JP2000239791A

JP2000239791A - 耐衝撃性に優れた超微細粒熱延鋼板

Info

Publication number: JP2000239791A
Application number: JP4692099A
Authority: JP
Inventors: Hideko Yasuhara; 英子安原; Akio Tosaka; 章男登坂; Takaaki Hira; 隆明比良; Osamu Furukimi; 古君　　修
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1999-02-24
Filing date: 1999-02-24
Publication date: 2000-09-05
Anticipated expiration: 2019-02-24
Also published as: JP3551064B2

Abstract

(57)【要約】【課題】自動車の衝突時の安全性を確保できる耐衝撃
性に優れた熱延鋼板を提供する。【解決手段】重量％で、Ｃ、Si、Mn量を調整し、さら
にＰ：0.5 ％以下、Ti：0.03〜0.3 ％を含有し、主相で
あるフェライトの平均粒径が３μm 未満、第２相の平均
粒径が５μm 以下、第２相が第２相全体に対する比率
（体積率）でマルテンサイトを80〜95％含み、残部がベ
イナイト、パーライト、残留オーステナイトのうちの１
種または２種以上からなる組織とすることにより、歪速
度1000／ｓにおける単位体積当たりの変形エネルギーが
60MJ／m³以上と耐衝撃性に優れた熱延鋼板を得る。

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、とくに自動車が走行中に万一衝突した場合
に優れた耐衝撃性が求められる部位の素材として好適
な、自動車用熱延鋼板に関する。

【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】また、高張力鋼においては、近年、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、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】組織の微細化手段としては、大圧下圧延
法、制御圧延法、制御冷却法などが知られている。大圧
下圧延法については、例えば、特開昭58-123823 号公
報、特公平5-65564号公報に代表される提案がある。こ
れらの提案における組織微細化機構の要点は、オーステ
ナイト粒に大圧下を加え、γ→α歪誘起変態を促進させ
ることにある。しかし、これらの方法は、ある程度の微
細化は達成できるが、１パスあたりの圧下量を40％以上
にするなど、一般的なホットストリップミルでは実現し
がたいという問題に加えて、大圧下圧延により結晶粒が
偏平となるため、機械的性質に異方性が生じたり、セパ
レーションにより破壊吸収エネルギーが低下するという
問題もあった。

【０００５】一方、制御圧延法、制御冷却法を適用した
例として、NbもしくはTiを含む析出強化型鋼板がある。
これらの鋼板は、Nb、Tiの析出強化作用を利用して高張
力化を図るとともに、Nb、Tiがそなえるオーステナイト
粒の再結晶抑制作用を利用して低温仕上圧延を施し、未
再結晶変形オーステナイト粒からのγ→α歪誘起変態に
よってフェライト結晶粒を微細化するものである。しか
し、これらの鋼板では、機械的性質の異方性が大きいと
いう問題がある。例えば、プレス成形を施す自動車用鋼
板などでは、成形限界は最も延性の劣る方向の特性水準
によって決まるため、異方性の大きい鋼板では、組織を
微細化した効果が特性として全く現れない場合がある。
また、構造材等に用いた場合も同様で、構造用材等で重
要な靱性、疲労強度などの異方性が大きくなり、組織を
微細化した効果が特性として全く現れない場合がある。

【０００６】また、特開平2-301540号公報には、素材鋼
を少なくとも１部がフェライトからなる組織状態として
おき、これを塑性加工を加えつつ変態点（Ａc₁点）以上
の温度域に昇温するか、この昇温に続いてＡc₁点以上の
温度域に一定時間保持して、組織の１部または全部を一
旦オーステナイトに逆変態させたのち、超微細オーステ
ナイト粒を出現させ、その後冷却し平均結晶粒径が５μ
m 以下の等方的フェライト結晶粒を主体とする組織とす
ることが記載されている。しかしながら、この方法によ
っても、完全には異方性を無くすことはできていない。

【０００７】また、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Ti：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 〜55
0 ℃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。

