JP2001089811A

JP2001089811A - 加工用高張力熱延鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP2001089811A
Application number: JP26550999A
Authority: JP
Inventors: Hideko Yasuhara; 英子安原; Nobutaka Kurosawa; 伸隆黒澤; Akio Tosaka; 章男登坂; Osamu Furukimi; 古君　　修
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1999-09-20
Filing date: 1999-09-20
Publication date: 2001-04-03
Anticipated expiration: 2019-09-20
Also published as: JP3539548B2

Abstract

(57)【要約】【課題】高強度で、加工性、とくに穴拡げ加工性に優
れた高張力熱延鋼板を提供する。【解決手段】重量％で、Ｃ：0.03〜0.30％、Ti：0.03
〜0.30％を含み、かつTi含有量が、Ti≧（0.0026／Ｃ）
＋0.02（ここに、Ti、Ｃ：各元素の含有量（重量％））
を満足する組成を有する鋼素材を、動的再結晶低温域で
の粗圧延と、ついで900 〜1000℃の範囲の温度に加熱す
る再加熱を施したのち、動的再結晶温度低温域での圧下
パスを４パス以上、動的再結晶温度低温域での最終圧下
率を15〜30％とし、圧延終了温度ＦＤＴを（Ａr₃変態点
＋30℃）〜（Ａr₃変態点＋100 ℃）の範囲の温度とする
仕上げ圧延を施し、該仕上げ圧延終了後、急冷して巻き
取り、超微細粒組織とする。

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、高強
度で、かつ延性、強度−伸びバランス、穴拡げ加工性お
よび溶接部耐疲労特性に優れた熱延鋼板に関する。本発
明における鋼板は、鋼板、鋼帯を含むものとする。

【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、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。また、このような高
張力熱延鋼板は、アーク溶接が施されることが多く、そ
のため、溶接熱影響部の耐疲労特性が高いことも要求さ
れている。

【０００３】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、べイナイト等を第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−伸び
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。

【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
ェライトと相当量の残留オーステナイトとからなる超微
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。特開平10−8138号公報に記載された技術では、
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、加工性に優れると共に、穴拡げ性が向上するとして
いる。

【０００５】また、特開平10-280050 号公報には、Ｃ：
0.03〜0.2 wt％、Ti：0.2 wt％以下でかつＮ、Ｓと結合
していない有効Ti量が0.05wt％以上を含む組成のスラブ
をＡｒ₃〜950 ℃で粗圧延を終了する工程と、粗圧延さ
れた粗バーに対し、Ti×Ｃの関数として定義される特定
範囲の温度に再加熱する再加熱処理を施す工程と、再加
熱処理された粗バーをＡr₃変態点以上の温度で仕上げ圧
延を行い、550 〜650℃で巻き取る工程とを有する、プ
レス成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法が開示さ
れている。特開平10-280050 号公報に記載された技術で
は、粗圧延された粗バーに再加熱処理を施すことによ
り、一旦歪誘起析出したTiC を再固溶させ、その後仕上
げ圧延中あるいは圧延後冷却中に微細に再析出させるこ
とができ、、添加したTiを微細化、析出強化に有効に寄
与させ、Tiを多量に添加することなく、高強度かつ高靱
性を図れるとしている。

【０００６】また、特開平11-92859号公報には、Ｃ：0.
03〜0.2 wt％、Si：1.0 〜2.5wt ％、Mn：0.7 〜3.0wt
％、Ti：0.05〜0.3wt ％、を含み、成分パラメータＰ_mp
が1499未満となるように合金元素を含有する組成の鋼
を、低温で加熱する工程と、950 〜1100℃で１パスあた
り圧下量を20％以上とする圧下を１回以上加える第１段
階の圧延工程と、700 〜950 ℃未満の温度範囲で5 ℃／
s 以上の冷却速度で冷却しながら１パス当たりの圧下量
が20％以上で累積圧下率が50％以上の圧延を施す第２段
階の圧延工程と、その後に20℃／s 以上の冷却速度で60
0 ℃以下まで冷却する工程とを有するポリゴナルフェラ
イト分率70％以上、フェライト粒径２μm未満である微
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。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、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、穴拡げ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
イトを鋼板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、歩留まりが低下す
るという問題が残されていた。また、特開平10-280050
号公報に記載された技術で製造された鋼板では、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おらず、更なる強度−伸びバラ
ンスの向上が必要であるという問題があった。また、特
開平11-92859号公報に記載された方法で製造された鋼板
は、延性、強度−伸びバランス、穴拡げ加工性に優れて
いるものの、溶接部の疲労特性が何ら考慮されていない
という問題が残されていた。

