JP2000336455A - 高延性熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
高延性熱延鋼板およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 20000 MPa ％以上の優れた強度−延性バラン
スを有する高延性高強度熱延鋼板を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：0.05〜0.25％、Si：0.5
〜2.0 ％、Mn：0.5 〜3.0 ％、Ti：0.05〜0.3 ％を含む
組成と、平均粒径が2.5 μｍ未満のフェライトを主相と
し、平均粒径が５μｍ以下のベイナイトと５％以上の残
留オーステナイトを含む組織とする。
スを有する高延性高強度熱延鋼板を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：0.05〜0.25％、Si：0.5
〜2.0 ％、Mn：0.5 〜3.0 ％、Ti：0.05〜0.3 ％を含む
組成と、平均粒径が2.5 μｍ未満のフェライトを主相と
し、平均粒径が５μｍ以下のベイナイトと５％以上の残
留オーステナイトを含む組織とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高強度熱延鋼板に
係り、とくに自動車向けに好適な、極めて高い延性を有
する高強度熱延鋼板に関する。
係り、とくに自動車向けに好適な、極めて高い延性を有
する高強度熱延鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車の燃料消費の低減と、衝突時に乗
員を保護するための安全性向上の目的から、自動車用鋼
板においては、高強度化が指向され、高強度と良好な延
性を兼備し、加工性が極めて優れた高延性高強度熱延鋼
板が熱望されている。このような鋼板は、強度−延性バ
ランスＴＳ×Ｅｌが20000 MPa 以上を有することが要望
されている。
員を保護するための安全性向上の目的から、自動車用鋼
板においては、高強度化が指向され、高強度と良好な延
性を兼備し、加工性が極めて優れた高延性高強度熱延鋼
板が熱望されている。このような鋼板は、強度−延性バ
ランスＴＳ×Ｅｌが20000 MPa 以上を有することが要望
されている。
【０００３】このような良好な延性と高強度を両立させ
た鋼としては、フェライトとマルテンサイトを主体とし
た複合組織鋼（デュアルフェース鋼：ＤＰ鋼）と、フェ
ライト、ベイナイト、残留オーステナイトを有するＴＲ
ＩＰ鋼が知られている。しかし、ＤＰ鋼はＴＲＩＰ鋼に
比べ延性が低く、強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌが2000
0 Mpa ％以下である。一方、ＴＲＩＰ鋼は、変形時に残
留オーステナイトがマルテンサイトに変態することで高
い延性を示す特徴を有し、ＴＳ×Ｅｌが20000Mpa ％を
超えることも可能である。このように、強度−延性バラ
ンスの観点からは、ＴＲＩＰ鋼の方が優れている。
た鋼としては、フェライトとマルテンサイトを主体とし
た複合組織鋼（デュアルフェース鋼：ＤＰ鋼）と、フェ
ライト、ベイナイト、残留オーステナイトを有するＴＲ
ＩＰ鋼が知られている。しかし、ＤＰ鋼はＴＲＩＰ鋼に
比べ延性が低く、強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌが2000
0 Mpa ％以下である。一方、ＴＲＩＰ鋼は、変形時に残
留オーステナイトがマルテンサイトに変態することで高
い延性を示す特徴を有し、ＴＳ×Ｅｌが20000Mpa ％を
超えることも可能である。このように、強度−延性バラ
ンスの観点からは、ＴＲＩＰ鋼の方が優れている。
【０００４】例えば、特開平3-10049 号公報には、Ｃ、
Si、Mnを基本成分として含有する鋼に、圧下率を80％以
上、圧延仕上温度を780 〜900 ℃とする熱間圧延を施し
たのち、熱間圧延終了温度から40℃/s未満の冷却速度で
冷却を開始し、圧延仕上温度や仕上圧延速度から決まる
所定温度で冷却を終了後、ついで冷却速度40℃/s以上で
冷却して、350 〜500 ℃で巻き取る高強度熱延鋼板の製
造方法が提案されている。この方法で製造された熱延鋼
板の強度延性バランスは20000 Mpa ％以上となることが
可能であることが示されている。また、この熱延鋼板の
組織は、ポリゴナルフェライト占積率が61％以下、ポリ
ゴナルフェライト占積率とフェライト粒径との比が18以
上で、かつ残留オーステナイトを５％以上含む、フェラ
イト、ベイナイトおよび残留オーステナイトからなる複
合組織を有している。
Si、Mnを基本成分として含有する鋼に、圧下率を80％以
上、圧延仕上温度を780 〜900 ℃とする熱間圧延を施し
たのち、熱間圧延終了温度から40℃/s未満の冷却速度で
冷却を開始し、圧延仕上温度や仕上圧延速度から決まる
所定温度で冷却を終了後、ついで冷却速度40℃/s以上で
冷却して、350 〜500 ℃で巻き取る高強度熱延鋼板の製
造方法が提案されている。この方法で製造された熱延鋼
板の強度延性バランスは20000 Mpa ％以上となることが
可能であることが示されている。また、この熱延鋼板の
組織は、ポリゴナルフェライト占積率が61％以下、ポリ
ゴナルフェライト占積率とフェライト粒径との比が18以
上で、かつ残留オーステナイトを５％以上含む、フェラ
イト、ベイナイトおよび残留オーステナイトからなる複
合組織を有している。
【０００５】しかしながら、特開平3-10049 号公報に記
載された技術では、熱間圧延の冷却が、所定温度まで
の40℃/s未満の緩冷却と、所定温度以降の急速冷却を必
要とすること、さらに冷却速度を変化させる所定温度
が熱間圧延時の仕上温度や圧延速度の関数となってお
り、このような所定温度に合わせて冷却速度を変更する
ことは、実操業上から困難といわざるを得ない。
載された技術では、熱間圧延の冷却が、所定温度まで
の40℃/s未満の緩冷却と、所定温度以降の急速冷却を必
要とすること、さらに冷却速度を変化させる所定温度
が熱間圧延時の仕上温度や圧延速度の関数となってお
り、このような所定温度に合わせて冷却速度を変更する
ことは、実操業上から困難といわざるを得ない。
【０００６】また、仮にこのような方法が実操業で実現
されたとしても、巻取温度が350 〜500 ℃であり、巻き
取り後の放冷時における冷却速度がコイル長手方向で大
幅に異なる事態が生じる。このため、コイルの位置によ
り未変態のオーステナイト相がベイナイトに変態する速
度が異なることから、得られる残留オーステナイト量に
大幅な変動が生じることになり、製品歩留りの低下をも
たらす。
されたとしても、巻取温度が350 〜500 ℃であり、巻き
取り後の放冷時における冷却速度がコイル長手方向で大
幅に異なる事態が生じる。このため、コイルの位置によ
り未変態のオーステナイト相がベイナイトに変態する速
度が異なることから、得られる残留オーステナイト量に
大幅な変動が生じることになり、製品歩留りの低下をも
たらす。
【０００７】ＴＲＩＰ鋼の製造においては、まず圧延終
了後にオーステナイトの一部をフェライトに変態させる
必要がある。このために、熱間圧延時に大圧下圧延やオ
ーステナイト域での低温圧延が望ましく、さらに、圧延
終了後巻き取りまでの冷却中にフェライト変態のノーズ
を通過させる必要がある。そのため、冷却途中に短時間
の保持を行う、いわゆる中間徐冷冷却や、あるいはフェ
ライト変態のノーズまで徐冷したのち急冷を行う前段徐
冷却などが考えられている。また、巻き取った後に未変
態のオーステナイトの一部がベイナイト変態をするのに
ともない、固溶Ｃが未変態のオーステナイトに濃化して
オーステナイトの安定化を促進するために、５min 以上