【０００８】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。

【０００９】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を含有する鋼スラブを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施した後、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。

【００１０】また、最近では、さらに、自動車用鋼板に
おいて、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
のような要求に対し、例えば、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。

【００１１】

【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ず、
また、自動車の安全性向上に要求される耐衝撃性を本質
的に改善するものではなかった。

【００１２】自動車が走行中に衝突した場合を考慮し要
求される耐衝撃性は、歪速度が1 〜10⁴（ｓ^-1）の衝撃
的な変形を伴う高歪速度で変形した場合の吸収エネルギ
ーで評価するなど、動的に評価する必要があり、従来か
らの静的評価では、自動車の安全性向上に対する本質的
な改善とはなり得ないのである。その点、特開平10-195
588 号公報に記載された技術では、動的評価を行ってお
り、製造された高張力鋼板は、従来に比べ、成形性や耐
衝撃特性は向上している。しかし、現在要求されている
自動車用鋼板の加工性、耐衝撃性という観点からは、ま
だ十分とは言えず、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。

【００１３】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、耐衝撃性に優れ、さらに強
度−伸びバランス、強度−穴拡げ加工性バランスにも優
れた熱延鋼板を提供することを目的とする。

【００１４】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記した
課題を達成すべく、自動車の衝突時の部材の変形につい
て鋭意研究した結果、耐衝撃性の指標として、歪速度10
00／ｓにおける単位体積当たりの変形エネルギーを採用
することに想到した。自動車の衝突時、部材が変形する
際の歪速度は1000／ｓ以下であり、しかも変形部の歪は
ほとんどが真歪で0.1 以下であることから、部材の耐衝
撃性を評価するには、歪速度1000／ｓで、歪量0.1 まで
に費やされる変形エネルギーが非常に重要となる。本発
明者らは、さらに研究を進めた結果、歪速度1000／ｓ
で、真歪量0.1 まで変形される際に費やされる変形エネ
ルギーが60MJ／m³以上あれば、自動車衝突時の安全性の
観点から十分な耐衝撃性を有しているという結論を得
た。

【００１５】本発明者らは、上記した知見に基づいて、
歪速度1000／ｓで、真歪量0.1 までに費やされる変形エ
ネルギーと、熱延鋼板組織の関係を調査した。熱延鋼板
の組織として、フェライトの平均結晶粒径、第２相の平
均結晶粒径、第２相中のマルテンサイトの体積率を選
び、組成、製造条件を変化しこれら要因を広範な範囲に
変化した。歪速度1000／ｓで、真歪量0.1 までに費やさ
れる変形エネルギーにおよぼす第２相の平均結晶粒径の
影響を図１に示す。

【００１６】図１から、第２相の平均結晶粒径を５μm
以下とすることにより、変形エネルギーが顕著に増加す
ることがわかる。また、この第２相の平均結晶粒径の微
細化による変形エネルギーの増加は、主相であるフェラ
イトの平均結晶粒径を３μm未満とすることによりさら
に顕著となる。また、フェライトの平均結晶粒径を３μ
m 未満とし、第２相をマルテンサイト80体積％（第２相
全体に対する比率）以上とすることにより、変形エネル
ギーが90MJ/m³ まで増加する。このようなことから、本
発明者らは、フェライトの平均結晶粒径を３μm 未満と
し、第２相の平均結晶粒径を５μm 以下とし、さらに第
２相をマルテンサイト80体積％（第２相全体に対する比
率）以上を有する第２相とすることにより、安定して60
MJ／m³以上の変形エネルギーが得られる、耐衝撃性に優
れた熱延鋼板となるという新規な知見を得た。

