JP2003113443A - 表面粗さの方向性の少ない高加工性高強度熱延鋼板 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 表面粗さの方向性の少ない高加工性高強度熱
延鋼板を提供する。 【解決手段】 mass％で、Ｃ：０．０１〜０．３０％、
Ｓｉ：１．６％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：０．
０５〜１．５％、を含有し、Ｔｉ≦０．０１％かつＮｂ
≦０．０１％であり、Ｔｉ≦０．０１％かつＮｂ≦０．
０１％であり、Ｔｉ≦０．０１％かつＮｂ≦０．０１％
であり、残部が実質的にＦｅからなる成分の鋼である表
面粗さの方向性の少ない高加工性高強度熱延鋼板。さら
に、Ｃ：０．０７〜０．２５％、Ｓｉ：０．７〜１．６
％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．５％、を
含有し、フェライトを主相として、ベイナイト、オース
テナイトからなる第２相を有する表面粗さの方向性の少
ない高加工性高強度熱延鋼板。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車用途に適し
た、高加工性高強度熱延鋼板に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、自動車用の構造部材には、軽量化
や衝突安全性向上のための高強度化の要望が強く、高張
力鋼板の適用が拡大しつつある。しかしながら、高張力
鋼板は、軟質鋼板に比べ加工性に劣るため、厳しい加工
性の要求される部材には高張力鋼板の適用は容易ではな
い。そこでプレス成形性に影響を及ぼす因子として、摺
動特性すなわち表面粗さが注目されるようになってき
た。すなわち表面粗さの制御により、金型と鋼板との接
触面にプレス油の良好な潤滑状態が作り出され、プレス
成形性が向上する。

【０００３】さらに、厳しい加工に耐える高張力鋼板と
して、残留オーステナイトの変形時のTRIP（変態誘起塑
性）現象を利用して延性を高める、いわゆる残留オース
テナイト鋼が注目されている。しかし、このような高い
伸びを示す残留オーステナイト鋼であっても、鋼板の延
性のみではプレス成形性は十分とは言い難く、表面粗さ
の制御が必要である。

【０００４】このような高張力鋼板で表面粗さを制御す
る技術として、特開平９−１３７２４９号公報に超高圧
デスケーリングを用いて、表面粗さを制御する方法が開
示されている。この方法により製造される鋼板は、Ti、
Nbのいずれか１種または２種を含有するとともに、Ｃ≧
0.03＋Ti/4＋Nb/8を満足し、金属組織が、面積率で、Ti
またはNbの炭化物が析出した50〜90％のフェライト、１
〜25％のベイナイト、５〜25％のマルテンサイトもしく
は残留オーステナイトからなる混合組織であって、鋼板
表面の平均粗さＲａが1.5μｍ以下、鋼板表面から20μ
ｍまでの表層部の平均フェライト粒径が５μｍ以下であ
ることを特徴としている。

【０００５】また、特開平１１−６１３３０号公報に、
表面粗さを３μｍ以下とする方法が開示されている。こ
の方法により製造される鋼板は、Cr：0.2 〜2.0mass％
を含有し、初析フェライトを主相として、マルテンサイ
ト、針状フェライト及び残留オーステナイトからなる第
２相を有し、鋼板表面の粗度Raが３μm 以下であること
を特徴とする耐衝撃特性及び加工時の摺動性に優れるこ
とを特徴としている。

