限は 1. 9%である。
[0056] P : 0. 025%以下（0%を含まない）
Pは、延性を劣化させずに、鋼を固溶強化するのに有効な元素であり、本発明では 特に重要な元素である。 Pの含有量が過剰になると、コイル卷取り後の冷却中に粒界 中に偏祈し、靭性を劣化させ、破面遷移温度 vTrsを上昇させることになる。こうしたこ とから、 Pの含有量は、 0. 025%以下とするのが良い。尚、 P含有量の好ましい上限 は、 0. 015%である。
[0057] S : 0. 01%以下（0%を含む)
Sはその製造工程で不可避的に混入する元素である力 穴拡げ性に悪影響を及ぼ す硫化物系介在物を形成するので、できるだけ低減することが好ましい。こうした観 点から、 S含有量は 0. 01%以下に抑制するのが良い。尚 S含有量の好ましい上限 は、 0. 005%であり、より好ましくは 0. 003%以下とするのが良い。
[0058] A1: 0. 02〜0. 15%
A1は溶製時の脱酸元素として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素 であるが。こうした効果を発揮させためには、 A1が 0. 02%以上含有させる必要があ る力 その含有量が過剰になるとアルミナ系介在物が多量に生成して表面疵の原因 となるので、 0, 15%以下とする必要がある。尚、 A1含有量の好ましい下限は 0. 03 %であり、好ましい上限は 0. 06%である。
[0059] Ni: 1%以下（0%を含まない)
Niは、鋼を固溶強化するのに有効な元素である力 その含有量が過剰になるとそ の効果が飽和して経済的に不利となるので 1%以下とするのが良い。 Ni添カ卩による 上記効果はその含有量が増大するにつれて大きくなるが、フェライト単相組織鋼で 7 80MPa以上の引張強度を確保という観点からしてして、 Niは少なくとも 0. 1%含有 させることが好ましぐより好ましくは 0. 3%以上含有させるのが良い。また、 Ni含有 量の好ましい上限は 0. 8%であり、より好ましくは 0. 6%以下とするのが良い。
[0060] 0:: 1%以下(0%を含まなぃ)
Crは、鋼中 Cを析出物にして析出強化し、フェライトを強化するのに有効な元素で ある力 その含有量が過剰になってもその効果が飽和して経済的に不利となるので 1 %以下とするのが良い。 Cr添カ卩による上記効果はその含有量が増大するにつれて 大きくなるが、上記効果を有効に発揮させるためには、その Crは少なくとも 0. 1%含 有させることが好ましぐより好ましくは 0. 3%以上含有させるのが良い。また、 Cr含 有量の好ましい上限は 0. 8%であり、より好ましくは 0. 5%以下とするのが良い。
[0061] Nb : Q. 08%以下（0%を含まない）
Nbは、熱間圧延終了後のオーステナイトから生成するフェライトを微細化して、穴 拡げ性の向上に寄与する元素である。また、鋼中 Cおよび Nを析出物にして析出強 化し、フェライトを強化するのに有効である。こうした効果はその含有量が増加するに つれて大きくなる力 その含有量が過剰になってもその効果が飽和して経済的に不 利となるので、 0. 08%以下とするのが良い。 Nbによる上記効果を有効に発揮させる ためには、 0. 01%以上含有させることが好ましい。尚、 Nb含有量の好ましい上限は 0. 06%であり、より好ましくは 0. 05%以下とするのが良い。
[0062] Ti: Q. 05〜0. 2%
Tiは，フェライト中の Cや Nを析出物として析出強化し、フェライトを強化すると共に 、フェライト中の固溶 C量およびセメンタイト量を低減し、穴拡げ性を向上させるのに 有効な元素であり、 780MPa以上の引張強度を確保する上で重要な元素である。こ れらの効果を発揮させるためには、 Ti含有量は 0. 05%以上とする必要がある。しか しながら、 Ti含有量が過剰になると延性が劣化すると共に、上記効果も飽和するので 0. 2%以下とする必要がある。尚、 Ti含有量の好ましい下限は 0. 08%であり、好ま しい上限は 0. 15%である。
[0063] 本発明の熱延鋼板にお!、ては、上記成分の他は Feおよび不可避不純物（例えば 、 Vや Sn)力 なるものである力 必要によって Mo, Cu, B, Ca等を含有することも有 効である。これらの元素を含有させるときの範囲規定理由は次の通りである。
[0064] Mo : 0. 5%以下（0%を含まない）
Moは炭化物としてフェライト中に析出し、フェライトを析出強化するうえで非常に有 効な元素である。また卷取りコイルが冷却されるときに、フェライト粒界に Pが偏祈し、 靭性値を低下させ、破面遷移温度 vTrsが上昇するのを防止することにも有効に作用 する。こうした効果を発揮させるために必要な Mo量は、 P含有量によっても変化する 力 Moと Pの原子比で 1. 0以上となる量 [即ち、下記（1)式を満足する量]を含有さ せるのが良い。但し、 Moの含有量が過剰になるとその効果が飽和するので、 Mo含 有量は 0. 5%以下とすることが好ましい。
( [Mo]/96) / ( [P]/31)≥l. 0 …ひ）
但し、 [Mo]および [P]は、夫々 Moおよび Pの含有量 (質量％)を示す。
[0065] Cu: l. 0%以下（0%を含まない)
Cuは、鋼の機械的強度を高めたり、材質を改善する効果がある。こうした効果は C u含有量が増加するにつれて大きくなるが、過剰に含有させると却って加工性を劣化 させるので、 1. 0%以下とすることが好ましい。尚、上記効果を発揮させるための Cu 含有量の好ましい下限は 0. 05%であり、より好ましい上限は 0. 5%である。
[0066] B: 0. 01%以下（0%を含まない)
Bは、鋼の粒界エネルギーを低下させ、 Pの粒界偏析を抑制するのに有効な元素 である。こうした効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、過剰に含有し てもその効果が飽和するので、 0. 01%以下とすることが好ましい。尚、 B含有量の好 ましい下限は 0. 001%であり、より好ましい上限は 0. 005%である。
[0067] Ca: Q. 005%以下（0%を含まない）
Caは鋼板中の硫ィ匕物を球状ィ匕し、穴拡げ性を向上させるのに有効な元素であるが 、その含有量が過剰になるとその効果が飽和するので 0. 005%以下とすることが好 ましい。 Ca添カ卩による効果を有効に発揮させるためには、 Caは 0. 001%以上含有 させることが好ましい。尚、 Caのより好ましい上限は 0. 004%である。
