WO2011122031A1 - 加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Definitions
- the present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet having high tensile strength (TS): 980 MPa or more and excellent workability suitable for materials such as automobile parts, and a method for producing the same.
- TS tensile strength
- Patent Document 1 discloses a carbide containing Ti and Mo having a substantially single-phase ferrite structure and an average particle diameter of less than 10 nm.
- Patent Document 1 A technique related to a high-tensile steel sheet excellent in workability having a tensile strength of 590 MPa or more, characterized by being dispersed and precipitated, has been proposed.
- the technique proposed in Patent Document 1 has a problem of incurring high manufacturing costs because expensive Mo is used.
- a technique relating to a high-strength hot-rolled steel sheet having a steel structure containing 70% by volume or more of ferrite having an average particle diameter of 5 ⁇ m or less and a hardness of 250 Hv or more, having a strength of 880 MPa or more and a yield ratio of 0.80 or more has been proposed.
- Patent Document 3 contains, by mass, C: 0.0002 to 0.25%, Si: 0.003 to 3.0%, Mn: 0.003 to 3.0%, and Al: 0.002 to 2.0%, with the balance being Fe and inevitable impurities.
- P has a composition of 0.15% or less, S is 0.05% or less, and N is 0.01% or less.
- 70% or more of the metal structure is the ferrite phase, and its average crystal
- the particle diameter is 20 ⁇ m or less
- the aspect ratio is 3 or less
- 70% or more of the ferrite grain boundaries are composed of large angle grain boundaries
- the maximum diameter is 30 ⁇ m or less
- the minimum diameter is 5 nm among the ferrite phases formed at the large angle grain boundaries.
- the area ratio of the precipitates is 2% or less of the metal structure
- the average crystal grain size of the second phase having the largest area ratio among the remaining phases excluding the ferrite phase and the precipitate is 20 ⁇ m or less.
- Patent Document 4 includes mass%, C: 0.02% to 0.20%, Si: 0.3% or less, Mn: 0.5% to 2.5%, P: 0.06% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.1% or less, Ti: 0.05% or more and 0.25% or less, V: 0.05% or more and 0.25% or less, with the remaining component composition consisting of Fe and inevitable impurities, and substantially a ferrite single-phase structure, the ferrite In the single-phase structure, Ti contained in precipitates with a size of less than 20 nm is 200 massppm or more and 1750 mass ⁇ ppm or less, V is 150 mass ⁇ ppm or more and 1750 mass ppm or less, and solid solution V is 200 mass ppm or more and less than 1750mass ppm
- the strength of the steel sheet is increased by refining precipitates contained in the steel sheet (less than 20 nm in size). Moreover, in the technique described in Patent Document 4, a precipitate containing Ti-V is used as a precipitate that can maintain the precipitate contained in the steel sheet as fine as possible, and further, the amount of solute V contained in the steel sheet is desired. By making it into this range, the stretch flange characteristics after processing are improved. According to the technique described in Patent Document 4, it is said that a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability after processing and corrosion resistance after coating and having a tensile strength of 780 MPa or more is obtained.
- a hot-rolled steel sheet having excellent workability (elongation and stretch flangeability) and strength up to about 780 MPa class can be produced.
- the size of the precipitate is set to less than 20 nm.
- precipitation strengthening is further refined, and the precipitate having a particle diameter of less than about 10 nm is used.
- the precipitation strengthening ability tends to be unstable only by defining the size of less than 20 nm. For this reason, the technique proposed in Patent Document 4 has a problem that it is difficult to reliably ensure a strength of 980 MPa or higher while maintaining excellent workability.
- the uniformity of the steel sheet properties tends to be insufficient, and in particular, the characteristics (strength, etc.) vary easily in the width direction of the steel sheet, and sufficient at the end in the width direction of the steel sheet. There was a problem that characteristics could not be obtained.
- the present invention advantageously solves the above-mentioned problems of the prior art, and is suitable for automobile parts, for tensile parts (TS): 980 MPa or more, and for suspension parts with a complicated cross-sectional shape during pressing, etc.
- TS tensile parts
- the present inventors have increased the strength and workability of hot-rolled steel sheets (elongation, stretch-flangeability, or even bending properties), and productivity in industrially mass-producing hot-rolled steel sheets.
- the various factors that affect it were investigated.
- the following findings were obtained. 1) If the steel sheet structure is a ferrite single-phase structure with a low dislocation density and excellent workability, and further, fine carbides are dispersed and precipitated and strengthened by precipitation, the elongation of the hot-rolled steel sheet does not drop so much and the strength is improved.
- a fine carbide having an average particle diameter of less than 10 nm effective for precipitation strengthening is desired. It must be dispersed and precipitated with.
- carbides containing Ti-V are effective from the viewpoint of ensuring strength and the like.
- the stretch flangeability is improved.
- the hot-rolled steel sheet contains a large amount of solute Ti above a predetermined amount, the tensile strength must not reach the target.
- the coiling temperature is set to a desired value. It is important to control the temperature range.
- the Ti-V fine carbide can be in the desired dispersed precipitation state at the width direction end, and good characteristics can be obtained also at the width direction end of the hot-rolled steel sheet. What you can do. 10)
- the bending properties should be improved by making the total of solid solution Ti and solid solution V in the steel more than a predetermined amount. Also, by controlling the cooling rate after finish rolling in hot rolling, the total content of solute Ti and solute V in the steel can be controlled to a predetermined amount or more.
- the present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
- the processing further comprises one or two of Cr: 1% or less and B: 0.003% or less by mass%. High-tensile hot-rolled steel sheet with excellent properties.
- the processing further comprises 0.01% or less of one or two of Nb and Mo in total by mass%.
- the steel material is subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling. After finishing rolling, the steel material is cooled, wound, and hot rolled steel sheet.
- a method for producing a high-tensile hot-rolled steel sheet having excellent workability characterized in that the finish rolling finish temperature of the finish rolling is 880 ° C or higher and the winding temperature of the winding is 580 ° C or higher.
- the composition further comprises one or two of Cr: 1% or less and B: 0.003% or less by mass%.
- a method for producing a tension hot-rolled steel sheet in any one of (5) to (7), in addition to the above composition, the composition further includes one or two of Nb and Mo in a mass% of 0.01% or less in total. A method for producing a tension hot-rolled steel sheet.
- the hot-rolled steel sheet of the present invention has a matrix in which the ferrite phase is 97% or more in terms of the area ratio with respect to the entire structure, and fine carbides containing Ti and V and having an average particle diameter of less than 10 nm are dispersed and precipitated. It has a structure whose volume ratio with respect to the whole is 0.007 or more.
- Ferrite phase 97% or more in area ratio with respect to the entire structure
- formation of a ferrite phase is essential to ensure the workability (elongation and stretch flangeability) of the hot-rolled steel sheet.
- it is effective to make the structure of the hot-rolled steel sheet a ferrite phase having a low dislocation density and excellent ductility.
- the structure of the hot-rolled steel sheet is a ferrite single phase.
- the ferrite single phase is substantially equivalent to the entire structure. If the area ratio is 97% or more of the ferrite phase, the above effect is sufficiently exhibited. Therefore, the area ratio of the ferrite phase to the entire structure is 97% or more.
- examples of the structure other than the ferrite phase include cementite, pearlite phase, bainite phase, martensite phase, residual austenite phase, etc., and the total of these is about 3% in terms of the area ratio with respect to the entire structure. It is acceptable if: Fine carbides containing Ti and V Carbides containing Ti and V tend to be fine carbides having an extremely small average particle size. For this reason, in the present invention for increasing the strength of a hot-rolled steel sheet by dispersing and precipitating fine carbides in the hot-rolled steel sheet, fine carbides containing Ti and V are used as the fine carbides to be dispersed and precipitated.
