JP2000192191A - バ―リング性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 バーリング性に優れた高張力熱延鋼板を提供
する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、Si：1.0
％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.5 ％以下、Ｓ：0.005
％以下、Ti：0.03〜0.3 ％を含み、かつ平均粒径3.5 μ
m 以下のフェライトと、平均粒径3.5 μm 以下の第２相
とからなる組織を有し、第２相の硬さ（Ｈv ）とフェラ
イト相の硬さ（Ｈv ）の比が、1.3 〜2.5とする。

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、さらにバーリング性に優れた熱延鋼板に関す
る。

【０００２】

【従来の技術】近年、自動車産業界においては、自動車
の燃費向上対策の１つとして、車体の軽量化に対する要
求が高い。車体の軽量化のためには、薄肉化を可能とす
る、高強度化した高張力熱延鋼板の使用が指向されてい
る。しかし、一般的に、高強度化に伴い、延性等が低下
するため、加工性が劣化する。このため、高強度化に伴
う延性、靱性、耐疲労特性などの劣化を抑え、加工性に
優れた高張力熱延鋼板が要望されていた。

【０００３】加工性に優れた高張力熱延鋼板としては、
従来からTi、Nb等の特殊元素を添加し固溶強化および炭
窒化物による析出強化を利用した熱延鋼板が提案されて
いる。しかしながら、この種の鋼板は、添加元素が高価
であり、コスト高となり経済的に問題があった。また、
加工性に優れた高張力鋼板として、フェライトを主相と
し、マルテンサイト、ベイナイト等を第２相とする複合
組織鋼板（デュアルフェーズ鋼板）が提案されている。
このデュアルフェーズ鋼板は、強度−延性バランスが優
れ高加工性を有し、自動車用部品に好適であるが、穴拡
げ加工性に劣るという問題を残していた。例えば、この
デュアルフェーズ鋼板を自動車用部品であるホイールに
適用するに際しては、 伸びフランジ性が低く、例えば、ホイールディスク加
工に際し、バーリング加工によるハブ穴成形で割れを発
生しやすいこと、 溶接熱影響部が軟化し、ホイールリム、型矯正時に溶
接熱影響部の肉厚減少が大きく、耐疲労特性の向上が見
られないこと、 などの問題があった。

【０００４】そこで、上記した問題を解決する方法とし
て、例えば、特開昭57-145965 号公報に、合金元素を低
減したＣ−Si−Mn鋼を用いて、熱間圧延を施し熱延鋼板
とするに際し、最終圧延パス後の冷却速度と巻き取り温
度を調整することにより、フェライトとベイナイトの複
合組織を有する高張力熱延鋼板とする安価な熱延鋼板の
製造方法が開示されている。また、特開昭60-181231 号
公報には、仕上圧延の全圧下率や圧延後の冷却速度を調
整してベイナイトを主体とする組織とした高張力熱延鋼
板が開示されている。

【０００５】また、これとは別に、第２相にオーステナ
イトを相当量残留させることでバーリング加工性（穴拡
げ性）を含む加工性を向上させる方法が検討されてい
る。たとえば特開平10-8138 号公報にはフェライト結晶
粒径を3.6 〜10μｍ程度に細粒化するとともにオーステ
ナイトを５〜20％残留させることにより、穴拡げ性を向
上させる鋼板の製造方法が提案されている。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特開昭
57-145965 号公報に記載されたフェライトとベイナイト
の複合組織を有する高張力熱延鋼板では、バーリング加
工によるハブ穴成形での割れ発生は軽減されているが、
自動車メーカーから要望されているより一層高レベルの
特性を満たすまでには至っていない。

【０００７】また、特開昭60-181231 号公報に記載され
た鋼板は、低コストで、従来より穴拡げ加工性が改善さ
れている。しかしながら、この鋼板の強度−穴拡げ加工
性バランスは、引張強さ（ＴＳ）×穴拡げ加工性（λ
値）でたかだか47000 MPa ％程度である。さらに、強度
−延性バランスは、ＴＳ×伸び（Ｅｌ）が最高でも2000
0 MPa ％程度で、自動車メーカーから要望されているよ
り一層高レベルの特性を満たすまでには至っていない。