【０００６】また、特開２０００−２９０７４９号公報
に、スキンパス圧延により表面粗さＲａを0.8〜1.5μｍ
と規定する方法が開示されている。この方法により製造
される鋼板は、Ti：0.03〜0.3 ％を含み、炭素当量Ｃeq
＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6が0.35以下である組成を有し、組織
が４μｍ未満の平均粒径を有するフェライトを主相と
し、第２相としてパーライト、マルテンサイト、ベイナ
イト、残留オーステナイトの１種以上からなり、かつ表
面粗さＲa が0.8 〜1.5 μm であることを特徴としてい
る。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】しかし、特開平９−１
３７２４９号公報記載の技術では、成分としてＴｉおよ
びＮｂを含有することにより、鋼中にＴｉやＮｂの炭化
物が析出し、オーステナイト中の固溶Ｃ量が減少するた
め、安定した残留オーステナイトが得られず、延性が劣
化する。また、超高圧デスケーリングという装置を用い
るため、多量の噴射された水自身がスケールの除去を阻
害し、均一にスケールの除去ができず、表面粗さが規定
範囲であっても、コイル巻取方向（長手方向）とコイル
巻取方向に垂直な方向（幅方向）とで、違いがある場合
は、それぞれの方向で摺動性が大きく変化し、プレス成
形性が劣ることになる。

【０００８】特開平１１−６１３３０号公報記載の技術
では、ミクロ組織としてベイナイトを含まないため、主
相フェライトと第２相マルテンサイト、残留オーステナ
イト、針状フェライトとの硬度差が大きいことにより、
加工性のうち穴広がり性が低く、バーリング加工時に割
れを生じる。

【０００９】さらにこの技術では、単に表面粗さの上限
の規定のみであり、表面粗さが規定内であっても、長手
方向と幅方向とで変動がある場合は、プレスの際、ブラ
ンキングの方向により同じ形に成形できないものが発生
し、高品質なプレス成形を行えない。

【００１０】特開２０００−２９０７４９号公報記載の
技術では、成分としてＴｉを含有することによりＴｉの
炭化物が析出し、オーステナイト中の固溶Ｃ量が減少す
るため、安定した残留オーステナイトが得られず、延性
が劣化する。さらに、スキンパス圧延を用いるためコイ
ル巻取方向と巻取方向に盤面で垂直な方向に均一に粗さ
を付与することが困難であり、表面粗さＲａが長手方向
と幅方向とで、それぞれ１．５μｍと０．８μｍという
大きな違いがある場合は、それぞれの方向の摺動性が大
きく変化し、プレス成形が安定して行われなくなる。

【００１１】このように従来技術では、表面粗さを制御
してプレス成形性を向上させることができるのは、ある
一方向のみに限定されており、長手方向と幅方向で表面
粗さが異なるとプレス成形時の鋼板の流れ込みに差が生
じ、割れが発生しやすくなる。過去に、長手方向と幅方
向の両方の表面粗さを制御した表面粗さの方向性の少な
い高加工性高強度熱延鋼板に関する技術は見当たらな
い。本発明の目的は、このような従来技術の課題を解決
し、表面粗さの方向性の少ない高加工性高強度熱延鋼板
を提供するものである。

【００１２】

【課題を解決するための手段】上記の課題は次の発明に
より解決される。その発明は、mass％で、Ｃ：０．０１
〜０．３０％、Ｓｉ：１．６％以下、Ｍｎ：２．０％以
下、Ｃｒ：０．０５〜１．５％、を含有し、Ｔｉ≦０．
０１％かつＮｂ≦０．０１％であり、残部が実質的にＦ
ｅからなる成分の鋼であることを特徴とする、表面粗さ
の方向性の少ない高加工性高強度熱延鋼板である。

【００１３】この発明に基づき、mass％で、Ｃ：０．０
７〜０．２５％、Ｓｉ：０．７〜１．６％、Ｍｎ：０．
６〜２．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００５％
以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００５％以
下、Ｃｒ：０．０５〜１．５％、を含有し、Ｔｉ≦０．
０１％かつＮｂ≦０．０１％であり、残部が実質的にＦ
ｅからなる成分の鋼であるとともに、フェライトを主相
として、ベイナイト、オーステナイトからなる第２相を
含む組織を有することを特徴とする、表面粗さの方向性
の少ない高加工性高強度熱延鋼板とすることもできる。