の保持が必要である。しかし、60min を超えるような長
時間の保持ではベイナイト変態が進行し過ぎて製品中の
残留オーステナイトが減少する。
了後にオーステナイトの一部をフェライトに変態させる
必要がある。このために、熱間圧延時に大圧下圧延やオ
ーステナイト域での低温圧延が望ましく、さらに、圧延
終了後巻き取りまでの冷却中にフェライト変態のノーズ
を通過させる必要がある。そのため、冷却途中に短時間
の保持を行う、いわゆる中間徐冷冷却や、あるいはフェ
ライト変態のノーズまで徐冷したのち急冷を行う前段徐
冷却などが考えられている。また、巻き取った後に未変
態のオーステナイトの一部がベイナイト変態をするのに
ともない、固溶Ｃが未変態のオーステナイトに濃化して
オーステナイトの安定化を促進するために、５min 以上
の保持が必要である。しかし、60min を超えるような長
時間の保持ではベイナイト変態が進行し過ぎて製品中の
残留オーステナイトが減少する。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】このように、ＴＲＩＰ
鋼の製造においては、種々の製造面における制約があ
り、従来技術を用いる限り、強度−延性バランスＴＳ×
Ｅｌが20000 MPa ％以上を有するＴＲＩＰ型高延性高強
度鋼板を高い歩留りで製造するのは難しい。現状では最
良でも70％程度の製品歩留りに止まっている。このた
め、更なる製品歩留りの向上、製造コストの低下が要望
されていた。
鋼の製造においては、種々の製造面における制約があ
り、従来技術を用いる限り、強度−延性バランスＴＳ×
Ｅｌが20000 MPa ％以上を有するＴＲＩＰ型高延性高強
度鋼板を高い歩留りで製造するのは難しい。現状では最
良でも70％程度の製品歩留りに止まっている。このた
め、更なる製品歩留りの向上、製造コストの低下が要望
されていた。
【０００９】本発明は、上記した問題を解決し、安定し
て、高強度で、高い延性と、20000MPa ％以上の優れた
強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌを有する高延性高強度熱
延鋼板を提供することを目的とする。また、本発明は、
複雑な工程を経ずに安定して、前記高延性高強度熱延鋼
板を、しかも85％を超えるような高い製品歩留りで製造
できる高強度熱延鋼板の製造方法を提供することを目的
とする。
て、高強度で、高い延性と、20000MPa ％以上の優れた
強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌを有する高延性高強度熱
延鋼板を提供することを目的とする。また、本発明は、
複雑な工程を経ずに安定して、前記高延性高強度熱延鋼
板を、しかも85％を超えるような高い製品歩留りで製造
できる高強度熱延鋼板の製造方法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し、種々の実験室的検討を
加えた結果、従来技術が持つ問題点を一挙に解決し、高
い強度−延性バランスを有する高延性高強度熱延鋼板を
複雑な工程を経由せずに、安定して製造できることを見
いだした。
課題を達成するため鋭意研究し、種々の実験室的検討を
加えた結果、従来技術が持つ問題点を一挙に解決し、高
い強度−延性バランスを有する高延性高強度熱延鋼板を
複雑な工程を経由せずに、安定して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。本発明者らは、重量％で、Ｃ：0.14％、Si：1.
1 ％、Mn：1.05％、Ｓ：0.001％、Al：0.035 ％、Ti：
0.105 ％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる
鋼片を用い、熱間圧延条件を変えた熱間圧延により種々
の熱延鋼板を得て、組織と引張特性の関係、製造条件と
引張特性の関係を調査した。
明する。本発明者らは、重量％で、Ｃ：0.14％、Si：1.
1 ％、Mn：1.05％、Ｓ：0.001％、Al：0.035 ％、Ti：
0.105 ％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる
鋼片を用い、熱間圧延条件を変えた熱間圧延により種々
の熱延鋼板を得て、組織と引張特性の関係、製造条件と
引張特性の関係を調査した。
【００１２】なお、熱間圧延は、実機熱間圧延設備を用
い、加熱温度を1080℃し、粗圧延終了温度を925 ℃、仕
上圧延終了温度を830 ℃として、3mm 厚の熱延鋼板とし
た。また、仕上圧延終了から冷却開始までの時間を２se
c 以内と２sec 超で調整した。また、350 ℃までの冷却
速度を5 〜100 ℃/sの範囲で変化させ、巻取温度は350
℃とした。
い、加熱温度を1080℃し、粗圧延終了温度を925 ℃、仕
上圧延終了温度を830 ℃として、3mm 厚の熱延鋼板とし
た。また、仕上圧延終了から冷却開始までの時間を２se
c 以内と２sec 超で調整した。また、350 ℃までの冷却
速度を5 〜100 ℃/sの範囲で変化させ、巻取温度は350
℃とした。
【００１３】まず、組織と引張特性の関係について説明
する。強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌとフェライト粒
径、べイナイト粒径との関係を図１に示す。なお、フェ
ライト粒径、べイナイト粒径は、JIS G 0552に規定する
切断法に準拠して測定した。図１から、フェライト粒径
を2.5 μｍ以下かつべイナイト粒径を５μｍ以下とする
ことにより、ＴＳ×Ｅｌが20000 MPa 以上となることが
わかる。
する。強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌとフェライト粒
径、べイナイト粒径との関係を図１に示す。なお、フェ
ライト粒径、べイナイト粒径は、JIS G 0552に規定する
切断法に準拠して測定した。図１から、フェライト粒径
を2.5 μｍ以下かつべイナイト粒径を５μｍ以下とする
ことにより、ＴＳ×Ｅｌが20000 MPa 以上となることが
わかる。
【００１４】強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌと残留オー
ステナイト量との関係を図２に示す。なお、残留オース
テナイト量はＸ線回折により測定した。図２から、残留
オーステナイト量を５体積％以上とすることにより、Ｔ
Ｓ×Ｅｌが20000 MPa 以上となることがわかる。つぎ
に、製造条件と引張特性の関係を説明する。
ステナイト量との関係を図２に示す。なお、残留オース
テナイト量はＸ線回折により測定した。図２から、残留
オーステナイト量を５体積％以上とすることにより、Ｔ
Ｓ×Ｅｌが20000 MPa 以上となることがわかる。つぎ
に、製造条件と引張特性の関係を説明する。
【００１５】強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌと熱間圧延
後の冷却速度との関係を図３に示す。なお、図３には、
冷却開始までの時間が２sec 以内（0.3 〜0.8sec）と、
２sec 超で区別している。図３から、熱間圧延後の冷却
速度が20℃/ s 以上でかつ圧延後0.3 〜0.8 秒で急冷を
開始した場合に、ＴＳ×Ｅｌが20000 MPa 以上となるこ
とがわかる。
後の冷却速度との関係を図３に示す。なお、図３には、
冷却開始までの時間が２sec 以内（0.3 〜0.8sec）と、
２sec 超で区別している。図３から、熱間圧延後の冷却
速度が20℃/ s 以上でかつ圧延後0.3 〜0.8 秒で急冷を
開始した場合に、ＴＳ×Ｅｌが20000 MPa 以上となるこ
とがわかる。
【００１６】また、本発明者らは、Ｃ：0.15％、Si：1.