【００１７】本発明は、上記した知見に基づいて、さら
に検討を加え完成させたものである。すなわち、本発明
は、重量％で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、Si：2.0 ％以下、M
n：3.0 ％以下、Ｐ：0.5 ％以下、Ti：0.03〜0.3 ％、A
l：0.10％以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物
からなる組成と、フェライトを主相とし、主相と第２相
とからなる組織を有する熱延鋼板であって、前記フェラ
イトの平均粒径が３μm未満、前記第２相の平均粒径が
５μm 以下、前記第２相が第２相全体に対する比率（面
積率）でマルテンサイトを80〜95％含み、残部がベイナ
イト、パーライト、残留オーステナイトのうちの１種ま
たは２種以上からなり、歪速度1000／ｓにおける単位体
積当たりの変形エネルギーが60MJ／m³以上であることを
特徴とする耐衝撃性に優れた超微細粒熱延鋼板である。

【００１８】また、本発明では、前記組成が、重量％
で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、Si：2.0 ％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、さらに、Ａ群：Nb：0.3 ％以下、Ｖ：0.3 ％
以下から選ばれた１種または２種を含有し、残部が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。
また、本発明では、前記組成が、重量％で、Ｃ：0.01〜
0.3 ％、Si：2.0 ％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、さら
に、Ｂ群：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
上を含有し、残部が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。

【００１９】また、本発明では、前記組成が、重量％
で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、Si：2.0 ％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、さらに、Ｃ群：Ca、REM 、Ｂのうちの１種ま
たは２種以上を合計で0.005 ％以下を含有し、残部が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。

【００２０】また、本発明では、前記組成が、重量％
で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、Si：2.0 ％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、さらに、Ａ群：Nb：0.3 ％以下、Ｖ：0.3 ％
以下から選ばれた１種または２種、Ｂ群：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、を含有し、残部が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。

【００２１】また、本発明では、前記組成が、重量％
で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、Si：2.0 ％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、さらに、Ａ群：Nb：0.3 ％以下、Ｖ：0.3 ％
以下から選ばれた１種または２種、Ｃ群：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、残部が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。

【００２２】また、本発明では、前記組成が、重量％
で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、Si：2.0 ％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、さらに、Ｂ群：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、Ｃ群：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、残部が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。

【００２３】また、本発明では、前記組成が、重量％
で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、Si：2.0 ％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、さらに、Ａ群：Nb：0.3 ％以下、Ｖ：0.3 ％
以下から選ばれた１種または２種、Ｂ群：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、Ｃ群：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
含有し、残部が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。

【００２４】

【発明の実施の形態】本発明の熱延鋼板は、変形に際
し、歪速度1000／ｓにおける単位体積当たりの変形エネ
ルギーが60MJ／m³以上である熱延鋼板である。変形エネ
ルギーが60MJ／m³未満では、耐衝撃性が低く、自動車の
衝突安全性の確保のために多量の鋼材を要する。

【００２５】まず、本発明の熱延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
３μm 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。

【００２６】Si：2.0 ％以下 Siは、固溶強化成分として良好な強度−伸びバランスを
維持しながら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、Ａr₃変態
点を上昇させるため好適な圧延温度範囲を狭くするう
え、過剰なマルテンサイトを生成しやすくし、穴拡げ性
を劣化させる。このため、Siは2.0 ％以下とする。な
お、好ましくは0.1 〜1.0 ％である。

【００２７】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、耐衝撃性、強度−延性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。

【００２８】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、Ｐが粒界に
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。

【００２９】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。ま
た、TiC として析出することにより主相であるフェライ
トを強化する。この主相の強化により、耐衝撃性が向上
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、より好ましくは、0.05〜0.20％である。

【００３０】Al：0.10％以下 Alは、脱酸剤として作用し、0.10％以下に限定する。本
発明ではSi、Tiを比較的多量に添加するため、その１部
を利用してSi脱酸、Al−Si複合脱酸、Si−Ti脱酸とする
こともできる。このような場合は、Al添加量は減少する
ことができるが、0.0005％以上とするのが好ましい。