【０００８】本発明は、上記した従来技術の問題を有利
に解決し、高強度で、伸びの異方性が少なく、加工性に
優れ、強度−伸びバランスおよび穴拡げ加工性に優れ、
とくに溶接部耐疲労特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。

【０００９】

【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、平均フェ
ライト粒径５μm 以下、好ましくは3.5 μm 以下とする
フェライト粒の微細化・均一化と、TiC の微細析出とを
組合せることにより、高強度で、かつ強度−伸びバラン
スおよびおよび強度−穴拡げバランスが良好で溶接部耐
疲労特性に優れた高張力熱延鋼板を製造できるという知
見を得た。本発明者らは、フェライト粒径の微細化・均
一化のためには、仕上げ圧延および粗圧延において動的
再結晶を利用してはじめて、オーステナイト粒の微細化
・均一化ができ、その後のフェライトの微細化・等軸化
を達成できること、また、粗圧延と仕上げ圧延間にシー
トバーの再加熱処理を行うことにより、微細フェライト
中に微細TiC が析出した組織を形成でき、これにより高
強度でかつ良好な加工性を確保でき、さらに溶接時の結
晶粒粗大化を抑制して溶接部の耐疲労特性を飛躍的に改
善できることを新たに見出した。

【００１０】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：0.03〜0.30％、Si：2.0 ％以下、M
n：3.0 ％以下、Ｐ：0.5 ％以下、Ｓ：0.005 ％以下、A
l：0.2 ％以下、Ti：0.03〜0.30％を含み、かつTi含有
量が次（１）式 Ti≧（0.0026／Ｃ）＋0.02 ………（１）（ここに、Ti、Ｃ：各元素の含有量（重量％））を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を
有する鋼素材を、1150℃以下の温度に再加熱するか、あ
るいは1150℃以下の温度になってから、動的再結晶温度
低温域での圧下パスを４パス以上とし、動的再結晶温度
低温域での最終圧下率を15〜30％、圧延終了温度ＲＤＴ
を（Ａr₃変態点）〜950 ℃の範囲の温度とする粗圧延を
施しシートバーとし、ついで該シートバーに900 〜1000
℃の範囲の温度に加熱する再加熱を施したのち、動的再
結晶温度低温域での圧下パスを４パス以上、動的再結晶
温度低温域での最終圧下率を15〜30％とし、圧延終了温
度ＦＤＴを（Ａr₃変態点＋30℃）〜（Ａr₃変態点＋100
℃）の範囲の温度とする仕上げ圧延を施し、該仕上げ圧
延終了後、２sec 以内に冷却を開始し、30℃／ｓ以上の
冷却速度で600 ℃まで冷却し、350 〜600 ℃で巻き取る
ことを特徴とする加工用高張力鋼板の製造方法である。

【００１１】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
から選ばれた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、Cr：1.0 ％以下、Cu：1.0 ％以下、Mo：
1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下のうちから選ばれた１種ま
たは２種以上を含有する組成としてもよく、また、本発
明では、前記各組成に加えて、さらに重量％で、Ca、RE
M 、Ｂのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で
0.005 ％以下含有する組成としてもよい。

【００１２】

【発明の実施の形態】まず、本発明に使用する鋼素材の
組成限定の理由について説明する。なお、以下、組成に
おける重量％は単に％と記す。Ｃ：0.03〜0.30％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0.03％未満では、結晶粒
が粗大化し、本発明で目標とするフェライトの平均粒径
５μm 以下、好ましくは3.5 μm 以下を達成できなくな
る。また、Ｃ含有量が0.30％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0.03〜
0.30％の範囲とする。より好ましくは、0.05〜0.20％の
範囲である。

