JP3233743B2 - 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 - Google Patents
伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は伸びフランジ加工性に優
れた高強度熱延鋼板に関するものである。
れた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、建築等の多くの産業分野
における部材の軽量化の傾向が高まり、それに伴い高強
度の熱延鋼板が用いられているが、熱延鋼板が用いられ
る用途においては、優れた伸びフランジ性が要求される
ことが多い。
における部材の軽量化の傾向が高まり、それに伴い高強
度の熱延鋼板が用いられているが、熱延鋼板が用いられ
る用途においては、優れた伸びフランジ性が要求される
ことが多い。
【０００３】従来、かかる加工用高強度熱延鋼板として
は、フェライト・マルテンサイト組織或いはフェライト
・ベイナイト組織からなる混合組織のものが広く知られ
ている。
は、フェライト・マルテンサイト組織或いはフェライト
・ベイナイト組織からなる混合組織のものが広く知られ
ている。
【０００４】しかし、フェライト・マルテンサイト組織
は、変形の初期からマルテンサイトの周囲にミクロ・ボ
イドが発生して割れを生じるため、伸びフランジ性に劣
る問題がある。
は、変形の初期からマルテンサイトの周囲にミクロ・ボ
イドが発生して割れを生じるため、伸びフランジ性に劣
る問題がある。
【０００５】また、フェライト・ベイナイト組織は、伸
びフランジ性は優れており、これまでに特開昭５７−１
０１６４９号公報及び特開昭６１−１３０４５４号公報
で、伸びフランジ性が優れたフェライト・ベイナイト組
織高強度熱延鋼板が既に提案されているが、この組織を
用いて伸びフランジ性を確保しながら７０ｋｇｆ／ｍｍ
2以上の強度を得るのは困難である。
びフランジ性は優れており、これまでに特開昭５７−１
０１６４９号公報及び特開昭６１−１３０４５４号公報
で、伸びフランジ性が優れたフェライト・ベイナイト組
織高強度熱延鋼板が既に提案されているが、この組織を
用いて伸びフランジ性を確保しながら７０ｋｇｆ／ｍｍ
2以上の強度を得るのは困難である。
【０００６】一方、特開平２−８３４９号公報では、冷
間加工性及び溶接性に優れた５５ｋｇｆ／ｍｍ2以上の
高張力熱延鋼帯が既に提案されているが、７０ｋｇｆ／
ｍｍ2以上の強度では第２相体積率が高く、厳しい曲げ
加工及び伸びフランジ加工を行うのは困難である。ま
た、これまでの析出強化による高強度熱延鋼板は、パー
ライト等のセメンタイトが多量に存在したために優れた
伸びフランジ性を得ることができなかった。また、特公
平３−６５４２５号公報では、ＴｉＣ析出を利用した７
０ｋｇｆ／ｍｍ2以上の伸びフランジ性に優れた高張力
熱延鋼板が示されているが、基本的にセメンタイトがそ
の構成要素の一つとなるベイナイト組織が存在するもの
で、後述のように、フェライト組織である本発明とは異
なるものである。
間加工性及び溶接性に優れた５５ｋｇｆ／ｍｍ2以上の
高張力熱延鋼帯が既に提案されているが、７０ｋｇｆ／
ｍｍ2以上の強度では第２相体積率が高く、厳しい曲げ
加工及び伸びフランジ加工を行うのは困難である。ま
た、これまでの析出強化による高強度熱延鋼板は、パー
ライト等のセメンタイトが多量に存在したために優れた
伸びフランジ性を得ることができなかった。また、特公
平３−６５４２５号公報では、ＴｉＣ析出を利用した７
０ｋｇｆ／ｍｍ2以上の伸びフランジ性に優れた高張力
熱延鋼板が示されているが、基本的にセメンタイトがそ
の構成要素の一つとなるベイナイト組織が存在するもの
で、後述のように、フェライト組織である本発明とは異
なるものである。
【０００７】本発明は、上記従来技術の問題点を解決
し、引張強度が７０ｋｇｆ／ｍｍ2以上の高強度であっ