【０００８】また、特開平10-8138 号公報に記載された
方法で製造された鋼板では、バーリング加工性には優れ
るものの、延性等の機械的特性の異方性が大きくなる。
さらに、相当量の残留オーステナイトを鋼帯全体にわた
りほぼ同一比率で存在させることは、現状の技術ではま
だ困難であり、歩留りが低下するという問題が残されて
いた。

【０００９】本発明は、上記した従来技術の問題を有利
に解決し、加工性に優れ、とくにバーリング性に優れた
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、鋭意研究を重ねた結果、第２相と
フェライトとの硬さ比を適正範囲内とすることにより穴
拡げ加工性が顕著に向上することを知見した。そして、
フェライト粒径の微細化による高強度化と、第２相の適
正化による延性向上を合わせ利用し、さらに第２相とフ
ェライトとの硬さ比を適正範囲内とすることにより、Ｔ
Ｓ−ＥｌバランスおよびＴＳ−λバランスの良好な、加
工性に優れ、とくに穴拡げ加工性（バーリング性）に優
れた高張力熱延鋼板が製造できることを見いだした。

【００１１】本発明は、上記した知見に基づき、さらに
検討を加え完成されたものである。すなわち、本発明
は、重量％で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、Si：1.0 ％以下、M
n：3.0 ％以下、Ｐ：0.5 ％以下、Ｓ：0.005 ％以下、T
i：0.03〜0.3 ％、を含み、あるいはさらにAl：0.10％
以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組
成を有し、かつ組織が、主相である平均粒径3.5 μm 以
下のフェライトと、平均粒径3.5 μm 以下の第２相とか
らなり、該第２相の硬さ（Ｈv ）が前記フェライト相の
硬さ（Ｈv ）の1.3 〜2.5 倍であることを特徴とするバ
ーリング性に優れた高張力鋼板であり、前記第２相が、
該第２相全体に対する体積率で、３〜12％のパーライト
を含むのが好ましい。

【００１２】また、本発明では、前記組成を、重量％
で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：3.0 ％以
下、Ｐ：0.5 ％以下、Ｓ：0.005 ％以下、Ti：0.03〜0.
3 ％、あるいはさらにAl：0.10％以下を含み、さらにN
b：0.3 ％以下、Ｖ：0.3 ％以下のうちの１種または２
種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成
とするのが好ましく、また、本発明では、前記組成を、
重量％で、Ｃ：0.01〜0.3％、Si：1.0 ％以下、Mn：3.0
％以下、Ｐ：0.5 ％以下、Ｓ：0.005 ％以下、Ti：0.0
3〜0.3 ％、あるいはさらにAl：0.10％以下を含み、さ
らにCu：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下
のうちの１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不
可避的不純物からなる組成とするのが好ましく、また、
本発明では、前記組成を、重量％で、Ｃ：0.01〜0.3
％、Si：1.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.5 ％以
下、Ｓ：0.005 ％以下、Ti：0.03〜0.3 ％、あるいはさ
らにAl：0.10％以下を含み、さらにCa、REM 、Ｂのうち
の１種または２種以上を合計で0.005 ％以下含有し、残
部Feおよび不可避的不純物からなる組成とするのが好ま
しい。

【００１３】また、本発明では、前記組成を、重量％
で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：3.0 ％以
下、Ｐ：0.5 ％以下、Ｓ：0.005 ％以下、Ti：0.03〜0.
3 ％、あるいはさらにAl：0.10％以下を含み、さらにN
b：0.3 ％以下、Ｖ：0.3 ％以下のうちの１種または２
種を含有し、さらにCu：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、
Ni：1.0 ％以下のうちの１種または２種以上を含有し、
残部Feおよび不可避的不純物からなる組成とするのが好
ましく、また、本発明では、前記組成を、重量％で、
Ｃ：0.01〜0.3 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、
Ｐ：0.5 ％以下、Ｓ：0.005 ％以下、Ti：0.03〜0.3
％、あるいはさらにAl：0.10％以下を含み、さらにNb：
0.3 ％以下、Ｖ：0.3 ％以下のうちの１種または２種、
さらにCa、REM 、Ｂのうちの１種または２種以上を合計
で0.005 ％以下含有し、残部Feおよび不可避的不純物か
らなる組成とするのが好ましく、また、本発明では、前
記組成を、重量％で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、Si：1.0 ％以
下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.5 ％以下、Ｓ：0.005 ％以
下、Ti：0.03〜0.3 ％、あるいはさらにAl：0.10％以下
を含み、さらにCu：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ni：
1.0 ％以下のうちの１種または２種以上、さらにCa、RE
M 、Ｂのうちの１種または２種以上を合計で0.005 ％以
下含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と
するのが好ましい。