[0068] 本発明の熱延鋼板では、そのミクロ組織は実質的にフ ライト単相組織力 なるも のである。ここで「実質的にフェライト単相組織」とは、フェライト相は少なくとも 90面積 %以上であることを意味する。従って、本発明の鋼板には、その組織中には、パーラ イト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト等の各組織は基本に含まないも のである（10面積0 /0以下)。また、本発明において「フェライト」とは、ポリゴナルフェラ イト、擬ポリゴナルフェライトは含むものである力 ァシユキユラ一フェライトやべィ-テ イツタフエライト等は転位密度高いため高延性を得るには適さないという観点から本発 明における「フェライト」には含まれな 、ものである。
[0069] 次に、本発明の製造方法について説明する。本発明の高強度鋼板を製造するに は、前述のごとく少なくともコイル卷取り後の冷却速度を適切に制御する必要があり、 他の条件 (熱間圧延条件）については通常の条件に従えば良いが、本発明の製造 方法における基本的な製造条件は下記の通りである。
[0070] 本発明の高強度熱延鋼板を製造するに当っては、まず上記のように化学成分組成 に制御した鋼板を、常法によりスラブ铸片とし、熱間圧延に供されることになるが、こ のときのスラブ加熱温度は 1150°C以上とする必要がある。これはオーステナイト中に TiCや Nb (C, N)が固溶し始める温度であり、この温度以上に加熱することによって 、添カ卩した Tiや Nbを鋼中に効果的に固溶させることができる。固溶した Tiや Nbは、 熱間圧延終了後のフェライト生成時にフェライト中の固溶 Cや固溶 Nを析出させ、鋼 板を析出強化することで、所望の引張強度を得ることができる。但し、この加熱温度 力 Sあまり高くなり過ぎると、加熱炉の損傷やエネルギーコストの増大を招き好ましくな いので、 1300°C以下とする必要がある。
[0071] 熱間圧延に際しては、基本的には通常の熱間圧延条件に従えば良ぐ特別な条件 的制約はないが、熱間圧延仕上げ温度は、オーステナイト単相温度域である Ar変
3 態点以上の温度とする必要がある。熱間圧延温度が低下して Ar変態点未満となる
3
と、熱間圧延がフェライトーオーステナイトの 2相糸且織で終了することになるので、カロ エフエライト (加工組織の意味)が残り、延性および穴拡げ性が劣化することになる。 また、表層部に粗大組織が形成され、伸びが低下することになる。更に、熱間圧延中 に固溶 Nbや固溶 Tiが炭窒化物として析出する力 この析出物は強度上昇には寄与 しない。その結果、フェライト中に析出してフェライトの強度上昇に関与できないことに なって、本来の添加目的である析出強化量が減少してしまい、鋼材の所望の強度が 得られなくなる。
[0072] 熱間圧延終了後の冷却では、 500〜650°Cの卷取り温度範囲まで、平均冷却速度 を 30°CZ秒以上で冷却する必要がある力 これはオーステナイトから生成するフェラ イト組織を均一な整細粒組織とするためである。即ち、このときの平均冷却速度が 30 °CZsよりも遅くなると、変態後のフェライトが粗大化し、穴拡げ性が劣化することにな る。
[0073] 卷取り温度を 500〜650°Cの温度範囲とするのは、鋼のミクロ組織をフェライト単相 組織とするためである。即ち、卷取り温度が 500°Cよりも低くなると、ベイナイト組織が 混入してしまい、伸びが低下することになる。また、炭窒化物の析出強化量が不足し てしまい、所望の強度が得られなくなってしまう。より優れた伸びを確保するためには 、卷取り温度を 550°C以上とすることが好ましい。
[0074] 一方、卷取り温度が 650°Cを超えて高温になると、析出強化に寄与する炭 ·窒化物
(炭化物、窒化物および炭窒化物）の析出サイズが粗大化し、強度が却って低下する ことになる。こうしたことから、卷取り温度は 500〜650°Cの温度範囲とする必要があり 、好ましくは 550〜650°Cの温度範囲とするのが良い。 [0075] 卷取った後のコイルの冷却では、鋼中 Pのフ ライト粒界への偏析を防止するため に、卷取り温度から 300°C以下の温度範囲までの平均冷却速度を 50°CZhr以上と する必要がある。この平均冷却速度よりも遅くなると、冷却中にフ ライト粒界への P の析出が起こり、衝撃試験で求まる破面遷移温度 vTrsが高くなり、良好な穴拡げ性 が得られなくなる。
[0076] 尚、コイルに卷取った後の冷却速度を上記のように確保する手段については、特に 限定されるものではないが、例えば卷取りコイルに送風機を用いて衝風冷却する方 法、衝風にミストを含ませ (衝風 +ミスト)冷却する方法、卷取りコイルに散水ノズルを 用いて水冷する方法、更には、水槽に卷取りコイルを浸漬する方法等が挙げられる。
[0077] 以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限 定する性質のものではなぐ前 ·後記の趣旨に徴して設計変更することは 、ずれも本 発明の技術的範囲に含まれるものである。
[0078] なお、実施例 1、 2は上述の実施の形態 1にかかるもので、実施例 3、 4は上述の実 施の形態 2にかかるものである。
実施例
[0079] 実施例 1
下記表 1に示す化学成分組成を有する各種鋼スラブを、 1250°Cのスラブ加熱温度 にて 30分保持した後、通常の熱間圧延工程によって、仕上げ圧延温度を 900°Cで 厚さ： 4mmの熱延鋼板を得た。その後、平均冷却速度： 30°CZsで冷却し、電気カロ 熱炉を用いた 600°Cの卷取り温度で 30分の卷取り処理後、その後の冷却速度を変 えるため、冷却速度を制御した炉冷却、炉から取り出し後に放冷、衝風冷却、（衝風 +ミスト)冷却、シャワー冷却、水槽への浸漬等による冷却を行い、各種熱延鋼板を 得た。
[0080] [表 1] LL LL
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このようにして得られた熱延鋼板にっ 、て、 JIS5号試験片による圧延方向に直角 方向（C方向）の衝撃試験を行って機械的特性 (降伏強度 YS、引張強さ TS、伸び E L等)を測定する共に、穴拡げ性を下記の方法によって測定した穴拡げ率 λで評価 すると共に、破面遷移温度 vTrsを下記の方法によって測定した。また、各鋼板のミク 口組織を、ナイタール腐食後、走査型電子顕微鏡にて、フェライト、ベイナイト、マル テンサイトを同定し、ベイナイト面積率を画像解析装置によって測定した。尚、衝撃試 験片は、得られた熱延鋼板の両面を研削し、厚さ： 2. 5mmのサブサイズ試験片で試 験を行った。
[0082] [穴拡げ率え測定法]
初期穴直径： 10mm (d )の打ち抜き穴を 60° 円錐ポンチで打ち抜き側から押し広
0
げ、割れが板厚方向に貫通した時点での穴径 d (mm)を測定し、次式によって穴拡 げ率えを測定した。
λ ={(d-d ) /ά }X 100 (%) [d = 10mm]
0 0 0
[0083] [破面遷移温度 vTrsの測定方法]