【００１４】これらの発明は、表面粗さの方向性につい
て鋭意研究を重ねた結果なされた。その中で、熱延での
スケール生成過程およびスケール除去過程に着目し、表
面粗さの方向性を小さくすることに、含有する元素とし
てＣｒが有効であることを見出した。本発明は、この知
見に基づくものである。

【００１５】まず、本発明における熱延鋼板の成分組成
をその限定理由とともに説明する。

【００１６】Ｃ： ０．０１〜０．３０％ Ｃは強度を上昇させる作用を有している。しかし、０．
０１％未満では、高張力鋼板としての十分な強化能が得
られない。一方、０．３０％を超えると、過剰に炭化物
を析出し、加工性が低下する。従って、０．０１〜０．
３０％とする。

【００１７】さらに残留オーステナイト鋼とするために
は、Ｃは重要な働きをする元素であり、オーステナイト
中に濃縮し、オーステナイトの安定性を高める作用を有
している。しかし、０．０７％未満では濃縮が十分に起
こらず、加工性を向上させるのに十分な残留オーステナ
イトが得られない。一方、０．２５％を超えると、ベイ
ナイトやマルテンサイトの硬度が上昇し、加工性が低下
する。従って、残留オーステナイト鋼とする場合は、Ｃ
は０．０７〜０．２５％とする。

【００１８】Ｓｉ： １．６％以下 Ｓｉは、固溶強化により伸びを劣化させずに強度を高め
る作用を有している。しかし、１．６％を超えると赤ス
ケールの発生による表面性状の劣化が著しいため、１．
６％以下とする。

【００１９】さらに残留オーステナイト鋼では、Ｓｉは
圧延後の冷却過程においてフェライトの生成を促してオ
ーステナイト中へのＣの濃化を促進するため、残留オー
ステナイト量を確保する上で有効な元素である。しか
し、０．７％未満ではＣ濃化を十分に促進することがで
きず、十分な残留オーステナイト量が得られない。一
方、１．６％を超えると、やはり赤スケールの発生によ
る表面性状の劣化が著しい。従って、残留オーステナイ
ト鋼の場合、Ｓｉは０．７〜１．６％とする。

【００２０】Ｍｎ： ２．０％ Ｍｎは、固溶強化により強度を高める作用を有してい
る。しかし、２．０％を超えると、偏析によるバンド状
組織を形成し易くなり、伸びフランジ性を低下させる。
従って、２．０％以下とする。

【００２１】さらに残留オーステナイト鋼では、Ｍｎ
は、パーライト変態を抑制する作用を有する。しかし、
０．６％未満ではパーライト変態を抑制することができ
ず、鋼中のパーライト量が増大し、伸びフランジ性が確
保できない。一方、２．０％を超えると偏析によるバン
ド状組織を形成し易くなり、やはり伸びフランジ性を低
下させる。従って、残留オーステナイト鋼の場合、Ｍｎ
は０．６〜２．０％とする。

【００２２】Ｐ： ０．０４％以下 Ｐは、０．０４％を超えると、Ｐが粒界に偏析し、鋼が
低延性・低靭性化する。従って、Ｐは０．０４％以下と
する。

【００２３】Ｓ： ０．００５％以下 Ｓは、Ｍｎ等と結合して、介在物を形成し、割れの起点
となることで延性や伸びフランジ性を低下させるため、
極力低減する必要がある。本発明では、Ｓは０．００５
％以下とする。

【００２４】Ａｌ： ０．０１〜０．１０％ Ａｌは、鋼の脱酸を安定して行うために０．０１％以上
必要であるが、０．１０％を超えるとその効果は飽和
し、また鋼中の介在物量が増大するため延性が低下す
る。従ってＡｌ量は、０．０１〜０．１０％とする。

