JP2853762B2 - 成形性又は成形性とスポット溶接性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は自動車、産業用機械等
に使用することを目的とした高延性を有する成形性ある
いは成形性とスポット溶接性に優れた熱延高強度鋼板に
関するものである。

【０００２】

【従来の技術】自動車用鋼板の軽量化と衝突時の安全確
保を主な背景として鋼板の高強度化の要請は強い。しか
し、高強度鋼板といえどもその加工性に対する要求は高
く、強度と加工性を両立させる鋼板が必要とされてい
る。従来、良好な延性を必要とする用途に供される熱延
鋼板として、フェライトとマルテンサイトにより構成さ
れるＤｕａｌ ｐｈａｓｅ鋼（以下ＤＰ鋼と称す）があ
る。このＤＰ鋼は固溶強化型高強度鋼板、析出強化型高
強度鋼板よりすぐれた強度・延性バランスを示すことが
知られている。しかし、その強度・延性バランスの限界
はＴＳ×Ｔ．Ｅｌ≦２０００であり、より厳しい要求に
は耐えられないのが現状である。

【０００３】この現状を打破してＴＳ×Ｔ．Ｅｌ＞２０
００が得られるシーズとして残留オーステナイトの利用
がある。その一例としてＡｒ₃ 〜Ａｒ₃ ＋５０℃で熱間
圧延後、鋼板を４５０〜６５０℃の温度範囲で４〜２０
秒保持し、次いで３５０℃以下で巻取り、残留オーステ
ナイトを有する鋼板を製造する方法が特開昭６０−４３
４２５号公報に、更に他の例として仕上温度８５０℃以
上で全圧下率８０％以上かつ最終３パスの合計圧下率６
０％以上、最終パス圧下率２０％以上の大圧下圧延を行
い、続いて５０℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以下ま
で冷却し、残留オーステナイトを有する鋼板を製造する
方法が特開昭６０−１６５３２０号公報に示されてい
る。

【０００４】しかしながら、省エネルギー、生産性向上
の点からすると、冷却途中、４５０〜６５０℃での４〜
２０秒の保持、および３５０℃以下の低温巻取あるいは
大圧下圧延等を必要とする従来方法は操業上好ましくな
い。それにもかかわらず、これらの方法によって得られ
た鋼板の加工性はＴＳ×Ｔ．Ｅｌ＜２４００であり、か
ならずしも使用者側の要求レベルをすべて満たしている
とは言い難い。より高いＴＳ×Ｔ．Ｅｌ値（望ましくは
２４００以上）を持つ鋼板、およびより生産性の高いそ
の製造方法が求められていた。一方、実成形を考えた場
合、強度−延性バランスが良いだけでなく、それととも
に優れた一様伸び（張り出し性）、穴拡げ性（伸びフラ
ンジ性）、曲げ性、２次加工性、靱性を有することが必
要である。また、この種鋼板の使用分野においてはスポ
ット溶接の適用率が増大し、スポット溶接にも優れてい
ることが望まれている。さらには強度保証という観点か
ら高い引張強さはもとより、高い降伏比（高い降伏強
度）も望まれている。

【０００５】すなわち、上記した複合特性を両立させる
ことによって、実使用に供せられる用途が格段に広がる
のである。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は従来技術の限
界を越えてＴＳ×Ｔ．Ｅｌ≧２０００を得る残留オース
テナイトを含有する加工性に優れた熱延高強度鋼板を提
供するものであり、更に、優れた成形性（強度−延性バ
ランス、一様伸び、穴拡げ性、曲げ性、２次加工性、靱
性）、高い降伏比、優れたスポット溶接性を合わせ持つ
熱延高強度鋼板を提供するものである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】上記問題点を解決するた
め、本発明は以下の（１）〜（８）の手段を採用する。

【０００８】（１） 化学成分として、 Ｃ＝０．０５〜０．１５重量％未満、 Ｓｉ＝０．５〜３．０重量％、 Ｍｎ＝０．５〜３．０重量％、 Ｓｉ＋Ｍｎ＝１．５超〜６．０重量％、 Ｐ≦０．０２重量％、 Ｓ≦０．０１重量％、 Ａｌ＝０．００５〜０．１０重量％を含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなり、 ミク
ロ組織としてフェライト、ベイナイト、残留オーステナ
イトの３相で構成され、かつフェライト占積率（Ｖ_F）
とフェライト粒径（ｄ_F）の比（Ｖ_F／ｄ_F）が２０以上
で２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上で
あることを特徴とする成形性とスポット溶接性に優れた
高降伏比型熱延高強度鋼板。

