JP3433687B2

JP3433687B2 - 加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JP3433687B2
Application number: JP37390998A
Authority: JP
Inventors: 英子安原; 章男登坂; 古君　　修
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1998-12-28
Filing date: 1998-12-28
Publication date: 2003-08-04
Anticipated expiration: 2018-12-28
Also published as: JP2000199034A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車用、家電
用、機械構造用、建築用等の使途に適用して有利な熱延
鋼板に係り、とくに熱延のままで超微細粒を有し、延
性、靱性、強度−伸びバランスに優れた熱延鋼板に関す
る。

【０００２】

【従来の技術】自動車用、家電用、機械構造用、建築用
等に用いられる鋼材には、強度、加工性、靱性といった
機械的性質が優れていることが要求される。このうち、
強度については、従来から、種々の方法により高強度化
した高張力鋼板が提案されている。例えば、フェライト
単相組織で、Si、Mn、Ｐなどの固溶強化元素を添加した
固溶強化型鋼板、あるいはNb、Tiといった炭窒化物形成
元素を添加した析出強化型鋼板、あるいはフェライト相
と、マルテンサイト、ベイナイトなどの第２相により強
化した複合組織型（ＤＰ（Dual Phase））鋼板、あるい
は結晶粒の微細化により強化した鋼板などが知られてい
る。しかし、固溶強化型鋼板では、添加合金元素が多量
となるため、コストアップを招くとともに、延性等の加
工性が低下し、得られる強度にも限界がある等の問題が
あった。また、ＤＰ鋼板は、強度−延性バランスは良い
が、穴拡げ性に劣ること、第２相組織の調整のため圧延
後の厳密な冷却制御が要求されることなどいくつかの問
題が残されていた。さらに、結晶粒微細化による高張力
鋼では、降伏強さが高くなるため降伏比が高く、プレス
成形性が低いという問題が残されていた。

【０００３】近年、高張力鋼板においては、低コストと
高機能特性を両立できる高張力鋼板の開発に目標が移行
しつつある。また、さらに、自動車用鋼板においては、
衝突時に乗員を保護するために、高強度化に加えて耐衝
撃性にも優れていることが要求されている。このような
ことから、高張力鋼板では、強度と、それ以外の靱性、
加工性等の機械的性質を含め、総合的に向上させる必要
があり、高張力化に伴う延性、靱性、耐久比などの劣化
を抑える目的で高張力鋼における組織の微細化が重要な
課題となっている。

【０００４】最近では、熱間圧延前のオーステナイト粒
を極度に微細化して圧延し動的再結晶とさらに制御冷却
を利用し、組織を微細化する方法が、例えば、特開平9-
87798 号公報、特開平9-143570号公報、特開平10-8138
号公報に記載されている。特開平9-87798 号公報には、
Mn：1.0 〜2.5 wt％、Ti：0.05〜0.30wt％、あるいはT
i：0.05〜0.30wt％およびNb：0.30wt％以下を含有する
スラブを950 〜1100℃の温度に加熱し、１パス当たりの
圧下率が20％以上となる圧延を少なくとも２回以上行
い、仕上圧延温度がＡr₃変態点以上となる熱間圧延を行
った後、20℃／s 以上の冷却速度で冷却し、350 〜550
℃で巻き取り、平均結晶粒径10μm 未満のポリゴナルフ
ェライト75体積％以上と、残留オーステナイト５〜20体
積％の組織とする高張力熱延鋼板の製造方法が開示され
ている。

【０００５】特開平9-143570号公報には、Ti：0.05〜0.
3 wt％、Nb：0.10wt％以下のうちの１種または２種を含
有する鋼を950 〜1100℃の温度に加熱し、１パス当たり
の圧下率が20％以上となる圧延を少なくとも２回以上行
い、仕上圧延温度がＡr₃変態点以上となるように熱間圧
延し、Ａr₃変態点〜750 ℃を20℃／s 以上の冷却速度で
冷却し、750 ℃未満〜600 ℃の温度範囲で5 〜20sec 間
滞留させたのち、再び20℃／s 以上の冷却速度で550 ℃
以下の温度まで冷却し、550 ℃以下の温度で巻き取り、
フェライト80体積％以上で平均フェライト粒径10μm 未
満の極微細組織を有する高張力熱延鋼板の製造方法が開
示されている。