ても、優れた伸びフランジ性を有する高強度熱延鋼板を
提供することを目的とするものである。
し、引張強度が７０ｋｇｆ／ｍｍ2以上の高強度であっ
ても、優れた伸びフランジ性を有する高強度熱延鋼板を
提供することを目的とするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記の問
題点を解決するために鋭意研究した結果、鋼の化学成分
を適切に調整した上で、製造条件を規制し、組織をアシ
キュラー状フェライト組織とし、更にＴｉＣ及び／又は
ＮｂＣをこの組織に析出させることにより、引張強度が
７０ｋｇｆ／ｍｍ2以上で従来より優れた伸びフランジ
性が得られることを見い出して、ここに本発明に至った
ものである。
題点を解決するために鋭意研究した結果、鋼の化学成分
を適切に調整した上で、製造条件を規制し、組織をアシ
キュラー状フェライト組織とし、更にＴｉＣ及び／又は
ＮｂＣをこの組織に析出させることにより、引張強度が
７０ｋｇｆ／ｍｍ2以上で従来より優れた伸びフランジ
性が得られることを見い出して、ここに本発明に至った
ものである。
【０００９】すなわち、本発明は、 Ｃ：０．０２〜０．１０％、 Ｓｉ≦２．０％、 Ｍｎ：０．５〜２．０％、 Ｐ≦０．０８％、 Ｓ≦０．００６％、 Ｎ≦０．００５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１％、 を含有し、 Ｔｉ：０．３％以下、Ｎｂ：０．２％以下で、かつ、 ０．５０＜〔（Ｔｉ−３．４３Ｎ−１．５Ｓ）／４＋Ｎ
ｂ／７．７５〕／Ｃ となる量のＴｉ及びＮｂの１種以上を含み、必要に応じ
て更に、Ｃｕ：０．２〜１．５％、及び／又は、Ｍｏ：
０．０５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．２％、Ｚｒ：
０．０１〜０．２％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｎｉ：
０．１〜２．０％、Ｃａ：０．０１％以下、のうちの少
なくとも１種以上を含み、残部がＦｅ及び他の不可避的
不純物よりなる化学成分を有し、アシキュラー・フェラ
イト組織からなり、かつ、微細なＴｉＣ及び／又はＮｂ
Ｃが析出している組織を有することを特徴とする伸びフ
ランジ性に優れた高強度熱延鋼板を要旨としている。
ｂ／７．７５〕／Ｃ となる量のＴｉ及びＮｂの１種以上を含み、必要に応じ
て更に、Ｃｕ：０．２〜１．５％、及び／又は、Ｍｏ：
０．０５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．２％、Ｚｒ：
０．０１〜０．２％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｎｉ：
０．１〜２．０％、Ｃａ：０．０１％以下、のうちの少
なくとも１種以上を含み、残部がＦｅ及び他の不可避的
不純物よりなる化学成分を有し、アシキュラー・フェラ
イト組織からなり、かつ、微細なＴｉＣ及び／又はＮｂ
Ｃが析出している組織を有することを特徴とする伸びフ
ランジ性に優れた高強度熱延鋼板を要旨としている。
【００１０】
【作用】以下に本発明を更に詳細に説明する。まず、本
発明における鋼の化学成分の限定理由は以下のとおりで
ある。
発明における鋼の化学成分の限定理由は以下のとおりで
ある。
【００１１】Ｃ： Ｃは鋼の強化を高めるために添加され、かゝる効果を有
効に発揮させるためには少なくとも０．０２％を添加す
る必要がある。しかし、過多に添加すると、炭化物を形
成するのに必要なＴｉ或いはＮｂの添加量が増加し、コ
ストアップとなるばかりか、伸びフランジ性が劣化する
ので、添加量の上限を０．１０％とする。
効に発揮させるためには少なくとも０．０２％を添加す
る必要がある。しかし、過多に添加すると、炭化物を形
成するのに必要なＴｉ或いはＮｂの添加量が増加し、コ
ストアップとなるばかりか、伸びフランジ性が劣化する
ので、添加量の上限を０．１０％とする。