2 ％、Mn：1.2 ％、Ｐ：0.013 ％、Ｓ：0.001 ％、Al：
0.041 ％を含有し、Ti：0.09％、あるいはTi無添加とし
た鋼を用い、熱間圧延条件を変えた熱間圧延により種々
の熱延鋼板を得て、製造条件と組織、引張特性との関係
を調査した。なお、熱間圧延は、実機熱間圧延設備を用
い、加熱温度を1080℃し、粗圧延終了温度を925 ℃、仕
上圧延終了温度を830 ℃として、３mm厚の熱延鋼板とし
た。また、仕上圧延終了から冷却開始までの時間を0.8s
ec、巻取温度までの冷却速度を55℃/sとし、巻取温度を
変化した。なお、熱延コイルは幅1280mm重量21トンであ
った。
2 ％、Mn：1.2 ％、Ｐ：0.013 ％、Ｓ：0.001 ％、Al：
0.041 ％を含有し、Ti：0.09％、あるいはTi無添加とし
た鋼を用い、熱間圧延条件を変えた熱間圧延により種々
の熱延鋼板を得て、製造条件と組織、引張特性との関係
を調査した。なお、熱間圧延は、実機熱間圧延設備を用
い、加熱温度を1080℃し、粗圧延終了温度を925 ℃、仕
上圧延終了温度を830 ℃として、３mm厚の熱延鋼板とし
た。また、仕上圧延終了から冷却開始までの時間を0.8s
ec、巻取温度までの冷却速度を55℃/sとし、巻取温度を
変化した。なお、熱延コイルは幅1280mm重量21トンであ
った。
【００１７】コイルの長手方向各位置における残留オー
ステナイト量と巻取温度との関係を図４に示す。図４
（ｂ）に示すように、Ti無添加鋼では巻取温度400 ℃近
傍に残留オーステナイト量のピークがあるが、コイル長
手中央部と最後尾部で残留オーステナイト量のピークを
示す巻取温度が異なり、しかも残留オーステナイト量も
少ない。一方、図４（ａ）に示すように、Ti：0.09％添
加鋼では巻取温度380 ℃以下で残留オーステナイト量が
5 ％以上となるとともにコイルの長手方向各位置におけ
る残留オーステナイト量のばらつきが小さくなる。
ステナイト量と巻取温度との関係を図４に示す。図４
（ｂ）に示すように、Ti無添加鋼では巻取温度400 ℃近
傍に残留オーステナイト量のピークがあるが、コイル長
手中央部と最後尾部で残留オーステナイト量のピークを
示す巻取温度が異なり、しかも残留オーステナイト量も
少ない。一方、図４（ａ）に示すように、Ti：0.09％添
加鋼では巻取温度380 ℃以下で残留オーステナイト量が
5 ％以上となるとともにコイルの長手方向各位置におけ
る残留オーステナイト量のばらつきが小さくなる。
【００１８】このようなTi添加の有無による残留オース
テナイト量の相違の原因を調査するため、Ti含有量の異
なる鋼について、Ti含有量と残留オーステナイト量の関
係をコイル長手方向中央部で調査した。なお、製造条件
は、巻取温度：350 ℃とした以外は、同様とした。残留
オーステナイト量以外にもベイナイト粒径についても測
定した。
テナイト量の相違の原因を調査するため、Ti含有量の異
なる鋼について、Ti含有量と残留オーステナイト量の関
係をコイル長手方向中央部で調査した。なお、製造条件
は、巻取温度：350 ℃とした以外は、同様とした。残留
オーステナイト量以外にもベイナイト粒径についても測
定した。
【００１９】その結果を図５に示す。図５から、Tiの増
加につれべイナイト粒径が減少し、べイナイト粒径が5
μｍ以下になると残留オーステナイトが５％以上となっ
ていることがわかる。このような実験結果から、強度−
延性バランスＴＳ×Ｅｌが20000 MPa 以上を有し、かつ
材質が均一な高延性高強度鋼板を得るためには、Tiを0.
05％以上含有する組成とし、組織を、フェライト粒径が
2.5 μｍ以下、べイナイト粒径が5 μｍ以下であり、残
留オーステナイト量が５％以上含まれる組織とする必要
があることが分かった。また、これを達成するために、
熱間圧延終了後の冷却開始までの時間を短くし、かつそ
の後の冷却速度を20℃/s以上とし、380 ℃以下まで冷却
する必要があることがわかった。
加につれべイナイト粒径が減少し、べイナイト粒径が5
μｍ以下になると残留オーステナイトが５％以上となっ
ていることがわかる。このような実験結果から、強度−
延性バランスＴＳ×Ｅｌが20000 MPa 以上を有し、かつ
材質が均一な高延性高強度鋼板を得るためには、Tiを0.