【００３１】Ａ群：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。

【００３２】Ｂ群：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。

【００３３】Ｃ群：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。

【００３４】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。不可避的不
純物としては、Ｓ：0.003 ％以下、Ｎ：0.005 ％以下許
容できる。Ｓは、MnS 等の非金属介在物を形成し、延性
を低下させるため、できるだけ低減するのが望ましい
が、経済性の観点からは0.003 ％まで許容できる。な
お、好ましくは0.002 ％以下である。

【００３５】つぎに、本発明の熱延鋼板の組織について
説明する。本発明の熱延鋼板の組織は、フェライトを主
相とし、主相と第２相から成る組織である。主相のフェ
ライトの平均粒径を３μm 未満、第２相の平均粒径を５
μm 以下とする。フェライトの平均粒径が３μm 以上で
は、延性、靱性の向上が少なく、さらに高歪速度での変
形エネルギーが小さく、耐衝撃性の改善が少ない。この
ため、フェライトの平均粒径は３μm 未満とした。

【００３６】また、第２相の平均粒径が５μm を超える
と、高歪速度での変形エネルギーが小さく、耐衝撃性が
劣化するとともに、延性、靱性の向上が少ない。このた
め、第２相の平均粒径は５μm 以下とした。本発明の熱
延鋼板においては、第２相は、マルテンサイトを主と
し、残部がベイナイト、パーライト、残留オーステナイ
トのうちの１種または２種以上からなる。第２相中に
は、マルテンサイトが、第２相全体に対する比率（体積
率）で80〜95％含まれる。第２相中のマルテンサイトが
80体積％未満では、高歪速度での変形エネルギーが低下
し耐衝撃性が低下する。また、第２相中のマルテンサイ
トが95体積％を超えると、ＴＳ−穴拡げバランスが劣化
する。このため、第２相中のマルテンサイトの量は、第
２相全体に対する比率（体積率）で80〜95％の範囲に限
定した。

【００３７】マルテンサイト以外の第２相の残部は、ベ
イナイト、パーライト、残留オーステナイトのうちの１
種または２種以上とする。なお、本発明においては、フ
ェライト、第２相の平均粒径は、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。

【００３８】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、
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。

【００３９】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、好ましくは動的
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、動的再結晶低温
域で少なくとも５パス以上、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
μm 未満の微細粒を達成しにくい。

【００４０】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、動的再結晶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、動的再結晶温度域での最終圧下は、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。

【００４１】本発明でいう動的再結晶域温度は、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。

【００４２】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のが好まし
い。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。

【００４３】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。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。

【００４４】本発明では、動的再結晶温度域、好ましく
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。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２sec 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、３μm
未満のフェライト粒を得ることが困難となる。

【００４５】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。圧延終了後、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。

【００４６】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
冷却し、好ましくは350 〜550 ℃の温度範囲でコイルに
巻き取るものとする。この範囲の温度で巻取ることによ
り、第２相がマルテンサイト主体の組織となる。しか
し、巻取温度が550 ℃より高いと、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350 ℃未満と低すぎると、巻き
取りが困難となる。このようなことから、巻取温度は35
0 〜550 ℃の温度範囲内とするのが望ましい。

【００４７】ところで、第２相のマルテンサイト量を所
定の目標値に制御するには、上記に述べた要件の他に、
従来知見に従い熱間圧延後の冷却パタ−ンを調整すれば
よいが、主相であるフェライトの平均粒径が３μm 未
満、第２相の平均粒径が５μm以下という要件を満足さ
せるためには仕上圧延直後の結晶粒径も細かくする必要
があり、このためオ−ステナイト形成元素の濃縮が起き
にくく、第２相の80〜95体積％をマルテンサイトするこ
とは、従来容易でなかった。

【００４８】本発明者らは、上記各組織要件を達成すべ
く種々調査した結果、前記の熱間圧延条件のうち、とり
わけ動的再結晶域における圧下率および圧下回数、なら
びに巻取り温度の管理がマルテンサイトの形成促進に影
響が大きいとの知見に至った。すなわち、動的再結晶域
における最小圧下率が4 〜20％、好ましくは20％未満で
あり、かつ動的再結晶域におけるパス数が５回以上であ
り、さらには巻取り温度が550 ℃以下であるという条件
下で上記要件を満たす組織を安定して得ることができ
る。