【０００６】特開平10-8138 号公報には、Mn：1.0 wt％
以下、Ti：0.05〜0.30wt％、あるいはTiの全部または１
部に代え、その２倍量のNbを含有するスラブを950 〜11
00℃の温度に加熱し、１パス当たりの圧下率が20％以上
となる圧延を少なくとも２回以上行い、仕上圧延温度が
Ａr₃変態点以上となる熱間圧延した後、20℃／s 以上の
冷却速度で冷却し、350 〜550 ℃で巻き取り、フェライ
トと残留オーステナイトからなる超微細粒組織を有する
高張力熱延鋼板の製造方法が開示されている。

【０００７】また、特開平10-195588 号公報には、wt％
で、Ｃ：0.02〜0.2 ％、Si：0.1〜1.5 ％、Mn：0.5 〜
3.0 ％、Ｓ：0.010 ％以下を含み、Ｐ：0.03〜0.15％、
Cr：0.1 〜2.0 ％、Mo：0.1 〜1.0 ％から選ばれた１種
または２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純
物からなり、平均粒径10μm 以下のフェライト相が80〜
97％を占め、残部は平均直径がフェライト平均粒径の0.
2 〜1.5 倍であるマルテンサイトを主体とする第２相か
らなる成形性と耐衝突特性に優れる熱延高張力鋼板が開
示されている。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特開平
9-87798 号公報、特開平9-143570号公報、特開平10-813
8 号公報に記載された技術は結晶粒の微細化に主眼をお
いたものであるが、得られる粒径はせいぜい3.6 μm 程
度まであった。また、これらの技術を用いて製造された
鋼板では、強度および延性は向上するが、とくに自動車
用鋼板の加工性という観点からは、機械的特性の異方性
が大きく、強度−伸びバランスがまだ十分とは言えな
い。

【０００９】また、特開平10-195588 号公報に記載され
た技術で製造された高張力鋼板は、従来に比べ、成形性
や耐衝撃特性は向上するが、現在要求されている自動車
用鋼板の加工性という観点からは、強度−穴拡げ加工性
バランス、強度−伸びバランスがまだ不十分であった。
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、超
微細粒を有し、しかも降伏比が低く、強度−伸びバラン
ス、強度−穴拡げ加工性バランスに優れ、プレス成形性
に優れた高張力熱延鋼板を提供することを目的とする。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記した
課題を達成するために、鋭意研究した結果、熱間圧延
時、オーステナイト域の動的再結晶温度域で繰り返し圧
下、しかも比較的軽圧下したのち急冷することにより、
主相であるフェライト粒を3.5 μm 以下の超微細粒とす
ることができるとともに、第２相も主相と同等以上に微
細化し、しかも島状に分散して形成させることができる
ことを知見した。さらに、超微細粒を有する熱延板にＡ
c₁変態点以上（Ａc₁変態点＋80℃）以下のα−γ２相域
の温度範囲に加熱したのち冷却する焼鈍を施すと、降伏
比が著しく低下し、さらに強度−伸びバランスが顕著に
向上した高張力鋼板を製造できることを見いだした。

【００１１】本発明の基礎になった実験結果について、
説明する。Ｃ：0.12％、Si：0.3 ％、Mn：0.8 ％、Ti：0.16％、
Ｐ：0.005 ％を含有し、フェライト平均結晶粒径を1.5
μm あるいは4.5 μm としたフェライトを主相とする熱
延鋼板（Ａc₁変態点：740 ℃）に、650 ℃〜880 ℃の範
囲で加熱温度を変化して連続焼鈍を施した。均熱温度で
の保持時間は 40sec と一定した。均熱後の冷却速度は
30℃／s とし、300 ℃まで急冷した。連続焼鈍後、引張
試験を実施し、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ
を求め、降伏比ＹＲ、強度−伸びバランスＴＳ×Ｅｌを
計算した。なお、熱延のままの鋼板についても引張試験
を実施した。それらの結果を図１および図２に示す。