【０００９】（２） 化学成分として、 Ｃ＝０．０５〜０．１５重量％未満、 Ｓｉ＝０．５〜３．０重量％、 Ｍｎ＝０．５〜３．０重量％、 Ｓｉ＋Ｍｎ＝１．５超〜６．０重量％、 Ｐ≦０．０２重量％、 Ｓ≦０．０１重量％、 Ａｌ＝０．１０超〜３重量％ を含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなり、 ミク
ロ組織としてフェライト、ベイナイト、残留オーステナ
イトの３相で構成され、かつフェライト占積率（Ｖ_F）
とフェライト粒径（ｄ_F）の比（Ｖ_F／ｄ_F）が２０以上
で２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上で
あることを特徴とする成形性とスポット溶接性に優れた
高降伏比型熱延高強度鋼板。

【００１０】（３）さらに、 Ｃｒ≦０．５重量％、 Ｔｉ≦０．０５重量％、 Ｎｂ≦０．０５重量％、 Ｖ ≦０．０５重量％、 Ｂ ≦０．００２重量％、 Ｍｏ≦１．０重量％、 Ｃｕ≦１．０重量％、 Ｎｉ≦０．５重量％ のうちの１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび
不可避的元素からなることを特徴とする前記（１）また
は（２）の成形性とスポット溶接性に優れた高降伏比型
熱延高強度鋼板。

【００１１】 （４） さらに、 Ｃａ＝０．０００５〜０．０１重量％ または ＲＥＭ＝０．００５〜０．０５重量％ のいずれかを含有することを特徴とする前記（１）〜
（３）のいずれかの成形性とスポット溶接性に優れた高
降伏比型熱延高強度鋼板。

【００１２】（５） 化学成分として、 Ｃ＝０．１５〜０．３０重量％未満、 Ｓｉ＝２．０超〜３．０重量％、 Ｍｎ＝０．５〜３．０重量％、 Ｓｉ＋Ｍｎ＝２．５超〜６．０重量％、 Ｐ≦０．０２重量％、 Ｓ≦０．０１重量％、 Ａｌ＝０．００５〜０．１０重量％を含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなり、 ミク
ロ組織としてフェライト、ベイナイト、残留オーステナ
イトの３相で構成され、かつフェライト占積率（Ｖ_F）
とフェライト粒径（ｄ_F）の比（Ｖ_F／ｄ_F）が７以上で
２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上であ
ることを特徴とする成形性に優れた高降伏比型熱延高強
度鋼板。

【００１３】（６） 化学成分として、 Ｃ＝０．１５〜０．３０重量％未満、 Ｓｉ＝２．０超〜３．０重量％、 Ｍｎ＝０．５〜３．０重量％、 Ｓｉ＋Ｍｎ＝２．５超〜６．０重量％、 Ｐ≦０．０２重量％、 Ｓ≦０．０１重量％、 Ａｌ＝０．１０超〜３重量％ を含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなり、 ミク
ロ組織としてフェライト、ベイナイト、残留オーステナ
イトの３相で構成され、かつフェライト占積率（Ｖ_F）
とフェライト粒径（ｄ_F）の比（Ｖ_F／ｄ_F）が７以上で
２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上であ
ることを特徴とする成形性に優れた高降伏比型熱延高強
度鋼板。

【００１４】（７） さらに、 Ｃｒ≦０．５重量％、 Ｔｉ≦０．０５重量％、 Ｎｂ≦０．０５重量％、 Ｖ ≦０．０５重量％、 Ｂ ≦０．００２重量％、 Ｍｏ≦１．０重量％、 Ｃｕ≦１．０重量％、 Ｎｉ≦０．５重量％ のうちの１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび
不可避的元素からなることを特徴とする前記（５）また
は（６）の成形性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板。

【００１５】（８） さらに、 Ｃａ＝０．０００５〜０．０１重量％ または ＲＥＭ＝０．００５〜０．０５重量％ のいずれかを含有することを特徴とする前記（５）〜
（７）のいずれかの成形性に優れた高降伏比型熱延高強
度鋼板。

【００１６】

【作用】本発明者らは種々の実験検討を重ねた結果、従
来技術が持つ問題点を解消し、優れた成形性、高い降伏
比、優れたスポット溶接性を合わせ持つ熱延高強度鋼板
を発明した。

【００１７】第１に、優れた成形性と高い降伏比を両立
させるための鋼板ミクロ組織は、２ミクロン以下の残留
オーステナイトを５％以上の占積率で含有し、Ｖ_F ／ｄ
_F （Ｖ_F ：フェライト占積率；％、ｄ_F ：フェライト粒
径；ミクロン）が２０以上（Ｃが０．１５％以上０．３
％未満の場合は、残留オーステナイトが微細に生成しや
すいので７以上でよい）であるフェライト＋ベイナイト
＋残留オーステナイトの３相よりなる組織である。