- the present invention is characterized by using a carbide containing V together with Ti. Since Ti has a strong tendency to form carbides, when it does not contain V, Ti carbides are likely to coarsen, and the contribution to increasing the strength of the steel sheet is reduced. Therefore, in order to give the steel sheet a desired strength (tensile strength: 980 MPa or more), it is necessary to add more Ti to form Ti carbide.
- the hot-rolled steel sheet of the present invention when manufacturing the hot-rolled steel sheet of the present invention as described later, it is necessary to dissolve carbides in the steel material before hot-rolling.
- the desired strength tensile strength: 980 MPa or more
- the slab heating temperature must be higher than 1300 °C. Such a slab heating temperature is a temperature exceeding a general slab heating temperature before hot rolling, which requires special equipment, and is difficult to manufacture with current production equipment.
- a composite carbide containing V together with Ti is used as the carbide to be dispersed and precipitated.
- V is effective in suppressing the coarsening of the carbide because the tendency of carbide formation is lower than that of Ti.
- the combination of Ti and V is an extremely effective combination for lowering the dissolution temperature of carbides, by using a composite carbide containing V together with Ti, the dissolution temperature of carbides is higher than the dissolution temperature of Ti single carbides. Is also significantly reduced.
- the fine carbide containing Ti and V does not include a single carbide in the structure, but refers to a composite carbide in which both Ti and V are contained in one fine carbide.
- Average particle diameter of fine carbide less than 10 nm
- the average particle diameter of fine carbide is extremely important for imparting desired strength (tensile strength: 980 MPa or more) to a hot-rolled steel sheet.
- Ti and V are included.
- the average particle size of the fine carbide is set to less than 10 nm.
- the fine carbide acts as a resistance to dislocation movement that occurs when deformation is applied to the steel sheet, strengthening the hot-rolled steel sheet, but the average particle diameter of the fine carbide is 10 nm. If it is less than the above, the above action becomes even more remarkable. Therefore, the average particle diameter of the fine carbide containing Ti and V is set to less than 10 nm. More preferably, it is 5 nm or less.
- volume ratio of fine carbide to the whole structure 0.007 or more
- the dispersion and precipitation state of fine carbides containing Ti and V is extremely important for imparting desired strength (tensile strength: 980 MPa or more) to a hot-rolled steel sheet. Is dispersed and precipitated so that the fine carbide containing Ti and V and having an average particle diameter of less than 10 nm has a volume fraction of 0.007 or more in the whole structure. When this structural fraction is less than 0.007, the desired hot-rolled steel sheet strength (tensile strength: 980 MPa or more) is ensured even if the average particle size of fine carbides containing Ti and V is less than 10 nm. It becomes difficult to ensure. Therefore, the tissue fraction is set to 0.007 or more. Preferably, it is 0.008 or more.
- the precipitation form of fine carbides containing Ti and V in addition to the row precipitation that is the main precipitation form, even if fine carbides that are randomly precipitated are mixed, the characteristics are affected.
- the form of precipitation is not limited, and various precipitation forms are collectively referred to as dispersion precipitation.
- C 0.07% or more and 0.13% or less C is an essential element for forming fine carbides and strengthening the hot-rolled steel sheet. If the C content is less than 0.07%, fine carbide having a desired structure fraction cannot be secured, and a tensile strength of 980 MPa or more cannot be obtained. On the other hand, if the C content exceeds 0.13%, problems such as spot welding become difficult. Therefore, the C content is 0.07% or more and 0.13% or less. Preferably, it is 0.08% or more and 0.12% or less.
- Si 0.3% or less
- the Si content is 0.3% or less.
- it is 0.15% or less, desirably 0.05% or less.
- Mn 0.5% or more and 2.0% or less
- Mn is a solid solution strengthening element and is an element effective for increasing the strength. From the viewpoint of strengthening the hot-rolled steel sheet, the Mn content is preferably 0.5% or more. However, when the Mn content exceeds 2.0%, segregation becomes prominent, and a phase other than the ferrite phase, that is, a hard phase is present. It is formed and stretch flangeability falls. Therefore, the Mn content is 0.5% or more and 2.0% or less. Preferably they are 1.0% or more and 2.0% or less.
- the P content is 0.025% or less.
- the P content is 0.025% or less.
- it is 0.02% or less.
- S: 0.005% or less S is an element that decreases the hot workability (hot rollability), and increases the hot cracking susceptibility of the slab. Degradation of stretch flangeability). Therefore, in the present invention, it is preferable to reduce S as much as possible, and set it to 0.005% or less. Preferably it is 0.003% or less.
- N 0.0060% or less
- N is a harmful element in the present invention and is preferably reduced as much as possible.
- the N content exceeds 0.0060%, the stretch flangeability deteriorates due to the formation of coarse nitrides in the steel. Therefore, the N content is 0.0060% or less.
- Al 0.06% or less
- Al is an element that acts as a deoxidizer. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.001% or more, but inclusion exceeding 0.06% reduces elongation and stretch flangeability. For this reason, Al content shall be 0.06% or less.
- Ti: 0.08% or more and 0.14% or less Ti is one of the important elements in the present invention. Ti is an element that contributes to increasing the strength of a steel sheet while ensuring excellent elongation and stretch flangeability by forming a composite carbide with V. If the Ti content is less than 0.08%, the desired hot-rolled steel sheet strength (tensile strength: 980 MPa or more) cannot be ensured.
- Ti content exceeds 0.14%, the stretch flangeability tends to decrease. Further, when manufacturing a hot-rolled steel sheet, there is a high possibility that carbides do not dissolve unless the slab heating temperature before hot rolling is set to a high temperature of 1300 ° C. or higher. For this reason, even if Ti is contained in an amount exceeding 0.14%, the microstructure fraction of the precipitated fine carbide is saturated and an effect commensurate with the content cannot be obtained. Therefore, Ti content shall be 0.08% or more and 0.14% or less.
- V 0.15% or more and 0.30% or less
- V is one of the important elements in the present invention.
- V is an element that strengthens the hot-rolled steel sheet while ensuring excellent elongation and stretch flangeability by forming composite carbide with Ti. If the V content is less than 0.15%, the desired steel plate strength (tensile strength: 980 MPa or more) cannot be ensured. On the other hand, when the V content exceeds 0.30%, center segregation becomes prominent, leading to a decrease in elongation and toughness. Therefore, the V content is 0.15% or more and 0.30% or less.
- the hot-rolled steel sheet of the present invention contains C, N, S, Ti, and V so as to satisfy the expressions (1) and (2) within the above-described range.
- fine carbides containing Ti and V are dispersed and precipitated in the hot-rolled steel sheet.
- This fine carbide dissolves carbides in the steel material by heating before hot rolling, and then heats the steel. Precipitation occurs during cold rolling, cooling after hot rolling, and winding. Further, the fine carbide is formed by first Ti being precipitated as a nucleus and V being precipitated in a composite manner.
- the amount of Ti serving as a precipitation nucleus is sufficient. It is necessary to be secured.
- the Ti, N and S contents are controlled so as to satisfy the formula (1) Ti ⁇ ⁇ 0.08+ (N / 14 ⁇ 48 + S / 32 ⁇ 48).
- a sufficient amount of Ti as a nucleus for precipitation of fine carbide is secured, and the fine carbide is stably precipitated with an average particle diameter of less than 10 nm, and the proportion of the entire structure is 0.007 in volume ratio. Dispersion precipitation can be performed so as to achieve the above.
- the Ti, N, and S contents in the steel that is the raw material of the hot-rolled steel sheet are controlled so as to satisfy the formula (1) Ti ⁇ 0.08+ (N / 14 ⁇ 48 + S / 32 ⁇ 48).
- the Ti, V, and C contents in the steel that is the raw material of the hot-rolled steel sheet satisfy the expression (2) 0.8 ⁇ (Ti / 48 + V / 51) / (C / 12) ⁇ 1.2. To control.