【００１２】図１、図２から、熱延のままのフェライト
粒径（初期粒径）が1.5 μm の超微細粒鋼板を、Ａc₁変
態点以上（Ａc₁変態点＋80℃）以下のα−γ２相域に加
熱すると、ＴＳが増加し、ＹＳが低下して、ＹＲおよび
ＴＳ×Ｅｌが顕著に向上することがわかる。初期粒径が
4.5 μm の場合には、このような顕著な向上は見られな
い。

【００１３】本発明者らの更なる検討により、初期粒径
が3.5 μm 以下の微細粒鋼板をＡc₁変態点以上に加熱
し、α→γ逆変態を生じさせることにより冷却後の組織
で第２相が平均結晶粒径3.5 μm 以下の、マルテンサイ
ト相を主とし、オーステナイトを含有する組織となる。
これにより多量の合金元素を添加することなく、低ＹＳ
で、極めて良好な強度−伸びバランスを有する鋼板とな
るという知見を得た。なお、このような組織を有する鋼
板は強度と穴拡げ加工性のバランスが良好であった。ま
た、Ａc₁変態点＋80℃を超えて加熱すると、結晶粒が成
長し、強度が低下し、材質特性が劣化する。一方、初期
粒径が3.5 μm を超える鋼板では、短時間焼鈍では十分
な逆変態および第２相への合金元素の濃縮が生じにくい
ため、冷却後にマルテンサイト等が生じにくい。

【００１４】本発明者らは、上記した知見をもとにさら
に検討を加え、本発明を完成させたのである。すなわ
ち、本発明は、重量％で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、Si：1.0
％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.5 ％以下、Ti：0.03〜
0.3 ％を含み、さらにAl：0.10％以下を含有し、残部が
実質的に鉄からなる組成を有し、かつフェライトを主相
とし、主相と第２相からなる組織を有し、前記フェライ
トの平均粒径が3.5 μm 以下、前記第２相の平均粒径が
3.5 μm 以下で、かつ前記第２相が第２相全体に対する
体積率で70％以上のマルテンサイトと体積率で２％以上
のオーステナイトを有し、73％以下の低降伏比を有する
ことを特徴とする加工性に優れた高張力熱延鋼板であ
り、また、本発明では、前記組成に加えて、さらに、重
量％で、Nb：0.3 ％以下、Ｖ：0.3 ％以下のうちの１種
または２種を含有する組成とするのが好ましく、また、
本発明では、前記各組成に加えて、さらに、重量％で、
Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Cr：1.0 ％以下、M
o：1.0 ％以下のうちの１種または２種以上を含有する
組成とするのが好ましく、また、本発明では、前記各組
成に加えて、さらに、重量％で、Ca、REM 、Ｂのうちの
１種または２種以上を合計で0.005％以下を含有する組
成とするのが好ましい。

【００１５】また、本発明は、重量％で、Ｃ：0.01〜0.
3 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.5 ％以
下、Ti：0.03〜0.3 ％を含有する圧延用鋼素材を、1100
℃以下に再加熱するか、あるいは1100℃以下となってか
ら熱間圧延を施すにあたり、前記熱間圧延を、動的再結
晶温度域で少なくとも５パス以上の圧下を行い、仕上圧
延温度をＡr₃変態点以上とする熱間圧延とし、熱間圧延
終了後、0.5sec以内に30℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し
て熱延鋼板としたのち、該熱延鋼板にＡc₁変態点以上
（Ａc₁変態点＋80℃）以下の温度範囲に加熱し、ついで
好ましくは10〜100 ℃／s の範囲の冷却速度で冷却する
焼鈍を施すことを特徴とする加工性に優れた高張力熱延
鋼板の製造方法である。なお、本発明では、前記焼鈍
は、加熱後冷却途中で200 〜450 ℃の温度範囲で保持あ
るいは徐冷する過時効処理を含んでもよい。