【００１８】表１にその関係を示すように、ポイントは
以下の〜である。

【００１９】

【表１】

【００２０】 残留オーステナイトの増加は強度−延
性バランスの向上、一様伸びの向上に寄与し、その効果
は残留オーステナイトの微細化により高まる。一方、残
留オーステナイトを微細化することにより穴拡げ性、曲
げ性、２次加工性、靱性は優れたレベルを維持すること
が可能となる。すなわち、残留オーステナイトを５％以
上含有させ、かつ、そのサイズを２μｍ以下とすること
により、はじめて、優れた強度−延性バランス、優れた
一様伸び、優れた穴拡げ性、優れた曲げ性、優れた２次
加工性、優れた靱性を両立させることができるのであ
る。

【００２１】 Ｖ_F ／ｄ_F の増加はフェライト占積率
の増加、フェライト粒の微細化を通じて２次加工性の向
上、靱性の向上、降伏比の増加に寄与する。

【００２２】 ミクロ組織を構成する相をフェライト
＋ベイナイト＋残留オーステナイトの３相とすることに
より、すなわち、パーライト、マルテンサイトの混在を
回避することにより、穴拡げ性、曲げ性、２次加工性、
靱性は優れたレベルを維持することが可能となる。ま
た、それにより、高降伏比の維持も可能となる。

【００２３】第２に、２ミクロン以下の残留オーステナ
イトを５％以上の占積率で含有するためには、図１、２
に示すごとく、Ｃが０．０５〜０．１５重量％未満の場
合はＳｉを０．５〜３．０重量％、Ｍｎを０．５〜３．
０重量％、Ｓｉ＋Ｍｎを１．５超〜６．０重量％と制御
したうえで、Ｖ_F ／ｄ_F を２０以上、またＣが０．１５
〜０．３０％未満の場合はＳｉを２．０〜３．０％、Ｍ
ｎを０．５〜３．０％、Ｓｉ＋Ｍｎを２．５超〜６．０
％と制御したうえでＶ_F ／ｄ_F を７以上とすればよい。

【００２４】第３に、図３に示すごとく、最良のスポッ
ト溶接性（ナゲット内破断＝０）を得るためにはＣ＜
０．１５重量％、Ｓｉ＋Ｍｎ≦６％、Ｓｉ、Ｍｎ≦３．
０％、Ｐ≦０．０２％とする。

【００２５】第４に、非常に厳格な表面性状が要求され
る場合、加熱温度≦１１７０℃ないしはＳｉ＝１．０〜
２．０％の規制が有効である。

【００２６】第５に、図４に示すごとく、優れた穴拡げ
性（ｄ／ｄ₀ ≧１．４）を得るにはＣ＜０．１５重量
％、Ｓ≦０．０１重量％とすることが必要であり、Ｃａ
ないしはＲＥＭ添加も有効である。また、特に優れた穴
拡げ性（ｄ／ｄ₀ ≧１．５）を得るには、さらにＣ＜
０．１０重量％とすることが必要である。

【００２７】すなわち、本発明の厳格な成分制御および
厳格な組織制御によって、はじめて、熱延高強度鋼板に
要求される種々の複合特性を満足しうる。

【００２８】さらに、前記ミクロ組織を達成する熱延条
件を検討し、その製造方法を開発した。

【００２９】以下、まず成分規制の値とその制限理由を
説明する。

【００３０】Ｃは残留オーステナイト（以下、残留γと
称する）の確保のために、０．０５重量％以上０．３０
重量％未満添加するが、溶接部の脆化を防止して最良な
スポット溶接性を得、さらにｄ／ｄ₀ ≧１．４以上の優
れた穴拡げ性を得るためには、その添加上限を０．１５
重量％未満とする。さらにｄ／ｄ₀ ≧１．５以上の最良
の穴拡げ性が要求される場合は、その上限を０．１０重
量％未満とする。なお、Ｃは強化元素でもあり、Ｃの増
加とともに引張強さが増加するが、それとともにｄ／ｄ
₀ が低下し、スポット溶接性に不利となるのは避けられ
ない。