【００１３】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。しかし、過剰な含有
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。なお、好ましくは0.3 〜1.5 ％である。 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、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
を有する。しかし、多量の含有は鋼を硬質化し、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、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。

【００１４】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
じ含有することができるが、過剰の含有は、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。

【００１５】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、穴拡げ加工性を劣化させるため、できるだけ低減す
るのが望ましい。穴拡げ加工性の観点からは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。

【００１６】Al：0.2 ％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
する元素であるが、0.2 ％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0.2 ％以下に限定した。なお、好ま
しくは0.005 〜0.07％である。

【００１７】Ti：0.03〜0.3 ％ Tiは、本発明において非常に重要な元素であり、まず鋼
素材（スラブ）加熱段階でTiC として存在して、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 として微細フェライト中に微細に析出すること
により、高強度で、加工性および溶接部耐疲労特性を向
上させる。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。

【００１８】Ti含有量は、上記した範囲内で、かつ次
（１）式 Ti≧（0.0026／Ｃ）＋0.02 ………（１）（ここに、Ti、Ｃ：各元素の含有量（重量％））を満足する。Ti含有量が（１）式を満足しない場合に
は、シートバーを900 〜1000℃の範囲に再加熱する際に
Ti量が不足し、再加熱処理時のTiの再固溶量が不足し、
そのためTiC の微細析出が不十分となり、仕上圧延過程
での動的再結晶の誘起が不十分となり、粒の微細化が達
成できない。

【００１９】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。

【００２０】Cu：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ni：1.
0 ％以下、Cr：1.0 ％以下のうちから選ばれた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、多量の含有は却って強度
−伸びバランスを劣化させる。このため、Cu、Mo、Ni、
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。

【００２１】Ca、REM 、Ｂのうちから選ばれた１種また
は２種以上を合計で0.005 ％以下 Ca、REM 、Ｂは、いずれも硫化物も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。

【００２２】本発明に使用する鋼素材は、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。上記し
た組成範囲に調整した溶鋼を、連続鋳造または造塊−分
塊圧延により鋼素材とし、この鋼素材に粗圧延および仕
上げ圧延からなる熱間圧延を施し熱延鋼板とする。

【００２３】熱間圧延は、鋼素材を、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グ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。1150℃を超える温度では、その後の圧延にお
いて結晶粒が粗大化し、動的再結晶が生じにくくなる。

【００２４】上記した温度の鋼素材に、まず粗圧延を施
しシートバーとする。本発明における粗圧延は、動的再
結晶温度低温域での圧下パスを４パス以上とし、動的再
結晶温度低温域での最終圧下率を15〜30％、圧延終了温
度ＲＤＴを（Ａr₃変態点）〜950 ℃の範囲の温度とする
動的再結晶温度域における圧延とする。これにより、オ
ーステナイト粒の微細化と均一化が達成される。

【００２５】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。ところで、組織微細化の点から
は、動的再結晶域のできるだけ低い温度域での圧延が、
結晶粒微細化、およびγ→α変態の変態サイトが増加し
有利である。本発明では、動的再結晶低温域を、動的再
結晶域の下限温度近傍の温度域、すなわち（動的再結晶
域の下限温度）＋80℃以下、好ましくは50℃以下とす
る。

【００２６】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、しかも比較
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４
パス以上で、しかも連続する４パス以上で圧下するのが
好ましい。４パス未満では、オーステナイト粒の微細化
の程度が小さい。

【００２７】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累積圧下量は60％以上とする
のが好ましい。累積圧下量が60％未満では、オステナイ
ト粒の微細化の程度が小さく、その後のフェライト粒の
微細化を達成できにくくなる。

【００２８】また、本発明では、動的再結晶低温域での
最終圧下は、圧下率15〜30％とする。圧下率が15％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、却って動的再結晶
の不均一によるオーステナイト粒径の不均一が生じ、結
晶粒が微細・均一化しにくくなり、材質異方性が増大す
る。