機械カ卩ェによって作製し^ JIS4号衝撃試験片を用い、 JIS Z2242に準拠した試 験方法で衝撃試験を行!ヽ、 JISに準拠した方法で脆性破面率 (若しくは「延性破面率 」）を求め、（試験温度 vs脆性破面率)の曲線から、脆性破面率が 50%となる遷移温 度 vTrsを求めた。
[0084] より詳細には、試験温度については、 10°Cまたは 20°C間隔で変化させた。その際 、試験温度 (試験片温度）の管理については、 JIS Z2242で定める条件に従った。 そして衝撃試験を行い、その後、試験片破面を観察して、脆性破面を示す領域と延 性破面を示す領域とを区別し、同 JISの規定に従い、下記の式を用いて脆性破面率 を算出した。
B = C/AX 100 (%)
ここで B :脆性破面率 (％)、 C :脆性破面の面積、 A:破面の全面積
次に試験温度と脆性破面率をプロットし近似曲線を求め、その近似曲線が脆性破 面率 50%を示す試験温度を遷移温度 vTrsとした。
[0085] これらの結果を、製造条件と共に下記表 2に示す。また、これらの結果に基づき、破 面遷移温度 vTrsと穴拡げ率えの関係を図 1に、コイル卷取り後の冷却速度と破面遷 移温度 vTrsの関係を図 2に、夫々示す。
[0086] [表 2]
Figure imgf000023_0001
[0087] 図 1から明らかなように、破面遷移温度 vTrsと穴拡げ率えには良好な相関関係が認 められ、目標とする良好な穴拡げ率え（λ =60%)を確保するためには、破面遷移 温度 vTrsを 0°C以下とすれば良いことが分かる。尚、穴拡げ性に良否を判定する基 準としては、「穴拡げ率え：60%以上」とするが、これは高強度熱延鋼板が適用され る各種の部材にカ卩ェするときに要求される特性レベルである。
[0088] 一方、図 2から明らかなように、卷取りコイルの冷却をシミュレートした冷却速度によ り、穴拡げ率えに影響する破面遷移温度 vTrsが変化することが分かる。このとき破面 遷移温度 vTrsを、目標とする 0°C以下に確保するためには、平均冷却速度で 50°CZ hr以上の冷却速度で冷却する必要があることが分かる。
[0089] このときの衝撃試験片についての破面を SEM観察したところ、破面遷移温度 vTrs の高い試験片での脆性破面には、粒界破面が観察された。これに対して、破面遷移 温度 vTrsの低い試験片の脆性破面では、劈開破面のみが観察された。そこで、この 粒界破面部をォージェ電子分光分析器を用いて測定した結果、粒界には高濃度の Pを検出した。従って、このフェライト粒界に偏祈した Pが母材の靭性値を低下させ、 穴拡げ試験時の亀裂伝播を抑制できなくなり、低い特性になるものと考えることがで きた。即ち、コイルの卷取り後の冷却速度を制御することによって、フ ライト粒界に 偏析する Pの拡散が抑制され、穴拡げ率え値の高い特性が得られることになることが 分かる。
[0090] 実施例 2
下記表 3に示す化学成分組成を有する各種鋼スラブを、 1250°Cのスラブ加熱温度 にて 30分保持した後、通常の熱間圧延工程によって、仕上げ圧延温度を 900〜93 0°Cで厚さ: 4mmの熱延鋼板を得た。その後、平均冷却速度： 30°CZ秒で冷却し、 電気加熱炉を用いた 450〜650°Cの卷取り温度で 30分の卷取り処理後、その後の 冷却速度を変えるため、冷却速度を制御した炉冷却、炉力 取り出し後に放冷、衝 風冷却、（衝風 +ミスト）冷却、シャワー冷却、水槽への浸漬による冷却等を行い、各 種熱延鋼板を得た。
[0091] [表 3]
Figure imgf000025_0001
[0092] このようにして得られた熱延鋼板にっ 、て、 JIS5号試験片による圧延方向に直角 方向の引張試験を行って機械的特性 (降伏強度 YS、引張強さ TS、伸び EL等)を測 定する共に、穴拡げ性および破面遷移温度を実施例 1と同様の方法によって測定し た。その結果を製造条件 (圧延仕上げ温度、卷取り温度、卷取り後の冷却速度）と共 に、下記表 4に示す。また、これらの結果に基づき、破面遷移温度 vTrsと穴拡げ率え との関係を図 3に、コイル卷取り後の平均冷却速度と破面遷移温度 vTrsの関係を図 4 に夫々示す。
[0093] [表 4]
Figure imgf000027_0001
ら明らかなように、実施例 1と同様に、破面遷移温度 vTrsと穴拡げ率えには 良好な相関関係が認められ、目標とする良好な穴拡げ率え（λ =60%)を確保する ためには、破面遷移温度 vTrsを 0°C以下とすれば良いことが分かる。また図 4から明 らかなように、卷取りコイルの冷却をシミュレートした冷却速度により、穴拡げ率えに 影響する破面遷移温度 vTrsが変化することが分かる。このとき破面遷移温度 vTrsを、 目標とする 0°C以下を確保するためには、平均冷却速度で 50°CZhr以上の冷却速 度で冷却する必要があることが分かる。尚、図 4の破線で囲んだ部分は、化学成分組 成が本発明で規定する範囲を外れることによって、破面遷移温度 vTrsが上昇したも のである。
[0095] またこれらの結果から、次のように考察できる。試験 No. 1— 12〜15、 1 17、 1 18、 1— 20〜25、 1— 27、 1— 28、 1— 30、 1— 31のものは、本発明で規定する要 件の全てを満足するものであり、機械的特性および穴拡げ率ともに良好であり、高強 度でしかも加工性の良好な熱間圧延鋼板が実現できていることが分力る。
[0096] これに対して、試験 No. 1— 16、 1— 19、 1— 26、 1— 29、 1— 32〜39のものでは 、本発明で規定するいずれかの要件を欠いており、機械的特性および穴拡げ性の少 なくとも 、ずれかの特性が劣化して 、る。
[0097] まず、試験 No. 1— 16、 1 19、 1 26、 1— 29のものでは、コイル卷取り後の平 均冷却速度が小さいものであり、破面遷移温度 vTrsが高くなつて、良好な穴拡げ性 が得られていない。また試験 No. 1— 32、 1 33のものでは、 Si含有量が過剰の鋼 板であり（表 3の鋼種 1 J)、破面遷移温度 vTrsが高くなつて、良好な穴拡げ性が得 られていない。
[0098] 試験 No. 1— 34、 1 35のものでは、 Mn含有量が過剰の鋼板であり（表 3の鋼種 1—K)、延性 (伸び)が低下すると共に、破面遷移温度 vTrsが高くなつて、良好な穴 拡げ性が得られていない。試験 No. 1— 36のものでは、 P含有量が過剰の鋼板であ り（表 3の鋼種 1 L)、破面遷移温度 vTrsが高くなつて、良好な穴拡げ性が得られて いない。
[0099] 試験 No. 1— 37、 1 38のものは、 Ti含有量および C含有量が夫々過剰の鋼板で あり（表 3の鋼種 1 M、 1 N)、延性（伸び）が低下している。試験 No. 1— 39のも のでは、 C含有量が不足するものであり（表 3の鋼種 1 0)、引張強度が低下してい る。