【００２５】Ｎ： ０．００５％以下 Ｎが０．００５％を超えると、粗大な窒化物が多量に析
出し延性が低下する。本発明では、Ｎ量を０．００５％
以下とする。

【００２６】Ｃｒ： ０．０５〜１．５％ Ｃｒは本発明において重要な働きをする元素である。Ｃ
ｒは、スケール生成を促進しスケール厚さを増加させる
こと、地鉄とスケールとの界面に濃化すること、および
スケールの組成を変化させることにより、酸洗後の表面
粗さのコイル長手方向と幅方向の差を低減する働きをも
つ。しかし、０．０５％未満ではＣｒ添加の効果は認め
られない。一方、１．５％を超えると組織の硬質化を招
き、加工性の低下を生じる。従って、Ｃｒ量を０．０５
〜１．５％とする。

【００２７】Ｔｉ、Ｎｂ：Ｔｉ≦０．０１％かつＮｂ≦
０．０１％ Ｔｉ、Ｎｂは、無添加でもよいが、強度の調整のために
添加することもできる。しかし、Ｔｉ、Ｎｂを過剰に含
有すると、炭化物が析出し、オーステナイト中の固溶Ｃ
量が減少するため、安定した残留オーステナイトが得ら
れず、延性が劣化する。したがってＴｉ、Ｎｂを添加す
る場合は、いずれも０．０１％以下とすることが好まし
い。

【００２８】本発明の熱延鋼板は実質的に上記成分とFe
とからなり、したがって不可避的不純物等の他の元素が
本発明の効果を損なわない程度で微量含まれることは妨
げない。また、本発明の鋼板には、目的に応じてＣｕ、
Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、ＲＥＭを添加しても本発明の効果
に変わりはない。

【００２９】次に鋼の組織について説明する。本発明に
おける残留オーステナイト鋼の組織は、フェライトを主
相として、ベイナイト、オーステナイトからなる第２相
を含む組織からなる。高加工性残留オーステナイト鋼板
として、ベイナイトは不可欠であり、体積分率として１
０％以上含むことが好ましい。これは、加工性のうちの
穴広性について、ベイナイトを１０％以上含むことによ
り、打抜時に加工誘起変態で硬化した残留オーステナイ
トと主相フェライトとの大きい硬度差をベイナイトが緩
和し、高いバーリング加工性を持つからである。

【００３０】また高い伸びを確保するため、残留オース
テナイトを体積分率として、３〜１５％含むことが好ま
しい。これは残留オーステナイトを３〜１５％とするこ
とにより、残留オーステナイト鋼の特徴である高い伸び
を得ることができ、かつ打抜時に残留オーステナイトが
加工誘起変態により硬化し伸びフランジ性が低下するこ
とを抑制できる。さらに、針状フェライトを含むと伸び
が劣化するため、針状フェライトは含まないことが好ま
しい。

【００３１】また一部不可避的にマルテンサイトが含ま
れることがあるが、他の組織との硬度の差により伸びフ
ランジ性を劣化させるため、その量は３％以下とするこ
とが好ましい。

【００３２】これらの発明においてさらに、鋼板圧延方
向と圧延直角方向の表面粗さRaの差の絶対値が0.45以下
であることを特徴とする表面粗さの方向性の少ない高加
工性高強度熱延鋼板とすることもできる。

【００３３】この発明は、鋼板圧延方向と圧延直角方向
の表面粗さRaを所定範囲内とすることで、プレス加工に
おける面内異方性を低減するものである。表面粗さRaの
差の絶対値が0.45を超えると、プレス成形時の鋼板の流
れ込みに差が生じ、割れが発生しやすくなる。従って、
この発明では、鋼板圧延方向と圧延直角方向の表面粗さ
Raの差の絶対値を0.45以下とする。

【００３４】

【発明の実施の形態】前述のように、本発明の鋼板に
は、目的に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、ＲＥＭを
添加しても本発明の効果に変わりはない。例えば、耐腐
食性を目的にＣｕ、Ｎｉを添加しても良いが、リサイク
ルの観点からそれぞれの成分の上限を０．１％とする。