【００１２】Ｓｉ： Ｓｉはポリゴナルフェライトの生成を促し、フェライト
の固溶Ｃ量を低減させ、更に伸びフランジ性を余り劣化
させずに強度を上げるのに有効な元素であるが、過多に
添加すれば、熱間変形抵抗を増加させ、溶接部の脆化を
招くのみならず、表面性状を劣化させるので、本発明で
は２．０％以下とする。
の固溶Ｃ量を低減させ、更に伸びフランジ性を余り劣化
させずに強度を上げるのに有効な元素であるが、過多に
添加すれば、熱間変形抵抗を増加させ、溶接部の脆化を
招くのみならず、表面性状を劣化させるので、本発明で
は２．０％以下とする。
【００１３】Ｍｎ： Ｍｎは鋼の固溶強化に有効な元素であるが、その効果を
得るには少なくとも０．５％の添加を必要とする。しか
し、過多に添加すれば、焼入れ性が高くなり、変態生成
物を多量に生成し、高い伸びフランジ性を得ることが困
難となるので、その上限を２．０％とする。
得るには少なくとも０．５％の添加を必要とする。しか
し、過多に添加すれば、焼入れ性が高くなり、変態生成
物を多量に生成し、高い伸びフランジ性を得ることが困
難となるので、その上限を２．０％とする。
【００１４】Ｐ： Ｐは延性を劣化させずに固溶強化する有効な元素である
が、過多に添加すると加工後、遷移温度を上昇させるの
で、０．０８％以下とする。
が、過多に添加すると加工後、遷移温度を上昇させるの
で、０．０８％以下とする。
【００１５】Ｓ： Ｓはこれを０．００６％を超えて多量に含有させると、
伸びフランジ性を劣化させるので、０．００６％以下と
する。
伸びフランジ性を劣化させるので、０．００６％以下と
する。
【００１６】Ａｌ： Ａｌは鋼の溶製時の脱酸剤として添加され、その範囲は
０．０１〜０．１％が適当である。
０．０１〜０．１％が適当である。
【００１７】Ｔｉ，Ｎｂ： Ｔｉ，Ｎｂはスラブ加熱温度をおよそ１１００℃以上に
加熱することにより鋼中に固溶し始める（図４参照）。
この固溶Ｔｉや固溶Ｎｂは、熱延終了後に生成するフェ
ライトの核生成を抑制し、転位密度の高いアシキュラー
・フェライト組織を生成する（図６、図７参照）。
加熱することにより鋼中に固溶し始める（図４参照）。
この固溶Ｔｉや固溶Ｎｂは、熱延終了後に生成するフェ
ライトの核生成を抑制し、転位密度の高いアシキュラー
・フェライト組織を生成する（図６、図７参照）。
【００１８】更に、５５０〜７００℃の温度で巻取るこ
とにより、Ｃをアシキュラー・フェライト組織中にＴｉ
ＣやＮｂＣとして析出させ、この析出強化によって強度
を上げると共に、アシキュラー・フェライト組織中に析
出させたことにより、特に伸びフランジ性を向上させる
ことができる（図３、図５参照）。これは、転位密度の
高いアシキュラー・フェライト組織中に析出した析出物
は、転位の移動を抑制してｎ値を高めると共に、ボイド
やクラックの原因となる転位の集中を抑えて伸びフラン
ジ性を高くするものと考えられる。
とにより、Ｃをアシキュラー・フェライト組織中にＴｉ
ＣやＮｂＣとして析出させ、この析出強化によって強度
を上げると共に、アシキュラー・フェライト組織中に析
出させたことにより、特に伸びフランジ性を向上させる
ことができる（図３、図５参照）。これは、転位密度の
高いアシキュラー・フェライト組織中に析出した析出物
は、転位の移動を抑制してｎ値を高めると共に、ボイド
やクラックの原因となる転位の集中を抑えて伸びフラン
ジ性を高くするものと考えられる。
【００１９】これらの効果を得るために必要なＴｉ及び
Ｎｂの量は、０．５０＜〔（Ｔｉ−３．４３Ｎ−１．５
Ｓ）／４＋Ｎｂ／７．７５〕／Ｃで規定される量が必要
であることが判明した。
Ｎｂの量は、０．５０＜〔（Ｔｉ−３．４３Ｎ−１．５
Ｓ）／４＋Ｎｂ／７．７５〕／Ｃで規定される量が必要
であることが判明した。
【００２０】但し、Ｔｉが０．３％、Ｎｂが０．２％を
超えて過多に添加すると延性が劣化し、或いは上記効果
が飽和して経済的にも不利であるので、Ｔｉは０．３％
以下、Ｎｂは０．２％以下とする。
