JP2000290750A - 形状凍結性に優れた熱延鋼板 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 一般のホットストリップミルで容易に製造可
能であり、加工性と形状凍結性に優れた熱延鋼板を提供
する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：0.01〜0.2 ％、Si：2.0
％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.5 ％以下、Ti：0.03〜
0.2 ％、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、フェライトと第２相粒子からなる組織で、
フェライトの平均粒径が４μm 未満とし、σ＝Ａ×（ε
＋Ｂ）^c ……（１）（ここで、σ：真応力（MPa ）、
ε：真ひずみ、Ａ：定数、Ｂ：定数、Ｃ：加工硬化係
数）で表される応力−歪曲線の加工硬化係数Ｃが0.17以
下で、かつ降伏伸びＹＥＬが1.5 ％以下とする。第２相
粒子は、パーライト、マルテンサイト、ベイナイト、残
留オーステナイトの１種または２種以上とするのが好ま
しい。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、自動車用、家電
用、建築用等の使途に好適な熱延鋼板に係り、とくに自
動車用として、熱延のままで超微細粒を有し、降伏伸び
が少なく、プレス成形時のスプリングバックが小さい形
状凍結性に優れた熱延鋼板に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、地球環境の観点から、自動車車体
の軽量化が要求されている。車体の軽量化を進めるうえ
では、自動車車体で多くの割合を占める鋼板を薄肉化す
るのが有効であり、鋼板の薄肉化のために高強度化した
自動車用鋼板の開発がすすめられている。

【０００３】さらに、最近では自動車の衝突時に乗員を
保護するために、車体の衝突強度を高めることも要請さ
れている。しかし、この軽量化の要請と、車体の衝突強
度の増加の要請をともに満足させることはなかなか難し
い。例えば、衝突強度を向上させるために、補強材を用
いると車体重量が増加し、車体の軽量化を満足させるこ
とができない。

【０００４】このようなことから、高強度で耐衝撃特性
に優れた自動車用鋼板が要望されている。高強度化に伴
う延性、靱性、加工性などの特性劣化を抑えるために、
機械的性質を総合的に高める手段として組織を微細化す
ることが有効であることから、高強度化した自動車用鋼
板の組織の微細化が重要な課題となっている。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。

【０００５】大圧下圧延法については、例えば、特開昭
53-123823 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。

【０００６】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。

【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】ところで、使用する鋼板を高強度化した場
合の他の一つの大きな問題に、プレス成形後のスプリン
グバックが大きいという問題がある。スプリングバック
量が大きいと、他の部品と組み合わせ接続する際に不具
合が生じる。材料は、金型内で成形され、拘束されてい
る状態では、曲げ部に曲げモーメントを受けた状態とな
っている。成形品が金型からはずされると、このモーメ
ントが小さくなるように材料が変形する。これがスプリ
ングバックである。したがって、スプリングバックは強
度が大きいほど大きくなる。また、強度レベルが同等の
場合は、材料の加工硬化が大きいほど、スプリングバッ
ク量は大きくなる。

【００１１】従来から、スプリングバックの抑制方法と
して、スプリングバック後に所定の形状になるように、
曲げ加工時に余分に曲げる方法が、良く用いられる。し
かし、スプリングバックを見込んで曲げ加工量を多くす
ることは、パンチが上下にしか移動できないプレス機械
の機構上、不可能な場合もある。また、成形工程を増や
すことにより、スプリングバックを小さくする方法もあ
るが、工程が複雑となるほか、設備費用が嵩むなどの問
題があった。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記し
た特開平9-87798 号公報、特開平9-143570号公報、特開
平10-8138 号公報に記載された技術は結晶粒の微細化に
主眼をおいたものであるが、結晶粒径は４μm 程度まで
しか得られない。結晶粒径の微細化による機械的特性の
改善効果は結晶粒径の平方根に逆比例することから、大
幅な特性向上のためには、更なる微細化が要望されてい
た。