[0100] 実施例 3
下記表 5に示す化学成分組成を有する各種鋼スラブを、 1250°Cのスラブ加熱温度 にて 30分保持した後、通常の熱間圧延工程によって、仕上げ圧延温度を 900°Cで 厚さ： 4mmの熱延鋼板を得た。その後、平均冷却速度： 30°CZsで冷却し、電気カロ 熱炉を用いた 600°Cの卷取り温度で 30分の卷取り処理後、その後の冷却速度を変 えるため、冷却速度を制御した炉冷却、炉から取り出し後に放冷、衝風冷却、（衝風 +ミスト)冷却、シャワー冷却、水槽への浸漬等による冷却を行い、各種熱延鋼板を 得た。
[0101] [表 5]
Figure imgf000030_0001
このようにして得られた熱延鋼板にっ 、て、 JIS5号試験片による圧延方向に直角 方向（C方向）の衝撃試験を行って機械的特性 (降伏強度 YS、引張強さ TS、伸び E L等)を測定する共に、穴拡げ性を下記の方法によって測定した穴拡げ率 λで評価 すると共に、破面遷移温度 vTrsを下記の方法によって測定した。また、各鋼板のミク 口組織を光学顕微鏡によって観察した。尚、衝撃試験は、得られた熱延鋼板の両面 を研削し、厚さ：2. 5mmのサブサイズ試験片で試験を行った。
[0103] [穴拡げ率え測定法]
初期穴直径： 10mm (d )の打ち抜き穴を 60° 円錐ポンチで打ち抜き側から押し広
0
げ、割れが板厚方向に貫通した時点での穴径 d (mm)を測定し、次式によって穴拡 げ率えを測定した。
λ ={(d-d ) /ά }X 100 (%) [d = 10mm]
0 0 0
[0104] [破面遷移温度 vTrsの測定方法]
機械カ卩ェによって作製し^ JIS4号衝撃試験片を用い、 JIS Z2242に準拠した試 験方法で衝撃試験を行!ヽ、 JISに準拠した方法で脆性破面率 (若しくは「延性破面率 」）を求め、（試験温度 vs脆性破面率)の曲線から、脆性破面率が 50%となる遷移温 度 vTrsを求めた。詳細については、実施例 1で説明した通りである。
[0105] これらの結果を、製造条件と共に下記表 6に示す。また、これらの結果に基づき、破 面遷移温度 vTrsと穴拡げ率えの関係を図 5に、コイル卷取り後の冷却速度と破面遷 移温度 vTrsの関係を図 6に、夫々示す。
[0106] [表 6]
Figure imgf000032_0001
[0107] 図 5から明らかなように、破面遷移温度 vTrsと穴拡げ率えには良好な相関関係が認 められ、目標とする良好な穴拡げ率え（λ =60%)を確保するためには、破面遷移 温度 vTrsを 0°C以下とすれば良いことが分かる。尚、穴拡げ性に良否を判定する基 準としては、「穴拡げ率え：60%以上」とするが、これは高強度熱延鋼板が適用され る各種の部材にカ卩ェするときに要求される特性レベルである。
[0108] 一方、図 6から明らかなように、卷取りコイルの冷却をシミュレートした冷却速度によ り、穴拡げ率えに影響する破面遷移温度 vTrsが変化することが分かる。このとき破面 遷移温度 vTrsを、目標とする 0°C以下に確保するためには、平均冷却速度で 50°CZ hr以上の冷却速度で冷却する必要があることが分かる。
[0109] このときの衝撃試験片についての破面を SEM観察したところ、破面遷移温度 vTrs の高い試験片での脆性破面には、粒界破面が観察された。これに対して、破面遷移 温度 vTrsの低い試験片の脆性破面では、劈開破面のみが観察された。そこで、この 粒界破面部をォージェ電子分光分析器を用いて測定した結果、粒界には高濃度の Pを検出した。従って、このフェライト粒界に偏祈した Pが母材の靭性値を低下させ、 穴拡げ試験時の亀裂伝播を抑制できなくなり、低い特性になるものと考えることがで きた。即ち、コイルの卷取り後の冷却速度を制御することによって、フ ライト粒界に 偏析する Pの拡散が抑制され、穴拡げ率え値の高い特性が得られることになることが 分かる。
[0110] 実施例 4
下記表 7に示す化学成分組成を有する各種鋼スラブを、 1250°Cのスラブ加熱温度 にて 30分保持した後、通常の熱間圧延工程によって、仕上げ圧延温度を 900〜93 0°Cで厚さ: 4mmの熱延鋼板を得た。その後、平均冷却速度： 30°CZ秒で冷却し、 電気加熱炉を用いた 450〜650°Cの卷取り温度で 30分の卷取り処理後、その後の 冷却速度を変えるため、冷却速度を制御した炉冷却、炉力 取り出し後に放冷、衝 風冷却、（衝風 +ミスト）冷却、シャワー冷却、水槽への浸漬による冷却等を行い、各 種熱延鋼板を得た。
[0111] [表 7]
Figure imgf000034_0001
[0112] このようにして得られた熱延鋼板にっ 、て、 JIS5号試験片による圧延方向に直角 方向の衝撃試験を行って機械的特性 (降伏強度 YS、引張強さ TS、伸び EL等)を測 定する共に、穴拡げ性および破面遷移温度を実施例 3と同様の方法によって測定し た。その結果を製造条件 (圧延仕上げ温度、卷取り温度、卷取り後の冷却速度）と共 に、下記表 8に示す。また、これらの結果に基づき、破面遷移温度 vTrsと穴拡げ率え との関係を図 7に、コイル卷取り後の平均冷却速度と破面遷移温度 vTrsの関係を図 8 に夫々示す。
[0113] [表 8]
Figure imgf000036_0001
図 7から明らかなように、実施例 3と同様に、破面遷移温度 vTrsと穴拡げ率えには 良好な相関関係が認められ、 目標とする良好な穴拡げ率え（λ =60%)を確保する ためには、破面遷移温度 vTrsを 0°C以下とすれば良いことが分かる。また図 8から明 らかなように、巻取りコイルの冷却をシミュレートした冷却速度により、穴拡げ率 Iに 影響する破面遷移温度 vTrsが変化することが分かる。このとき破面遷移温度 vTrsを、 目標とする 0°C以下を確保するためには、平均冷却速度で 50°CZhr以上の冷却速 度で冷却する必要があることが分かる。尚、図 8の破線で囲んだ部分は、化学成分組 成が本発明で規定する範囲を外れることによって、破面遷移温度 vTrsが上昇したも のである。
[0115] またこれらの結果から、次のように考察できる。試験 No. 2— 12〜15、 2— 17、 2— 18、 2— 20〜25、 2— 27、 2— 28、 2— 30、 2— 31のものは、本発明で規定する要 件の全てを満足するものであり、機械的特性および穴拡げ率ともに良好であり、高強 度でしかも加工性の良好な熱間圧延鋼板が実現できていることが分力る。
[0116] これに対して、試験 No. 2—16、 2—19、 2— 26、 2— 29、 2— 32〜39のものでは 、本発明で規定するいずれかの要件を欠いており、機械的特性および穴拡げ性の少 なくとも 、ずれかの特性が劣化して 、る。