【００４９】このような熱間圧延条件が必要とされる理
由は次の如く推測される。低温巻取りおよび動的再結晶
における軽圧下・多数回圧下には、巻取り前の熱延鋼板
の結晶粒径を細粒化する効果の他に、歪の蓄積・保持に
より粒内へのＣ濃化を促進させる効果もあり、この結
果、細粒でありながらマルテンサイト比率を高める効果
があるものと考えられる。

【００５０】

【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1.6 〜3.6 mm）とした。なお、製造条
件No. ３、No. ５は、潤滑圧延を実施した。また、圧延
仕上温度はすべてAr₃ 変態点以上とした。

【００５１】得られたこれらの鋼板について、組織、引
張特性、耐衝撃性、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、全
厚にわたる平均粒径および第２相の組織、体積率、粒径
を測定した。

【００５２】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。耐衝撃性は、鋼板の
圧延方向について、JIS 13号Ｂ試験片により、引張試験
機を用いて歪速度1000／ｓで引張変形を実施し、応力−
歪曲線から真歪0.1 までの変形エネルギーを求め、評価
した。

【００５３】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。

【００５４】

【表１】

【００５５】

【表２】

【００５６】

【表３】

【００５７】本発明例の鋼板は、いずれもフェライトの
平均粒径が３μm 未満で、かつ第２相の平均粒径が５μ
m 以下で、第２相中のマルテンサイト量が80〜95体積％
である組織を有し、歪速度1000／ｓで真歪0.1 までの変
形エネルギーが60MJ／m³ 以上とと耐衝撃性に優れ、Ｔ
Ｓ×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ＴＳ×λ値
が 54000MPa ・％以上と強度−穴拡げ加工性に優れ、耐
衝撃性に優れた超微細粒熱延鋼板となっている。

【００５８】これに対し、組成範囲が外れ、フェライト
平均粒径が大きく、さらに第２の平均粒径が大きく、第
２相中のマルテンサイト量が少ない、本発明の範囲を外
れる比較例（鋼板No.1、No.4、No.5 No.11 〜15、No.1
8 、No.19 ）は、高歪速度における変形エネルギーが60
MJ／m³未満と少なく、耐衝撃性が劣化しており、さらに
ＴＳ×Ｅｌ値、ＴＳ×λ値が低くなっている。

【００５９】

【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、さらに優れた強度−伸びバラン
ス、強度−穴拡げ加工性バランスを有し、耐衝撃性に優
れた超微細粒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】高歪速度での変形エネルギーにおよぼす第２相
の平均粒径の影響を示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者比良隆明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 (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

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：0.01〜0.3 ％、 Si：2.0 ％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Feおよび不可避的不純物からなる組成
と、フェライトを主相とし、主相と第２相とからなる組
織を有する熱延鋼板であって、前記フェライトの平均粒
径が３μm 未満、前記第２相の平均粒径が５μm 以下、
前記第２相が第２相全体に対する比率（体積率）でマル
テンサイトを80〜95％含み、残部がベイナイト、パーラ
イト、残留オーステナイトのうちの１種または２種以上
からなり、歪速度1000／ｓにおける単位体積当たりの変
形エネルギーが60MJ／m³以上であることを特徴とする耐
衝撃性に優れた超微細粒熱延鋼板。
【請求項２】前記組成に加えて、さらに、重量％で、
下記Ａ〜Ｃ群のうちの１群または２群以上を含有するこ
とを特徴とする請求項１に記載の耐衝撃性に優れた超微
細粒熱延鋼板。記Ａ群：Nb：0.3 ％以下、Ｖ：0.3 ％以下から選ばれた１
種または２種Ｂ群：Cu：1.0 ％以下、Mo：0.1 ％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Ｃ群：Ca、REM 、Ｂのうちの１種または２種以上を合計
で0.005 ％以下