【００１３】さらに、上記した従来技術により製造され
た鋼板は、いずれもスプリングバック量の減少について
の配慮はなく、スプリングバック量減少対策をさらに必
要とするという問題があった。本発明は、上記した従来
技術の問題を有利に解決し、一般のホットストリップミ
ルで容易に製造可能であり、超微細粒を有し、加工性に
優れ、かつ形状凍結性に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
課題を達成するために、結晶粒の更なる微細化について
鋭意研究した。その結果、熱間圧延時における動的再結
晶温度域で繰り返し圧下を行うと、結晶粒の更なる微細
化が達成され、粒径４μm 未満の超微細粒とすることが
できることを見いだした。粒径４μm 未満の超微細粒と
することにより、自動車用鋼板として、部品に要求され
る耐衝突強度を満足する高強度を、延性等プレス成形性
の低下なく得ることができるという知見を得た。また、
さらに、加工硬化指数を小さくし、かつ降伏伸びを小さ
くすることにより形状凍結性が向上するという知見を得
た。さらに、上記の方法により結晶粒を微細化し加工硬
化指数を小さくすることができ、さらに適正な調質圧延
を組み合わせることにより降伏伸びを小さくすることが
できるとの知見を得た。

【００１５】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れたものである。すなわち、本発明
は、フェライトを主相とし、主相と第２相粒子からなる
熱延鋼板であって、前記フェライトの平均粒径が４μm
未満であり、次（１）式 σ＝Ａ×（ε＋Ｂ）^c ………（１） （ここで、σ：真応力（MPa ）、ε：真ひずみ、Ａ：定
数、Ｂ：定数、Ｃ：加工硬化係数）で表される応力−歪
曲線の加工硬化係数Ｃが0.17以下で、かつ降伏伸びＹＥ
Ｌが1.5 ％以下であることを特徴とする形状凍結性に優
れた熱延鋼板である。

【００１６】また、本発明では、前記熱延鋼板が、重量
％で、Ｃ：0.01〜0.2 ％、Si：2.0％以下、Mn：3.0 ％
以下、Ｐ：0.5 ％以下、Ti：0.03〜0.2 ％、Al：0.10％
以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成
を有し、前記第２相粒子が、パーライト、マルテンサイ
ト、ベイナイト、残留オーステナイトの１種または２種
以上を含有するのが好ましい。

【００１７】また、本発明では、前記組成を、重量％
で、Ｃ：0.01〜0.2wt ％、Si：2.0wt％以下、Mn：3.0wt
％以下、Ｐ：0.5wt ％以下、Ti：0.03〜0.2wt ％、A
l：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。

【００１８】また、本発明では、前記組成を、重量％
で、Ｃ：0.01〜0.2wt ％、Si：2.0wt％以下、Mn：3.0wt
％以下、Ｐ：0.5wt ％以下、Ti：0.03〜0.2wt ％、A
l：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、前記組成を、重量％
で、Ｃ：0.01〜0.2wt ％、Si：2.0wt％以下、Mn：3.0wt
％以下、Ｐ：0.5wt ％以下、Ti：0.03〜0.2wt ％、A
l：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。

【００２０】また、本発明では、前記組成を、重量％
で、Ｃ：0.01〜0.2wt ％、Si：2.0wt％以下、Mn：3.0wt
％以下、Ｐ：0.5wt ％以下、Ti：0.03〜0.2wt ％、A
l：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、前記組成を、重量％
で、Ｃ：0.01〜0.2wt ％、Si：2.0wt％以下、Mn：3.0wt
％以下、Ｐ：0.5wt ％以下、Ti：0.03〜0.2wt ％、A
l：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、前記組成を、重量％
で、Ｃ：0.01〜0.2wt ％、Si：2.0wt％以下、Mn：3.0wt
％以下、Ｐ：0.5wt ％以下、Ti：0.03〜0.2wt ％、A
l：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
のが好ましい。