【００３１】Ｓｉ、Ｍｎは強化元素である。また、Ｓｉ
はフェライト（以下、αと称する）の生成を促進し、炭
化物の生成を抑制することにより、残留γを確保する作
用があり、Ｍｎはγを安定化して残留γを確保する作用
がある。ＳｉとＭｎのその作用を十分に発揮するために
は、Ｓｉ、Ｍｎの各々単独の添加下限量の規制を行うと
ともに、Ｓｉ＋Ｍｎの添加下限量を規制することが必要
である。すなわち、Ｓｉ、Ｍｎの各々単独の添加下限量
は０．５重量％以上、Ｓｉ＋Ｍｎの添加下限量は１．５
重量％超とする必要がある。ただし、Ｓｉ、Ｍｎを過度
に添加しても上記効果は飽和し、かえって溶接性劣化、
鋳片割れを生ずるため、Ｓｉ、Ｍｎの各々単独の添加上
限量は３．０重量％以下、Ｓｉ＋Ｍｎの添加上限量は
６．０重量％以下とする必要がある。また、特に優れた
表面性状が要求される場合はＳｉ＝１．０〜２．０重量
％が望ましい。

【００３２】Ｐは残留γの確保に効果があるが、本発明
では２次加工性、靱性、溶接性を最良に保つため、上限
量を０．０２重量％としている。これら特性の要求が厳
格でない場合は、残留γの増加を助けるため、０．２％
まで添加してもよい。

【００３３】Ｓは硫化物系介在物により穴拡げ性が劣化
するのを防ぐため、その上限量を０．０１重量％とす
る。

【００３４】Ａｌは脱酸とＡｌＮによるγの細粒化を経
たα占積率の増加、αの細粒化、残留γの増加、細粒化
を目的に０．００５重量％以上０．１０重量％添加す
る。また、残留γの増加を助けるため、Ａｌを３％まで
添加してもよく、この場合も本発明の範囲に含まれる。

【００３５】Ｃａは硫化物系介在物の形状制御（球状
化）により、穴拡げ性をより向上させるために０．００
０５重量％以上添加するが、効果の飽和、さらには介在
物の増加による逆効果（穴拡げ性の劣化）の点からその
上限を０．０１重量％とする。また、ＲＥＭも同様の理
由からその添加量を０．００５〜０．０５重量％とす
る。

【００３６】以上が主たる成分の添加理由であるが、強
度確保、細粒化を目的に特性を劣化させない範囲でＮ
ｂ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｂ、Ｍｏを１種また
は２種以上添加してもよい。

【００３７】次に、前記したミクロ組織を如何に達成す
るかという観点から加熱規制、圧延規制、冷却規制、巻
取規制等の値とその制限理由を説明する。

【００３８】仕上げ圧延の終了温度の下限は加工組織
（加工α）の出現による加工性の劣化、特に強度−延性
バランスの劣化（伸びの劣化）を防ぐため、Ａｒ₃ −５
０℃とする。また、仕上げ圧延の終了温度の上限は１段
冷却（図５）の場合、α占積率の増加効果、αの細粒化
効果、細粒残留γの増加効果を圧延工程で確保するため
にＡｒ₃ ＋５０℃とする。２段冷却、３段冷却（図５）
の場合は後述するごとく冷却工程でα占積率の増加効
果、αの細粒化効果、細粒残留γの増加効果が期待でき
るため、特に仕上げ圧延の終了温度の上限を定める必要
はないが、前記効果をより高めるために好ましくは上限
をＡｒ₃ ＋５０℃とする。

【００３９】仕上げ圧延の全圧下率はα占積率の増加効
果、αの細粒化効果、細粒残留γの増加効果を確保する
ために８０％以上とする。好ましくは前段４パスの各圧
下率を４０％以上とする。

【００４０】図５に示す１段冷却の冷却速度はパーライ
トの生成防止のため、下限を３０℃／秒とする。

【００４１】図５に示す２段冷却においては、初段の冷
却はα占積率の増加効果、細粒残留γの増加効果を得る
ため、３０℃／秒未満の冷却速度でＡｒ₃ 以下まで降温
させるが、パーライトの生成を避けるため、Ａｒ₁ 超か
ら２段目の冷却を３０℃／秒以上の冷却速度で開始す
る。なお、Ａｒ₃ 以下〜Ａｒ₁ 超で等温保持してもさし
つかえない。ただし、広範囲の歪領域にわたってＴＲＩ
Ｐ現象を維持し、優れた特性を得るためには初段の冷却
速度は５〜２０℃／秒とすることが望ましい。

【００４２】図５に示す３段冷却においては、初段の冷
却はαの細粒化のため、３０℃／秒以上でＡｒ₃ 以下ま
で冷却する。２段目の冷却はα占積率の増加効果、細粒
残留γの増加効果を得るため、３０℃／秒未満とする
が、パーライトの生成を避けるため、Ａｒ₁ 超から３段
目の冷却を３０℃／秒以上の冷却速度で開始する。な
お、Ａｒ₃ 以下〜Ａｒ₁ 超で等温保持してもさしつかえ
ない。ただし、広範囲の歪領域にわたってＴＲＩＰ現象
を維持し、優れた特性を得るためには２段目の冷却速度
は５〜２０℃／秒とすることが望ましい。