05％以上含有する組成とし、組織を、フェライト粒径が
2.5 μｍ以下、べイナイト粒径が5 μｍ以下であり、残
留オーステナイト量が５％以上含まれる組織とする必要
があることが分かった。また、これを達成するために、
熱間圧延終了後の冷却開始までの時間を短くし、かつそ
の後の冷却速度を20℃/s以上とし、380 ℃以下まで冷却
する必要があることがわかった。
【００２０】本発明は、上記した知見に基づいて完成さ
れたものである。すなわち、本発明は、 （１）重量％で、Ｃ：0.05〜0.25％、Si：0.5 〜2.0
％、Mn：0.5 〜3.0 ％、Ti：0.05〜0.3 ％を含み、ある
いはさらにＰ：0.10％以下および／またはAl：0.10％以
下を含み、残部は実質的に鉄からなる組成と、フェライ
トを主相とし、ベイナイトと残留オーステナイトを含む
組織を有し、前記フェライトの平均粒径が2.5 μｍ未
満、前記ベイナイトの平均粒径が５μｍ以下であり、前
記残留オーステナイトが体積率で５％以上含まれること
を特徴とする超微細粒鋼を有する高延性高強度熱延鋼板
である。また、本発明では、前記組成がさらに、重量％
で、次Ａ群〜Ｃ群 Ａ群：Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.1 ％以下のうちの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 ％以下のうちの１種または２種以上 Ｃ群：Ca：0.0005〜0.015 ％、REM ：0.001 〜0.05％、
Ｂ：0.0002〜0.01％のうちの１種または２種以上 のうちから選ばれた１群または２群以上を含有すること
が好ましい。 （２）重量％で、Ｃ：0.05〜0.25％、Si：0.5 〜2.0wt
％、Mn：0.5 〜3.0 ％、Ti：0.05〜0.3wt ％を含み、あ
るいはさらにＰ：0.10％以下および／またはAl：0.10％
以下を含み、残部は実質的に鉄からなる組成の鋼片を、
1150℃以下の温度に加熱したのち、700 〜900 ℃で圧延
を終了する熱間圧延を施し、熱間圧延終了後２秒以内に
冷却を開始し、平均冷却速度20℃/s以上で冷却し、150
〜380 ℃で巻き取ることを特徴とする高延性高強度熱延
鋼板の製造方法である。また、本発明では、前記組成が
さらに、重量％で、次Ａ群〜Ｃ群 Ａ群：Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.1 ％以下のうちの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 ％以下のうちの１種または２種以上 Ｃ群：Ca：0.0005〜0.015 ％、REM ：0.001 〜0.05％、
Ｂ：0.0002〜0.01％のうちの１種または２種以上 のうちから選ばれた１群または２群以上を含有してもよ
い。
れたものである。すなわち、本発明は、 （１）重量％で、Ｃ：0.05〜0.25％、Si：0.5 〜2.0
％、Mn：0.5 〜3.0 ％、Ti：0.05〜0.3 ％を含み、ある
いはさらにＰ：0.10％以下および／またはAl：0.10％以
下を含み、残部は実質的に鉄からなる組成と、フェライ
トを主相とし、ベイナイトと残留オーステナイトを含む
組織を有し、前記フェライトの平均粒径が2.5 μｍ未
満、前記ベイナイトの平均粒径が５μｍ以下であり、前
記残留オーステナイトが体積率で５％以上含まれること
を特徴とする超微細粒鋼を有する高延性高強度熱延鋼板
である。また、本発明では、前記組成がさらに、重量％
で、次Ａ群〜Ｃ群 Ａ群：Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.1 ％以下のうちの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 ％以下のうちの１種または２種以上 Ｃ群：Ca：0.0005〜0.015 ％、REM ：0.001 〜0.05％、
Ｂ：0.0002〜0.01％のうちの１種または２種以上 のうちから選ばれた１群または２群以上を含有すること
が好ましい。 （２）重量％で、Ｃ：0.05〜0.25％、Si：0.5 〜2.0wt
％、Mn：0.5 〜3.0 ％、Ti：0.05〜0.3wt ％を含み、あ
るいはさらにＰ：0.10％以下および／またはAl：0.10％
以下を含み、残部は実質的に鉄からなる組成の鋼片を、
1150℃以下の温度に加熱したのち、700 〜900 ℃で圧延
を終了する熱間圧延を施し、熱間圧延終了後２秒以内に
冷却を開始し、平均冷却速度20℃/s以上で冷却し、150
〜380 ℃で巻き取ることを特徴とする高延性高強度熱延
鋼板の製造方法である。また、本発明では、前記組成が
さらに、重量％で、次Ａ群〜Ｃ群 Ａ群：Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.1 ％以下のうちの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 ％以下のうちの１種または２種以上 Ｃ群：Ca：0.0005〜0.015 ％、REM ：0.001 〜0.05％、
Ｂ：0.0002〜0.01％のうちの１種または２種以上 のうちから選ばれた１群または２群以上を含有してもよ
い。
【００２１】
【発明の実施の形態】本発明鋼板の組成限定理由につい
て説明する。 Ｃ：0.05〜0.25％ Ｃは、オーステナイトに濃化して、高延性化に必要な残
留オーステナイト量を確保するのに必要な元素であり、
また、Tiと結合してTiC を形成し、Tiの効果を高める。
このためには、少なくとも0.05％以上の含有が必要であ
るが、0.25％を超えると溶接性が劣化する。このため、
Ｃは0.05〜0.25％に限定する。
て説明する。 Ｃ：0.05〜0.25％ Ｃは、オーステナイトに濃化して、高延性化に必要な残
留オーステナイト量を確保するのに必要な元素であり、
また、Tiと結合してTiC を形成し、Tiの効果を高める。
このためには、少なくとも0.05％以上の含有が必要であ
るが、0.25％を超えると溶接性が劣化する。このため、
Ｃは0.05〜0.25％に限定する。
【００２２】Si：0.5 〜2.0 ％、 Siは、高延性化に必要な残留オーステナイト量を確保す
るために、少なくとも0.5 ％以上の含有が必要である
が、2.0 ％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ず、経済的に不利となる。このた
め、Siは0.5 〜2.0 ％に限定した。なお、好ましくは0.
90％超〜2.0 ％である。
るために、少なくとも0.5 ％以上の含有が必要である
が、2.0 ％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ず、経済的に不利となる。このた
め、Siは0.5 〜2.0 ％に限定した。なお、好ましくは0.