超えて過多に添加すると延性が劣化し、或いは上記効果
が飽和して経済的にも不利であるので、Ｔｉは０．３％
以下、Ｎｂは０．２％以下とする。
【００２１】Ｃｕ： ＣｕはＴｉ，Ｎｂ添加によるアシキュラー・フェライト
組織の生成時に作用し、ラス状フェライト組織を生成さ
せる効果がある。このラス状フェライト組織は更に伸び
フランジ加工性を向上させるので、必要に応じてＣｕを
添加することができる。添加する場合、これらの効果は
およそ０．２％以上で生じ、１．５％で飽和するので、
０．２〜１．５％の範囲とする。
組織の生成時に作用し、ラス状フェライト組織を生成さ
せる効果がある。このラス状フェライト組織は更に伸び
フランジ加工性を向上させるので、必要に応じてＣｕを
添加することができる。添加する場合、これらの効果は
およそ０．２％以上で生じ、１．５％で飽和するので、
０．２〜１．５％の範囲とする。
【００２２】更に、本発明においては、Ｍｏ，Ｖ，Ｚ
ｒ，Ｃｒ，Ｎｉ及びＣａよりなる群から選ばれる少なく
とも１種の元素を必要に応じて添加することができる。
これらは上記の効果を損なうものではなく、むしろ高強
度化や加工性向上に寄与する。
ｒ，Ｃｒ，Ｎｉ及びＣａよりなる群から選ばれる少なく
とも１種の元素を必要に応じて添加することができる。
これらは上記の効果を損なうものではなく、むしろ高強
度化や加工性向上に寄与する。
【００２３】Ｖ，Ｚｒ： Ｖ及びＺｒは炭化物を形成し、フェライト中の固溶Ｃ量
を低減し、伸びフランジ性を向上させ強化する効果があ
る。これらの効果を発揮するにはそれぞれ少なくとも
０．０１％の添加が必要である。しかし、過多に添加す
ると上記効果が飽和して経済的にも不利であるので、そ
れぞれの上限を０．２％とする。
を低減し、伸びフランジ性を向上させ強化する効果があ
る。これらの効果を発揮するにはそれぞれ少なくとも
０．０１％の添加が必要である。しかし、過多に添加す
ると上記効果が飽和して経済的にも不利であるので、そ
れぞれの上限を０．２％とする。
【００２４】Ｍｏ，Ｃｒ，Ｎｉ： Ｍｏ及びＣｒは固溶強化元素として有効であるが、その
効果を発揮するにはＭｏは少なくとも０．０５％の添加
が必要であり、Ｃｒ及びＮｉは少なくとも０．１％の添
加が必要である。しかし、過多に添加すると低温変態生
成物を多量に生成するので、Ｍｏの上限を０．５％、Ｃ
ｒ及びＮｉの上限をそれぞれ２．０％とする。
効果を発揮するにはＭｏは少なくとも０．０５％の添加
が必要であり、Ｃｒ及びＮｉは少なくとも０．１％の添
加が必要である。しかし、過多に添加すると低温変態生
成物を多量に生成するので、Ｍｏの上限を０．５％、Ｃ
ｒ及びＮｉの上限をそれぞれ２．０％とする。
【００２５】Ｃａ： Ｃａは硫化物を球状化し、伸びフランジ性を向上させる
が、０．０１％を超えるとその効果が飽和し、コストア
ップとなるので、０．０１％を上限とする。
が、０．０１％を超えるとその効果が飽和し、コストア
ップとなるので、０．０１％を上限とする。
【００２６】これらの元素は単独で添加してもよく、ま
た、複合添加してもよいが、複合添加することにより相
乗的な効果を得ることができるので有利である。
た、複合添加してもよいが、複合添加することにより相
乗的な効果を得ることができるので有利である。
【００２７】次に製造方法及び条件について説明する。
【００２８】上記化学成分を有する鋼は、常法によりス
ラブとし、熱間圧延に供されるが、スラブの加熱温度は
１１００℃以上とする。これは、γ域中にＴｉＣ、Ｎｂ
Ｃが固溶し始める温度が１１００℃であり、この温度以
上に加熱することによって固溶Ｔｉ又は固溶Ｎｂを鋼中
に固溶させるためである。固溶したＴｉや固溶Ｎｂは熱
間圧延終了後のフェライト生成時にフェライトをアシキ
ュラー状にする作用がある。
ラブとし、熱間圧延に供されるが、スラブの加熱温度は
１１００℃以上とする。これは、γ域中にＴｉＣ、Ｎｂ
Ｃが固溶し始める温度が１１００℃であり、この温度以
上に加熱することによって固溶Ｔｉ又は固溶Ｎｂを鋼中
