JP3242303B2 - 超微細粒を有する延性、靱性、疲労特性、強度延性バランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
超微細粒を有する延性、靱性、疲労特性、強度延性バランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法Info
- Publication number
- JP3242303B2 JP3242303B2 JP25225695A JP25225695A JP3242303B2 JP 3242303 B2 JP3242303 B2 JP 3242303B2 JP 25225695 A JP25225695 A JP 25225695A JP 25225695 A JP25225695 A JP 25225695A JP 3242303 B2 JP3242303 B2 JP 3242303B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- ductility
- strength
- balance
- steel sheet
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、熱延のままで、自
動車用材、構造用材、パイプ用材に適した熱延鋼板に関
し、特に、４９０ＭＰａ以上の引張強度を有し、延性、
靱性、疲労特性、強度延性バランスに優れた高張力熱延
鋼板およびその製造方法に関する。
動車用材、構造用材、パイプ用材に適した熱延鋼板に関
し、特に、４９０ＭＰａ以上の引張強度を有し、延性、
靱性、疲労特性、強度延性バランスに優れた高張力熱延
鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】鋼材の機械的性質を高める手段として組
織を微細化することが有効であることはすでに良く知ら
れている。従来より微細組織を得るための方法が数多く
模索されてきた。特に、近年低コスト化のために高張力
鋼板が多く使用されるようになり、高張力に伴う延性、
加工性、靱性などの劣化を抑える目的で、高張力鋼にお
ける組織の微細化が重要な課題となっている。
織を微細化することが有効であることはすでに良く知ら
れている。従来より微細組織を得るための方法が数多く
模索されてきた。特に、近年低コスト化のために高張力
鋼板が多く使用されるようになり、高張力に伴う延性、
加工性、靱性などの劣化を抑える目的で、高張力鋼にお
ける組織の微細化が重要な課題となっている。
【０００３】従来技術での、組織の微細化手段として、
制御圧延法、制御冷却法、大圧下圧延法などの方法が知
られている。これらのうち高張力化と組織の微細化とを
同時に達成する方法として、広く用いられてきたのは、
ＮｂもしくはＴｉを含む高張力熱延鋼板に応用された制
御圧延法である。この方法が広く用いられてきた背景
は、これら鋼板に含有されるＮｂもしくはＴｉの析出強
化作用によって高張力化が容易に図れることおよびＮ
ｂ、Ｔｉのオーステナイト粒の再結晶抑制作用によっ
て、低温圧延を施した時にγ→αへの歪誘起変態が促進
されるため、フェライト粒の微細化が図れること、が同
時に可能となったためである。しかし、これらの方法で
製造された高張力鋼板の難点は機械的性質の異方性が大
きいことである。例えば、プレス成形用の自動車用鋼板
などでは、成形限界はもっとも延性が劣る方向での特性
水準によって決まるため、異方性が大きい鋼板では高い
プレス成形性を確保することが難しくなる。また、構造
用材あるいはパイプ用材においても、靱性や疲労強度な
どの異方性が大きいということは設計上、使用上の問題
につながる。
制御圧延法、制御冷却法、大圧下圧延法などの方法が知
られている。これらのうち高張力化と組織の微細化とを
同時に達成する方法として、広く用いられてきたのは、
ＮｂもしくはＴｉを含む高張力熱延鋼板に応用された制
御圧延法である。この方法が広く用いられてきた背景
は、これら鋼板に含有されるＮｂもしくはＴｉの析出強
化作用によって高張力化が容易に図れることおよびＮ
ｂ、Ｔｉのオーステナイト粒の再結晶抑制作用によっ
て、低温圧延を施した時にγ→αへの歪誘起変態が促進