【００２９】また、本発明では、粗圧延の圧延終了温度
ＲＤＴを（Ａr₃変態点）〜950 ℃の範囲の温度とする。
圧延終了温度ＲＤＴがＡr₃変態点未満では、γ→α変態
が生じ、その後の仕上げ圧延において動的再結晶が生じ
にくく、そのため結晶粒は微細であるが不均一な組織と
なり、加工性、とくに穴拡げ加工性が劣化する。粗圧延
の圧延終了温度が950 ℃を超えると、その後の冷却でオ
ーステナイト粒の成長が生じ微細オーステナイト粒とす
ることができないという不具合がある。

【００３０】ついで、粗圧延を経たシートバーに900 〜
1000℃の範囲の温度に加熱する再加熱処理を施す。シー
トバーへの再加熱処理が、溶接部の耐疲労特性におよぼ
す影響について本発明者らが行った実験結果について説
明する。上記した化学成分範囲の鋼素材に、加熱温度、
動的再結晶域での圧延条件を種々変化し、さらにシート
バー再加熱処理（加熱温度：900 〜1000℃）の有無によ
り2.5 〜10μm の範囲の平均フェライト粒径を有する熱
延鋼板とした。これら熱延鋼板からアーク溶接継手を作
成し、溶接部の疲労特性を調査した。

【００３１】なお、疲労特性はシェンク式平面曲げ疲労
試験機によりJIS Z 2275の規定に準拠して行い、10⁷回
疲労限強度を求め疲労強度（σw ）とした。疲労特性
は、疲労強度σw と引張強さＴＳの比、σw ／ＴＳで評
価した。σw ／ＴＳが大きなほど耐疲労特性が良好であ
る。その結果を図１に示す。

【００３２】図１から平均フェライト粒径を５μm 以
下、好ましくは3.5 μm 以下で、さらにシートバーの再
加熱処理を施すことにより、σw ／ＴＳが高く耐疲労特
性の優れた鋼板となることがわかる。平均フェライト粒
径５μm 以下ではσw ／ＴＳが0.5 以上さらに平均フェ
ライト粒径を3.5 μm 以下とすることによりσw ／ＴＳ
が0.55以上と安定して高い耐疲労特性を得ることができ
る。

【００３３】このような再加熱処理が必要とされる理由
は次のように推定される。再加熱処理により、一旦粗圧
延時に歪誘起析出により析出したTiC の一部を再固溶さ
せる。再加熱温度が900 ℃未満では、TiC の溶解が生じ
なく、一方、1000℃を超えるとオーステナイト粒の粒成
長が生じるため、再加熱処理の温度は900〜1000℃の範
囲に限定した。また、再加熱処理の保持時間はとくに限
定されないが、１〜100 sec とするのが好ましい。な
お、再加熱処理は、粗圧延と仕上げ圧延の間に行うが、
圧延ライン上に配設した誘導加熱装置で加熱するのが好
ましい。

【００３４】再加熱処理を施されたシートバーは、つい
で仕上げ圧延を施される。仕上げ圧延は、粗圧延と同様
に、動的再結晶低温域での圧延とし、動的再結晶低温域
で少なくとも４パス以上の繰り返し圧下を施す。繰り返
し圧下は、連続する４パス以上で圧下するのが好まし
い。４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５μm 以下、好ましくは
3.5 μm 以下の微細化を達成しにくい。

【００３５】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15〜30％とするのが好ましい。圧下
率が15％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、圧延
荷重が増加するうえ却って結晶粒の展伸により伸び等の
材質異方性が増大する。

【００３６】また、本発明では、仕上げ圧延の圧延終了
温度ＦＤＴを（Ａr₃変態点＋30℃）〜（Ａr₃変態点＋10
0 ℃）の範囲の温度とする。圧延終了温度ＦＤＴが（Ａ
r₃変態点＋30℃）未満では、不均一組織となりやすく、
加工性、とくに穴拡げ加工性が低下する。一方、圧延終
了温度ＦＤＴが（Ａr₃変態点＋100 ℃）を超えると、オ
ーステナイト粒の成長が生じフェライト粒の微細化が達
成できない。このため、仕上げ圧延の圧延終了温度ＦＤ
Ｔを（Ａr₃変態点＋30℃）〜（Ａr₃変態点＋100 ℃）の
範囲の温度とした。