に固溶させるためである。固溶したＴｉや固溶Ｎｂは熱
間圧延終了後のフェライト生成時にフェライトをアシキ
ュラー状にする作用がある。
【００２９】熱間圧延に関しては通常の熱間圧延を行え
はよく、特別な条件規制はないが、熱延終了温度はおよ
そ７５０〜９５０℃とするとアシキュラー状フェライト
となり易いので望ましい。熱延終了後の冷却はＭｓ点以
下まで冷却することを避けるため、およそ３５０℃以上
にて冷却を終了することが望ましい。しかし、これらの
温度は各鋼種の成分やスラブ加熱温度、圧下率などによ
って異なるので適宜決められる。冷却速度は、通常の空
冷から水冷に近いミスト冷却に至るまで採ることができ
る。
はよく、特別な条件規制はないが、熱延終了温度はおよ
そ７５０〜９５０℃とするとアシキュラー状フェライト
となり易いので望ましい。熱延終了後の冷却はＭｓ点以
下まで冷却することを避けるため、およそ３５０℃以上
にて冷却を終了することが望ましい。しかし、これらの
温度は各鋼種の成分やスラブ加熱温度、圧下率などによ
って異なるので適宜決められる。冷却速度は、通常の空
冷から水冷に近いミスト冷却に至るまで採ることができ
る。
【００３０】巻取温度は５５０〜７００℃とする。この
巻取処理によって、アシキュラー・フェライトにＴｉ
Ｃ，ＮｂＣを析出させ、穴拡げ特性及び強度を上げるこ
とができる。５５０℃未満並びに７００℃を超えると、
熱間圧延後にアシキュラー・フェライト組織が得られて
も、この組織に十分な量のＴｉＣ，ＮｂＣを析出させる
ことが困難となる。
巻取処理によって、アシキュラー・フェライトにＴｉ
Ｃ，ＮｂＣを析出させ、穴拡げ特性及び強度を上げるこ
とができる。５５０℃未満並びに７００℃を超えると、
熱間圧延後にアシキュラー・フェライト組織が得られて
も、この組織に十分な量のＴｉＣ，ＮｂＣを析出させる
ことが困難となる。
【００３１】かくして、得られる熱延鋼板は、アシキュ
ラー・フェライト組織からなり、かつ、微細なＴｉＣ及
び／又はＮｂＣが析出している組織を有している。この
アシキュラー・フェライト組織には、一部又は全面ラス
構造を有するフェライト組織（ベイニティック・フェラ
イト組織）を含んでもよい。
ラー・フェライト組織からなり、かつ、微細なＴｉＣ及
び／又はＮｂＣが析出している組織を有している。この
アシキュラー・フェライト組織には、一部又は全面ラス
構造を有するフェライト組織（ベイニティック・フェラ
イト組織）を含んでもよい。
【００３２】なお、Ｎ含有量によっては、Ｔｉ，Ｎｂは
ＴｉＮ，ＮｂＮとしても析出する。
ＴｉＮ，ＮｂＮとしても析出する。
【００３３】次に本発明の実施例を示す。
【００３４】
【実施例】表１に示す化学成分を有する鋼スラブを１０
００〜１１５０℃のスラブ加熱温度に加熱し、３０分保
持後、通常の熱間圧延工程によって仕上温度７８０℃で
２．５ｍｍ厚に仕上げた。この後、冷却速度３０℃／ｓ
で冷却し、４５０〜７５０℃の巻取温度で３０分保持の
巻取り処理後、空冷し熱延鋼板を製造した。表２に製造
条件を示す。
００〜１１５０℃のスラブ加熱温度に加熱し、３０分保
持後、通常の熱間圧延工程によって仕上温度７８０℃で
２．５ｍｍ厚に仕上げた。この後、冷却速度３０℃／ｓ
で冷却し、４５０〜７５０℃の巻取温度で３０分保持の
巻取り処理後、空冷し熱延鋼板を製造した。表２に製造
条件を示す。
【００３５】このようにして得られた熱延鋼板につい
て、ＪＩＳ５号による圧延方向の引張試験、穴拡げ試験
並びにＳＥＭ及びＴＥＭ組織観察を行った。
て、ＪＩＳ５号による圧延方向の引張試験、穴拡げ試験
並びにＳＥＭ及びＴＥＭ組織観察を行った。
【００３６】なお、穴拡げ試験は、径１０ｍｍφの打ち
抜き穴を６０°円錐ポンチにて押し広げ、割れが鋼板板
厚を貫通した時点での穴径ｄを測定し、穴広げ率λを次
式にて計算した（図１参照）。 λ＝〔（ｄ−ｄ0）／１０〕×１００（％） （ｄ0＝１
０ｍｍ）
抜き穴を６０°円錐ポンチにて押し広げ、割れが鋼板板