[0117] まず、試験 No. 2—16、 2—19、 2— 26、 2— 29のものでは、コイル卷取り後の平 均冷却速度が小さいものであり、破面遷移温度 vTrsが高くなつて、良好な穴拡げ性 が得られていない。また試験 No. 2— 32、 2— 33のものでは、 Si含有量が過剰の鋼 板であり（表 7の鋼種 2— J)、破面遷移温度 vTrsが高くなつて、良好な穴拡げ性が得 られていない。
[0118] 試験 No. 2— 34、 2— 35のものでは、 Mn含有量が過剰の鋼板であり（表 7の鋼種 2— K)、延性 (伸び)が低下すると共に、破面遷移温度 vTrsが高くなつて、良好な穴 拡げ性が得られていない。試験 No. 2— 36のものでは、 P含有量が過剰の鋼板であ り（表 7の鋼種 2— L)、破面遷移温度 vTrsが高くなつて、良好な穴拡げ性が得られて いない。
[0119] 試験 No. 2— 37、 2— 38のものは、 Ti含有量および C含有量が夫々過剰の鋼板で あり（表 7の鋼種 2— M、 2— N)、延性（伸び）が低下している。試験 No. 2— 39のも のでは、 C含有量が不足するものであり（表 7の鋼種 2— 0)、引張強度が低下してい る。

Claims

請求の範囲
[1] C:0. 05〜0. 15% (質量％の意味、以下同じ）、 Si: 1. 50%以下（0%を含まない ) , Mn:0. 5〜2. 5%、 P:0. 035%以下（0%を含まない）、 S :0. 01%以下（0%を 含む）、 A1:0. 02〜0. 15%、Ti:0. 05〜0. 2%を夫々含有する鋼板であって、金 属組織が 60〜95体積％のべイナイトの他、固溶強化または析出強化したフェライト またはフェライトとマルテンサイトを含む組織であり、当該鋼板の衝撃試験で得られる 破面遷移温度 vTrsが 0°C以下であることを特徴とする熱延鋼板。
[2] 更に、 Ni: 1. 0%以下 (0%を含まない）を含有するものである請求項 1に記載の熱 延鋼板。
[3] 更に、 Cr: 1. 0%以下 (0%を含まない）を含有するものである請求項 1に記載の熱 延鋼板。
[4] 更に、 Mo :0. 5%以下 (0%を含まない）を含有するものである請求項 1に記載の熱 延鋼板。
[5] 更に、 Nb :0. 1%以下 (0%を含まない）を含有するものである請求項 1に記載の熱 延鋼板。
[6] 更に、 B:0. 01%以下 (0%を含まない）を含有するものである請求項 1に記載の熱 延鋼板。
[7] 更に、 Ca:0. 01%以下 (0%を含まない）を含有するものである請求項 1に記載の 熱延鋼板。
[8] 更に、 Cu: 1. 0%以下 (0%を含まない）を含有するものである請求項 1に記載の熱 延鋼板。
[9] 請求項 1に記載の熱延鋼板を製造するに当たり、前記化学成分を有する鋼スラブ を1150〜1300での温度範囲に加熱するェ程と、加熱後の鋼スラブを Ar変態点以
3 上の仕上げ温度で熱間圧延して鋼板とする工程と、熱間圧延後の鋼板を 400〜550 °Cの温度域まで平均冷却速度： 30°CZ秒以上で冷却してコイルに卷取る工程と、卷 取り後のコイルを 300°C以下の温度まで平均冷却速度： 50〜400°CZ時で冷却する 工程を含むことを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
[10] C:0. 02-0. 10% (質量％の意味、以下同じ）、 Si: 1. 50%以下（0%を含まない ), Mn:0.5〜2.0%、 P:0.025%以下（0%を含まない）、 S:0.01%以下（0%を 含む）、 A1:0.02-0.15%、^:1%以下（0%を含まなぃ）、0::1%以下（0%を含 まない）、 Nb:0.08%以下（0%を含まない）、 Ti:0.05〜0.2%を夫々含有する鋼 板であって、金属組織が実質的にフェライトの単相組織であり、当該鋼板の衝撃試験 で得られる破面遷移温度 vTrsが 0°C以下であることを特徴とする熱延鋼板。
[11] 更に、 Mo:0.5%以下 (0%を含まない）を含有すると共に、下記（1)式を満足する ものである請求項 10に記載の熱延鋼板。
([Mo]/96)/([P]/31)≥l.0 …ひ）
但し、 [Mo]および [P]は、夫々 Moおよび Pの含有量 (質量％)を示す。
[12] 更に、 Cu: 1.0%以下 (0%を含まない）を含有するものである請求項 10に記載の 熱延鋼板。
[13] 更に、 B:0.01%以下 (0%を含まない）を含有するものである請求項 10に記載の 熱延鋼板。
[14] 更に、 Ca:0.005%以下（0%を含まない）を含有するものである請求項 10に記載 の熱延鋼板。
[15] 請求項 10に記載の熱延鋼板を製造するに当たり、前記化学成分を有する鋼スラブ を1150〜1300での温度範囲に加熱するェ程と、加熱後の鋼スラブを Ar変態点以
3 上の仕上げ温度で熱間圧延して鋼板とする工程と、熱間圧延後の鋼板を 500〜650 °Cの温度域まで平均冷却速度： 30°CZ秒以上で冷却してコイルに卷取る工程と、卷 取り後のコイルを 300°C以下の温度まで平均冷却速度： 50〜400°CZ時で冷却する 工程を含むことを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
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WO (1) WO2006103991A1 (ja)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB2448114A (en) * 2007-03-15 2008-10-08 Kobe Steel Ltd Hot rolled bainitic-ferrite steel sheet
EP2152451A1 (en) * 2007-05-06 2010-02-17 Nucor Corporation A thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same
JP2021505759A (ja) * 2017-12-04 2021-02-18 エスエスアーベー テクノロジー アーベー 高強度熱間圧延鋼および高強度熱間圧延鋼の製造方法

Families Citing this family (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100928785B1 (ko) * 2007-12-27 2009-11-25 주식회사 포스코 내후성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