【００３７】なお、粗、仕上げ圧延の熱間圧延時におい
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。また、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。仕上げ圧延終了後、２sec
以内に冷却を開始し、30℃／ｓ以上の冷却速度で600 ℃
まで冷却し、350 〜600 ℃で巻き取る。

【００３８】上記した条件で仕上げ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、フ
ェライト（α）粒の粒成長が起こり、５μm 以下、好ま
しくは3.5 μm 以下のフェライト粒を得ることが困難と
なる。

【００３９】また、冷却速度は30℃／sec 以上とする。
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。仕上げ圧延終了後、600 ℃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。

【００４０】冷却された熱延鋼板は、直ちにコイルに巻
き取るのが好ましい。巻取温度は、350 〜600 ℃とす
る。巻取温度が350 ℃未満では、鋼板強度が高くなり、
巻き取り後の鋼板形状が安定しなくなる。一方、巻取温
度が600 ℃を超えると、TiC が粗大化し強度増加量が少
なくなる。なお、巻取温度は好ましくは500 ℃以下であ
る。

【００４１】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。本発明の方
法により製造される熱延鋼板の組織は、フェライトを主
相とし、パーライト、べイナイト、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
は5μm 以下、好ましくは3.5 μm 以下である。フェラ
イトの平均粒径が５μm を超えると、延性、靱性の向上
が少なくなる。なお、第２相の平均粒径は6.0 μm 以下
が好ましい。

【００４２】なお、本発明については、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。

【００４３】

【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（鋼素材）とした。これらスラブを表２に
示す種々の条件で加熱、粗圧延、再加熱、仕上げ圧延、
圧延後冷却を行って熱間圧延鋼板（板厚1.8 〜2.6 mm）
とした。なお、鋼板No.23は、潤滑圧延を実施した。

【００４４】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、溶接部の疲労特性を調査した。
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、フェライトの粒径および第２
相の組織、粒径を測定した。また、引張特性は、鋼板の
各方向（圧延方向、圧延方向から45°方向、圧延方向か
ら90°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。
各方向の伸びから、伸びの異方性ΔEl（＝｛El ₀＋El₉₀
−２ El₄₅｝／２を算出した。ここで、El₀は圧延方
向、El₉₀は圧延方向から90°方向、El₄₅は圧延方向から
45°方向の伸びである。

【００４５】また、穴拡げ加工性は、日本鉄鋼連盟規格
JFST 1001 に準じて、鋼板に10mmφ（Ｄ₀）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。また、溶接部の疲労特性は、各鋼板をギ
ャップ０で突き合わせ、アーク溶接したのち、ビード肉
盛部を削除し疲労試験片とした。なお、アーク溶接はＭ
ＡＧ溶接とし、電流：200 Ａ、電圧：25Ｖ、シールドガ
ス：Ａｒ−20％CO₂、溶接速度：１m/min の条件で行っ
た。

【００４６】疲労試験は、JIS Z 2275の規格に準じて、
シェンク式平面曲げ疲労試験機により実施した。疲労強
度σw は10回疲労限強度とし、σw ／ＴＳで耐疲労特性
を評価した。これらの結果を表３に示す。

【００４７】

【表１】

【００４８】

【表２】

【００４９】

【表３】

【００５０】

【表４】

【００５１】

【表５】

【００５２】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、ΔElが−4.0 以下と異方性
が小さく、またλも110 ％以上と高い穴拡げ加工性を有
している。ＴＳ×Ｅｌ値が22000MPa・％以上、ＴＳ×λ
値が80000MPa・％以上と高く、強度−伸びバランス、強
度−穴拡げバランスに優れ加工性に優れた高張力熱延鋼
板となっている。また、σw ／ＴＳが0.55以上と溶接部
の耐疲労特性に優れた鋼板となっている。