90％超〜2.0 ％である。
【００２３】Mn：0.5 〜3.0 ％ Mnは、べイナイトと残留オーステナイトを適量存在させ
るのに必要な元素であり、少なくとも0.5 ％以上含有す
る。しかし、3.0 ％を超える含有は、巻取り後のべイナ
イト変態が抑制され、残留オーステナイトがむしろ減少
する。このため、Mnは0.5 〜3.0 ％の範囲に限定する。
るのに必要な元素であり、少なくとも0.5 ％以上含有す
る。しかし、3.0 ％を超える含有は、巻取り後のべイナ
イト変態が抑制され、残留オーステナイトがむしろ減少
する。このため、Mnは0.5 〜3.0 ％の範囲に限定する。
【００２４】Ti：0.05〜0.3 ％ Tiは、本発明では最も重要な元素であり、熱間圧延の加
熱に際し初期オーステナイト粒の粗大化を防止し、熱間
圧延後のフェライト粒、あるいはベイナイト粒の微細化
に寄与し、高延性化に必要な残留オーステナイト量を確
保する。このような効果は、0.05％以上の含有で認めら
れる。しかし、0.3 ％を超えて含有すると、含有量に見
合う効果が期待できず、コストアップの一因となる。こ
のため、Tiは0.05〜0.3 ％の範囲に限定した。
熱に際し初期オーステナイト粒の粗大化を防止し、熱間
圧延後のフェライト粒、あるいはベイナイト粒の微細化
に寄与し、高延性化に必要な残留オーステナイト量を確
保する。このような効果は、0.05％以上の含有で認めら
れる。しかし、0.3 ％を超えて含有すると、含有量に見
合う効果が期待できず、コストアップの一因となる。こ
のため、Tiは0.05〜0.3 ％の範囲に限定した。
【００２５】本発明では、0.05〜0.3 ％と比較的多量の
Tiを添加するため、Tiは低温加熱と相まって、TiC とし
て存在しオーステナイト粒の粗大化を防止する。Tiのオ
ーステナイト粒粗大化防止により、加熱時の初期オース
テナイト粒径は50μm 以下となる。このような微細な初
期オーステナイト粒が、熱間圧延により、再結晶が進行
し、さらに微細なオーステナイト粒となる。このような
状況で熱間圧延を終了すると、そのドライビングホース
の高さから速やかなフェライト変態が起こるとともに、
フェライト生成サイトの増加により未変態オーステナイ
トも微細になる。微細な未変態オーステナイトの一部
は、巻取り保持中に微細なべイナイトに変態する。その
際、固溶Ｃが未変態オーステナイト中に濃化し、さらに
残る未変態オーステナイトを安定化させる。これが残留
オーステナイトとなる。
Tiを添加するため、Tiは低温加熱と相まって、TiC とし
て存在しオーステナイト粒の粗大化を防止する。Tiのオ
ーステナイト粒粗大化防止により、加熱時の初期オース
テナイト粒径は50μm 以下となる。このような微細な初
期オーステナイト粒が、熱間圧延により、再結晶が進行
し、さらに微細なオーステナイト粒となる。このような
状況で熱間圧延を終了すると、そのドライビングホース
の高さから速やかなフェライト変態が起こるとともに、
フェライト生成サイトの増加により未変態オーステナイ
トも微細になる。微細な未変態オーステナイトの一部
は、巻取り保持中に微細なべイナイトに変態する。その
際、固溶Ｃが未変態オーステナイト中に濃化し、さらに
残る未変態オーステナイトを安定化させる。これが残留
オーステナイトとなる。
【００２６】巻取り保持中、未変態オーステナイトから
べイナイトへの変態は、比較的速く進むと思われるが、
すでに変態した微細なべイナイトとフェライトの共存に
より、残留オーステナイトが安定なため、コイルの長手
方向中心部のように巻き取り後に比較的高温に長時間保
持されても、依然として高い残留オーステナイト量が確
保されるものと推定される。
べイナイトへの変態は、比較的速く進むと思われるが、
すでに変態した微細なべイナイトとフェライトの共存に
より、残留オーステナイトが安定なため、コイルの長手
方向中心部のように巻き取り後に比較的高温に長時間保
持されても、依然として高い残留オーステナイト量が確
保されるものと推定される。
【００２７】上記した組成に加えて、必要に応じ、Ａ群
〜Ｃ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有で
きる。 Ａ群：Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.1 ％以下のうちの１種ま
たは２種 Nb、Ｖは、いずれも炭窒化物形成元素であり、析出強化
を介して高強度化に有効な元素であり、所望強度に応じ
１種または２種を含有できる。しかし、いずれも0.1 ％
を超える含有は、延性を劣化させるため、それぞれ0.1
％以下に限定するのが好ましい。
〜Ｃ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有で
きる。 Ａ群：Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.1 ％以下のうちの１種ま
たは２種 Nb、Ｖは、いずれも炭窒化物形成元素であり、析出強化
を介して高強度化に有効な元素であり、所望強度に応じ
１種または２種を含有できる。しかし、いずれも0.1 ％
を超える含有は、延性を劣化させるため、それぞれ0.1
％以下に限定するのが好ましい。
【００２８】Ｂ群：Cu：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、
Ni：1.0 ％以下、Cr：1.0 ％以下のうちの１種または２
種以上 Cu、Mo、Ni、Crは、いずれも固溶強化ならびに組織強化
により高強度化に有効な元素であり、必要に応じ１種ま
たは２種以上を選択して含有できる。しかし、いずれ
も、1.0 ％以上の含有は効果が飽和するとともに延性が
劣化するため、それぞれ1.0 ％以下に限定するのが好ま
しい。
Ni：1.0 ％以下、Cr：1.0 ％以下のうちの１種または２
種以上 Cu、Mo、Ni、Crは、いずれも固溶強化ならびに組織強化
により高強度化に有効な元素であり、必要に応じ１種ま
たは２種以上を選択して含有できる。しかし、いずれ
も、1.0 ％以上の含有は効果が飽和するとともに延性が
劣化するため、それぞれ1.0 ％以下に限定するのが好ま
しい。
【００２９】Ｃ群：Ca：0.0005〜0.015 ％、REM ：0.00
1 〜0.05％、Ｂ：0.0002〜0.01％のうちの１種または２
種以上 Ca、REM 、Ｂは、いずれも介在物の形態、あるいは組織
を制御し、伸びフランジ性を向上させる元素であり、必
要に応じ１種または２種以上を選択して含有できる。Ca
が0.0005％未満、REM が0.001 ％未満、Ｂが0.0002％未
満では、このような効果が認められない。一方、Caが0.
0015％、REM が0.05％、Ｂが0.01％を超えると、延性が
劣化する。このため、Caは0.0005〜0.015 ％、REM は0.
001 〜0.05％、Ｂは0.0002〜0.01％に限定するのが好ま
しい。
1 〜0.05％、Ｂ：0.0002〜0.01％のうちの１種または２
種以上 Ca、REM 、Ｂは、いずれも介在物の形態、あるいは組織
を制御し、伸びフランジ性を向上させる元素であり、必
要に応じ１種または２種以上を選択して含有できる。Ca
が0.0005％未満、REM が0.001 ％未満、Ｂが0.0002％未
満では、このような効果が認められない。一方、Caが0.
0015％、REM が0.05％、Ｂが0.01％を超えると、延性が
劣化する。このため、Caは0.0005〜0.015 ％、REM は0.
001 〜0.05％、Ｂは0.0002〜0.01％に限定するのが好ま
しい。
【００３０】Ｐ：0.1 ％以下 Ｐは、強度を増加させる元素であり、しかも0.10％程度
までの添加では耐２次加工脆化特性を劣化することなく
高強度化が可能であり、必要に応じ0.10％まで添加でき
る。 Al：0.10％以下 Alは、脱酸剤として作用し、必要に応じ0.10％以下の添
加が可能である。
までの添加では耐２次加工脆化特性を劣化することなく
高強度化が可能であり、必要に応じ0.10％まで添加でき
る。 Al：0.10％以下 Alは、脱酸剤として作用し、必要に応じ0.10％以下の添
加が可能である。
【００３１】本発明鋼板は、上記した成分以外の残部は
実質的に鉄からなる。なお、不可避的不純物として、
Ｓ：0.020 ％以下が許容できる。Ｓは、非金属介在物を
増加させ、延性、伸びフランジ性を劣化する元素であり
できるだけ低減するのが望ましいが、0.020 ％までは許
容できる。つぎに、本発明鋼板の組織の限定理由につい
て説明する。
実質的に鉄からなる。なお、不可避的不純物として、
Ｓ：0.020 ％以下が許容できる。Ｓは、非金属介在物を
増加させ、延性、伸びフランジ性を劣化する元素であり
できるだけ低減するのが望ましいが、0.020 ％までは許
容できる。つぎに、本発明鋼板の組織の限定理由につい
て説明する。
【００３２】本発明鋼板は、フェライトを主相とし、ベ
イナイトと残留オーステナイトを含む組織を有する。本
発明でいう主相とは、50％以上の体積率を有する相をい
う。主相であるフェライトは、2.5 μｍ未満の平均粒径
を有する。平均粒径が2.5μｍ以上では、べイナイト粒
径を５μｍ以下に小さくすることができない。また、下
限はとくに限定されないが、現状で到達できる粒径は0.