厚を貫通した時点での穴径ｄを測定し、穴広げ率λを次
式にて計算した（図１参照）。 λ＝〔（ｄ−ｄ0）／１０〕×１００（％） （ｄ0＝１
０ｍｍ）
【００３７】また、ＴｉＣ，ＮｂＣの析出状態を知るた
め、スラブ加熱温度（ＳＲＴ）を９５０〜１２５０℃に
３０分保持し、急冷後、電解抽出法により各試料の析出
量を測定した。更に、巻取温度によるこれらの析出状態
を知るため、スラブ加熱温度（ＳＲＴ）１２００℃にて
溶体化処理を施して後、４５０〜７５０℃の巻取相当の
各温度で３０分保持後空冷し、電解抽出法により各試料
の析出量を測定した。
め、スラブ加熱温度（ＳＲＴ）を９５０〜１２５０℃に
３０分保持し、急冷後、電解抽出法により各試料の析出
量を測定した。更に、巻取温度によるこれらの析出状態
を知るため、スラブ加熱温度（ＳＲＴ）１２００℃にて
溶体化処理を施して後、４５０〜７５０℃の巻取相当の
各温度で３０分保持後空冷し、電解抽出法により各試料
の析出量を測定した。
【００３８】試験結果を表２、表３に示すと共に、図２
〜図５に整理して示す。表１における鋼Ｎｏ．１，６，
７はＴｉ添加鋼、鋼Ｎｏ．７，８はＴｉ・Ｎｂ添加鋼、
鋼Ｎｏ．９はＮｂ添加鋼、鋼Ｎｏ．１，１７，１８はＣ
量を変化させた鋼、鋼Ｎｏ．１０〜１６はそれぞれ任意
添加元素を添加した鋼である。
〜図５に整理して示す。表１における鋼Ｎｏ．１，６，
７はＴｉ添加鋼、鋼Ｎｏ．７，８はＴｉ・Ｎｂ添加鋼、
鋼Ｎｏ．９はＮｂ添加鋼、鋼Ｎｏ．１，１７，１８はＣ
量を変化させた鋼、鋼Ｎｏ．１０〜１６はそれぞれ任意
添加元素を添加した鋼である。
【００３９】試験結果より明らかなように、本発明例
は、いずれも、８０ｋｇｆ／ｍｍ2の高強度において穴
広げ率λが８０％以上と優れた伸びフランジ性を示して
いる。
は、いずれも、８０ｋｇｆ／ｍｍ2の高強度において穴
広げ率λが８０％以上と優れた伸びフランジ性を示して
いる。
【００４０】図２及び図３は鋼Ｎｏ．１（本発明例）と
Ｎｏ．８（比較例）について巻取温度（ＣＴ）と引張強
さ（ＴＳ）及び穴広げ率（λ）の関係を整理したもので
あり、本発明範囲の化学成分とし、スラブ加熱温度を１
１００℃以上、巻取温度を５５０〜７００℃とすること
により、高強度で且つ伸びフランジ性が優れたものとす
ることができることがわかる。
Ｎｏ．８（比較例）について巻取温度（ＣＴ）と引張強
さ（ＴＳ）及び穴広げ率（λ）の関係を整理したもので
あり、本発明範囲の化学成分とし、スラブ加熱温度を１
１００℃以上、巻取温度を５５０〜７００℃とすること
により、高強度で且つ伸びフランジ性が優れたものとす
ることができることがわかる。
【００４１】また、図４及び図５はＴｉ及びＮｂの析出
物の量とスラブ加熱温度（ＳＲＴ）及び巻取温度（Ｃ
Ｔ）の関係を整理したものであり、スラブ加熱温度を１
１００℃以上とすることにより、Ｔｉ及びＮｂの完全な
固溶を促進し、その上で巻取温度を５５０〜７００℃と
することによって、アシキュラー・フェライト組織に微
細なＴｉＣ及びＮｂＣが十分に析出することがわかる。
なお、電解抽出法によるＴｉやＮｂの析出物の量の値
は、あくまで相対値（参考値）であり、絶対値ではない
が、本発明において、スラブ加熱中にＴｉ，Ｎｂが固溶
し巻取り処理中にＴｉやＮｂの析出物の生成が必須であ
ることを示している。
物の量とスラブ加熱温度（ＳＲＴ）及び巻取温度（Ｃ
Ｔ）の関係を整理したものであり、スラブ加熱温度を１
１００℃以上とすることにより、Ｔｉ及びＮｂの完全な
固溶を促進し、その上で巻取温度を５５０〜７００℃と
することによって、アシキュラー・フェライト組織に微
細なＴｉＣ及びＮｂＣが十分に析出することがわかる。
なお、電解抽出法によるＴｉやＮｂの析出物の量の値
は、あくまで相対値（参考値）であり、絶対値ではない
が、本発明において、スラブ加熱中にＴｉ，Ｎｂが固溶
し巻取り処理中にＴｉやＮｂの析出物の生成が必須であ
ることを示している。
【００４２】鋼Ｎｏ．１の６００℃巻取材のＳＥＭ組織