されるため、フェライト粒の微細化が図れること、が同
時に可能となったためである。しかし、これらの方法で
製造された高張力鋼板の難点は機械的性質の異方性が大
きいことである。例えば、プレス成形用の自動車用鋼板
などでは、成形限界はもっとも延性が劣る方向での特性
水準によって決まるため、異方性が大きい鋼板では高い
プレス成形性を確保することが難しくなる。また、構造
用材あるいはパイプ用材においても、靱性や疲労強度な
どの異方性が大きいということは設計上、使用上の問題
につながる。
【０００４】一方、大圧下圧延法による組織微細化方法
は、たとえば、特開昭58−123823号公報、特開昭59−22
9413号公報に開示されている。これらの方法の微細化機
構の要点はオーステナイト粒に大圧下を加えることによ
り、γ→αへの歪誘起変態を促進することにある。上記
のＮｂ、Ｔｉを含有する高張力熱延鋼板に応用された制
御圧延法との違いは、制御圧延方法がＮｂ、Ｔｉのオー
ステナイト粒の再結晶抑制効果を利用するのに対し、大
圧下圧延法では、Ｎｂ、Ｔｉを含有させなくても結晶粒
の微細化が可能である。しかし、１パスあたりの圧下率
を４０％以上にする必要があるなど、一般的なホットス
トリップミルでは難しいことが難点である。
は、たとえば、特開昭58−123823号公報、特開昭59−22
9413号公報に開示されている。これらの方法の微細化機
構の要点はオーステナイト粒に大圧下を加えることによ
り、γ→αへの歪誘起変態を促進することにある。上記
のＮｂ、Ｔｉを含有する高張力熱延鋼板に応用された制
御圧延法との違いは、制御圧延方法がＮｂ、Ｔｉのオー
ステナイト粒の再結晶抑制効果を利用するのに対し、大
圧下圧延法では、Ｎｂ、Ｔｉを含有させなくても結晶粒
の微細化が可能である。しかし、１パスあたりの圧下率
を４０％以上にする必要があるなど、一般的なホットス
トリップミルでは難しいことが難点である。
【０００５】一方、高張力鋼板において強度と加工性を
両立させたものとして、残留オーステナイトのＴＲＩＰ
効果（Transformation Induced Plasticity:変態誘起塑
性)を利用した鋼板が提案されている。たとえば、特開
昭60−43425 号公報には、熱間圧延後、鋼板を450 〜65
0 ℃の温度範囲で4 〜20秒保持し、ついで350 ℃以下で
巻き取ることによる残留オーステナイトを有する鋼板を
製造する方法が提案されている。しかし、この方法では
所定の温度で保定するという特殊な冷却制御を必要とす
るため、安定かつ均一な材質を得ることができないとい
う難点があった。
両立させたものとして、残留オーステナイトのＴＲＩＰ
効果（Transformation Induced Plasticity:変態誘起塑
性)を利用した鋼板が提案されている。たとえば、特開
昭60−43425 号公報には、熱間圧延後、鋼板を450 〜65
0 ℃の温度範囲で4 〜20秒保持し、ついで350 ℃以下で
巻き取ることによる残留オーステナイトを有する鋼板を
製造する方法が提案されている。しかし、この方法では
所定の温度で保定するという特殊な冷却制御を必要とす
るため、安定かつ均一な材質を得ることができないとい
う難点があった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記問題点
を有利に解決し、熱延のままで、延性、靱性、疲労強
度、強度延性バランスに優れた、引張強さが４９０ＭＰ
ａ以上の高張力熱延鋼板およびその製造方法を提供する
ことを目的とする。
を有利に解決し、熱延のままで、延性、靱性、疲労強
度、強度延性バランスに優れた、引張強さが４９０ＭＰ
ａ以上の高張力熱延鋼板およびその製造方法を提供する
ことを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、歪誘起変
態を利用しない、新たなる結晶粒の微細化方法を鋭意探
究し、以下に述べる新しい手段を見出した。オーステナ
イト粒が圧延−再結晶により微細化してゆくことは古く
から知られているが、一般にはこのような再結晶による
微細化では、到達しうるフェライト結晶粒径はせいぜい
２０μｍが限度である。そのため、再結晶過程を利用す