- Solid solution V 0.04% or more and 0.1% or less Solid solution V effectively works to improve stretch flangeability of hot-rolled steel sheets.
- the content of solute V is less than 0.04%, the above effect will not be fully manifested, and it can be applied as a material for undercarriage parts with complex cross-sectional shapes. It is not possible to ensure a stretch flangeability.
- the content of solute V exceeds 0.1%, the above effect is saturated, and fine carbide containing Ti and V necessary to secure the desired steel sheet strength (tensile strength: 980 MPa or more) Cannot be obtained sufficiently.
- the amount of solute V is 0.04% or more and 0.1% or less.
- they are 0.04% or more and 0.07% or less. More preferably, it is 0.04% or more and 0.06% or less.
- Solid solution Ti 0.05% or less
- the desired solid solution V is contained for the purpose of ensuring stretch flangeability of the hot-rolled steel sheet, but such effect is not observed in the solid solution Ti.
- the presence of solid solution Ti means that Ti effectively acting as a nucleus for precipitation is substantially reduced. Therefore, in order to ensure the desired steel plate strength (tensile strength: 980 MPa or more), the solid solution Ti is made 0.05% or less. Preferably it is 0.03% or less, More preferably, it is 0.02% or less.
- Total of solid solution V and solid solution Ti 0.07% or more
- the grain boundary is strengthened and the bending characteristics are improved.
- the total amount of solid solution V (0.04% or more and 0.1% or less) and solid solution Ti (0.05% or less) is 0.15% or less.
- the total amount of the solid solution V and the solid solution Ti is preferably set to 0.10% or less.
- the basic composition in the present invention is the basic composition in the present invention.
- one or two of Cr: 1% or less and B: 0.003% or less can be further contained. Both Cr and B are elements having an action of increasing the strength of steel, and can be selected and contained as necessary.
- Cr: 1% or less Cr is an element that effectively acts in strengthening the ferrite phase in a solid solution state. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.05% or more, but even if it contains exceeding 1%, the effect is saturated and it is not economical. Therefore, the Cr content is preferably 1% or less.
- B 0.003% or less
- B is an element effective in lowering the Ar 3 transformation point of steel, and may be used to adjust the area ratio of the entire structure of the ferrite phase during the cooling process in hot rolling. .
- the B content is preferably 0.003% or less.
- B content shall be 0.0005% or more.
- Nb and Mo are combined with Ti and V to form a composite carbide and contribute to obtaining a desired strength. Therefore, Nb and Mo can be contained as necessary. In order to obtain such effects, it is preferable to contain Nb and Mo in a total amount of 0.005% or more. However, since the elongation tends to deteriorate if contained excessively, it is preferable that one or two of Nb and Mo be 0.01% or less in total amount.
- components other than those described above are Fe and inevitable impurities.
- Inevitable impurities include O, Cu, Sn, Ni, Ca, Co, As and the like. These are allowed to contain 0.1% or less, but preferably 0.03% or less.
- the manufacturing method of the hot rolled steel sheet of the present invention will be described.
- hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling is performed on a steel material, and after finishing rolling, the steel material is cooled and wound to obtain a hot rolled steel sheet.
- the finish rolling finish temperature of finish rolling is set to 880 ° C. or higher, and the winding temperature is set to 580 ° C. or higher.
- the average cooling rate of the cooling is preferably 20 ° C./s or more.
- the melting method of the steel material is not particularly limited, and a known melting method such as a converter or an electric furnace can be employed. Moreover, after melting, it is preferable to use a slab (steel material) by a continuous casting method because of problems such as segregation, but a slab can also be formed by a known casting method such as ingot-bundling rolling or thin slab continuous casting. good. In addition, when hot-rolling the slab after casting, it may be rolled after reheating the slab in a heating furnace, and when the temperature is maintained at a predetermined temperature or higher, direct-rolling without heating the slab You may do it.
- the steel material obtained as described above is subjected to rough rolling and finish rolling.
- the heating temperature of the steel material is preferably 1150 ° C. or higher and 1280 ° C. or lower.
- the step of heating the steel material before rough rolling can be omitted. It is.
- the rough rolling conditions are not particularly limited.
- Finishing rolling end temperature 880 ° C. or more Optimization of the finishing rolling end temperature is important for securing elongation and stretch flangeability of the hot-rolled steel sheet and reducing the rolling load of finish rolling.
- the finish rolling finish temperature is less than 880 ° C.
- the crystal grains of the hot rolled steel sheet surface layer become coarse grains, and the elongation and stretch flangeability are impaired.
- the finish rolling finish temperature is set to 880 ° C. or higher.
- the finish rolling finish temperature is 900 degreeC or more. If the finish rolling finish temperature is excessively high, the crystal grains become coarse and adversely affect the desired strength of the steel sheet (tensile strength: 980 MPa or more), so the finish rolling finish temperature may be 1000 ° C. or less. desirable.
- Winding temperature 580 ° C or more Optimization of the coiling temperature is a desired structure over the entire width direction of the hot-rolled steel sheet, that is, the ferrite phase has an area ratio of 97% or more with respect to the entire structure. It is extremely important to form a matrix and a fine carbide containing Ti and V and having an average particle diameter of less than 10 nm dispersed and precipitated, and having a volume ratio of 0.007 or more with respect to the entire fine carbide structure.
- the coiling temperature is set to 580 ° C. or higher.
- the coiling temperature is the coiling temperature measured at the center in the width direction of the rolled material, or the coiling temperature at the center in the width direction of the rolled material calculated by simulation or the like.
- the cooling to coiling temperature shall be cooling of an average cooling rate: 20 degrees C / s or more.
- the average cooling rate from the temperature of 880 ° C. or higher to the coiling temperature is less than 20 ° C./s after finish rolling, the Ar 3 transformation point tends to be high and the carbide tends to be relatively large. For this reason, the solid solution V and solid solution Ti in steel effective in improving bendability are easily consumed.
- the total of the solid solution V and the solid solution Ti 0.07% or more.
- the average cooling rate up to the coiling temperature is 20 ° C./s or more. More preferably, it is 30 ° C./s or more.
- the upper limit of the average cooling rate is not particularly defined, but the average cooling rate is preferably 60 ° C./s or less from the viewpoint of preventing uneven cooling.
- tensile strength (TS) 980 MPa or more and high workability with excellent workability (elongation and stretch flangeability) that can be used as materials for undercarriage parts with complex cross-sectional shapes.
- TS tensile strength
- a predetermined amount or more of Ti Ti ⁇ 0.08 + (N / 14 ⁇ 48 + S / 32 ⁇ 48) is included with respect to the N and S contents in the steel used as the material of the hot-rolled steel sheet.
- the C, Ti, and V contents in the steel that is the material of the hot-rolled steel sheet are contained so as to satisfy a predetermined relationship (0.8 ⁇ (Ti / 48 + V / 51) / (C / 12) ⁇ 1.2).
- the composition is controlled such that fine carbides having an average particle diameter of less than 10 nm are sufficiently dispersed and precipitated. Therefore, according to the present invention, when manufacturing a hot-rolled steel sheet, it becomes possible to disperse and precipitate fine carbides having an average particle diameter of less than 10 nm over the entire width direction at a desired volume ratio (0.007 or more). Uniform and good characteristics (tensile strength, elongation, stretch flangeability) are imparted over the entire width direction. Furthermore, in this invention, when the cooling conditions after completion
- Example 1 Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted and continuously cast by a generally known technique to obtain a slab (steel material) having a thickness of 250 mm. These slabs are heated to 1250 ° C., then roughly rolled, and subjected to finish rolling at the finish rolling finish temperature shown in Table 2, wound at the winding temperature shown in Table 2, and a hot rolled steel sheet having a thickness of 2.3 mm. It was.