8 μｍ程度と考えられる。
イナイトと残留オーステナイトを含む組織を有する。本
発明でいう主相とは、50％以上の体積率を有する相をい
う。主相であるフェライトは、2.5 μｍ未満の平均粒径
を有する。平均粒径が2.5μｍ以上では、べイナイト粒
径を５μｍ以下に小さくすることができない。また、下
限はとくに限定されないが、現状で到達できる粒径は0.
8 μｍ程度と考えられる。
【００３３】第２相は、ベイナイトと残留オーステナイ
トである。ベイナイトの存在は、安定な残留オーステナ
イトを得て、高い延性を均質に得るのに重要である。ベ
イナイト変態後に、Ｃを未変態オーステナイトに濃化さ
せるためには、５μｍ以下の微細なべイナイトとするこ
とが必要である。このため、ベイナイトの平均粒径を５
μｍ以下とした。べイナイト粒径は先に形成されるフェ
ライトの粒径の影響を強く受けるが、さらに熱間圧延条
件にも影響される。例えば、熱間仕上圧延が700 ℃未満
の低温で行われると、フェライトは微細化されるがべイ
ナイトはバンド上に粗大に伸びた組織を呈し好ましくな
い。べイナイトの粒径の下限は特に限定されないが、実
用上到達できるのはフェライト粒径と同じ0.8 μｍ程度
と考えられる。なお、ベイナイト量は、１〜30％（体積
％）とするのが延性の観点から好ましい。
トである。ベイナイトの存在は、安定な残留オーステナ
イトを得て、高い延性を均質に得るのに重要である。ベ
イナイト変態後に、Ｃを未変態オーステナイトに濃化さ
せるためには、５μｍ以下の微細なべイナイトとするこ
とが必要である。このため、ベイナイトの平均粒径を５
μｍ以下とした。べイナイト粒径は先に形成されるフェ
ライトの粒径の影響を強く受けるが、さらに熱間圧延条
件にも影響される。例えば、熱間仕上圧延が700 ℃未満
の低温で行われると、フェライトは微細化されるがべイ
ナイトはバンド上に粗大に伸びた組織を呈し好ましくな
い。べイナイトの粒径の下限は特に限定されないが、実
用上到達できるのはフェライト粒径と同じ0.8 μｍ程度
と考えられる。なお、ベイナイト量は、１〜30％（体積
％）とするのが延性の観点から好ましい。
【００３４】残留オーステナイト量は５％（体積％）以
上とする。高い延性を確保するためには残留オーステナ
イト量は５％以上とされる。残留オーステナイト量が５
％未満では、図２に示すように強度−延性バランスＴＳ
×Ｅｌが20000 MPa 以上を確保できない。なお、残留オ
ーステナイトは、多ければ多いほど延性は向上するが、
降伏強さの低下や、安定性の低下等から、20％程度が上
限である。
上とする。高い延性を確保するためには残留オーステナ
イト量は５％以上とされる。残留オーステナイト量が５
％未満では、図２に示すように強度−延性バランスＴＳ
×Ｅｌが20000 MPa 以上を確保できない。なお、残留オ
ーステナイトは、多ければ多いほど延性は向上するが、
降伏強さの低下や、安定性の低下等から、20％程度が上
限である。
【００３５】なお、上記した相以外の第２相としてはパ
ーライトが考えられるが、本発明においてはパーライト
の量は少なく限定するにおよばない。なお、マルテンサ
イト量は極めて少なく限定するには及ばないが、焼戻マ
ルテンサイトは、ベイナイトと同様の役割を果たすた
め、10wt％までの含有は許容できる。つぎに、本発明鋼
板の製造条件について説明する。
ーライトが考えられるが、本発明においてはパーライト
の量は少なく限定するにおよばない。なお、マルテンサ
イト量は極めて少なく限定するには及ばないが、焼戻マ
ルテンサイトは、ベイナイトと同様の役割を果たすた
め、10wt％までの含有は許容できる。つぎに、本発明鋼
板の製造条件について説明する。
【００３６】上記した組成の鋼を、常法の溶製方法、鋳
造方法でスラブとしたのち、該スラブに熱間圧延を施し
熱延鋼板とする。熱間圧延は、スラブを、一旦冷却した
のち再加熱する再加熱圧延とするか、冷却中の高温スラ
ブを加熱するDHCRプロセスとしても、直送圧延としても
よい。再加熱する場合には、TiC の溶解を防止して、初
期オーステナイト粒を微細化するため、極力低温とする
のが好ましく、1150℃以下、好ましくは1080℃以下に加
熱するのが好ましい。また、直送圧延する場合でも、11
50℃以下まで冷却したのち圧延を開始するのが好まし
い。初期オーステナイト粒の微細化により、熱延鋼板の
組織微細化と残留オーステナイトの確保が可能となる。
なお、加熱温度は、870 ℃以上とするのが圧延負荷の観
点から好ましい。加熱炉の在炉時間はとくに限定されな
いが、スラブ全体が均一に加熱される必要最小限の時間
とするのが好ましい。
造方法でスラブとしたのち、該スラブに熱間圧延を施し
熱延鋼板とする。熱間圧延は、スラブを、一旦冷却した
のち再加熱する再加熱圧延とするか、冷却中の高温スラ
ブを加熱するDHCRプロセスとしても、直送圧延としても
よい。再加熱する場合には、TiC の溶解を防止して、初
期オーステナイト粒を微細化するため、極力低温とする
のが好ましく、1150℃以下、好ましくは1080℃以下に加
熱するのが好ましい。また、直送圧延する場合でも、11
50℃以下まで冷却したのち圧延を開始するのが好まし
い。初期オーステナイト粒の微細化により、熱延鋼板の
組織微細化と残留オーステナイトの確保が可能となる。
なお、加熱温度は、870 ℃以上とするのが圧延負荷の観
点から好ましい。加熱炉の在炉時間はとくに限定されな
いが、スラブ全体が均一に加熱される必要最小限の時間
とするのが好ましい。
【００３７】加熱されたスラブは、ついで700 〜900 ℃
で圧延を終了する熱間圧延を施される。圧延終了温度
が、700 ℃未満では、２相域圧延となり、第２相が展伸
した組織となるため、所定量の残留オーステナイトが確
保できない。一方、圧延終了温度が900 ℃を超えると熱
間圧延終了後変態開始までの間にオーステナイト粒の成
長が進み、微細なフェライトやべイナイトが生成されな
い。このため、熱間圧延の終了温度を700 〜900 ℃とす
るのが好ましい。
で圧延を終了する熱間圧延を施される。圧延終了温度
が、700 ℃未満では、２相域圧延となり、第２相が展伸
した組織となるため、所定量の残留オーステナイトが確
保できない。一方、圧延終了温度が900 ℃を超えると熱
間圧延終了後変態開始までの間にオーステナイト粒の成
長が進み、微細なフェライトやべイナイトが生成されな
い。このため、熱間圧延の終了温度を700 〜900 ℃とす
るのが好ましい。
【００３８】なお、その他の圧延条件は、とくに限定さ
れないが、操業上許される範囲内で低温での圧下率を高
くするようにするのが好ましい。熱間圧延終了後、つい
で熱延鋼板は、冷却を施される。冷却は、熱間圧延終了
後２sec 以内に開始するのが好ましい。冷却速度は20℃
/s以上とするのが好ましい。なお、冷却速度の上限は、
とくに限定されないが現有設備では200 ℃/sが上限とな
る。
れないが、操業上許される範囲内で低温での圧下率を高
くするようにするのが好ましい。熱間圧延終了後、つい
で熱延鋼板は、冷却を施される。冷却は、熱間圧延終了