【００１６】

【発明の実施の形態】まず、本発明の高張力熱延鋼板の
化学成分の限定理由について説明する。Ｃ：0.01〜0.3 ％Ｃは、安価な強化成分であり、所望の鋼板強度に応じ必
要量を含有させる。Ｃ含有量が0.01％未満では、結晶粒
が粗大化し、本発明で目的とするフェライトの平均粒径
3.5 μm 未満を達成できなくなる。また、Ｃ含有量が0.
3 ％を超えると、加工性が劣化するとともに溶接性も劣
化する。このため、Ｃは0.01〜0.3 ％の範囲とする。よ
り好ましくは、0.05〜0.2 ％の範囲である。

【００１７】Si：1.0 ％以下 Siは、固溶強化成分として強度−伸びバランスを改善し
つつ強度上昇に有効に寄与する。また、フェライトの生
成を抑制し所望の第２相体積率を有する組織を得るうえ
で有効に作用するが、過剰な添加は、延性や表面性状を
劣化させる。このため、Siは1.0 ％以下とする。なお、
好ましくは0.01〜0.7 ％である。

【００１８】Mn：3.0 ％以下 Mnは、Ａr₃変態点を低下させる作用を通じ結晶粒の微細
化に寄与する。また、第２相のマルテンサイト化および
残留オーステナイト化を進展させる作用を通じ、強度−
伸びバランスを高める作用を有する。さらに、有害な固
溶ＳをMnS として無害化する作用も有する。しかし、多
量の添加は鋼を硬質化し、却って強度−伸びバランスを
劣化させる。このようなことから、Mnは3.0 ％以下とす
る。なお、好ましくは0.05％以上、より好ましくは0.5
〜2.0 ％である。

【００１９】Ｐ：0.5 ％以下Ｐは、強化成分として有用であり、所望の鋼板強度に応
じ添加することができるが、過剰の添加は、粒界に偏析
し脆化の原因となる。このため、Ｐは0.5 ％以下とす
る。なお、過度の低減はコスト高となることもあり、好
ましくは0.001 〜0.2 ％、より好ましくは0.005 〜0.2
％である。

【００２０】Ti：0.03〜0.3 ％ Tiは、TiC として存在して、熱間圧延加熱段階での初期
オーステナイト粒を微細化し、それ以降の熱間圧延過程
での動的再結晶を誘起させるために有効に作用する。こ
のような作用を発揮させるためには、少なくとも0.03％
以上の含有が必要であるが、0.3 ％を超えて含有して
も、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できない。
このため、Tiは0.03〜0.3 ％の範囲とする。なお、好ま
しくは、0.05〜0.20％である。

【００２１】Al：0.10％以下 Alは、脱酸剤として作用するとともに、AlN として結晶
粒を微細化する作用を有しており、適量含有せしめても
よい。しかし、0.10％を超える含有は、酸化物系介在物
が増加し、清浄度を低下させる。このため、Alは0.10％
以下に限定する。なお、好ましくは0.005 〜0.07％であ
る。

【００２２】Nb：0.3 ％以下、Ｖ：0.3 ％以下のうちの
１種または２種 Nb、Ｖは、いずれも炭窒化物を形成し、熱間圧延加熱段
階での初期オーステナイト粒を微細化する作用を有して
おり、必要に応じ、Tiと重畳して含有することにより、
さらに動的再結晶の発生に有効に作用する。しかし、0.
3 ％を超えて多量に含有しても効果が飽和し含有量に見
合う効果が期待できない。このため、Nb、Ｖとも0.3 ％
以下とするのが望ましい。

【００２３】Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Cr：1.
0 ％以下、Mo：1.0 ％以下のうちの１種または２種以上 Cu、Mo、Ni、Crは、いずれも強化成分として、必要に応
じ、含有することができるが、多量の含有はかえって強
度−延性バランスを劣化させる。このため、Cu、Mo、N
i、Crは、いずれも1.0 ％以下とするのが望ましい。な
お、上記した作用効果を十分に発揮するためには、少な
くとも0.01％以上含有させるのが好ましい。