【００４３】また、１段冷却、２段冷却、３段冷却のい
ずれの方法においてもα占積率の増加効果、αの細粒化
効果、細粒残留γの増加効果、さらには冷却テーブル長
の低減を狙って、圧延直後急冷を行ってもよい。

【００４４】巻取温度はマルテンサイトの生成を防止し
て残留γを確保するため、その下限を３５０℃超とす
る。その上限はパーライトの生成を防止しつつ、過度の
ベイナイト変態を抑制して残留γを確保するため、５０
０℃未満とする。

【００４５】以上が本発明鋼板を製造する場合の規制理
由であるが、α占積率の増加効果、αの細粒化効果、細
粒残留γの増加効果を高めるため、加熱温度上限を１
１７０℃とする、仕上げ圧延の開始温度を仕上げ圧延
終了温度＋１００℃以下とする等の手段を単独ないしは
複合で行ってもよい。また、最良な表面性状の確保のた
めに上限を１１７０℃としてもよい。

【００４６】さらに、巻取後の冷却は放冷を行ってもよ
いし、強制冷却でもよい。過度のベイナイト変態を抑制
して残留γを確保する効果を高めるため、２００℃未満
まで３０℃／時以上で冷却してもよい。上記の加熱温度
規制、仕上げ圧延開始温度規制と組み合わせてもよい。

【００４７】なお、圧延に供する鋼片はいわゆる冷片再
加熱、ＨＣＲ、ＨＤＲのいずれであってもかまわない。
また、いわゆる薄肉連続鋳造による鋼片であってもかま
わない。

【００４８】また、本発明による熱延鋼板をめっき原板
としてもよい。

【００４９】

【実施例】供試鋼のＦｅ以外の化学成分を表２に示す。

【００５０】

【表２】

【００５１】本発明例および比較例の熱延鋼板を表３、
４に示す。

【００５２】

【表３】

【００５３】

【表４】

【００５４】Ｎｏ．１〜１８は本発明例であり、優れた
成形性、優れたスポット溶接性を合わせ持つ高降伏比型
熱延高強度鋼板が得られている。ただし、Ｎｏ．１８は
Ｃが高いためスポット溶接性は他に比べ幾分劣る。しか
し成形性は良好である。

【００５５】また、表面性状も良好である。Ｎｏ．１、
３、５、７〜１５はＳｉ＝１．０〜２．０重量％である
ため、特に優れた表面性状が得られている。

【００５６】Ｎｏ．１９〜２３は比較例である。Ｎｏ．
１９は鋼のＳｉ含有量およびＳｉ＋Ｍｎ含有量が下限を
下回っているため、残留γが得られず、強度−延性バラ
ンス、一様伸びが劣化している。Ｎｏ．２０はパーライ
トが混入し、残留γが５％を下回っているため、強度−
延性バランス、一様伸び、穴拡げ性、曲げ性、２次加工
性、靱性が劣化している。Ｎｏ．２１はマルテンサイト
が混入し、残留γが５％を下回っているため、強度−延
性バランス、一様伸び、穴拡げ性、曲げ性、２次加工
性、靱性が劣化し、さらに、降伏比が６０％を下回って
いる。Ｎｏ．２２は残留γ量は５％を確保しているもの
のそのサイズが２μｍを越えているため、強度−延性バ
ランス、一様伸び、穴拡げ性、曲げ性、２次加工性、靱
性が劣化している。Ｎｏ．２３は鋼のＣ量が上限を越え
ているためスポット溶接性、穴拡げ性が劣化している。

【００５７】なお、表２の鋼種Ｇ〜Ｌ、Ｒ〜Ｖ、Ｘにお
いても優れた成形性、優れたスポット溶接性を合わせ持
つ高降伏比型熱延高強度鋼板が得られ、その表面性状も
良好であった。

【００５８】本発明例および比較例の熱延鋼板の製造方
法を表５〜１０に示す。

【００５９】

【表５】

【００６０】

【表６】

【００６１】

【表７】

【００６２】

【表８】

【００６３】

【表９】

【００６４】

【表１０】

【００６５】表５、６は冷却テーブルでの冷却が図５に
示す１段冷却の場合の本発明鋼板の製造例および比較例
鋼板の製造例である。

【００６６】Ｎｏ．２４〜３０は本発明鋼板の製造例で
あり、優れた成形性、優れたスポット溶接性を合わせ持
つ高降伏比型熱延高強度鋼板が得られ、その表面性状も
良好である。