【００３５】また、強度の調整のために、Ｍｏ、Ｖ、
Ｂ、ＲＥＭを添加しても良い。しかしＭｏ、Ｖを過剰に
添加すると過剰に硬質化し、延性の劣化を引き起こすの
で、Ｍｏ、Ｖの合計量の上限を０．２％とすることが好
ましい。

【００３６】Ｂが０．０００３％を超えると熱間圧延時
の荷重が増大し、鋼板の形状が劣化するため、Ｂの含有
量の上限を０．０００３％とすることが好ましい。ＲＥ
Ｍはトランプエレメントとしてリサイクル性を阻害する
ので、ＲＥＭの合計量の上限を０．０５％とすることが
好ましい。

【００３７】本発明で残留オーステナイト鋼を製造する
際には、上述のような組織とするため、仕上圧延温度は
オーステナイト単相域で仕上圧延を終了する、仕上圧延
後から中間保持までの冷却速度は５０℃／秒以上とす
る、中間放冷温度を５５０℃以上７５０℃以下とする、
中間放冷時間を３〜１５秒とする、放冷後から巻取りま
での冷却速度は１５℃／秒〜１００℃／秒とする、巻取
り温度は３５０〜５５０℃とするのが好ましい。

【００３８】本発明では仕上温度の制御に仕上げスタン
ド列入り側で粗バーを加熱しても効果に変わりはない。
粗バー加熱方法については、誘導加熱、通電加熱、ガス
バーナー加熱などいかなる方法を用いても良い。また、
粗圧延後、一度コイルボックスに巻取り、保熱または加
熱してバー温度を均一化して圧延を行っても良く、トン
ネル炉を用いても良い。さらには、コイルボックスと粗
バー加熱を組み合わせても何ら問題はない。本発明の熱
間圧延は、通常のスラブを粗圧延後、仕上げ圧延を行う
従来の熱間圧延でも、薄スラブ鋳造後直ちに仕上げ圧延
を行うものでも良い。薄スラブを用いる場合は粗圧延を
省略することもできる。

【００３９】本発明で行う、熱間圧延については、従来
の方法に加え、粗圧延後粗バーを接合し仕上げ圧延を行
う、いわゆる連続圧延を行ってもなんら問題はない。ま
た、鋳造後、室温まで冷却することなくそのまま圧延を
行う直送圧延を行ってもよい。また、成分調整には転
炉、電気炉のいずれを用いてもよく、また原料にスクラ
ップを用いても何ら問題はない。また、熱処理後、めっ
き、化成処理などの表面処理をおこなっても効果は失わ
れることはない。

【００４０】以下、表面粗さの方向性を小さくすること
に、含有する元素としてＣｒが有効であることを、実験
結果に基づき説明する。実験では、Ｃ≒０．０９％、Ｓ
ｉ≒１．１％、Ｍｎ≒１．５％、Ｐ≒０．０１０％、Ｓ
≒０．００１％、Ａｌ≒０．０３５％、Ｎ≒０．００３
０％を含む鋼と、この鋼にＣｒを０．２８％添加した２
種類の鋼を溶製し、熱間圧延を行った。熱間圧延は、加
熱温度１２００℃、仕上温度８４０℃とし、圧延後直ち
に８０℃／秒で６８０℃まで冷却後、７秒放冷し、さら
に２０℃／秒で冷却し、４７０℃で巻き取り後、酸洗を
行った。

【００４１】鋼板の寸法は、板幅１０５０ｍｍ、板厚
２．０ｍｍである。得られたコイルの先端から５０ｍの
位置、コイル全長の中央部、尾端から５０ｍの位置でそ
れぞれサンプルを採取し、表面粗さＲａを、長手方向と
幅方向とについて測定した。