- Test specimens were collected from the hot-rolled steel sheet obtained as described above, subjected to structure observation, tensile test, hole expansion test, area ratio of ferrite phase, average particle diameter and volume ratio of fine carbides containing Ti and V, solid solution V content, solid solution Ti content, tensile strength, total elongation, hole expansion rate (stretch flangeability) were determined.
- the test method was as follows.
- the thin film produced from the hot-rolled steel sheet was observed with a transmission electron microscope (TEM), and the particle diameter and volume ratio of fine carbides containing Ti and V were obtained. Furthermore, using 10% acetylacetone-1% tetramethylammonium chloride-methanol solution as the electrolyte, the amount of Ti and V as precipitates was obtained by chemical analysis of the extraction residue, and subtracted from totalTi and totalV to obtain solid solution Ti The solid solution V was calculated. (Ii) Tensile test From the obtained hot-rolled steel sheet, a JIS No.
- Each of the examples of the present invention is a hot-rolled steel sheet having high tensile strength of TS: 980 MPa or more, excellent workability of total elongation El: 15% or more, and hole expansion ratio ⁇ : 40% or more.
- a predetermined high strength cannot be ensured, or a desired total elongation El and a hole expansion rate ⁇ cannot be ensured.
- a part of the obtained hot-rolled steel sheet was also sampled from JIS No. 5 tensile test piece in the same manner as above from the vicinity of the edge in the sheet width direction (edge part) in addition to the center part in the sheet width direction. A tensile test was conducted. Table 4 shows the results of comparing the plate width direction central portion and the plate width direction end portion vicinity (edge portion) with respect to the tensile strength (TS) measured by the tensile test.
- the tensile strength (TS) equivalent to the center part in the sheet width direction is obtained even in the vicinity (edge part) in the sheet width direction, and good characteristics are also obtained in the end part in the sheet width direction. It can be seen that
- Example 2 Molten steel having the composition shown in Table 5 is melted and continuously cast into a slab (steel material) having a thickness of 250 mm by a generally known method. These slabs are heated to 1250 ° C. and roughly rolled, and shown in Table 6. Finish rolling is performed at the finish rolling end temperature, cooled at the average cooling rate shown in Table 6 (average cooling rate from the finish rolling end temperature to the winding temperature), wound at the winding temperature shown in Table 6, and sheet thickness : 2.3 mm hot-rolled steel sheet.
- Samples were taken from the hot-rolled steel sheet obtained as described above, and subjected to structure observation, tensile test, and hole expansion test in the same manner as in Example 1, and the average particle size of ferrite phase area, fine carbide containing Ti and V The diameter and volume ratio, solute V content, solute Ti content, tensile strength, total elongation, and hole expansion ratio (stretch flangeability) were determined. Furthermore, a bending test piece was sampled from the hot-rolled steel sheet obtained as described above and subjected to a bending test. The test conditions were as follows.
- Each of the examples of the present invention is a hot-rolled steel sheet having high tensile strength of TS: 980 MPa or more, excellent workability of total elongation El: 15% or more, and hole expansion ratio ⁇ : 40% or more.
- the present invention example in which the total of solid solution V and solid solution Ti is 0.07% or more is high strength of tensile strength TS: 980 MPa or more, total elongation El: 15% or more, and hole expansion ratio ⁇ : 40% or more
- it is a hot-rolled steel sheet that has excellent bending properties such as a limit bending radius R / t of 0.7 or less.
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Abstract
Description
優れた加工性を確保しつつ鋼板の高強度化を図る技術としては、例えば、特許文献1には、実質的にフェライト単相組織であり、平均粒子径10nm未満のTiおよびMoを含む炭化物が分散析出していることを特徴とする、引張強さが590MPa以上の加工性に優れた高張力鋼板に関する技術が提案されている。しかしながら、特許文献1で提案された技術では、高価なMoを利用するため、製造コスト高を招くという問題等を有していた。
また、特許文献3には、質量%で、C:0.0002~0.25%、Si:0.003~3.0%、Mn:0.003~3.0%及びAl:0.002~2.0%を含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなり、不可避的不純物中のPは0.15%以下、Sは0.05%以下、Nは0.01%以下である成分組成を有し、面積割合で金属組織の70%以上がフェライト相で、その平均結晶粒子径が20μm以下、アスペクト比が3以下であり、フェライト粒界の70%以上が大角粒界からなり、大角粒界で形成されたフェライト相のうち、最大径が30μm以下、最小径が5nm以上である析出物の面積割合が金属組織の2%以下であり、フェライト相と析出物とを除く残部相のなかで面積割合が最大である第二相の平均結晶粒子径が20μm以下であり、最も近い第二相間にフェライト相の大角粒界が存在することを特徴とする熱延鋼板に関する技術が提案されている。また、特許文献3には、C含有量を非常に少なくし、かつオーステナイト安定化元素であるMnの含有量を少なくすることで、金属組織をフェライト単相組織とすることが記載されている。