【００６７】Ｎｏ．３１〜３５は比較例であり、これに
よっては、本発明鋼板は得られない。Ｎｏ．３１は圧延
終了温度が下限を下回り、巻取温度が上限を越えている
ため、加工組織（加工α）、パーライトを生成し、２μ
ｍ以下の残留γを５％以上得ることができず、その結
果、強度−延性バランス、一様伸び、穴拡げ性、曲げ
性、２次加工性、靱性が劣化している。Ｎｏ．３２は冷
却速度が下限を下回っているため、パーライトを生成
し、２μｍ以下の残留γを５％以上得ることができず、
その結果、強度−延性バランス、一様伸び、穴拡げ性、
曲げ性、２次加工性、靱性が劣化している。Ｎｏ．３３
は巻取温度が上限を越えているため、パーライトを生成
し、２μｍ以下の残留γを５％以上得ることができず、
その結果、強度−延性バランス、一様伸び、穴拡げ性、
曲げ性、２次加工性、靱性が劣化している。Ｎｏ．３４
は巻取温度が下限を下回っているため、マルテンサイト
を生成し、２μｍ以下の残留γを５％以上得ることがで
きず、その結果、強度−延性バランス、一様伸び、穴拡
げ性、曲げ性、２次加工性、靱性が劣化しており、降伏
比も６０％を下回っている。Ｎｏ．３５は圧延終了温度
が上限を越えているため、Ｖ_F ／ｄ_F ≧２０に到達せ
ず、２μｍ以下の残留γを５％以上得ることができず、
その結果、強度−延性バランス、一様伸び、２次加工
性、靱性が劣化した。

【００６８】表７、８は冷却テーブルでの冷却が図５に
示す２段冷却の場合の本発明鋼板の製造例および比較例
鋼板の製造例である。

【００６９】Ｎｏ．３６〜４１は本発明鋼板の製造例で
あり、優れた成形性、優れたスポット溶接性を合わせ持
つ高降伏比型熱延高強度鋼板が得られ、その表面性状も
良好である。

【００７０】Ｎｏ．４２〜４７は比較鋼板の製造例であ
る。Ｎｏ．４２は圧延終了温度が下限を下回り、巻取温
度が上限を越えているため、加工組織（加工α）、パー
ライトを生成し、２μｍ以下の残留γを５％以上得るこ
とができず、その結果、強度−延性バランス、一様伸
び、穴拡げ性、曲げ性、２次加工性、靱性が劣化してい
る。Ｎｏ．４３は仕上げ圧延の全圧下率が下限を下回っ
ているため、Ｖ_F ／ｄ_F≧２０に到達せず、２μｍ以下
の残留γを５％以上得ることができず、その結果、強度
−延性バランス、一様伸び、２次加工性、靱性が劣化し
ている。Ｎｏ．４４は第１段目の冷却速度が上限を越え
ているため、Ｖ_F ／ｄ_F ≧２０に到達せず、２μｍ以下
の残留γを５％以上得ることができず、その結果、強度
−延性バランス、一様伸び、２次加工性、靱性が劣化し
ている。Ｎｏ．４５は第２段目の冷却速度が下限を下回
っているため、パーライトを生成し、２μｍ以下の残留
γを５％以上得ることができず、その結果、強度−延性
バランス、一様伸び、穴拡げ性、曲げ性、２次加工性、
靱性が劣化している。Ｎｏ．４６は巻取温度が上限を越
えているため、パーライトを生成し、２μｍ以下の残留
γを５％以上得ることができず、その結果、強度−延性
バランス、一様伸び、穴拡げ性、曲げ性、２次加工性、
靱性が劣化した。Ｎｏ．４７は第１段目の冷却終了温度
（冷却速度変更温度Ｔ₁ ）が上限を越えているため、Ｖ
_F ／ｄ_F ≧２０に到達せず、２μｍ以下の残留γを５％
以上得ることができず、その結果、強度−延性バラン
ス、一様伸び、２次加工性、靱性が劣化している。

【００７１】表９、１０は冷却テーブルでの冷却が図５
に示す３段冷却の場合の本発明鋼板の製造例および比較
例鋼板の製造例である。

【００７２】Ｎｏ．４８〜５３は本発明鋼板の製造例で
あり、優れた成形性、優れたスポット溶接性を合わせ持
つ高降伏比型熱延高強度鋼板が得られ、その表面性状も
良好である。