【００４２】結果を図１に示す。図中の△印はコイル長
手方向の表面粗さ、○印は幅方向の表面粗さを示す。図
１に示すようにＣｒを添加しない鋼では、長手方向と幅
方向との表面粗さＲａの差が大きいのに対し、Ｃｒ添加
鋼では長手方向と幅方向での表面粗さＲａの差が小さく
なることが分かる。この理由については、未だに明らか
となっていないが、以下のように考えられる。

【００４３】表面の状態は、主に熱延工程と酸洗工程で
形成されるが、表面粗さを制御する上で重要なものは、
酸洗で除去されるまで表面を覆っているスケールであ
る。このスケールについて、酸洗後の表面粗さと関係の
深いものとして、主にスケールの厚さ、スケール地鉄界
面の状態、スケールの組成が考えられる。

【００４４】まず、スケールの厚さについては、例えば
上述の実験でのスケール厚さは、Ｃｒを添加しない鋼で
は、サンプル採取位置３箇所の平均で７．５μｍであ
り、Ｃｒ添加鋼ではサンプル採取位置３箇所の平均で
８．３μｍであった。このことから、Ｃｒはスケール生
成を促進し、スケール厚さを増加させる、つまりスケー
ル生成により地鉄の減量を増加させる効果を持ち、これ
により仕上圧延ロールからコイルに転写される表面粗さ
のコイル長手方向と幅方向との差が低減したものと考え
られる。

【００４５】また、上述の実験のＣｒを添加しない鋼を
用い、意図的にスケール厚さを増加させたサンプルを製
造し、酸洗後表面粗さを測定した。結果は図２に示すよ
うに、単にスケール厚さを増加させただけでは、Ｃｒ添
加に匹敵する表面粗さの低減は認められなかった。

【００４６】次にスケール内のＣｒの分布状況につい
て、上述の実験で得られたコイル全長の中央部サンプル
の電子線マイクロアナライザ（Electron Probe Micro A
nalyzer：以下、ＥＰＭＡと略す）によるＣｒ元素分布
状態解析の結果（Ｃｒ分布像）を、同じ位置の反射電子
像とともに図３に示す。この図３より、地鉄とスケール
との界面の状態について、Ｃｒ添加鋼では、Ｃｒが地鉄
とスケールとの界面に濃化していることが分かる。酸洗
工程で、この濃化したＣｒの存在によりスケールが完全
に除去されやすくなり、地鉄の酸洗減量が増加し、表面
粗さの方向性が減少したと考えられる。

【００４７】また、スケールの組成については、図３よ
りＣｒ添加鋼では、Ｃｒが地鉄とスケールとの界面のみ
ならず、スケール内にも分布していることが分かる。こ
のことから、成分としてＣｒを含有することによるスケ
ール組成の変化のため、スケールの機械特性や酸洗での
スケール溶解挙動が変化し、酸洗後の表面粗さの長手方
向と幅方向との差が低減したと考えられる。

【００４８】

【実施例】表１に示すような１２種類の成分を有する鋼
を溶製した。Ｎｏ．１〜８が本発明鋼であり、またＮ
ｏ．９〜１２は比較鋼である。これらを、連続鋳造によ
り厚さ約２５０ｍｍのスラブとし、１２００℃に加熱
後、粗圧延機により厚さ約３０ｍｍの粗バーに圧延し
た。その後、仕上げ圧延を仕上温度８２５℃で行い、圧
延後直ちに８５℃／秒で６８０℃まで冷却後、６．５秒
放冷し、さらに５５℃／秒で冷却し、４８０℃で巻き取
り後、酸洗を行った。このようにして、板厚２．０ｍｍ
の熱延鋼板であるＮｏ．１〜１２を製造した。