US8657970B2 (en) 2008-03-26 2014-02-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet excellent in fatigue properties and stretch-flange formability and method for manufacturing the same
MX2011012371A (es) * 2009-05-27 2011-12-08 Nippon Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia, lamina de acero bañada en caliente, y lamina de acero bañada en caliente aleada que tienen excelentes caracteristicas a la fatiga, alargamiento y colision y metodo de fabricacion para tales laminas de acero.
JP5029748B2 (ja) * 2010-09-17 2012-09-19 Ｊｆｅスチール株式会社 靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2014148001A1 (ja) 2013-03-19 2014-09-25 Ｊｆｅスチール株式会社 ７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板
BR112015024840B1 (pt) 2013-04-15 2020-03-31 Nippon Steel Corporation Chapa de aço laminada a quente
KR101510527B1 (ko) * 2013-08-06 2015-04-08 주식회사 포스코 고성형성 및 고강도 열연강판 및 그 제조방법
CN103484764B (zh) * 2013-09-11 2015-09-30 首钢总公司 Ti析出强化型超高强热轧薄板及其生产方法
CN103667880B (zh) * 2013-11-29 2017-01-18 宝山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度440MPa级高扩孔钢板及其制造方法
ES2864159T3 (es) * 2014-01-24 2021-10-13 Rautaruukki Oyj Producto de banda de acero laminado en caliente de ultra alta resistencia
SI3305935T1 (sl) * 2014-03-25 2019-11-29 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Ploščat jekleni proizvod visoke trdnosti in uporaba takega ploščatega jeklenega proizvoda visoke trdnosti
BR112017013229A2 (ja) 2015-02-20 2018-01-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel product
WO2016132549A1 (ja) 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
EP3263729B1 (en) 2015-02-25 2019-11-20 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
WO2016135898A1 (ja) * 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
CN109563580A (zh) 2016-08-05 2019-04-02 新日铁住金株式会社 钢板及镀覆钢板
BR112019000422B1 (pt) 2016-08-05 2023-03-28 Nippon Steel Corporation Chapa de aço e chapa de aço galvanizada
ES2906276T3 (es) 2017-01-20 2022-04-18 thyssenkrupp Hohenlimburg GmbH Producto plano de acero laminado en caliente que está constituido por un acero de fase compleja con estructura predominantemente bainítica y procedimiento para la fabricación de un producto plano de acero de este tipo
US20200071789A1 (en) * 2017-04-20 2020-03-05 Tata Steel Nederland Technology B.V. High strength steel sheet having excellent ductility and stretch flangeability
TWI635189B (zh) * 2017-06-21 2018-09-11 中國鋼鐵股份有限公司 鋼材之製造方法及其應用
CN110643894B (zh) 2018-06-27 2021-05-14 宝山钢铁股份有限公司 具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带及其制造方法
KR102142774B1 (ko) * 2018-11-08 2020-08-07 주식회사 포스코 내해수 특성이 우수한 고강도 구조용강 및 그 제조방법
CN113122770B (zh) 2019-12-31 2022-06-28 宝山钢铁股份有限公司 低碳低成本超高强复相钢板/钢带及其制造方法
DE102021104584A1 (de) 2021-02-25 2022-08-25 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfestes, warmgewalztes Stahlflachprodukt mit hoher lokaler Kaltumformbarkeit sowie ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts

Citations (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08143952A (ja) * 1994-11-21 1996-06-04 Sumitomo Metal Ind Ltd 加工性、疲労特性及び表面性状に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