【００２３】また、本発明では、前記組成を、重量％
で、Ｃ：0.01〜0.2wt ％、Si：2.0wt％以下、Mn：3.0wt
％以下、Ｐ：0.5wt ％以下、Ti：0.03〜0.2wt ％、A
l：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】また、本発明では、前記第２相粒子は、平
均粒径が８μm 以下、最隣接第２相粒子間の間隔が該第
２相粒子の粒径以上となる割合が80％以上、好ましくは
アスペクト比が2.0 以下の粒子とするのが好ましい。ま
た、本発明は、重量％で、Ｃ：0.01〜0.2 ％、Si：2.0
％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.5 ％以下、Ti：0.03〜
0.2 ％、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
上の冷却速度で冷却し、好ましくは500 〜650 ℃の温度
範囲でコイルに巻き取り、さらに伸び率１〜４％の調質
圧延を施すことを特徴とする形状凍結性に優れたる熱延
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、Ａ群：Nb：0.3 ％以下、Ｖ：0.3 ％以
下のうちの１種または２種、Ｂ群：Cu：1.0 ％以下、M
o：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下のうちの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、を単独あるいは複合して含有
してもよい。

【００２５】

【発明の実施の形態】本発明の熱延鋼板は、フェライト
を主相とし、主相と第２相粒子からなる熱延鋼板であ
る。主相であるフェライトは、平均粒径が４μm 未満の
超微細粒フェライトである。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
とする強度を確保でき、しかも強度以外の特性（形状凍
結性を含む）の劣化が少ない。一方、フェライトの平均
結晶粒径が４μm 以上では、延性の向上が少なく、加工
性の劣化が著しく、また、結晶粒微細化による強度増加
分が少なく、同一強度を確保するためには合金添加量の
増加が必要となる。このため、フェライトの平均粒径を
４μm 未満とした。

【００２６】第２相粒子は、島状に分布した粒子とする
のが望ましい。また、第２相粒子は、平均粒径が８μm
以下、好ましくはアスペクト比が2.0 以下の粒子とする
のが望ましい。第２相粒子の平均粒径が８μm 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相粒子の平均粒径を８μm 以下に限定するのが好まし
い。また、第２相粒子のアスペクト比が2.0 を超えて大
きくなると、機械的特性の異方性が大きくなる。とく
に、圧延方向の45°、90°方向の特性への影響が大き
い。このため、第２相粒子のアスペクト比は2.0 以下と
するのが望ましい。

【００２７】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。また、第２相粒子のアスペクト比は、第
２相粒子の長径と短径の比をいう。なお、長径は概ね圧
延方向、短径は概ね板厚方向となる。また、本発明で
は、最隣接第２相粒子間の間隔を、第２相粒子の粒径以
上となる割合が80％以上とするのが好ましい。これは、
第２相粒子が、帯状あるいはクラスター状でなく、島状
に分布していることを意味する。最隣接第２相粒子間の
間隔が、第２相粒子の粒径以上（結晶粒半径の２倍以
上）となる割合が80％未満では、機械的特性の異方性が
大きくなるため、加工時に均一に変形が起こらず、ネッ
キングやしわが発生し表面性状不良となる。

【００２８】なお、本発明では、第２相粒子は、パーラ
イト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイ
トから選ばれた１種または２種以上とするのが好まし
い。第２相粒子の体積率は３〜30％の範囲とするのが好
ましい。第２相粒子の体積率が増加すると、要求される
強度を達成しやすいが、30％を超えると、機械的特性、
とくに延性が劣化する。

【００２９】また、本発明の熱延鋼板は、上記したよう
に微細粒のフェライトと、島状分布した第２相粒子を有
し加工性に優れた高強度熱延鋼板であり、さらに形状凍
結性に優れた熱延鋼板である。本発明でいう形状凍結性
は、スプリングバック量ＳＢと、スプリングバック量の
ばらつき△ＳＢで定義する。本発明でいうスプリングバ
ック量ＳＢは、鋼板を金型を用いて図４に示すようなハ
ット型にプレス成形したときの、プレス成形時のハット
径Ｗ0 と、金型から取り外したときのハット径Ｗとの差
ΔＷ、とＷとの比 ＳＢ＝ΔＷ／Ｗ＝（Ｗ−Ｗ0 ）／Ｗ で定義される。また、スプリングバック量のばらつきΔ
ＳＢは、同一条件でｎ個プレス成形した際の最大スプリ
ングバック量ＳＢmax と平均スプリングバック量ＳＢme
anとの差 ΔＳＢ＝ＳＢmax −ＳＢmean で定義される。なお、ｎは20程度とするのが好ましい。