る方法は、超微細粒を得るためには、不適切であると考
えられてきた。しかし、本発明者らは、熱間圧延開始前
のオーステナイト粒を極度に微細化させてから圧延を行
うと、その後の圧延−再結晶が極めて加速的に生じるよ
うになり、圧延後の再結晶粒の微細化が大幅に進展する
ことを見出した。その理由については必ずしも明確では
ないが、以下に述べる機構によると考えられる。
態を利用しない、新たなる結晶粒の微細化方法を鋭意探
究し、以下に述べる新しい手段を見出した。オーステナ
イト粒が圧延−再結晶により微細化してゆくことは古く
から知られているが、一般にはこのような再結晶による
微細化では、到達しうるフェライト結晶粒径はせいぜい
２０μｍが限度である。そのため、再結晶過程を利用す
る方法は、超微細粒を得るためには、不適切であると考
えられてきた。しかし、本発明者らは、熱間圧延開始前
のオーステナイト粒を極度に微細化させてから圧延を行
うと、その後の圧延−再結晶が極めて加速的に生じるよ
うになり、圧延後の再結晶粒の微細化が大幅に進展する
ことを見出した。その理由については必ずしも明確では
ないが、以下に述べる機構によると考えられる。
【０００８】圧延によるオーステナイト粒の再結晶に
は、動的再結晶と静的再結晶がある。動的再結晶は、圧
延温度が高く、歪速度が遅く、且つ大圧下が加えられた
時、すなわち、ホットストリップミルでの熱間圧延でい
えば、一般的には粗圧延の初期〜中期の段階に該当する
ような圧延条件においてのみ生ずる可能性のある再結晶
である。圧延温度が低下し、かつ歪速度が速くなるよう
な仕上圧延の段階になるとこの動的再結晶は起きにくく
なり、代わって静的再結晶が起きるようになると考えら
れてきた。
は、動的再結晶と静的再結晶がある。動的再結晶は、圧
延温度が高く、歪速度が遅く、且つ大圧下が加えられた
時、すなわち、ホットストリップミルでの熱間圧延でい
えば、一般的には粗圧延の初期〜中期の段階に該当する
ような圧延条件においてのみ生ずる可能性のある再結晶
である。圧延温度が低下し、かつ歪速度が速くなるよう
な仕上圧延の段階になるとこの動的再結晶は起きにくく
なり、代わって静的再結晶が起きるようになると考えら
れてきた。
【０００９】ところで、動的再結晶は極めて速い速度で
粒界移動あるいは新粒界を生成することによって歪を開
放する現象である。結晶粒の微細化は再結晶核の核生成
サイトを増加させるので動的再結晶を生じやすくする方
向に作用する。また、動的再結晶の核の生成位置は、オ
ーステナイト粒界であるので、オーステナイト粒が微細
であるほど動的再結晶の核生成頻度が高まり、再結晶後
の新しい粒の微細化が進行する。かくして、初期オース
テナイト粒径を極度に微細化すれば、動的再結晶はより
低温域、より高歪速度域、より低歪領域においても生じ
るようになり、従来の熱間圧延では生じえなかった仕上
圧延段階においても、動的再結晶による微細化が進行し
てゆくものと推測される。
粒界移動あるいは新粒界を生成することによって歪を開
放する現象である。結晶粒の微細化は再結晶核の核生成
サイトを増加させるので動的再結晶を生じやすくする方
向に作用する。また、動的再結晶の核の生成位置は、オ
ーステナイト粒界であるので、オーステナイト粒が微細
であるほど動的再結晶の核生成頻度が高まり、再結晶後
の新しい粒の微細化が進行する。かくして、初期オース
テナイト粒径を極度に微細化すれば、動的再結晶はより
低温域、より高歪速度域、より低歪領域においても生じ
るようになり、従来の熱間圧延では生じえなかった仕上
圧延段階においても、動的再結晶による微細化が進行し
てゆくものと推測される。
【００１０】以上の微細化機構において最も重要な点
は、熱間圧延開始前、すなわち、スラブ加熱段階におけ
る初期オーステナイト粒を極度に（例えば 100μm 以
下）微細化させることである。本発明では、多量のＴｉ
Ｃを存在せしめることによってはじめて達成できた。す
なわち、本発明では、Ｔｉをスラブ加熱段階でオーステ
ナイト中に溶解させずＴｉＣの状態として存在させるこ
とが重要な要件となる。オーステナイト中に溶解したＴ
ｉ、すなわち、固溶Ｔｉは再結晶を阻害し、本発明の微
細化過程である動的再結晶を起こしがたくする。また、