【００４９】

【表１】

【００５０】次に、得られたコイルの巻き取った先端か
ら５０ｍの位置、コイル全長の中央部、尾端から５０ｍ
の位置で、ＪＩＳ５号試験片（圧延方向）および穴広試
験片を採取し、材料特性（ＹＰ、ＴＳ、Ｅｌ、λ）の測
定を行った。また、同じ位置で、表面粗さＲａを長手方
向と幅方向とで測定し、サンプル採取位置３箇所の平均
の差を求めた。さらに、図４に示すモデルをプレス成形
し、割れ発生有無により、プレス成形性の評価を行っ
た。これらの結果を表２に示す。

【００５１】

【表２】

【００５２】本発明の範囲にある熱延鋼板（本発明例Ｎ
ｏ．１〜８）では、いずれも長手方向と幅方向で表面粗
さの方向性の少ない高加工性高強度熱延鋼板が得られて
いるとともに、プレス成形性は良好であった。

【００５３】一方、比較例Ｎｏ．９〜１２では、それぞ
れ以下の理由により、長手方向と幅方向で表面粗さの方
向性の少ない高加工性高強度熱延鋼板が得られなかった
とともに、プレス成形で割れが発生した。

【００５４】まず、Ｃｒ量が本発明範囲を下回る比較例
Ｎｏ．９は、Ｃｒ添加の効果が認められず、長手方向と
幅方向で表面粗さの差が大きくなった。Ｃｒ量が本発明
範囲を上回る比較例Ｎｏ．１０は、組織が硬質化し加工
性が低下した。

【００５５】また、Ｃｒ量は本発明の範囲であるが、Ｔ
ｉ量が本発明範囲を上回る比較例Ｎｏ．１１、およびＮ
ｂ量が本発明範囲を上回る比較例Ｎｏ．１２は、安定し
た残留オーステナイトが得られず、延性が劣化した。

【００５６】

【発明の効果】以上のように、本発明によれば成分組成
を限定することにより、表面粗さの方向性の少ない高加
工性高強度熱延鋼板を提供することができる。従って、
本発明の鋼板を自動車用の構造部材に適用することによ
り、自動車の軽量化や衝突安全性向上を図ることがで
き、産業上極めて有用な効果が得られる。

【図面の簡単な説明】

【図１】長手方向と幅方向との表面粗さＲａの差を示す
図。 （ａ）Ｃｒ添加鋼 （ｂ）Ｃｒ無添加鋼

【図２】Ｃｒ無添加鋼の酸洗後の表面粗さ（スケール厚
さ増加サンプル）を示す図。

【図３】ＥＰＭＡによるスケール内のＣｒの分布状況を
示す図。 （ａ）反射電子像 （ｂ）Ｃｒ分布像

【図４】プレス成形性の評価にもちいたモデルを示す概
略図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 冨田 邦和 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 Ｆターム(参考） 4E002 AA07 AD04 BC07 BD03 BD07 BD10 CB01 CB03

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 mass％で、Ｃ：０．０１〜０．３０％、
   Ｓｉ：１．６％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：０．
   ０５〜１．５％、を含有し、Ｔｉ≦０．０１％かつＮｂ
   ≦０．０１％であり、残部が実質的にＦｅからなる成分
   の鋼であることを特徴とする、表面粗さの方向性の少な
   い高加工性高強度熱延鋼板。
2. 【請求項２】 mass％で、Ｃ：０．０７〜０．２５％、
   Ｓｉ：０．７〜１．６％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、
   Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：
   ０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００５％以下、Ｃｒ：
   ０．０５〜１．５％、を含有し、Ｔｉ≦０．０１％かつ
   Ｎｂ≦０．０１％であり、残部が実質的にＦｅからなる
   成分の鋼であるとともに、フェライトを主相として、ベ
   イナイト、オーステナイトからなる第２相を含む組織を
   有することを特徴とする、表面粗さの方向性の少ない高
   加工性高強度熱延鋼板。
3. 【請求項３】鋼板圧延方向と圧延直角方向の表面粗さRa
   の差の絶対値が0.45以下であることを特徴とする請求項
   １または請求項２に記載の表面粗さの方向性の少ない高
   加工性高強度熱延鋼板。