【００３０】本発明で形状凍結性に優れるとは、ＳＢが
小さくかつΔＳＢが小さいことを意味する。本発明の熱
延鋼板では、ＳＢを0.10以下、ΔＳＢを0.2 ×ＳＢ以下
を目標値とする。スプリングバック量ＳＢを0.10以下と
するために、本発明では、次（１）式 σ＝Ａ×（ε＋Ｂ）^c ………（１） （ここで、σ：真応力（MPa ）、ε：真ひずみ、Ａ：定
数、Ｂ：定数、Ｃ：加工硬化係数）で表される応力−歪
曲線の加工硬化係数Ｃ値を0.17以下に限定する。Ｃ値が
0.17を超えると、図１に示すように、スプリングバック
量ＳＢが0.10を超える。このため、（１）式におけるＣ
値を0.17以下に限定した。なお、Ｃ値を0.17以下とする
ためには、化学組成を適正値に調整し、結晶粒径を均一
微細とするとともに、適正な調質圧延を施すことが好ま
しい。

【００３１】また、スプリングバック量のばらつきΔＳ
Ｂを0.2 ×ＳＢ以下、すなわち、0.02以下とするため
に、本発明では、降伏伸びＹＥＬを1.5 ％以下に限定す
る。降伏伸びＹＥＬを1.5 ％を超えると、図２に示すよ
うに、ΔＳＢが0.02を超える。このため、本発明では、
降伏伸びＹＥＬを1.5 ％以下に限定した。なお、図２
は、平均ＳＢが0.08の鋼板について、それぞれの鋼板で
ｎ＝20個のプレス成形を行ったときのＳＢのばらつきΔ
ＳＢと降伏伸びＹＥｌとの関係を示したものである。

【００３２】つぎに、本発明の熱延鋼板の好適な化学組
成について説明する。 Ｃ：0.01〜0.2 ％ 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
４μm 未満を達成できなくなる。また、Ｃ含有量が0.2
％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0.01〜0.2 ％の範囲とするのが好
ましい。より好ましくは、0.05〜0.15％の範囲である。

【００３３】Si：2.0 ％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2.0 ％以下とするのが好ま
しい。なお、より好ましくは0.05〜2.0％、さらに好ま
しくは0.03〜1.0 ％である。

【００３４】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−延
性バランスを高める作用を有する。さらに、Mnは有害な
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
するのが望ましい。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。

【００３５】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
のが望ましい。なお、好ましくは0.005 〜0.2 ％であ
る。 Ti：0.03〜0.2 ％、 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り、TiC の増加とともに微細化効
果は大きくなっていく。しかし、0.2 ％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0.03〜0.2 ％の範囲とするのが望ま
しい。なお、より好ましくは、0.10〜0.18％である。

【００３６】また、本発明では、必要に応じ、Ａ群：N
b：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、のうちから選ばれた１群また
は２群以上を含有できる。

【００３７】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。なお、Nb、Ｖとも0.001 ％以
上の添加が望ましい。

【００３８】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。

【００３９】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。

【００４０】なおAlは、脱酸等のために添加してもよ
い。添加量は、0.10％以下とするのがが好ましく、0.10
％超えると、介在物が多くなり表面欠陥が発生する危険
が高くなる。なお、より好ましくは0.05％以下である。
なお、Al以外の脱酸元素を用いる場合でも0.010 ％以下
程度のAlの含有は問題ない。本発明の熱延鋼板では、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。

【００４１】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。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。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800 ℃以上とする
のが好ましい。

【００４２】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
結晶温度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。比較的低温域で動的再結
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４μm 未満の微細粒を達成しにく
い。なお、好ましいパス数は５〜８パスである。