【００２４】Ca、REM 、Ｂのうちの１種または２種以上
を合計で0.005 ％以下 Ca、REM 、Ｂは、いずれも硫化物の形状制御や粒界強度
の上昇を通じ加工性を改善する効果を有しており、必要
に応じ含有させることができる。しかし、過剰な含有
は、清浄度や再結晶性に悪影響を及ぼす恐れがあるた
め、合計で0.005 ％以下とするのが望ましい。

【００２５】本発明の熱延鋼板は、上記した組成以外
は、残部実質的にFeからなる。本発明の熱延鋼板は、平
均粒径が3.5 μm 以下のフェライトからなる主相と、平
均粒径が3.5 μm 以下の第２相とからなる組織を有す
る。主相は、体積率で80％以上とするのが好ましい。80
％未満では、延性が低下する。なお好ましくは97％以下
である。

【００２６】フェライト粒が微細化すれば、従来の高張
力鋼に比べ少ない合金元素添加量で目標とする強度を確
保することができ、しかも強度以外の特性の劣化が少な
く、その後のめっき性も良好となる。しかし、フェライ
トの平均粒径が3.5 μm を超えると、結晶粒微細化によ
る強度増加分が少なく合金添加量が増加し、さらに延性
が劣化する。このため、フェライトの平均粒径を3.5 μ
m 以下に限定した。また、第２相の平均粒径が3.5 μm
を超えて大きくなると、靱性、延性の向上が少なくなる
ため、第２相の平均粒径を3.5 μm 以下に限定した。

【００２７】第２相の体積率は、３〜20％とするのが望
ましい。第２相の体積率が３％未満では、強度−延性バ
ランスが劣り、20％を超えると延性が劣化する。第２相
は、第２相全体に対する体積率で70％以上のマルテンサ
イトと体積率で２％以上のオーステナイトを有する。第
２相中のマルテンサイトの体積率が70％未満では、低降
伏比が得られず、微細粒を有する鋼板の欠点である高降
伏比となり、また強度−伸びバランスが低い。また、第
２相中のオーステナイトの体積率が２％未満では、低い
強度−伸びバランスおよび強度−穴拡げ加工性バランス
しか得られない。オーステナイトの体積率が２％以上で
はじめて、ＴＳ×Ｅｌが22000MPa・％以上となる。

【００２８】なお、本発明においては、フェライト、第
２相粒の平均粒径は、常法に従い、圧延方向断面におけ
る平均粒径とする。つぎに、本発明の熱延鋼板の製造方
法について説明する。

【００２９】上記した成分組成範囲に調整した溶鋼を、
連続鋳造または造塊−分塊圧延により圧延素材とし、こ
の圧延素材に熱間圧延を施し熱延鋼板とする。熱間圧延
は、圧延素材を、一旦冷却したのち再加熱する再加熱圧
延としても、直送圧延やホットチャージローリングとし
てもよい。また、薄スラブ連続鋳造法のような、連続鋳
造されたスラブを直接熱間圧延してもよい。再加熱する
場合には、初期オーステナイト粒を微細化するために、
1100℃以下に加熱するのが望ましい。また、直送圧延す
る場合も、1100℃以下まで冷却したのち圧延を開始する
のが動的再結晶を促進するために好ましい。なお、仕上
げ圧延温度をオーステナイト域とするため、再加熱温
度、または直送圧延開始温度を900 ℃以上とするのが好
ましい。

【００３０】上記した温度の圧延素材に熱間圧延を施す
際に、本発明では、動的再結晶温度域で少なくとも５パ
ス以上の繰り返し圧下を施すのが好ましい。動的再結晶
温度域で繰り返し圧下を施すことにより、オーステナイ
ト粒が微細化される。動的再結晶を起こさせる回数が多
くなるほどオーステナイト粒の微細化が進行するため、
少なくとも５パス以上で、しかも連続する５パス以上で
圧下するのが好ましい。５パス未満では、オーステナイ
ト粒の微細化の程度が小さく、平均フェライト粒径3.5
μm 以下の微細粒を達成しにくい。