【００１４】また、本発明では、前記組成を、重量％
で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、Si：1.0 ％以下、Mn：3.0 ％以
下、Ｐ：0.5 ％以下、Ｓ：0.005 ％以下、Ti：0.03〜0.
3 ％、あるいはさらにAl：0.10％以下を含み、さらにN
b：0.3 ％以下、Ｖ：0.3 ％以下のうちの１種または２
種を含有し、さらにCu：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、
Ni：1.0 ％以下のうちの１種または２種以上、さらにC
a、REM 、Ｂのうちの１種または２種以上を合計で0.005
％以下含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる
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、Ｓ：0.005 ％以下、Ti：0.03〜0.3 ％あるいはさら
にAl：0.10％以下を含む圧延用鋼素材を熱延鋼板とする
にあたり、1150℃以下に再加熱するか、あるいは1150℃
以下となってから熱間圧延を開始し、前記熱間圧延を、
動的再結晶低温域で少なくとも５パス以上の圧下を行な
うとともに、該動的再結晶低温域での最終圧下を圧下率
13〜30％で、最終圧下以外の圧下を圧下率４〜20％で行
い、圧延仕上げ温度（ＦＤＴ）をＡr₃変態点以上とし、
熱間圧延後２sec 以内に冷却を開始し30℃／s 以上の冷
却速度で、（ＦＤＴ−30℃）〜（ＦＤＴ−180 ℃）の温
度域まで冷却し、好ましくは500 〜650 ℃の温度範囲で
コイルに巻き取ることを特徴とするバーリング性に優れ
た高張力鋼板の製造方法である。なお、本発明では、前
記圧延用鋼素材にさらに、Nb：0.3 ％以下、Ｖ：0.3 ％
以下のうちの１種または２種、Cu：1.0 ％以下、Mo：1.
0 ％以下、Ni：1.0 ％以下のうちの１種または２種以
上、Ca、REM 、Ｂのうちの１種または２種以上を合計で
0.005 ％以下、を単独あるいは複合して含有してもよ
い。

【００１６】

【発明の実施の形態】まず、本発明の高張力鋼板の化学
組成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 以下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
化に寄与し、また、第２相の形成を進展させる作用を通
じ、強度−延性バランス、強度−疲労強度バランスを高
める作用を有する。さらに、有害な固溶ＳをMnS として
無害化する作用を有する。しかし、多量の添加は鋼を硬
質化し、却って強度−延性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、より好
ましくは0.05％以上、さらに好ましくは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、過剰な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】Ｓ：0.005 ％以下 Ｓは、MnS 等の非金属介在物を形成し、延性を低下さ
せ、穴拡げ加工性（バーリング性）を劣化させるため、
できるだけ低減するのが望ましい。バーリング性の観点
からは0.005 ％まで許容できる。このため、Ｓは0.005
％以下に限定した。なお、好ましくは0.0015％以下であ
る。

【００２１】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 ％の範囲とするのが望まし
い。なお、より好ましくは、0.05〜0.20％である。

【００２２】Al：0.10％以下 Alは、脱酸剤として作用するとともに、結晶粒を微細化
する元素であり、必要に応じ含有できる。0.10％を超え
る含有は、酸化物系介在物を増加させ清浄度が低下し、
表面欠陥を増加させる。このため、Alは0.10％以下に限
定するのが好ましい。なお、好ましくは0.005 〜0.07％
である。

【００２３】Nb：0.3 ％以下、Ｖ：0.3 ％以下から選ば
れた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。

【００２４】Cu：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ni：1.
0 ％以下、Cr：1.0 ％以下から選ばれた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。