【００４３】また、動的再結晶温度低温域での圧下率
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、動的再結晶温度低温域での最終圧延パス
を除き、１パス当たり４〜20％、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、機械的特性の異方性が高くなる。なお、動的再結晶
温度低温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％とするのが好ましい。圧下率が13
％未満では、微細化が不十分であり、一方、30％を超え
てもそれ以上大きな効果が望めず、また圧延機への負荷
が大きくなるとともに、機械的特性の異方性が大きくな
る。なお、好ましくは20〜30％である。

【００４４】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
は加熱温度が低いほど、拡大する。なお、動的再結晶域
の圧延は多かれ少なかれ結晶粒の微細化に寄与するた
め、動的再結晶温度高温域での圧延を規制するものでは
ない。しかし、組織微細化の点からは、動的再結晶温度
域の低い温度域での圧延が、γ→α変態の変態サイトの
増加が著しく、有利である。

【００４５】したがって、本発明では、動的再結晶温度
域での圧延に際し、とくに動的再結晶温度低温域におけ
る、圧延条件を前記のように規定した。すなわち、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５パス以上の圧下を加えるのが好ましい。

【００４６】動的再結晶温度低温域における圧延回数を
確保するため、圧延中の被圧延材の温度低下を抑制すべ
く、圧延スタンド間に加熱手段を設置し、被圧延材また
はロールを加熱するのが好ましい。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
手段は、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高周波加熱装置が好
適である。また、高周波加熱装置に代えて、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。

【００４７】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。圧延仕上げ温度がＡr₃変態点未満では、鋼
板の延性、靱性が劣化し、機械的特性の異方性が大きく
なるためである。

【００４８】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、粒成長が著しくなる。

【００４９】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
相を微細にしかも島状に分布させることが難しくなる。
30℃／sec 以上の冷却速度で、好ましくは350 〜600 ℃
の温度域まで冷却された熱延鋼板は、直ちにコイルに巻
き取るのが好適である。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、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350 〜600 ℃
の範囲内とするのが望ましい。

【００５０】コイルに巻き取られたのち、鋼板にはさら
に伸び率１〜４％の調質圧延（スキンパス）を施すのが
好ましい。スキンパス伸び率が１％未満では、図３に示
すように、降伏伸びＹＥｌが大きくなり、スプリングバ
ック量のばらつきが大きく、形状凍結性が劣化する。一
方、スキンパス伸び率が４％を超えると、前記（１）式
の加工硬化係数Ｃの値が0.17を超えて大きくなり（図
３）、スプリングバック量が大きくなり、形状凍結性が
劣化する。このため、調質圧延の伸び率を１〜４％に限
定するのが好ましい。

【００５１】

【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、巻き
取り、調質圧延を行って熱延鋼板（板厚2.3 mm）とし
た。なお、鋼板No.5は、潤滑圧延を実施した。

【００５２】ついで、これらの鋼板について、組織、機
械的特性を調査し、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相粒子の粒
径、第２相粒子のアスペクト比、および第２相粒子の分
布状態を測定した。また、最隣接第２相粒子間の間隔を
測定し、その間隔が第２相粒子の粒径以上となる割合を
求め、第２相の分布状態とした。

【００５３】また、各鋼板について行った引張試験の応
力−歪曲線から、最小２乗法による近似により（１）式
の定数Ａ、Ｂ、および加工硬化指数Ｃ値を決定した。さ
らに、これら鋼板から試験片（t ×50×50mm）を採取
し、図５に示す形状のハット型部材をプレス成形し、金
型から取り外したのちのスプリングバック量ＳＢを測定
した。スプリングバック量ＳＢは、 ＳＢ＝ΔＷ／Ｗ＝（Ｗ−Ｗ0 ）／Ｗ で定義した。なお、Ｗ0 はプレス成形時のハット径、Ｗ
は金型から取り外したときのハット径である。また、ス
プリングバック量ＳＢのばらつきΔＳＢは、 ΔＳＢ＝ＳＢmax −ＳＢmean で定義した。なお、ＳＢmax は同一条件でｎ個プレス成
形した際の最大スプリングバック量、ＳＢmeanは同一条
件でｎ個プレス成形した際の平均スプリングバック量で
ある。ｎは20とした。