1)鋼板組織を転位密度が低い加工性に優れたフェライト単相組織とし、更に、微細炭化物を分散析出させて析出強化すると、熱延鋼板の伸びはさほど落ちず、強度が向上する。
3)析出強化に寄与する微細炭化物としては、強度確保等の観点からは、Ti-Vを含む炭化物が有効であること。
6)熱延鋼板に所定量以上の固溶Tiが多量に存在すると、引張強さが目標に達しないこと。
7)鋼板組織のマトリックスを実質的にフェライト単相とし、且つ、上記の如く10nm未満であるTi-V系微細炭化物を、所望の体積率で分散析出させるためには、巻取り温度を所望の温度範囲に制御することが重要であること。
9)熱延鋼板の素材となる鋼中のN,S含有量に対して所定量以上のTi(Ti ≧ 0.08+(N/14×48+S/32×48))を含有させ、且つ、熱延鋼板の素材となる鋼中のC,Ti,V含有量が所定の関係(0.8 ≦ (Ti/48+V/51)/(C/12) ≦ 1.2)を満足するように制御し、巻取り温度を所望の温度範囲に制御することにより、幅方向端部においてもTi-V系微細炭化物を所望の分散析出状態とすることができ、熱延鋼板幅方向端部においても良好な特性を得ることができること。
10)上記に加えて更に、鋼中の固溶Tiと固溶Vの合計を所定量以上とすることで、曲げ特性が向上すること。また、熱間圧延における仕上げ圧延後の冷却速度を制御することで、鋼中の固溶Tiと固溶Vの含有量の合計を所定量以上に制御できること。
(1) 質量%で、
C :0.07%以上0.13%以下、 Si:0.3%以下、
Mn:0.5%以上2.0%以下、 P :0.025%以下、
S :0.005%以下、 N :0.0060%以下、
Al:0.06%以下、 Ti:0.08%以上0.14%以下、
V :0.15%以上0.30%以下
を、C、Ti、V、SおよびNが下記(1)式および(2)式を満足するように含有し、且つ、固溶V:0.04%以上0.1%以下、固溶Ti:0.05%以下であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相の組織全体に対する面積率が97%以上であるマトリックスと、TiおよびVを含み平均粒子径が10nm未満である微細炭化物が分散析出し、該微細炭化物の組織全体に対する体積率が0.007以上である組織を有し、引張強さが980MPa以上であることを特徴とする、加工性に優れた高張力熱延鋼板。
Ti ≧ 0.08+(N/14×48+S/32×48) ・・・ (1)
0.8 ≦ (Ti/48+V/51)/(C/12)≦ 1.2 ・・・ (2)
(C、Ti、V、S、N:各元素の含有量(質量%))
(2) (1)において、前記固溶Vと前記固溶Tiとの合計が質量%で0.07%以上であることを特徴とする、加工性に優れた高張力熱延鋼板。
(3) (1)または(2)において、前記組成に加えてさらに、質量%でCr:1%以下、B:0.003%以下のうちの1種または2種を含むことを特徴とする、加工性に優れた高張力熱延鋼板。
(4) (1)ないし(3)のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量%でNb、Moのうちの1種または2種を合計で0.01%以下含むことを特徴とする、加工性に優れた高張力熱延鋼板。
(5) 鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量%で、
C :0.07%以上0.13%以下、 Si:0.3%以下、
Mn:0.5%以上2.0%以下、 P :0.025%以下、
S :0.005%以下、 N :0.0060%以下、
Al:0.06%以下、 Ti:0.08%以上0.14%以下、
V :0.15%以上0.30%以下
を含み、かつ、C、Ti、V、SおよびNを下記(1)式および(2)式を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延終了温度を880℃以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を580℃以上とすることを特徴とする、加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。
Ti ≧ 0.08+(N/14×48+S/32×48) ・・・ (1)
0.8 ≦ (Ti/48+V/51)/(C/12)≦ 1.2 ・・・ (2)
(C、Ti、V、S、N:各元素の含有量(質量%))
(6) (5)において、前記冷却の平均冷却速度が20℃/s以上であることを特徴とする、高張力熱延鋼板の製造方法。
(7) (5)または(6)において、前記組成に加えてさらに、質量%でCr:1%以下、B:0.003%以下のうちの1種または2種を含むことを特徴とする、高張力熱延鋼板の製造方法。
(8) (5)ないし(7)のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量%でNb、Moのうちの1種または2種を合計で0.01%以下含むことを特徴とする、高張力熱延鋼板の製造方法。
まず、本発明鋼板の組織の限定理由について説明する。
本発明の熱延鋼板は、フェライト相が組織全体に対する面積率で97%以上であるマトリックスと、TiおよびVを含み平均粒子径が10nm未満である微細炭化物が分散析出し、該微細炭化物の組織全体に対する体積率で0.007以上である組織を有する。
本発明においては、熱延鋼板の加工性(伸びおよび伸びフランジ性)を確保する上でフェライト相の形成が必須となる。熱延鋼板の伸びおよび伸びフランジ性の向上には、熱延鋼板の組織を、転位密度の低い延性に優れたフェライト相とすることが有効である。特に、伸びフランジ性の向上には、熱延鋼板の組織をフェライト単相とすることが好ましいが、完全なフェライト単相でない場合であっても、実質的にフェライト単相、すなわち、組織全体に対する面積率で97%以上がフェライト相であれば、上記の効果を十分に発揮する。したがって、フェライト相の組織全体に対する面積率は97%以上とする。
Ti 、Vを含む微細炭化物
Ti およびV を含む炭化物は、その平均粒子径が極めて小さい微細炭化物となる傾向が強い。そのため、熱延鋼板中に微細炭化物を分散析出させることにより熱延鋼板の高強度化を図る本発明においては、分散析出をさせる微細炭化物として、Ti およびV を含む微細炭化物とする。
Tiは炭化物形成傾向が強いため、Vを含まない場合はTi炭化物が粗大化し易く、鋼板の高強度化への寄与度が低くなる。それゆえ、鋼板に所望の強度(引張強さ:980MPa以上)を付与するために、より多くのTiを添加してTi炭化物を形成することが必要となる。その一方で、Tiを過剰に添加すると、加工性(伸びおよび伸びフランジ性)の低下が懸念され、断面形状が複雑な足回り部品等の素材としても適用可能な優れた加工性が得られなくなる。
微細炭化物の平均粒子径:10nm未満
熱延鋼板に所望の強度(引張強さ:980MPa以上)を付与する上では微細炭化物の平均粒子径が極めて重要であり、本発明においてはTiおよびV を含む微細炭化物の平均粒子径を10nm未満とする。マトリックス中に微細炭化物が析出すると、その微細炭化物が、鋼板に変形が加わった際に生じる転位の移動に対する抵抗として作用することにより熱延鋼板が強化されるが、微細炭化物の平均粒子径を10nm未満とすると、上記の作用がより一層顕著となる。したがって、TiおよびV を含む微細炭化物の平均粒子径は10nm未満とする。より好ましくは5nm以下である。
熱延鋼板に所望の強度(引張強さ:980MPa以上)を付与する上ではTiおよびVを含む微細炭化物の分散析出状態も極めて重要であり、本発明においては、TiおよびVを含み平均粒子径が10nm未満である微細炭化物の、組織全体に対する組織分率が体積率で0.007以上となるように分散析出させる。この組織分率が0.007未満である場合には、たとえTiおよびVを含む微細炭化物の平均粒子径が10nm未満であっても、所望の熱延鋼板強度(引張強さ:980MPa以上)を確実に確保することが困難となる。したがって、上記組織分率は0.007以上とする。好ましくは、0.008以上である。
次に、本発明熱延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す%は、特に断らない限り質量%を意味するものとする。
Cは、微細炭化物を形成し、熱延鋼板を強化する上で必須の元素である。C含有量が0.07%未満であると所望の組織分率の微細炭化物を確保することができず、980MPa以上の引張強さが得られなくなる。一方、C含有量が0.13%を超えると、スポット溶接が困難になる等の支障をきたす。したがって、C含有量は0.07%以上0.13%以下とする。好ましくは、0.08%以上0.12%以下である。
Si含有量が0.3%を超えると、フェライト相からのC析出が促進され、粒界に粗大なFe炭化物が析出し易くなり、伸びフランジ性が低下する。また、Si含有量が0.3%を超えると熱間圧延工程での圧延負荷が増大し、圧延材の形状が不良となる。したがって、Si含有量は0.3%以下とする。好ましくは0.15%以下であり、望ましくは0.05%以下である。
Mnは、固溶強化元素であり、高強度化に有効な元素である。熱延鋼板を強化する観点からはMn含有量を0.5%以上とすることが好ましいが、Mn含有量が2.0%を超えると偏析が顕著になり、且つ、フェライト相以外の相、すなわち硬質相が形成され、伸びフランジ性が低下する。したがって、Mn含有量は0.5%以上2.0%以下とする。好ましくは1.0%以上2.0%以下である。
P含有量が0.025%を超えると偏析が顕著になり、伸びフランジ性が低下する。したがって、P含有量は0.025%以下とする。好ましくは0.02%以下である。
S :0.005%以下
Sは、熱間加工性(熱間圧延性)を低下させる元素であり、スラブの熱間割れ感受性を高めるほか、鋼中にMnSとして存在して熱延鋼板の加工性(伸びフランジ性)を劣化させる。そのため、本発明ではSを極力低減することが好ましく、0.005%以下とする。好ましくは0.003%以下である。
Nは、本発明においては有害な元素であり、極力低減することが好ましい。特にN含有量が0.0060%を超えると、鋼中に粗大な窒化物が生成することに起因して、伸びフランジ性が低下する。したがって、N含有量は0.0060%以下とする。
Alは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには0.001%以上含有することが望ましいが、0.06%を超える含有は、伸びおよび伸びフランジ性を低下させる。このため、Al含有量は0.06%以下とする。
Ti:0.08%以上0.14%以下