【００３１】また、動的再結晶温度域での圧下率は、動
的再結晶が生ずる範囲であれば特に限定されるものでは
ないが、１パス当たり４〜20％、好ましくは20％未満と
するのが望ましい。１パス当たりの圧下率が４％未満で
は、動的再結晶が生じない。一方、１パス当たりの圧下
率が20％を超えると、機械的性質の異方性、たとえばΔ
El、が大きくなる。なお、動的再結晶温度域での最終圧
延パスは、第２相の微細化を図るため、圧下率13〜30％
とするのが望ましい。

【００３２】なお、Ａc₁変態点以上で焼鈍するとはい
え、焼鈍前に第２相が凝集状に存在することは好ましく
なく、島状（本発明でいう島状とは、第２相の粒径以下
の間隔で他の第２相が存在する比率が20％以下である状
態をいう）に分布していることが好ましい。上記圧延条
件により、島状の第２相を得ることができる。本発明で
いう動的再結晶温度は、温度、歪が独立して制御できる
測定装置（例えば、富士電波工機製「加工フォーマスタ
ー」）により、圧延条件をシミュレーションすることに
より得られる歪−応力の関係から予め測定した値を用い
るものとする。動的再結晶温度は、鋼組成、加熱温度、
圧下率、圧下配分等で変化するが、850 〜1100℃の温度
範囲内で、通常250 〜100 ℃の幅で存在するといわれて
いる。なお、動的再結晶温度域の温度幅は、１パス当た
りの圧下率が高いほど、あるいはTi含有量が高いほど、
拡大する。

【００３３】また、組織微細化の点からは、動的再結晶
温度域のできるだけ低い温度域で圧延を施すのが、γ→
α変態の変態サイトが増加し有利である。そこで、オー
ステナイト粒の微細化を促進するうえでは、（動的再結
晶の下限温度）＋80℃、好ましくは（動的再結晶の下限
温度）＋60℃、から動的再結晶の下限温度までの温度範
囲で前記３パス以上の圧力を加えるのが平均結晶粒を3.
5μm 以下とするうえで好ましい。

【００３４】動的再結晶低温域における圧延回数を獲得
するため、圧延スタンド間に加熱手段を設置し、被圧延
材またはロールを加熱してもよい。とくに、温度低下の
著しい位置に加熱手段を設置するのが有効である。加熱
手段としては、高周波加熱装置により鋼板を加熱しても
よく、また、電熱ヒータを用いロールを加熱してもよ
く、また直接通電加熱により加熱しても良い。

【００３５】なお、熱間圧延時においては、潤滑を施し
つつ圧下を行ってもよいことは、いうまでもない。本発
明では、動的再結晶温度域での圧延以外の圧延条件はと
くに限定されないが、圧延仕上げ温度はＡr₃変態点以上
とする。圧延仕上げ温度がＡr₃変態点未満では、鋼板の
延性、靱性が劣化するためである。

【００３６】上記した条件で熱間圧延を終了した熱延鋼
板においては、この時点でのオーステナイト粒はほぼ等
軸の結晶粒となっており、熱間圧延終了後直ちに冷却す
る直近急冷を行えば、γ→α変態の変態核が多く、フェ
ライト粒の粒成長が抑制され組織が微細化される。この
ため、圧延終了後0.5sec以内、好ましくは、0.3sec以内
に冷却を開始するのが好ましい。冷却開始が圧延終了後
0.5 sec を超えると、粒成長が著しくなる。

【００３７】また、冷却速度は30℃／s 以上とする。冷
却速度が30℃／s 未満では、フェライト粒の粒成長が生
じ、微細化が達成できないうえ、第２相を微細にしかも
島状に分布させることが難しくなる。30℃／s 以上の冷
却速度で、好ましくは350 〜650 ℃の温度域まで冷却さ
れた熱延鋼板は、直ちにコイルに巻き取る。巻き取り温
度や、巻き取り後の冷却速度はとくに限定するものでは
ない。製造しようとする鋼板に応じて適宜定める。しか
し、巻き取り温度が高いと、第２相がパーライト主体の
組織となりフェライト粒の粒成長が起こりやすくなる。
一方、巻き取り温度が低すぎると、巻き取りが困難とな
る。このようなことから、巻き取り温度は350 〜650 ℃
の範囲内とするのが望ましい。