【００５３】これに対し、再加熱処理を行わない本発明
の範囲を外れる比較例（鋼板No. ３、No.16 、No.18 、
No.22 、No.24 、No.26 、No.28 、No.30 ）およびＲＤ
Ｔが本発明の範囲を外れる比較例（鋼板No．4 ）では、
引張強さＴＳが低く、さらにＴＳ×Ｅｌ値、ＴＳ×λ値
が低くなって、加工性が劣化している。また、溶接部の
疲労特性では、σw ／ＴＳが0.50以下であり耐疲労特性
が低下している。

【００５４】また、熱延条件が本発明の範囲を外れる比
較例（鋼板No. １、No. ５〜No. 14、No. 36）では、伸
びＥｌの異方性が大きく、さらにＴＳ×Ｅｌ値、ＴＳ×
λ値が低くなって、加工性が劣化している。さらに、溶
接部の疲労特性では、σw ／ＴＳが0.50以下と耐疲労特
性が低下している。また、組成が本発明の範囲を外れる
比較例（鋼板No.31 〜No.35 ）では、伸びＥｌの異方性
が大きく、さらにＴＳ×Ｅｌ値、ＴＳ×λ値が低くなっ
て、加工性が劣化している。また、溶接部の疲労特性で
はσw ／ＴＳが0.50以下で耐疲労特性が低下している。

【００５５】

【発明の効果】本発明によれば、超微細粒を有し、高強
度で良好な機械的特性を具備し、かつ強度−伸びバラン
ス、穴拡げ加工性および溶接部の耐疲労特性に優れた、
加工性用高張力熱延鋼板を安価に製造でき、産業上の格
段の効果を奏する。

【図面の簡単な説明】

【図１】耐疲労特性に及ぼす平均フェライト粒径、シー
トバー再加熱の影響を示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者登坂章男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） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA08 AA11 AA14 AA16 AA17 AA19 AA22 AA23 AA27 AA29 AA31 AA32 AA35 AA36 AA40 BA01 CA02 CC02 CD03 CE01

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：0.03〜0.30％、 Si：2.0 ％以下、 Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.5 ％以下、Ｓ：0.005 ％以下、 Al：0.2 ％以下、 Ti：0.03〜0.30％を含み、かつTi含有量が下記（１）式を満足し、残部Fe
および不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、
1150℃以下の温度に再加熱するか、あるいは1150℃以下
の温度になってから、動的再結晶温度低温域での圧下パ
スを４パス以上とし、動的再結晶温度低温域での最終圧
下率を15〜30％、圧延終了温度ＲＤＴを（Ａr₃変態点）
〜950 ℃の範囲の温度とする粗圧延を施しシートバーと
し、ついで該シートバーに900 〜1000℃の範囲の温度に
加熱する再加熱を施したのち、動的再結晶温度低温域で
の圧下パスを４パス以上、動的再結晶温度低温域での最
終圧下率を15〜30％とし、圧延終了温度ＦＤＴを（Ａr₃
変態点＋30℃）〜（Ａr₃変態点＋100 ℃）の範囲の温度
とする仕上げ圧延を施し、該仕上げ圧延終了後、２sec
以内に冷却を開始し、30℃／ｓ以上の冷却速度で600 ℃
まで冷却し、350 〜600 ℃で巻き取ることを特徴とする
加工用高張力鋼板の製造方法。記 Ti≧（0.0026／Ｃ）＋0.02 ………（１）ここに、Ti、Ｃ：各元素の含有量（重量％）
【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 ％以下のうちから選ばれた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に記載の加工用高張力鋼板の製造方法。
【請求項３】前記組成に加えて、さらに重量％で、C
r：1.0 ％以下、Cu：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、N
i：1.0 ％以下のうちから選ばれた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に記載の加工用高張力鋼板の製造方法。
【請求項４】前記組成に加えて、さらに重量％で、C
a、REM 、Ｂのうちから選ばれた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加工用高張力鋼
板の製造方法。