JP2000087143A (ja) 1998-09-10 2000-03-28 Nkk Corp ベイナイト系高張力熱延鋼帯の製造方法
JP2000282175A (ja) * 1999-04-02 2000-10-10 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた超高強度熱延鋼板およびその製造方法
US6364968B1 (en) 2000-06-02 2002-04-02 Kawasaki Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability, and method of producing the same
EP1195447A1 (en) 2000-04-07 2002-04-10 Kawasaki Steel Corporation Hot rolled steel plate, cold rolled steel plate and hot dip galvanized steel plate being excellent in strain aging hardening characteristics, and method for their production
EP1201780A1 (en) 2000-04-21 2002-05-02 Nippon Steel Corporation Steel plate having excellent burring workability together with high fatigue strength, and method for producing the same
JP2003155541A (ja) * 2001-11-16 2003-05-30 Nippon Steel Corp 耐食性と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
JP2003342684A (ja) 2002-05-23 2003-12-03 Nippon Steel Corp プレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP3546266B2 (ja) * 1999-07-26 2004-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2004225109A (ja) 2003-01-23 2004-08-12 Nippon Steel Corp 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
JP2004250749A (ja) 2003-02-20 2004-09-09 Nippon Steel Corp バーリング性高強度薄鋼板およびその製造方法
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
JP2004536965A (ja) 2001-07-25 2004-12-09 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性に優れた複合組織鋼板とその製造方法
JP3602350B2 (ja) * 1998-11-06 2004-12-15 株式会社神戸製鋼所 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2005015854A (ja) * 2003-06-26 2005-01-20 Nippon Steel Corp 極限変形能と形状凍結性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
ES2690275T3 (es) 2000-10-31 2018-11-20 Jfe Steel Corporation Chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia y método para la fabricación de la misma
WO2003066921A1 (fr) * 2002-02-07 2003-08-14 Jfe Steel Corporation Tole d'acier haute resistance et procede de production
JP4088316B2 (ja) 2006-03-24 2008-05-21 株式会社神戸製鋼所 複合成形性に優れた高強度熱延鋼板

Patent Citations (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08143952A (ja) * 1994-11-21 1996-06-04 Sumitomo Metal Ind Ltd 加工性、疲労特性及び表面性状に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
JP2000087143A (ja) 1998-09-10 2000-03-28 Nkk Corp ベイナイト系高張力熱延鋼帯の製造方法
JP3602350B2 (ja) * 1998-11-06 2004-12-15 株式会社神戸製鋼所 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2000282175A (ja) * 1999-04-02 2000-10-10 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた超高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP3546266B2 (ja) * 1999-07-26 2004-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
EP1195447A1 (en) 2000-04-07 2002-04-10 Kawasaki Steel Corporation Hot rolled steel plate, cold rolled steel plate and hot dip galvanized steel plate being excellent in strain aging hardening characteristics, and method for their production
EP1201780A1 (en) 2000-04-21 2002-05-02 Nippon Steel Corporation Steel plate having excellent burring workability together with high fatigue strength, and method for producing the same