Tiは、本発明において重要な元素のひとつである。Tiは、Vと複合炭化物を形成することにより、優れた伸びおよび伸びフランジ性を確保しつつ鋼板の高強度化に寄与する元素である。Ti含有量が0.08%未満では、所望の熱延鋼板強度(引張強さ:980MPa以上)を確保することができない。一方、Ti含有量が0.14%を超えると、伸びフランジ性が低下する傾向にある。また、熱延鋼板を製造するに際し、熱延前のスラブ加熱温度を1300℃以上という高温にしなければ炭化物が溶解しない可能性が高くなる。そのため、0.14%を超えてTiを含有させても析出する微細炭化物の組織分率は飽和し、含有量に見合った効果は得られない。したがって、Ti含有量は0.08%以上0.14%以下とする。
Vは、本発明において重要な元素のひとつである。上記したように、Vは、Tiと複合炭化物を形成することにより、優れた伸びおよび伸びフランジ性を確保しつつ熱延鋼板を強化する元素である。V含有量が0.15%未満では、所望の鋼板強度(引張強さ:980MPa以上)を確保することができない。一方、V含有量が0.30%を超えると、中心偏析が顕著になり、伸びや靭性の低下を招く。したがって、V含有量は0.15%以上0.30%以下とする。
本発明の熱延鋼板は、C、N、S、Ti、Vを、上記した範囲で且つ(1)、(2)式を満足するように含有する。
Ti ≧ 0.08+(N/14×48+S/32×48) ・・・ (1)
0.8 ≦ (Ti/48+V/51)/(C/12) ≦ 1.2 ・・・ (2)
(C、Ti、V、S、N:各元素の含有量(質量%))
上記(1)式および(2)式は、TiおよびVを含む微細炭化物を、上記した所望の析出状態とするために満足すべき要件であり、本発明において極めて重要な指標である。
先述のとおり、本発明においては熱延鋼板中にTiおよびVを含む微細炭化物を分散析出させるが、この微細炭化物は、熱延前の加熱で、鋼素材中の炭化物を溶解し、その後の熱間圧延、熱間圧延後の冷却、巻取りにおいて析出される。また、上記微細炭化物は、まずTiが核となって析出し、Vが複合的に析出することによって形成される。そのため、上記微細炭化物を、そのサイズを平均粒子径10nm未満として安定的に析出させ、その組織全体に対する体積率で0.007以上となるように分散析出させるためには、析出核となるTi量が十分に確保されている必要がある。
本発明においては、鋼中のTi、V含有量とC含有量との比率を適正範囲に制御することも重要である。というのは、鋼中のTi、V含有量に対してC含有量が多過ぎると、パーライト相の析出、炭化物の粗大化を招き、伸びおよび伸びフランジ性に悪影響を及ぼす。一方、鋼中のTi、V含有量に対してC含有量が少な過ぎると、所望の鋼板強度(引張強さ:980MPa以上)を確保するために必要なTiおよびVを含む微細炭化物が十分に得られない。したがって、本発明においては、熱延鋼板の素材となる鋼中のTi、V、C含有量を(2)式0.8 ≦ (Ti/48+V/51)/(C/12)≦ 1.2 を満足するように制御する。
固溶Vは、熱延鋼板の伸びフランジ性の向上に有効に作用する。熱延鋼板に含有されるVのうち、固溶Vの含有量が0.04%未満である場合には上記の効果が十分に発現せず、断面形状が複雑な足回り部品等の素材として適用可能な伸びフランジ性を確保することができない。一方、固溶Vの含有量が0.1%を超えても上記の効果が飽和し、また、所望の鋼板強度(引張強さ:980MPa以上)を確保するために必要なTiおよびVを含む微細炭化物が十分に得られなくなる。したがって、熱延鋼板に含有されるVのうち、固溶V量は0.04%以上0.1%以下とする。なお、好ましくは、0.04%以上0.07%以下である。より好ましくは、0.04%以上0.06%以下である。
上記のとおり、本発明においては熱延鋼板の伸びフランジ性を確保する目的で所望の固溶Vを含有するが、固溶Tiにはこのような効果は認められない上、固溶Tiが存在することは、すなわち、析出の核として有効に作用するTiが実質少なくなっていることを意味する。そのため、所望の鋼板強度(引張強さ:980MPa以上)を確保するために、固溶Tiは0.05%以下とする。好ましくは0.03%以下、より好ましくは0.02%以下とする。
フェライト相中に固溶したVとTiの合計量を所定の範囲とすることにより、粒界が強化されて曲げ特性が向上する。このため、上記した固溶V、固溶Tiの範囲内で且つ固溶Vと固溶Tiの合計量を0.07%以上に調整することが好ましい。固溶Vと固溶Tiの合計量が0.07%未満と少ないと、上記した所望の効果を得られない。一方、固溶Vと固溶Tiの合計量が過剰になると、TiおよびVを含む微細炭化物の析出が不十分となるおそれがある。このため、固溶V(0.04%以上0.1%以下)と固溶Ti(0.05%以下)の合計量は0.15%以下とする。含有するV、Tiの有効利用という観点からは、固溶Vと固溶Tiの合計量を0.10%以下とすることが好ましい。
Cr:1%以下
Crは、固溶状態でフェライト相を強化する上で有効に作用する元素である。このような効果を得るためには0.05%以上含有することが望ましいが、1%を超えて含有させてもその効果は飽和し、経済的でない。したがって、Cr含有量は1%以下とすることが好ましい。
Bは、鋼のAr3変態点を低下させる上で有効な元素であり、熱間圧延における冷却過程でフェライト相の組織全体の面積率を調整するために活用してもよい。しかしながら、0.003%を超えて含有しても効果が飽和する。このため、B含有量は0.003%以下とすることが好ましい。なお、Bを活用する場合、上記効果を得るうえではB含有量を0.0005%以上とすることが好ましい。
次に、本発明の熱延鋼板の製造方法について説明する。
本発明は、鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とする。この際、仕上げ圧延の仕上げ圧延終了温度を880℃以上とし、巻取り温度を580℃以上とすることを特徴とする。また、前記冷却の平均冷却速度を20℃/s以上とすることが好ましい。
仕上げ圧延終了温度の適正化は、熱延鋼板の伸びおよび伸びフランジ性の確保、並びに、仕上げ圧延の圧延荷重の低減化を図る上で重要となる。仕上げ圧延終了温度が880℃未満であると、熱延鋼板表層の結晶粒が粗大粒となり、伸びおよび伸びフランジ性が損なわれる。また、未再結晶温度域で圧延が行われるため、圧延材に導入される歪の蓄積量が増大する。そして、歪の蓄積量が増大するにつれて圧延荷重が著しく増大し、熱延鋼板の薄物化が困難となる。したがって、仕上げ圧延終了温度は880℃以上とする。好ましくは900℃以上である。なお、仕上げ圧延終了温度が過剰に高くなると、結晶粒が粗大化して所望の鋼板強度(引張強さ:980MPa以上)の確保に悪影響を及ぼすため、仕上げ圧延終了温度は1000℃以下とすることが望ましい。
巻取り温度の適正化は、熱延鋼板の組織を、熱延鋼板の幅方向全域にわたり所望の組織、すなわち、フェライト相が組織全体に対する面積率で97%以上であるマトリックスと、TiおよびVを含み平均粒子径が10nm未満である微細炭化物が分散析出し、該微細炭化物の組織全体に対する体積率で0.007以上である組織とする上で、極めて重要である。
仕上げ圧延終了後、880℃以上の温度から巻取り温度までの平均冷却速度が20℃/s未満であると、Ar3変態点が高くなり易く、炭化物が比較的大きくなり易い。このため、曲げ性の向上に有効な鋼中の固溶V、固溶Tiが消費され易い。上記で述べたように、曲げ特性を良好とするためには固溶Vと固溶Tiの合計を0.07%以上とすることが好ましいが、そのためには、仕上げ圧延終了後880℃以上の温度から巻取り温度までの平均冷却速度を20℃/s以上とすることが望ましい。より好ましくは30℃/s以上である。なお、平均冷却速度の上限値は特に規定されないが、冷却むら防止という観点から、平均冷却速度は60℃/s以下とすることが好ましい。
しかしながら、本発明においては、熱延鋼板の素材となる鋼中のN,S含有量に対して所定量以上のTi(Ti ≧ 0.08+(N/14×48+S/32×48))を含有させ、且つ、熱延鋼板の素材となる鋼中のC,Ti,V含有量が所定の関係(0.8 ≦ (Ti/48+V/51)/(C/12) ≦ 1.2)を満足するように含有させることにより、平均粒子径が10nm未満である微細炭化物が十分に分散析出するような組成に制御されている。そのため、本発明によると、熱延鋼板を製造するに際し、幅方向全域にわたって平均粒子径が10nm未満である微細炭化物を所望の体積率(0.007以上)で分散析出させることが可能となり、熱延鋼板幅方向全域にわたり均一かつ良好な特性(引張強さ、伸び、伸びフランジ性)が付与される。
更に、本発明において、仕上げ圧延終了後の冷却条件を調整し、固溶Vと固溶Tiの合計量を所定の範囲に調整すると、熱延鋼板に良好な曲げ特性が付与される。
表1に示す組成の溶鋼を通常公知の手法により溶製、連続鋳造して肉厚250mmのスラブ(鋼素材)とした。これらのスラブを、1250℃に加熱後、粗圧延し、表2に示す仕上げ圧延終了温度とする仕上げ圧延を施し、表2に示す巻取り温度で巻取り、板厚:2.3mmの熱延鋼板とした。
(i)組織観察
得られた熱延鋼板(板幅方向中央部)から試験片を採取し、試験片の圧延方向断面を機械的に研磨し、ナイタールで腐食した後、走査型電子顕微鏡(SEM)で倍率:3000倍にて撮影した組織写真(SEM写真)を用い、画像解析装置によりフェライト相、フェライト相以外の組織の種類、および、それらの面積率を求めた。
さらに、10%アセチルアセトン-1%塩化テトラメチルアンモニウム-メタノール溶液を電解液として用い、抽出残渣の化学分析により、析出物となったTi、V量を求め、totalTi、totalVから差し引いて、固溶Ti、固溶Vを算出した。
(ii)引張試験
得られた熱延鋼板から、圧延方向に対して直角方向を引張方向とするJIS 5号引張試験片(JIS Z 2201)を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠した引張試験を行い、引張強さ(TS)、全伸び(El)を測定した。
(iii)穴拡げ試験
得られた熱延鋼板から、試験片(大きさ:130mm×130mm)を採取し、該試験片に初期直径d0:10mmφの穴を打ち抜き加工で形成した。これら試験片を用いて、穴拡げ試験を実施した。すなわち、該穴に頂角:60°の円錐ポンチを挿入し、該穴を押し広げ、亀裂が鋼板(試験片)を貫通したときの穴の径dを測定し、次式で穴拡げ率λ(%)を算出した。
得られた結果を表3に示す。
また、得られた熱延鋼板の一部について、上記した板幅方向中央部から以外に、板幅方向端部近傍(エッジ部)からも、上記と同様にJIS 5号引張試験片を採取して引張試験を行った。引張試験により測定された引張強さ(TS)について、板幅方向中央部と板幅方向端部近傍(エッジ部)とを比較した結果を、表4に示す。