（ＳＲＴ：１２００℃、１０００℃）を図６に、ＴＥＭ
組織を図７に示すように、スラブ加熱温度（ＳＲＴ）を
１１００℃以上とすることにより、アシキュラー・フェ
ライト組織が生成されると共にその組織に析出物が微細
に析出するが、スラブ加熱温度が低いとポリゴナル・フ
ェライト組織が得られるだけである。
（ＳＲＴ：１２００℃、１０００℃）を図６に、ＴＥＭ
組織を図７に示すように、スラブ加熱温度（ＳＲＴ）を
１１００℃以上とすることにより、アシキュラー・フェ
ライト組織が生成されると共にその組織に析出物が微細
に析出するが、スラブ加熱温度が低いとポリゴナル・フ
ェライト組織が得られるだけである。
【００４３】
【表１】
【００４４】
【表２】
【００４５】
【表３】
【００４６】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
適切な成分調整と製造条件の規制によってアシキュラー
・フェライト組織で、かつ、微細なＴｉＣ及び／又はＮ
ｂＣが析出している組織とするので、引張強度が７０ｋ
ｇｆ／ｍｍ2以上の高強度であっても、従来より優れた
伸びフランジ性を有する高強度熱延鋼板を提供すること
ができ、特に自動車、建築等の様々な分野における部材
の軽量化に寄与する効果は顕著である。
適切な成分調整と製造条件の規制によってアシキュラー
・フェライト組織で、かつ、微細なＴｉＣ及び／又はＮ
ｂＣが析出している組織とするので、引張強度が７０ｋ
ｇｆ／ｍｍ2以上の高強度であっても、従来より優れた
伸びフランジ性を有する高強度熱延鋼板を提供すること
ができ、特に自動車、建築等の様々な分野における部材
の軽量化に寄与する効果は顕著である。
【図１】穴拡げ試験の要領を示す説明図で、（ａ）は打
ち抜き時のサンプル、（ｂ）は穴拡げ加工時のサンプ
ル、（ｃ）は穴拡げ後のサンプルを示している。
ち抜き時のサンプル、（ｂ）は穴拡げ加工時のサンプ
ル、（ｃ）は穴拡げ後のサンプルを示している。
【図２】引張強度（ＴＳ）に及ぼす巻取温度（ＣＴ）の
影響を示す図である。
影響を示す図である。
【図３】穴拡げ率（λ値）に及ぼす巻取温度（ＣＴ）の
影響を示す図である。
影響を示す図である。
【図４】Ｔｉ及びＮｂ析出物量に及ぼすスラブ加熱温度
（ＳＲＴ）の影響を示す図である。
（ＳＲＴ）の影響を示す図である。
【図５】Ｔｉ及びＮｂ析出物量に及ぼす巻取温度（Ｃ
Ｔ）の影響を示す図である。
Ｔ）の影響を示す図である。
【図６】実施例の鋼Ｎｏ．１の６００℃巻取材（ＳＲ
Ｔ：１２００℃、１０００℃）のＳＥＭ組織（金属組
織）を示す写真であり、（ａ）はＳＲＴが１０００℃、
（ｂ）はＳＲＴが１２００℃の場合である。
Ｔ：１２００℃、１０００℃）のＳＥＭ組織（金属組
織）を示す写真であり、（ａ）はＳＲＴが１０００℃、
（ｂ）はＳＲＴが１２００℃の場合である。
【図７】実施例の鋼Ｎｏ．１の６００℃巻取材（ＳＲ
Ｔ：１２００℃、１０００℃）のＴＥＭ組織（金属組
織）を示す写真であり、（ａ）はＳＲＴが１０００℃、
（ｂ）はＳＲＴが１２００℃の場合である。
Ｔ：１２００℃、１０００℃）のＴＥＭ組織（金属組
織）を示す写真であり、（ａ）はＳＲＴが１０００℃、
（ｂ）はＳＲＴが１２００℃の場合である。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭63−223130（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−365813（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 301 C22C 38/14 C22C 38/50
Claims (3)
- 【請求項１】重量％（以下、同じ）で、 Ｃ：０．０２〜０．１０％、 Ｓｉ≦２．０％、 Ｍｎ：０．５〜２．０％、 Ｐ≦０．０８％、 Ｓ≦０．００６％、 Ｎ≦０．００５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１％、 を含有し、 Ｔｉ：０．３％以下、Ｎｂ：０．２％以下で、かつ、 ０．５０＜〔（Ｔｉ−３．４３Ｎ−１．５Ｓ）／４＋Ｎ