【００７３】Ｎｏ．５４〜５６は比較鋼板の製造例であ
る。Ｎｏ．５４は第２段目の冷却速度が上限を越えてい
るため、Ｖ_F ／ｄ_F ≧２０に到達せず、２μｍ以下の残
留γを５％以上得ることができず、その結果、強度−延
性バランス、一様伸び、２次加工性、靱性が劣化してい
る。Ｎｏ．５５は第３段目の冷却速度が下限を下回って
いるため、パーライトを生成し、２μｍ以下の残留γを
５％以上得ることができず、その結果、強度−延性バラ
ンス、一様伸び、穴拡げ性、曲げ性、２次加工性、靱性
が劣化している。Ｎｏ．５６は第１段目および第２段目
の冷却終了温度（冷却速度変更温度Ｔ₁ 、Ｔ₂ ）が上限
を越えているため、Ｖ_F ／ｄ_F ≧２０に到達せず、２μ
ｍ以下の残留γを５％以上得ることができず、その結
果、強度−延性バランス、一様伸び、２次加工性、靱性
が劣化している。

【００７４】なお、表２の鋼種Ｇ〜Ｌ、Ｒ〜Ｖ、Ｘにお
いても同様の製造方法により優れた成形性、優れたスポ
ット溶接性を合わせ持ち、表面性状の良好な高降伏比型
熱延高強度鋼板が得られた。

【００７５】以上より明らかなごとく、実使用上の種々
のケース・部品を想定した場合、複合特性を備えた本発
明によってはじめて実用化が可能となるといえる。

【００７６】なお、特性評価は以下の方法で実施した。

【００７７】引張試験はＪＩＳ５号にて実施し、引張強
度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＰ）、降伏比（ＹＲ＝１００
×ＹＰ／ＴＳ）、全伸び（Ｔ．ＥＬ）、一様伸び（Ｕ．
ＥＬ）、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｔ．ＥＬ）を求め
た。

【００７８】穴拡げ性は２０ｍｍの打ち抜き穴をバリの
ない面から３０度円錐ポンチで押し拡げ、クラックが板
厚を貫通した時点での穴径（ｄ）と初期穴径（ｄ₀ 、２
０ｍｍ）との穴拡げ比（ｄ／ｄ₀ ）で示す。

【００７９】曲げ性は３５ｍｍ×７０ｍｍの試験片をバ
リを外側にして、先端０．５Ｒの９０度Ｖ曲げ（曲げ軸
は圧延方向）を行い、１ｍｍ以上のクラックが無いとき
は○で有るときは×で示す。

【００８０】２次加工性は９０ｍｍφの打ち抜き板を絞
り比１．８でカップ成形したものを−５０℃で圧壊し、
割れが無いときは○で有るときは×で示す。

【００８１】靱性は遷移温度が−１２０℃以下を満足す
るときは○で満足しないときは×で示す。

【００８２】スポット溶接性はスポット溶接試験片をた
がねで剥離したときのナゲット（スポット溶接時に溶融
し、その後凝固した部分）内の破断が無いときは○で有
るときは×で示す。

【００８３】また、表面性状は目視で非常に良好な場合
◎で、良好な場合○で示す。

【００８４】

【発明の効果】本発明により従来にない複合特性を合わ
せ持つ熱延高強度鋼板、すなわち成形性、高い降伏比、
優れたスポット溶接性を合わせ持つ熱延高強度鋼板が得
られ、使用用途・使用条件が格段に拡がる。

【図面の簡単な説明】

【図１】２ミクロン以下の残留γを５％以上得るための
条件を示す図である。

【図２】２ミクロン以下の残留γを５％以上得るための
条件を示す図である。

【図３】スポット溶接性を向上させる条件を示す図であ
る。

【図４】穴拡げ比を向上させるための条件を示す図であ
る。

【図５】冷却テーブルでの冷却方法を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 池永 則夫 大分県大分市大字西ノ洲１ 新日本製鐵 株式会社 大分製鐵所内 (72)発明者 阿部 博 大分県大分市大字西ノ洲１ 新日本製鐵 株式会社 大分製鐵所内 (56)参考文献 特開 昭62−4832（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−119618（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−38523（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−168819（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−164827（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−79321（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−107413（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−152635（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−79345（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−180445（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C22C 38/00 301 C21D 8/02 - 8/04,9/46 - 9/48