【００２５】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。

【００２６】本発明の熱延鋼板は、上記した組成以外
は、残部Feおよび不可避的不純物からなる。本発明の熱
延鋼板の組織は、フェライトを主相とし、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から
選ばれた１種または２種以上からなる第２相を有してい
る。主相のフェライトの平均粒径を3.5 μm 以下、第２
相の平均粒径を3.5 μm 以下とする。フェライトの平均
粒径が3.5 μm を超えると、延性、靱性の向上が少なく
なる。このため、フェライトの平均粒径は3.5 μm を上
限とした。また、第２相の平均粒径が3.5 μm を超える
と、延性、靱性の向上が少なくなる。このため、第２相
の平均粒径は3.5 μm を上限とした。第２相は、パーラ
イトを第２相全体に対する体積率で３〜12％含むのが好
ましい。パーライトの体積率が３％未満では、引張強さ
（ＴＳ）−延性バランスが劣化し、12％を超えるとＴＳ
─穴拡げ性バランスが低下する。

【００２７】なお、本発明においては、フェライト、第
２相粒子の平均粒径は、常法に従い、圧延方向断面にお
ける平均粒径とする。さらに本発明では、第２相の硬さ
（Ｈv ）₂ を、フェライト相の硬さ（Ｈv ） _F の1.3 〜
2.5 倍とする。第２相とフェライトとの硬さ比、（Ｈv
）₂ ／（Ｈv ）_F と引張強さＴＳ×穴拡げ加工性（λ
値）の関係を図２に示す。（Ｈv ）₂ ／（Ｈv ）_F を1.
3 〜2.5の範囲内とすることにより、穴拡げ加工性が顕
著に向上し、ＴＳ×λが60000MPa％以上と強度−穴拡げ
加工性バランスが顕著に向上する。なお、第２相に３〜
13％のパーライトが含まれると、ＴＳ×λがさらに増加
し強度−穴拡げ加工性バランスが格段に向上する。（Ｈ
v ）₂ ／（Ｈv ）_F が1.3 未満では、フェライトの硬化
が著しく加工性が低下するとともに、穴拡げ加工性も低
下し、ＴＳ×λが60000MPa％未満となり、強度−穴拡げ
加工性バランスが低下する。また、（Ｈv ） ₂ ／（Ｈv
）_F が2.5 を超えると、穴拡げ加工性が低下し、強度
−穴拡げ加工性バランスが低下する。

【００２８】なお、本発明における主相および第２相の
硬さは、微小硬さ試験機（ダイヤモンド圧子使用）を用
いて、荷重1g程度の荷重負荷でビッカース硬さを測定す
ることにより測定するものとする。つぎに、本発明の熱
延鋼板の製造方法について説明する。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。

【００２９】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、1150℃以下に加熱するのが望まし
い。また、直送圧延する場合も、1150℃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。

【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、動的再結晶低温域で少なくとも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
低温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。比較的低温で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、動的再結晶低温域での圧下率は、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、動的再結晶低温域での最終圧下を除き、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、機械的特性、とくに伸びの異方性が高くなる。な
お、動的再結晶低温域での最終圧下は、第２相の微細化
を図るため、圧下率13〜30％とするのが好ましい。圧下
率が13％未満では、圧下による微細化の効果は少なく、
一方、30％を超えても微細化の増加程度は少なく、却っ
て圧延負荷が増大する。

【００３２】本発明でいう動的再結晶低温域温度は、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動的再結晶温度より決定するものと
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、拡大する。

【００３３】ところで、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の圧延が、γ→α
変態の変態サイトが増加し有利である。そこで、本発明
では、動的再結晶温度域での圧延に際し、動的再結晶低
温域において、５パス以上の圧下を行なう。ここで動的
再結晶低温域とは、（動的再結晶温度域の下限温度）＋
80℃以下、好ましくは50℃以下とする。