ｂ／７．７５〕／Ｃ となる量のＴｉ及びＮｂの１種以上を含み、残部がＦｅ
及び他の不可避的不純物よりなる化学成分を有し、アシ
キュラー・フェライト組織からなり、かつ、微細なＴｉ
Ｃ及び／又はＮｂＣが析出している組織を有することを
特徴とする伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板。 - 【請求項２】前記鋼が、更に、Ｃｕ：０．２〜１．５％
を含んでいる請求項１に記載の熱延鋼板。 - 【請求項３】前記鋼が、更に、Ｍｏ：０．０５〜０．５
％、Ｖ：０．０１〜０．２％、Ｚｒ：０．０１〜０．２
％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０
％、Ｃａ：０．０１％以下、のうちの少なくとも１種以
上を含んでいる請求項１又は２に記載の熱延鋼板。
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|---|---|---|---|
| JP18193293A Expired - Fee Related JP3233743B2 (ja) | 1993-06-28 | 1993-06-28 | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 |
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| EP1348771B1 (en) | 2000-12-07 | 2008-11-26 | Nippon Steel Corporation | High strength hot rolled steel plate excellent in enlargeability and ductility and method for production thereof |
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| EP1595965B1 (en) | 2002-12-26 | 2008-10-22 | Nippon Steel Corporation | High strength thin steel sheet excellent in hole expansibility, ductility and chemical treatment characteristics, and method for production thereof |
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| JP4819489B2 (ja) | 2005-11-25 | 2011-11-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 一様伸び特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| KR100957991B1 (ko) * | 2007-12-24 | 2010-05-18 | 주식회사 포스코 | 항복강도가 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 |
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-
1993
- 1993-06-28 JP JP18193293A patent/JP3233743B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JPH0711382A (ja) | 1995-01-13 |
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