後２sec 以内に開始するのが好ましい。冷却速度は20℃
/s以上とするのが好ましい。なお、冷却速度の上限は、
とくに限定されないが現有設備では200 ℃/sが上限とな
る。
【００３９】本発明の熱延鋼板では、熱間圧延終了段階
で微細なオーステナイト粒に歪みが蓄積されているた
め、速やかにフェライト変態が開始する。そのため、熱
間圧延終了後２秒以内に冷却を開始する必要がある。従
来技術のように、フェライトノーズを通過させるため
に、冷却中の保定や前半部を徐冷する必要はない。冷却
開始が遅れ、熱間圧延終了後２秒以上の放置がなされた
場合や、冷却速度が20℃/sより遅い場合はフェライト粒
が急激に粗大化するので好ましくない。
で微細なオーステナイト粒に歪みが蓄積されているた
め、速やかにフェライト変態が開始する。そのため、熱
間圧延終了後２秒以内に冷却を開始する必要がある。従
来技術のように、フェライトノーズを通過させるため
に、冷却中の保定や前半部を徐冷する必要はない。冷却
開始が遅れ、熱間圧延終了後２秒以上の放置がなされた
場合や、冷却速度が20℃/sより遅い場合はフェライト粒
が急激に粗大化するので好ましくない。
【００４０】冷却を終了した熱延鋼板はコイル状に巻き
取られる。巻取温度は150 〜380 ℃とするのが好まし
い。本発明では、比較的低温の380 ℃以下の巻取温度で
も５％以上の高い残留オーステナイト量を確保できる。
本発明では、巻取温度が380 ℃を超えるとコイル長手方
向の位置にかかわらず、残留オーステナイト量が減少す
る。これは、微細なべイナイト組織の鋼といえども炭化
物の析出が進み、オーステナイトへの固溶Ｃの濃化が抑
制され、残留オーステナイト量が減少するためである。
巻取温度が、150 ℃未満では、マルテンサイトが生成す
る。このため、巻取温度は150 〜380℃とするのが好ま
しい。
取られる。巻取温度は150 〜380 ℃とするのが好まし
い。本発明では、比較的低温の380 ℃以下の巻取温度で
も５％以上の高い残留オーステナイト量を確保できる。
本発明では、巻取温度が380 ℃を超えるとコイル長手方
向の位置にかかわらず、残留オーステナイト量が減少す
る。これは、微細なべイナイト組織の鋼といえども炭化
物の析出が進み、オーステナイトへの固溶Ｃの濃化が抑
制され、残留オーステナイト量が減少するためである。
巻取温度が、150 ℃未満では、マルテンサイトが生成す
る。このため、巻取温度は150 〜380℃とするのが好ま
しい。
【００４１】
【実施例】（実施例１）表１に示す組成の溶鋼を転炉で
溶製し、連続鋳造法でスラブとした。ついでこれらスラ
ブを1065℃に加熱したのち、熱間圧延を施した。熱間圧
延終了温度は835 ℃とした。熱間圧延終了後、0.8 秒で
冷却を開始し、55℃/sの冷却速度で345℃まで冷却し、
その温度で巻き取った。板厚は2.6mm である。
溶製し、連続鋳造法でスラブとした。ついでこれらスラ
ブを1065℃に加熱したのち、熱間圧延を施した。熱間圧
延終了温度は835 ℃とした。熱間圧延終了後、0.8 秒で
冷却を開始し、55℃/sの冷却速度で345℃まで冷却し、
その温度で巻き取った。板厚は2.6mm である。
【００４２】コイル長手方向の中央部よりJIS ５号引張
試験片を採取し、引張試験を実施した。また、コイル長
手方向の中央部より組織測定用試験片を採取し、顕微鏡
（1000倍）により、フェライト、ベイナイトの平均結晶
粒径を測定した。なお、フェライト粒径、べイナイト粒
径は、JIS G 0552に規定する切断法に準拠して測定し
た。また、残留オーステナイト量はＸ線回折により測定
した。
試験片を採取し、引張試験を実施した。また、コイル長
手方向の中央部より組織測定用試験片を採取し、顕微鏡
（1000倍）により、フェライト、ベイナイトの平均結晶
粒径を測定した。なお、フェライト粒径、べイナイト粒
径は、JIS G 0552に規定する切断法に準拠して測定し
た。また、残留オーステナイト量はＸ線回折により測定
した。
【００４３】それらの結果を表２に示す。
【００４４】
【表１】
【００４５】
【表２】
【００４６】表２から、本発明例は、いずれも、平均粒
径2.5 μｍ以下の微細なフェライトと、平均粒径５μｍ
以下の微細なべイナイトと、５％以上の高い残留オース
テナイト量を有し、20000 MPa 以上のＴＳ×Ｅｌを示
す、高延性熱延鋼板である。これに対し、本発明の範囲
を外れる比較例は、ＴＳ×Ｅｌが20000 MPa 未満の低い
延性しか示していない。 （実施例２）表１の鋼No. Ｂの組成を有するスラブに、
表３に示す熱間圧延条件で熱間圧延を施し、熱延鋼板と
した。これら熱延鋼板のコイル各位置（コイルの長手方
向中央部および最尾端部）から試験片を採取し、組織、
機械的性質を評価した。なお、機械的性質をコイル長手
方向に数メートル間隔で調査し、製品の歩留を調査し
た。ここで製品の歩留は、製品の歩留（＝（良品になっ
た量）／（圧延量）×100 ％) でもとめた。なお、良品
とは、強度- 延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が20000 MPa
以上を有するものとした。
径2.5 μｍ以下の微細なフェライトと、平均粒径５μｍ
以下の微細なべイナイトと、５％以上の高い残留オース
テナイト量を有し、20000 MPa 以上のＴＳ×Ｅｌを示
す、高延性熱延鋼板である。これに対し、本発明の範囲
を外れる比較例は、ＴＳ×Ｅｌが20000 MPa 未満の低い
延性しか示していない。 （実施例２）表１の鋼No. Ｂの組成を有するスラブに、
表３に示す熱間圧延条件で熱間圧延を施し、熱延鋼板と
した。これら熱延鋼板のコイル各位置（コイルの長手方
向中央部および最尾端部）から試験片を採取し、組織、
機械的性質を評価した。なお、機械的性質をコイル長手
方向に数メートル間隔で調査し、製品の歩留を調査し
た。ここで製品の歩留は、製品の歩留（＝（良品になっ
た量）／（圧延量）×100 ％) でもとめた。なお、良品
とは、強度- 延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が20000 MPa
以上を有するものとした。
【００４７】コイルと長手方向中央部と、最尾端部の組
織、機械的性質、歩留についての結果を表４に示す。
織、機械的性質、歩留についての結果を表４に示す。
【００４８】
【表３】
【００４９】
【表４】
【００５０】本発明例は、いずれも、平均粒径2.5 μｍ
以下の微細なフェライトと、平均粒径５μｍ以下の微細
なべイナイトと、５％以上の高い残留オーステナイト量
を有し、20000 MPa 以上の優れたＴＳ×Ｅｌを示す高延
性熱延鋼板であり、ほぼコイル全長にわたりてＴＳ×Ｅ
ｌが20000 MPa 以上の高延性を示し、製品歩留も91％以
上と優れている。
以下の微細なフェライトと、平均粒径５μｍ以下の微細
なべイナイトと、５％以上の高い残留オーステナイト量
を有し、20000 MPa 以上の優れたＴＳ×Ｅｌを示す高延
性熱延鋼板であり、ほぼコイル全長にわたりてＴＳ×Ｅ