【００３４】なお、第２相が凝集状に存在することは材
質の異方性を低減する上で好ましくなく、島状（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）に分布していることが好ましい。上記熱延条件によ
り、島状の第２相分布を得ることができる。動的再結晶
低温域における圧延中の被圧延材の温度低下を所定の範
囲内でできるだけ少なくするため、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。加熱手段の１例を図１に示す。図１
（ａ）に示す加熱手段は、高周波加熱装置であり、被圧
延材に交番磁場を印加することにより、誘導電流を生起
し被圧延材を加熱するものである。また、高周波加熱装
置に代えて、図１（ｂ）に示すように、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、動的再結晶低温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（ＦＤＴ）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２sec 以内、好ましくは１sec 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２
sec を超えると、γ→α変態核のサイトが減少し、α粒
の粒成長が起こり、3.5 μm 以下のフェライト粒を得る
ことが困難となる。

【００３７】また、冷却速度は30℃／sec 以上とするの
が好ましい。冷却速度が30℃／sec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
相を微細にすることが難しくなる。本発明では、熱延板
は、熱間圧延終了後、２sec 以内に冷却を開始し、30℃
／s 以上の冷却速度で、（ＦＤＴ−30℃）〜（ＦＤＴ−
180 ℃）の温度域（急冷停止温度）まで冷却し、好まし
くは500 〜650 ℃の温度範囲でコイルに巻き取るものと
する。

【００３８】圧延終了後、（ＦＤＴ−30℃）〜（ＦＤＴ
−180 ℃）の温度域（急冷停止温度）まで急冷すること
により、巻き取りまでにTi系析出物の析出が促進されフ
ェライトが析出強化される。また、γ→α変態が促進さ
れフェライト粒の微細化が促進される。なお、急冷停止
後の平均冷却速度は25℃／s 以下とするのが好ましい。

【００３９】急冷停止温度と、第２相とフェライトとの
硬さ比、（Ｈv ）₂ ／（Ｈv ）_F との関係の１例を図３
に示す。急冷停止温度が（ＦＤＴ−30℃）より高温の場
合には、その後の冷却で結晶粒が成長し、組織の微細化
が達成できなくなる。さらに第２相とフェライトとの硬
さ比、（Ｈv ）₂ ／（Ｈv ）_F が2.5 を超えると、第２
相が硬化しすぎて、穴拡げ加工性が低下する。また、急
冷停止温度が（ＦＤＴ−180 ℃）より低温の場合には、
第２相とフェライトとの硬さ比、（Ｈv ）₂ ／（Ｈv ）
_F が2.5 を超え、第２相が硬くなりすぎ、穴拡げ加工性
が低下する。

【００４０】冷却された熱延鋼板は、直ちにコイルに巻
き取るのが好適である。巻取温度は、500 〜650 ℃の温
度範囲とするのが好ましい。この範囲の温度で巻取るこ
とにより、第２相が３〜12％（第２相全体に対する体積
率）のパーライトを有するようになる。しかし、巻取温
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、巻取温度
が低すぎると、第２相がマルテンサイト主体の組織とな
る。このようなことから、巻き取り温度は500〜650 ℃
の温度範囲内とするのが望ましい。

【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2.3 〜3.3 mm）とした。なお、鋼板N
o.2、No.6は、潤滑圧延を実施した。

【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相の硬さ（Ｈv ）₂ と、フェライト
の硬さ（Ｈv ）_F との比、（Ｈv ）₂ ／（Ｈv ）_F が1.
3 〜2.5 であり、低降伏比で、ＴＳ×Ｅｌ値が22000MPa
・％以上と高く、さらにλ値が92％以上と高い穴拡げ加
工性を有し、ＴＳ×λ値が60000 MPa ・％以上と高く、
加工性に優れた高張力熱延鋼板となっている。なお、第
２相が、パーライトを３〜12％を含む場合は、ＴＳ×λ
値が70000MPa％以上となる。（鋼板No. ２〜No. ４、N
o. ６〜No.11 ）。

【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相の粒径も大きく、本発明の範囲を外れる鋼板
No.1 、No. 5 は、伸び、ＴＳ×Ｅｌ値、ＴＳ×λ値が
低くなっている。また、動的再結晶低温域での圧延回数
が少なく、第２相とフェライトとの硬さ比が本発明の範
囲を外れる鋼板No.12 は、ＴＳ×Ｅｌ値、ＴＳ×λ値が
低くなっている。また、急冷停止温度が低く（Ｈv ）₂
／（Ｈv ）_F が大きく、本発明の範囲を外れる鋼板No.1
7 はＴＳ×λ値が低くなっている。