表5に示す組成の溶鋼を通常公知の手法により溶製、連続鋳造して肉厚250mmのスラブ(鋼素材)とし、これらのスラブを、1250℃に加熱後、粗圧延し、表6に示す仕上げ圧延終了温度とする仕上げ圧延を施し、表6に示す平均冷却速度(仕上げ圧延終了温度から巻取り温度までの平均冷却速度)で冷却し、表6に示す巻取り温度で巻取り、板厚:2.3mmの熱延鋼板とした。
更に、上記により得られた熱延鋼板から、曲げ試験片を採取し、曲げ試験を行った。試験条件は次のとおりとした。
得られた熱延鋼板から、試験片の長手方向が圧延方向に対して直角になるように30mm×150mmの曲げ試験片を採取し、JIS Z 2248の規定に準拠した90°のVブロック法(曲げ角:90°)で曲げ試験を実施した。試験は3本の試験片について行い、割れが発生しない最小の曲げ半径R(mm)を求め、板厚t(mm)で除した値、R/tを鋼板の限界曲げ半径として算出した。
得られた結果を表7に示す。
Claims (8)
- 質量%で、
C :0.07%以上0.13%以下、 Si:0.3%以下、
Mn:0.5%以上2.0%以下、 P :0.025%以下、
S :0.005%以下、 N :0.0060%以下、
Al:0.06%以下、 Ti:0.08%以上0.14%以下、
V :0.15%以上0.30%以下
を、C、Ti、V、SおよびNが下記(1)式および(2)式を満足するように含有し、且つ、固溶V:0.04%以上0.1%以下、固溶Ti:0.05%以下であり、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相の組織全体に対する面積率が97%以上であるマトリックスと、TiおよびVを含み平均粒子径が10nm未満である微細炭化物が分散析出し、該微細炭化物の組織全体に対する体積率が0.007以上である組織とを有し、引張強さが980MPa以上であることを特徴とする、加工性に優れた高張力熱延鋼板。
記
Ti ≧ 0.08+(N/14×48+S/32×48) ・・・ (1)
0.8 ≦ (Ti/48+V/51)/(C/12) ≦1.2 ・・・ (2)
(C、Ti、V、S、N:各元素の含有量(質量%)) - 前記固溶Vと前記固溶Tiとの合計が質量%で0.07%以上であることを特徴とする、請求項1に記載の加工性に優れた高張力熱延鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量%でCr:1%以下、B:0.003%以下のうちの1種または2種を含むことを特徴とする、請求項1または2に記載の加工性に優れた高張力熱延鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量%でNb、Moのうちの1種または2種を合計で0.01%以下含むことを特徴とする、請求項1ないし3のいずれか1項に記載の加工性に優れた高張力熱延鋼板。
- 鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量%で、
C :0.07%以上0.13%以下、 Si:0.3%以下、
Mn:0.5%以上2.0%以下、 P :0.025%以下、
S :0.005%以下、 N :0.0060%以下、
Al:0.06%以下、 Ti:0.08%以上0.14%以下、
V :0.15%以上0.30%以下
を含み、かつ、C、Ti、V、SおよびNを下記(1)式および(2)式を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、
前記仕上げ圧延の仕上げ圧延終了温度を880℃以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を580℃以上とすることを特徴とする、加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。
記
Ti ≧ 0.08+(N/14×48+S/32×48) ・・・ (1)
0.8 ≦ (Ti/48+V/51)/(C/12)≦ 1.2 ・・・ (2)
(C、Ti、V、S、N:各元素の含有量(質量%)) - 前記冷却の平均冷却速度が20℃/s以上であることを特徴とする、請求項5に記載の高張力熱延鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量%でCr:1%以下、B:0.003%以下のうちの1種または2種を含むことを特徴とする、請求項5または6に記載の高張力熱延鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量%でNb、Moのうちの1種または2種を合計で0.01%以下含むことを特徴とする、請求項5ないし7のいずれか1項に記載の高張力熱延鋼板の製造方法。
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KR1020147008811A KR20140047743A (ko) | 2010-03-31 | 2011-03-30 | 가공성이 우수한 고장력 열연 강판 및 그 제조 방법 |
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Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2013227597A (ja) * | 2012-04-24 | 2013-11-07 | Jfe Steel Corp | 形状凍結性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
EP2759613A4 (en) * | 2011-11-08 | 2015-08-19 | Jfe Steel Corp | HEATED STEEL SHEET WITH HIGH RESISTANCE TO FRICTION AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF |
EP2811046A4 (en) * | 2012-01-31 | 2015-11-25 | Jfe Steel Corp | HOT-ROLLED STEEL FOR A POWER GENERATOR RIB AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
EP2952600A4 (en) * | 2013-01-31 | 2016-02-24 | Jfe Steel Corp | HOT-ROLLED HIGH-STRENGTH STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME |
US10077489B2 (en) * | 2012-06-27 | 2018-09-18 | Jfe Steel Corporation | Steel sheet for soft-nitriding and method for manufacturing the same |
Families Citing this family (20)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP5861434B2 (ja) * | 2011-12-14 | 2016-02-16 | Jfeスチール株式会社 | 打ち抜き性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
JP5887903B2 (ja) * | 2011-12-15 | 2016-03-16 | Jfeスチール株式会社 | 溶接性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
JP5978614B2 (ja) * | 2011-12-15 | 2016-08-24 | Jfeスチール株式会社 | 打ち抜き性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
WO2013111556A1 (ja) * | 2012-01-26 | 2013-08-01 | Jfeスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
CN104080676B (zh) | 2012-01-31 | 2016-10-19 | 三菱电机株式会社 | 车辆控制装置 |
CN110938773B (zh) * | 2012-06-27 | 2022-04-05 | 杰富意钢铁株式会社 | 软氮化处理用钢板及其制造方法 |
JP5547787B2 (ja) * | 2012-10-25 | 2014-07-16 | 富士夫 堀 | 容器回転装置 |
JP5907287B2 (ja) * | 2012-12-19 | 2016-04-26 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板及びその製造方法 |
JP5637225B2 (ja) * | 2013-01-31 | 2014-12-10 | Jfeスチール株式会社 | バーリング加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
JP5821864B2 (ja) * | 2013-01-31 | 2015-11-24 | Jfeスチール株式会社 | バーリング加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
JP5896183B2 (ja) * | 2013-03-29 | 2016-03-30 | Jfeスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板とその製造方法 |
JP5971281B2 (ja) * | 2013-06-14 | 2016-08-17 | Jfeスチール株式会社 | 加工性および靭性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
US10202667B2 (en) | 2013-06-27 | 2019-02-12 | Jfe Steel Corporation | High strength hot rolled steel sheet and method for manufacturing the same |
CN113416892A (zh) * | 2014-02-05 | 2021-09-21 | 安赛乐米塔尔股份公司 | 可热成形的、可空气淬硬的、可焊的钢板 |
JP6048423B2 (ja) * | 2014-02-05 | 2016-12-21 | Jfeスチール株式会社 | 靭性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