ｌが20000 MPa 以上の高延性を示し、製品歩留も91％以
上と優れている。
【００５１】これに対し、本発明の範囲を外れる比較例
では、コイルの全長あるいは一部でＴＳ×Ｅｌが20000
MPa 未満となり、製品歩留も69％以下と低い。
では、コイルの全長あるいは一部でＴＳ×Ｅｌが20000
MPa 未満となり、製品歩留も69％以下と低い。
【００５２】
【発明の効果】以上のように本発明によれば、コイル長
手方向に均質な自動車向け高延性高強度熱延鋼板が安価
に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明
の熱延鋼板は、自動車向け以外にも、成形性と強度の両
立が望まれている用途に好適であり、使途の範囲はさら
に拡大が期待できる。
手方向に均質な自動車向け高延性高強度熱延鋼板が安価
に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明
の熱延鋼板は、自動車向け以外にも、成形性と強度の両
立が望まれている用途に好適であり、使途の範囲はさら
に拡大が期待できる。
【図１】強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）とフェライ
ト粒径、べイナイト粒径との関係を示すグラフである。
ト粒径、べイナイト粒径との関係を示すグラフである。
【図２】強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）と残留オー
ステナイト量との関係を示すグラフである。
ステナイト量との関係を示すグラフである。
【図３】強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）と熱間圧延
後の冷却速度、冷却開始までの時間の関係を示すグラフ
である。
後の冷却速度、冷却開始までの時間の関係を示すグラフ
である。
【図４】残留オーステナイト量と巻取り温度との関係を
示すグラフであり、（ａ）はTi添加鋼、（ｂ）はTi無添
加鋼の例を示す。
示すグラフであり、（ａ）はTi添加鋼、（ｂ）はTi無添
加鋼の例を示す。
【図５】残留オーステナイト量、ベイナイト粒径とTi含
有量との関係を示すグラフである。
有量との関係を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K037 EA02 EA05 EA09 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA19 EA20 EA27 EA28 EA31 EA32 EA36 FA01 FA02 FC02 FC03 FC04 FD03 FD04 FE01
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：0.05〜0.25％、 Si：0.5 〜2.0 ％、 Mn：0.5 〜3.0 ％、 Ti：0.05〜0.3 ％ を含み、残部は実質的に鉄からなる組成と、フェライト
を主相とし、ベイナイトと残留オーステナイトを含む組
織を有し、前記フェライトの平均粒径が2.5 μｍ未満、
前記ベイナイトの平均粒径が５μｍ以下であり、前記残
留オーステナイトが体積率で５％以上含まれることを特
徴とする超微細粒鋼を有する高延性高強度熱延鋼板。 - 【請求項２】 前記組成がさらに、重量％で、下記Ａ群
〜Ｃ群のうちから選ばれた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に記載の超微細粒鋼を有す
る高延性高強度熱延鋼板。 記 Ａ群：Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.1 ％以下のうちの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 ％以下のうちの１種または２種以上 Ｃ群：Ca：0.0005〜0.015 ％、REM ：0.001 〜0.05％、
Ｂ：0.0002〜0.01％のうちの１種または２種以上 - 【請求項３】 重量％で、 Ｃ：0.05〜0.25％、 Si：0.5 〜2.0wt ％、 Mn：0.5 〜3.0 ％、 Ti：0.05〜0.3wt ％ を含み、残部は実質的に鉄からなる組成の鋼片を、1150
℃以下の温度に加熱したのち、700 〜900 ℃で圧延を終
了する熱間圧延を施し、熱間圧延終了後２秒以内に冷却
を開始し、平均冷却速度20℃/s以上で冷却し、150 〜38
0 ℃で巻き取ることを特徴とする高延性高強度熱延鋼板
の製造方法。 - 【請求項４】 前記組成がさらに、重量％で、下記Ａ群
〜Ｃ群のうちから選ばれた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３に記載の高延性高強度熱延
鋼板の製造方法。 記 Ａ群：Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.1 ％以下のうちの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 ％以下のうちの１種または２種以上 Ｃ群：Ca：0.0005〜0.015 ％、REM ：0.001 〜0.05％、
Ｂ：0.0002〜0.01％のうちの１種または２種以上
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|---|---|---|---|
| JP14813399A JP3541726B2 (ja) | 1999-05-27 | 1999-05-27 | 高延性熱延鋼板およびその製造方法 |
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| JP14813399A JP3541726B2 (ja) | 1999-05-27 | 1999-05-27 | 高延性熱延鋼板およびその製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000336455A true JP2000336455A (ja) | 2000-12-05 |
| JP3541726B2 JP3541726B2 (ja) | 2004-07-14 |
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|---|---|---|---|
| JP14813399A Expired - Fee Related JP3541726B2 (ja) | 1999-05-27 | 1999-05-27 | 高延性熱延鋼板およびその製造方法 |
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-
1999
- 1999-05-27 JP JP14813399A patent/JP3541726B2/ja not_active Expired - Fee Related
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