Ｔｉが、オーステナイト中に溶解すると、初期オーステ
ナイトの成長を抑制するＴｉＣの量が減少するため、オ
ーステナイト粒が成長する。
は、熱間圧延開始前、すなわち、スラブ加熱段階におけ
る初期オーステナイト粒を極度に（例えば 100μm 以
下）微細化させることである。本発明では、多量のＴｉ
Ｃを存在せしめることによってはじめて達成できた。す
なわち、本発明では、Ｔｉをスラブ加熱段階でオーステ
ナイト中に溶解させずＴｉＣの状態として存在させるこ
とが重要な要件となる。オーステナイト中に溶解したＴ
ｉ、すなわち、固溶Ｔｉは再結晶を阻害し、本発明の微
細化過程である動的再結晶を起こしがたくする。また、
Ｔｉが、オーステナイト中に溶解すると、初期オーステ
ナイトの成長を抑制するＴｉＣの量が減少するため、オ
ーステナイト粒が成長する。
【００１１】さらに、本発明者らは、圧延−動的再結晶
により得た微細オーステナイトを冷却すると、フェライ
ト変態が促進され、より未変態オーステナイトへのＣの
濃縮が進行し、残留オーステナイトが安定に存在し易く
なることを見出し、本発明を構成した。すなわち、本発
明は、重量％で、Ｃ：0.05％〜0.30％、Ｓｉ：0.30〜2.
0 ％、Ｍｎ：1.0 〜2.5 ％、Ａｌ：0.003 〜0.100 ％未
満、Ｔｉ：0.05〜0.30％を含有し、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物からなり、さらに、平均結晶粒径１０μｍ未
満のポリゴナルフェライトが体積率で７５％以上、かつ
残留オーステナイトが体積率で５〜２０％の組織からな
ることを特徴とする超微細粒を有する延性、靱性、疲労
特性、強度延性バランスに優れた高張力熱延鋼板であ
り、また、本発明は、重量％で、Ｃ：0.05％〜0.30％、
Ｓｉ：0.30〜2.0 ％、Ｍｎ：1.0 〜2.5 ％、Ａｌ：0.00
3 〜0.100 ％未満、Ｔｉ：0.05〜0.30％、Ｎｂ：0.30％
以下、を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
り、さらに、平均結晶粒径１０μｍ未満のポリゴナルフ
ェライトが体積率で７５％以上、かつ５〜２０％の残留
オーステナイトが体積率で５〜２０％の組織からなるこ
とを特徴とする超微細粒を有する延性、靱性、疲労特
性、強度延性バランスに優れた高張力熱延鋼板であり、
また、本発明は、重量％で、Ｃ：0.05％〜0.30％、Ｓ
ｉ：0.30〜2.0 ％、Ｍｎ：2.5 ％以下、Ａｌ：0.003 〜
0.100 ％未満、Ｔｉ：0.05〜0.30％、を含有し、かつ、
Ｎｉ：2.5 ％、Ｃｒ：2.5 ％、Ｍｏ：2.5 ％、Ｃｕ：2.
5 ％、のうちから選ばれた１種または２種以上を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらに、
平均結晶粒径１０μｍ未満のポリゴナルフェライトが体
積率で７５％以上、かつ残留オーステナイトが体積率で
５〜２０％の組織からなることを特徴とする超微細粒を
有する延性、靱性、疲労特性、強度延性バランスに優れ
た高張力熱延鋼板であり、またさらに、本発明は、重量
％で、Ｃ：0.05％〜0.30％、Ｓｉ：0.30〜2.0 ％、Ｍ
ｎ：2.5 ％以下、Ａｌ：0.003 〜0.100 ％未満、Ｔｉ：
0.05〜0.30％、Ｎｂ：0.30％以下、を含有し、かつ、Ｎ
ｉ：2.5 ％以下、Ｃｒ：2.5 ％以下、Ｍｏ：2.5 ％以
下、Ｃｕ：2.5 ％以下、のうちから選ばれた１種または
２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なり、さらに、平均結晶粒径１０μｍ未満のポリゴナル
フェライトが体積率で７５％以上、かつ残留オーステナ
イトが体積率で５〜２０％の組織からなることを特徴と
する超微細粒を有する延性、靱性、疲労特性、強度延性
バランスに優れた高張力熱延鋼板である。
により得た微細オーステナイトを冷却すると、フェライ
ト変態が促進され、より未変態オーステナイトへのＣの
濃縮が進行し、残留オーステナイトが安定に存在し易く
なることを見出し、本発明を構成した。すなわち、本発
明は、重量％で、Ｃ：0.05％〜0.30％、Ｓｉ：0.30〜2.