Claims (8)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 化学成分として、 Ｃ＝０．０５〜０．１５重量％未満、 Ｓｉ＝０．５〜３．０重量％、 Ｍｎ＝０．５〜３．０重量％、 Ｓｉ＋Ｍｎ＝１．５超〜６．０重量％、 Ｐ≦０．０２重量％、 Ｓ≦０．０１重量％、 Ａｌ＝０．００５〜０．１０重量％を含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなり、 ミク
   ロ組織としてフェライト、ベイナイト、残留オーステナ
   イトの３相で構成され、かつフェライト占積率（Ｖ_F）
   とフェライト粒径（ｄ_F）の比（Ｖ_F／ｄ_F）が２０以上
   で２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上で
   あることを特徴とする成形性とスポット溶接性に優れた
   高降伏比型熱延高強度鋼板。
2. 【請求項２】 化学成分として、 Ｃ＝０．０５〜０．１５重量％未満、 Ｓｉ＝０．５〜３．０重量％、 Ｍｎ＝０．５〜３．０重量％、 Ｓｉ＋Ｍｎ＝１．５超〜６．０重量％、 Ｐ≦０．０２重量％、 Ｓ≦０．０１重量％、 Ａｌ＝０．１０超〜３重量％ を含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなり、 ミク
   ロ組織としてフェライト、ベイナイト、残留オーステナ
   イトの３相で構成され、かつフェライト占積率（Ｖ_F）
   とフェライト粒径（ｄ_F）の比（Ｖ_F／ｄ_F）が２０以上
   で２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上で
   あることを特徴とする成形性とスポット溶接性に優れた
   高降伏比型熱延高強度鋼板。
3. 【請求項３】 さらに、 Ｃｒ≦０．５重量％、 Ｔｉ≦０．０５重量％、 Ｎｂ≦０．０５重量％、 Ｖ ≦０．０５重量％、 Ｂ ≦０．００２重量％、 Ｍｏ≦１．０重量％、 Ｃｕ≦１．０重量％、 Ｎｉ≦０．５重量％ のうちの１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび
   不可避的元素からなることを特徴とする請求項１または
   ２記載の成形性とスポット溶接性に優れた高降伏比型熱
   延高強度鋼板。
4. 【請求項４】 さらに、 Ｃａ＝０．０００５〜０．０１重量％ または ＲＥＭ＝０．００５〜０．０５重量％ のいずれかを含有することを特徴とする請求項１〜３の
   いずれか記載の成形性とスポット溶接性に優れた高降伏
   比型熱延高強度鋼板。
5. 【請求項５】 化学成分として、 Ｃ＝０．１５〜０．３０重量％未満、 Ｓｉ＝２．０超〜３．０重量％、 Ｍｎ＝０．５〜３．０重量％、 Ｓｉ＋Ｍｎ＝２．５超〜６．０重量％、 Ｐ≦０．０２重量％、 Ｓ≦０．０１重量％、 Ａｌ＝０．００５〜０．１０重量％を含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなり、 ミク
   ロ組織としてフェライト、ベイナイト、残留オーステナ
   イトの３相で構成され、かつフェライト占積率（Ｖ_F）
   とフェライト粒径（ｄ_F）の比（Ｖ_F／ｄ_F）が７以上で
   ２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上であ
   ることを特徴とする成形性に優れた高降伏比型熱延高強
   度鋼板。
6. 【請求項６】 化学成分として、 Ｃ＝０．１５〜０．３０重量％未満、 Ｓｉ＝２．０超〜３．０重量％、 Ｍｎ＝０．５〜３．０重量％、 Ｓｉ＋Ｍｎ＝２．５超〜６．０重量％、 Ｐ≦０．０２重量％、 Ｓ≦０．０１重量％、 Ａｌ＝０．１０超〜３重量％ を含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなり、 ミク
   ロ組織としてフェライト、ベイナイト、残留オーステナ
   イトの３相で構成され、かつフェライト占積率（Ｖ_F）
   とフェライト粒径（ｄ_F）の比（Ｖ_F／ｄ_F）が７以上で
   ２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上であ
   ることを特徴とする成形性に優れた高降伏比型熱延高強
   度鋼板。
7. 【請求項７】 さらに、 Ｃｒ≦０．５重量％、 Ｔｉ≦０．０５重量％、 Ｎｂ≦０．０５重量％、 Ｖ ≦０．０５重量％、 Ｂ ≦０．００２重量％、 Ｍｏ≦１．０重量％、 Ｃｕ≦１．０重量％、 Ｎｉ≦０．５重量％ のうちの１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび
   不可避的元素からなることを特徴とする請求項５または
   ６記載の成形性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板。
8. 【請求項８】 さらに、 Ｃａ＝０．０００５〜０．０１重量％ または ＲＥＭ＝０．００５〜０．０５重量％ のいずれかを含有することを特徴とする請求項５〜７の
   いずれか記載の成形性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼
   板。