【００５４】これらの結果を表３に示す。

【００５５】

【表１】

【００５６】

【表２】

【００５７】

【表３】

【００５８】本発明例の鋼板は、いずれもフェライトの
平均粒径が４μm 未満で、かつ第２相粒子も微細でかつ
島状分布して、鋼板No.10 を除き、30％以上の伸び値
と、580MPa以上の引張強さを有し、ＴＳ×Ｅｌも20000/
MPa ・％以上で、加工性に優れた熱延鋼板となってお
り、さらに降伏伸びＹＥｌが低く、スプリングバック量
ＳＢおよびスプリンバック量のばらつきΔＳＢも少な
く、形状凍結性に優れた熱延鋼板となっている。なお、
Mn量の好適範囲を超えて添加された鋼板No.10 は、加工
性は若干劣るものの、良好なＳＢ、ΔＳＢを得ることが
できる。

【００５９】これに対し、本発明の範囲を外れる比較例
は、フェライトの平均粒径が大きくなり、伸び値Ｅｌ、
降伏伸びＹＥｌ、ＴＳ×Ｅｌ値が低く、降伏伸びＹＥｌ
が大きく、異方性も大きくなり加工性が低下し、さら
に、スプリングバック量ＳＢ、スプリングバック量のば
らつきΔＳＢが大きくなり形状凍結性が低い熱延鋼板と
なっている。

【００６０】

【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、かつ加工性および形状凍結性に
優れた熱延鋼板が、通常の圧延設備で容易に製造でき、
産業上格段の効果を奏する。

【図面の簡単な説明】

【図１】スプリングバック量ＳＢと加工硬化係数Ｃ値と
の関係を示すグラフである。

【図２】スプリングバック量のばらつきΔＳＢと降伏伸
びＹＥｌとの関係を示すグラフである。

【図３】加工硬化係数Ｃ値、降伏伸びＹＥｌにおよぼす
スキンパス伸び率の影響を示すグラフである。

【図４】スプリングバック量の定義を示す説明図であ
る。

【図５】実施例で使用したハット型のプレス成形品の寸
法形状を模式的に示す説明図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 飯塚 栄治 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 安原 英子 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 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA05 EA06 EA09 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA19 EA20 EA23 EA27 EA28 EA31 EA32 EA36 EB08 EB09 EB11 FA02 FC03 FC04 FD03 FD04 FE01 JA06

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 フェライトを主相とし、主相と第２相粒
   子からなる熱延鋼板であって、前記フェライトの平均粒
   径が４μm 未満であり、下記（１）式で表される応力−
   歪曲線の加工硬化係数Ｃが0.17以下で、かつ降伏伸びＹ
   ＥＬが1.5 ％以下であることを特徴とする形状凍結性に
   優れた熱延鋼板。 記 σ＝Ａ×（ε＋Ｂ）^c ………（１） σ ：真応力（MPa ） ε ：真ひずみ Ａ、Ｂ：定数 Ｃ ：加工硬化係数
2. 【請求項２】 前記熱延鋼板が、重量％で、 Ｃ：0.01〜0.2 ％、 Si：2.0 ％以下、 Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.5 ％以下、 Ti：0.03〜0.2 ％、 Al：0.10％以下、 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、前記第２相粒子が、パーライト、マルテンサイト、
   ベイナイト、残留オーステナイトの１種または２種以上
   を含有することを特徴とする請求項１に記載の形状凍結
   性に優れた熱延鋼板。
3. 【請求項３】 前記組成が、重量％で、 Ｃ：0.01〜0.2 ％、 Si：2.0 ％以下、 Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.5 ％以下、 Ti：0.03〜0.2 ％、 Al：0.10％以下、 を含み、さらに、下記Ａ〜Ｃ群のうちの１群または２群
   以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組
   成であることを特徴とする請求項２に記載の形状凍結性
   に優れた熱延鋼板。 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：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
4. 【請求項４】 前記第２相粒子は、平均粒径が８μm 以
   下、最隣接第２相粒子間の間隔が、該第２相粒子の粒径
   以上となる割合が80％以上である粒子とすることを特徴
   とする請求項１ないし３のいずれかに記載の形状凍結性
   に優れた熱延鋼板。