US6364968B1 (en) 2000-06-02 2002-04-02 Kawasaki Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability, and method of producing the same
JP2004536965A (ja) 2001-07-25 2004-12-09 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性に優れた複合組織鋼板とその製造方法
JP2003155541A (ja) * 2001-11-16 2003-05-30 Nippon Steel Corp 耐食性と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
JP2003342684A (ja) 2002-05-23 2003-12-03 Nippon Steel Corp プレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2004225109A (ja) 2003-01-23 2004-08-12 Nippon Steel Corp 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
JP2004250749A (ja) 2003-02-20 2004-09-09 Nippon Steel Corp バーリング性高強度薄鋼板およびその製造方法
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
JP2005015854A (ja) * 2003-06-26 2005-01-20 Nippon Steel Corp 極限変形能と形状凍結性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP1865083A4 *
SLAVOV. ET AL.: "Impact of Coil Cooling Rate on Texture, Special Boundaries and Properties of Hot Rolled Strip", MATERIALS SCIENCE FORUM, vol. 467, no. 470, 2004, pages 323 - 328

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB2448114A (en) * 2007-03-15 2008-10-08 Kobe Steel Ltd Hot rolled bainitic-ferrite steel sheet
GB2448114B (en) * 2007-03-15 2010-05-12 Kobe Steel Ltd High strength hot rolled steel sheet with excellent press workability and method of manufacturing the same
US8052808B2 (en) 2007-03-15 2011-11-08 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength hot rolled steel sheet with excellent press workability and method of manufacturing the same
EP2152451A1 (en) * 2007-05-06 2010-02-17 Nucor Corporation A thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same
EP2162251A1 (en) * 2007-05-06 2010-03-17 Nucor Corporation A thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same
EP2162252A1 (en) * 2007-05-06 2010-03-17 Nucor Corporation A thin cast strip product with microalloy additions, and method for making the same
EP2152451A4 (en) * 2007-05-06 2014-08-20 Nucor Corp THIN CASTED STEEL BANDING PRODUCT WITH MICRO-ALLOYING EQUIPMENT AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF
EP2162251A4 (en) * 2007-05-06 2014-08-27 Nucor Corp THIN CASTED STEEL BANDING PRODUCT WITH MICRO-ALLOYING EQUIPMENT AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF
EP2162252A4 (en) * 2007-05-06 2014-09-03 Nucor Corp THIN CASTED STEEL BANDING PRODUCT WITH MICRO-ALLOYING EQUIPMENT AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF
JP2021505759A (ja) * 2017-12-04 2021-02-18 エスエスアーベー テクノロジー アーベー 高強度熱間圧延鋼および高強度熱間圧延鋼の製造方法
US11655528B2 (en) 2017-12-04 2023-05-23 Ssab Technology Ab High strength hot-rolled steel and method for manufacturing high strength hot-rolled steel

Also Published As

Publication number Publication date
KR20090050105A (ko) 2009-05-19
KR100942088B1 (ko) 2010-02-12
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US8038809B2 (en) 2011-10-18
EP2351867A1 (en) 2011-08-03

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