【００３８】ついで、熱延鋼板は、焼鈍を施される。焼
鈍方法は、とくに限定する必要はなくが、生産能率の点
から連続焼鈍とするのが好ましい。均熱温度は、Ａc₁変
態点以上（Ａc₁変態点＋80℃）以下の温度範囲とする。
この温度域に加熱することにより、一部をγ相に変態さ
せる。なお、均熱時間は１〜300sec、好ましくは 20〜1
00secとするのが望ましい。

【００３９】ついで、鋼板は、好ましくは10〜100 ℃／
s の冷却速度で、200 〜600 ℃まで冷却される。均熱後
の冷却速度が10℃／s 未満ではＣの拡散が生じ、第２相
をマルテンサイトを主体とし、オーステナイトを含む組
織とするのが難しくなる。一方、冷却速度が100 ℃／s
を超えて速くしても、第２相の組織分率の変化はなく、
また設備上この冷却速度以上とするには多大の困難を伴
うため、100 ℃／s を上限とするのが望ましい。均熱後
の急冷停止温度は、200 〜 600℃の温度域とするのが望
ましい。急冷停止温度が200 ℃未満では、形状不良が発
生し易くなる。なお、400 ℃未満ではＣの拡散が遅く、
冷却速度の影響が小さいため、コスト上は400 ℃以上の
温度域で急冷を停止することが好ましい。一方、600 ℃
を超えると、Ｃの拡散が生じ第２相のマルテンサイト分
率が低くなる。

【００４０】冷却停止後、過時効処理を施すこともでき
る。過時効処理条件は、200 〜450℃の温度範囲で20〜1
80 sec 保持もしくは徐冷とするのが好ましい。

【００４１】

【実施例】表１に示す組成を有する溶鋼を、連続鋳造法
によりスラブ（圧延素材）とした。これらスラブを表２
に示す種々の条件で加熱、熱間圧延、圧延後冷却を行っ
て熱延鋼板（板厚２〜４mm）とした。なお、製造条件N
o. ３、No. ５は、潤滑圧延を実施した。ついで、これ
ら熱延鋼板に表２に示す条件で加熱、冷却する連続焼鈍
を施した。なお、一部の鋼板については、冷却途中で、
過時効処理を施した。

【００４２】得られたこれらの鋼板について、組織、引
張特性、穴拡げ加工性を調査し、表３に示す。組織は、
鋼板の圧延方向断面について、光学顕微鏡あるいは電子
顕微鏡を用いて、フェライトの体積率、粒径および第２
相の組織、体積率、粒径を測定した。また、引張特性
は、鋼板の圧延方向について、JIS ５号試験片により引
張特性（降伏点ＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ）を測定
した。

【００４３】また、穴拡げ加工性は、鋼板に10mmφ（Ｄ
₀）の打抜き穴を加工したのち、頂角60°の円錐ポンチ
で押し広げる加工を施し、割れが板厚を貫通した直後の
穴径Ｄを求め、λ= ｛（Ｄ−Ｄ₀）／Ｄ₀｝×100 ％か
ら求められるλ値で評価した。これらの結果を表３に示
す。

【００４４】

【表１】

【００４５】

【表２】

【００４６】

【表３】

【００４７】本発明例の鋼板は、いずれもフェライトの
平均粒径が3.5 μm 以下で、かつ第２相の平均粒径が3.
5 μm 以下で、第２相中のマルテンサイト量が70体積％
以上、オーステナイト量が２体積％以上である組織を有
し、73％以下の低降伏比で、ＴＳ×Ｅｌ値が22000MPa・
％以上と高く、さらにλ値が90％以上と強度に対し高い
穴拡げ加工性を有し、加工性に優れた高張力熱延鋼板と
なっている。なお、過時効処理の有無は、加工性に大き
な影響を及ぼしていない。