CN104451459B (zh) * | 2014-12-05 | 2016-08-17 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种490MPa级含高有害元素钢板及其制造方法 |
ES2808342T3 (es) * | 2016-09-22 | 2021-02-26 | Tata Steel Ijmuiden Bv | Un método para producir un acero de alta resistencia laminado en caliente con excelente capacidad de conformación con brida elástica y rendimiento de fatiga de bordes |
CN108611568A (zh) * | 2016-12-12 | 2018-10-02 | 上海梅山钢铁股份有限公司 | 抗拉强度400MPa级高扩孔热轧钢板及其制造方法 |
JP6610788B2 (ja) * | 2017-03-10 | 2019-11-27 | Jfeスチール株式会社 | 高強度熱延めっき鋼板 |
WO2023246899A1 (zh) * | 2022-06-22 | 2023-12-28 | 宝山钢铁股份有限公司 | 高扩孔钢及其制造方法 |
Citations (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2004143518A (ja) * | 2002-10-23 | 2004-05-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延鋼板 |
JP3591502B2 (ja) | 2001-02-20 | 2004-11-24 | Jfeスチール株式会社 | 加工性に優れた高張力鋼板ならびにその製造方法および加工方法 |
JP2005002406A (ja) * | 2003-06-11 | 2005-01-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度熱延鋼板とその製造方法 |
JP2006161112A (ja) | 2004-12-08 | 2006-06-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度熱延鋼板とその製造方法 |
JP3821036B2 (ja) | 2002-04-01 | 2006-09-13 | 住友金属工業株式会社 | 熱延鋼板並びに熱延鋼板及び冷延鋼板の製造方法 |
JP2007063668A (ja) * | 2005-08-05 | 2007-03-15 | Jfe Steel Kk | 高張力鋼板ならびにその製造方法 |
JP2009052139A (ja) | 2007-07-31 | 2009-03-12 | Jfe Steel Kk | 高強度鋼板 |
JP2009084643A (ja) * | 2007-09-28 | 2009-04-23 | Kobe Steel Ltd | 疲労特性及び伸びフランジ性バランスに優れた熱延鋼板 |
Family Cites Families (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4398970A (en) * | 1981-10-05 | 1983-08-16 | Bethlehem Steel Corporation | Titanium and vanadium dual-phase steel and method of manufacture |
EP1338665B1 (en) * | 2000-10-31 | 2018-09-05 | JFE Steel Corporation | High tensile hot rolled steel sheet and method for production thereof |
KR100956530B1 (ko) | 2001-06-28 | 2010-05-07 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 무방향성 전자강판 및 그 제조방법 |
JP4214840B2 (ja) * | 2003-06-06 | 2009-01-28 | 住友金属工業株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
JP4692018B2 (ja) | 2004-03-22 | 2011-06-01 | Jfeスチール株式会社 | 強度−延性バランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
KR100968013B1 (ko) | 2005-08-05 | 2010-07-07 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고장력강판 및 그 제조방법 |
JP4528276B2 (ja) | 2006-03-28 | 2010-08-18 | 新日本製鐵株式会社 | 伸びフランジ性に優れた高強度鋼板 |
JP2010053434A (ja) * | 2008-08-29 | 2010-03-11 | Nakayama Steel Works Ltd | 延性に優れた高強度熱延薄鋼板およびその製造方法 |
-
2011
- 2011-03-25 JP JP2011067694A patent/JP5041084B2/ja active Active
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Patent Citations (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP3591502B2 (ja) | 2001-02-20 | 2004-11-24 | Jfeスチール株式会社 | 加工性に優れた高張力鋼板ならびにその製造方法および加工方法 |
JP3821036B2 (ja) | 2002-04-01 | 2006-09-13 | 住友金属工業株式会社 | 熱延鋼板並びに熱延鋼板及び冷延鋼板の製造方法 |
JP2004143518A (ja) * | 2002-10-23 | 2004-05-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延鋼板 |
JP2005002406A (ja) * | 2003-06-11 | 2005-01-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度熱延鋼板とその製造方法 |
JP2006161112A (ja) | 2004-12-08 | 2006-06-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度熱延鋼板とその製造方法 |
JP2007063668A (ja) * | 2005-08-05 | 2007-03-15 | Jfe Steel Kk | 高張力鋼板ならびにその製造方法 |
JP2009052139A (ja) | 2007-07-31 | 2009-03-12 | Jfe Steel Kk | 高強度鋼板 |
JP2009084643A (ja) * | 2007-09-28 | 2009-04-23 | Kobe Steel Ltd | 疲労特性及び伸びフランジ性バランスに優れた熱延鋼板 |
Cited By (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP2759613A4 (en) * | 2011-11-08 | 2015-08-19 | Jfe Steel Corp | HEATED STEEL SHEET WITH HIGH RESISTANCE TO FRICTION AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF |
EP2811046A4 (en) * | 2012-01-31 | 2015-11-25 | Jfe Steel Corp | HOT-ROLLED STEEL FOR A POWER GENERATOR RIB AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
US10301698B2 (en) | 2012-01-31 | 2019-05-28 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet for generator rim and method for manufacturing the same |
JP2013227597A (ja) * | 2012-04-24 | 2013-11-07 | Jfe Steel Corp | 形状凍結性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
EP2826881A4 (en) * | 2012-04-24 | 2015-10-14 | Jfe Steel Corp | HIGH STRENGTH STEEL PLATE AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF |
US9738960B2 (en) | 2012-04-24 | 2017-08-22 | Jfe Steel Corporation | High strength steel sheet |
US10077489B2 (en) * | 2012-06-27 | 2018-09-18 | Jfe Steel Corporation | Steel sheet for soft-nitriding and method for manufacturing the same |
EP2952600A4 (en) * | 2013-01-31 | 2016-02-24 | Jfe Steel Corp | HOT-ROLLED HIGH-STRENGTH STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
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US20130133790A1 (en) | 2013-05-30 |
CN102906296A (zh) | 2013-01-30 |
TWI425099B (zh) | 2014-02-01 |
CN102906296B (zh) | 2014-07-30 |
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