【００４９】また、Tiが低く、本発明範囲を外れる鋼板
No.13 、Tiが高く本発明範囲を外れる鋼板No.14 、Mnが
高く本発明範囲を外れる鋼板No.15 、Ｃが低く本発明範
囲を外れる鋼板No.16 では、ＴＳ×Ｅｌ値、ＴＳ×λ値
が低くなっている。

【００５０】

【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】本発明の実施に好適な加熱手段の１例を示す模
式図である。

【図２】主相（フェライト）の硬さと第２相の硬さ比、
（Ｈv ）₂ ／（Ｈv ）_F におよぼす熱間圧延終了後の急
冷停止温度の影響を示すグラフである。

【図３】ＴＳ×λ値におよぼす主相（フェライト）の硬
さと第２相の硬さ比、（Ｈv ） ₂ ／（Ｈv ）_F の影響を
示すグラフである。

【符号の説明】

１ ロールスタンド ２ ワークロール ３ バックアップロール ４ 被圧延材 ５ 高周波誘導加熱装置 ６ ヒーター加熱装置

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 古君 修 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA08 AA11 AA14 AA16 AA17 AA19 AA22 AA23 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 AA40 BA01 CA02 CC03 CD03 CE01 CE02 4K037 EA01 EA02 EA05 EA06 EA09 EA13 EA15 EA16 EA17 EA19 EA23 EA25 EA31 EA32 EA36 EB08 EB09 EB11 FA02 FB07 FC03 FC07 FD04 FE01 FE02 JA06 JA07

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. 【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、 Ｓ：0.005 ％以下、 Ti：0.03〜0.3 ％、 を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有
   し、かつ組織が、主相である平均粒径3.5 μm 以下のフ
   ェライトと、平均粒径3.5 μm 以下の第２相とからな
   り、該第２相の硬さ（Ｈv ）が前記フェライト相の硬さ
   （Ｈv ）の1.3 〜2.5 倍であることを特徴とするバーリ
   ング性に優れた高張力鋼板。
2. 【請求項２】 前記組成に加えて、さらに重量％で、N
   b：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
   載のバーリング性に優れた高張力鋼板。
3. 【請求項３】 前記組成に加えて、さらに重量％で、C
   u：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ni：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に記載のバーリング性に優れ
   た高張力鋼板。
4. 【請求項４】 前記組成に加えて、さらに重量％で、C
   a、REM 、Ｂのうちの１種または２種以上を合計で0.005
   ％以下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バーリング性に優れた高張
   力鋼板。
5. 【請求項５】 前記第２相が、該第２相全体に対する体
   積率で、３〜12％のパーライトを含むことを特徴とする
   請求項１ないし４のいずれかに記載のバーリング性に優
   れた高張力鋼板。
6. 【請求項６】 重量％で、 Ｃ：0.01〜0.3 ％、 Si：1.0 ％以下、 Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.5 ％以下、 Ｓ：0.005 ％以下、 Ti：0.03〜0.3 ％、 を含む圧延用鋼素材を熱延鋼板とするにあたり、1150℃
   以下に再加熱するか、あるいは1150℃以下となってから
   熱間圧延を開始し、前記熱間圧延を、動的再結晶低温域
   で少なくとも５パス以上の圧下を行なうとともに、該動
   的再結晶低温域での最終圧下を圧下率13〜30％で、最終
   圧下以外の圧下を圧下率４〜20％で行い、圧延仕上げ温
   度（ＦＤＴ）をＡr₃変態点以上とし、熱間圧延後２sec
   以内に冷却を開始し30℃／sec 以上の冷却速度で、（Ｆ
   ＤＴ−30℃）〜（ＦＤＴ−180 ℃）の温度域まで冷却
   し、コイルに巻き取ることを特徴とするバーリング性に
   優れた高張力鋼板の製造方法。
7. 【請求項７】 前記コイルに巻き取る温度を、500 〜65
   0 ℃の温度範囲とすることを特徴とする請求項６に記載
   のバーリング性に優れた高張力鋼板の製造方法。