【００４８】これに対し、スラブ加熱温度が高く、動的
再結晶の生起がなく、フェライト平均粒径が大きく、さ
らに第２相のマルテンサイト量が少ない、本発明の範囲
を外れる鋼板No. 7 は、伸び、ＴＳ×Ｅｌ値が低くなっ
ている。また、本発明の範囲を外れる鋼板No. 8 は、焼
鈍温度が低く、第２相のマルテンサイト量が少なく、伸
び、ＴＳ×Ｅｌ値が低くなっている。鋼板No.9は、焼鈍
温度が高く、フェライト平均粒径が大きくなり、さらに
第２相中のマルテンサイト量およびオーステナイト量が
少なくなって、伸び、ＴＳ×Ｅｌ値が低くなっている。
鋼板No.23 、No.24 は、Ti含有量が少なく、フェライト
平均粒径が大きくなり、伸び、ＴＳ×Ｅｌ値が低くなっ
ている。鋼板No.25 はＣ含有量が少なく、フェライト平
均粒径が大きくなり伸び等の値が低くなっている。

【００４９】

【発明の効果】本発明によれば、超微細粒を有し、良好
な機械的特性を具備し、かつ強度−伸びバランス、強度
−穴拡げ加工性バランスに優れ、プレス成形性に優れた
高張力熱延鋼板を安価に製造でき、産業上格段の効果を
奏する。

【図面の簡単な説明】

【図１】ＹＳ、ＴＳにおよぼす焼鈍温度の影響を示すグ
ラフである。

【図２】ＹＲ、ＴＳ×Ｅｌにおよぼす焼鈍温度の影響を
示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献特開平10−273752（ＪＰ，Ａ) 特開昭59−205447（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 9/46

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、 Si：1.0 ％以下、 Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.5 ％以下、 Ti：0.03〜0.3 ％、 Al：0.10％以下を含み、残部が実質的にFeからなる組成を有し、かつフ
ェライトを主相とし、主相と第２相とからなる組織を有
し、前記フェライトの平均粒径が3.5 μm 以下、前記第
２相の平均粒径が3.5 μm 以下で、かつ前記第２相が第
２相全体に対する体積率で70％以上のマルテンサイトと
体積率２％以上のオーステナイトを有し、73％以下の低
降伏比を有することを特徴とする加工性に優れた高張力
熱延鋼板。
【請求項２】前記組成に加えて、さらに、重量％で、
Nb：0.3 ％以下、Ｖ：0.3 ％以下のうちの１種または２
種を含有する組成とす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。
【請求項３】前記組成に加えて、さらに、重量％で、
Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Cr：1.0 ％以下、M
o：1.0 ％以下のうちの１種または２種以上を含有する
組成とする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。
【請求項４】前記組成に加えて、さらに、重量％で、
Ca、REM 、Ｂのうちの１種または２種以上を合計で0.00
5 ％以下を含有する組成とすることを特徴とする請求項
１ないし３のいずれかに記載の加工性に優れた高張力熱
延鋼板。
【請求項５】重量％で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、 Si：1.0 ％以下、 Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.5 ％以下、 Ti：0.03〜0.3 ％を含有する圧延用鋼素材を、1100℃以下に再加熱する
か、あるいは1100℃以下となってから熱間圧延を施すに
あたり、前記熱間圧延を、動的再結晶温度域で少なくと
も５パス以上の圧下を行い、仕上圧延温度をＡr₃変態点
以上とする熱間圧延とし、熱間圧延終了後、0.5sec以内
に30℃／ｓ以上の冷却速度で冷却して熱延鋼板としたの
ち、該熱延鋼板にＡc₁変態点以上（Ａc₁変態点＋80℃）
以下の温度範囲に加熱し、ついで冷却する焼鈍を施すこ
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。
【請求項６】前記焼鈍における加熱後の冷却が、10〜
100 ℃／s の範囲の冷却速度で冷却することを特徴とす
る請求項５に記載の加工性に優れた高張力熱延鋼板の製
造方法。