0 ％、Ｍｎ：1.0 〜2.5 ％、Ａｌ：0.003 〜0.100 ％未
満、Ｔｉ：0.05〜0.30％を含有し、残部Ｆｅおよび不可
避的不純物からなり、さらに、平均結晶粒径１０μｍ未
満のポリゴナルフェライトが体積率で７５％以上、かつ
残留オーステナイトが体積率で５〜２０％の組織からな
ることを特徴とする超微細粒を有する延性、靱性、疲労
特性、強度延性バランスに優れた高張力熱延鋼板であ
り、また、本発明は、重量％で、Ｃ：0.05％〜0.30％、
Ｓｉ：0.30〜2.0 ％、Ｍｎ：1.0 〜2.5 ％、Ａｌ：0.00
3 〜0.100 ％未満、Ｔｉ：0.05〜0.30％、Ｎｂ：0.30％
以下、を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
り、さらに、平均結晶粒径１０μｍ未満のポリゴナルフ
ェライトが体積率で７５％以上、かつ５〜２０％の残留
オーステナイトが体積率で５〜２０％の組織からなるこ
とを特徴とする超微細粒を有する延性、靱性、疲労特
性、強度延性バランスに優れた高張力熱延鋼板であり、
また、本発明は、重量％で、Ｃ：0.05％〜0.30％、Ｓ
ｉ：0.30〜2.0 ％、Ｍｎ：2.5 ％以下、Ａｌ：0.003 〜
0.100 ％未満、Ｔｉ：0.05〜0.30％、を含有し、かつ、
Ｎｉ：2.5 ％、Ｃｒ：2.5 ％、Ｍｏ：2.5 ％、Ｃｕ：2.
5 ％、のうちから選ばれた１種または２種以上を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらに、
平均結晶粒径１０μｍ未満のポリゴナルフェライトが体
積率で７５％以上、かつ残留オーステナイトが体積率で
５〜２０％の組織からなることを特徴とする超微細粒を
有する延性、靱性、疲労特性、強度延性バランスに優れ
た高張力熱延鋼板であり、またさらに、本発明は、重量
％で、Ｃ：0.05％〜0.30％、Ｓｉ：0.30〜2.0 ％、Ｍ
ｎ：2.5 ％以下、Ａｌ：0.003 〜0.100 ％未満、Ｔｉ：
0.05〜0.30％、Ｎｂ：0.30％以下、を含有し、かつ、Ｎ
ｉ：2.5 ％以下、Ｃｒ：2.5 ％以下、Ｍｏ：2.5 ％以
下、Ｃｕ：2.5 ％以下、のうちから選ばれた１種または
２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なり、さらに、平均結晶粒径１０μｍ未満のポリゴナル
フェライトが体積率で７５％以上、かつ残留オーステナ
イトが体積率で５〜２０％の組織からなることを特徴と
する超微細粒を有する延性、靱性、疲労特性、強度延性
バランスに優れた高張力熱延鋼板である。
【００１２】また、本発明は、重量％で、Ｃ：0.05％〜
0.30％、Ｓｉ：0.30〜2.0 ％、Ｍｎ：1.0 〜2.5 ％、Ａ
ｌ：0.003 〜0.100 ％未満、Ｔｉ：0.05〜0.30％、を含
有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブ
を、950 ℃以上1100℃以下の温度に加熱後、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
行った後、20℃／秒以上の冷却速度で冷却し、３５０℃
から５５０℃の温度範囲で巻き取ることを特徴とする超
微細粒を有する延性、靱性、疲労特性、強度延性バラン
スに優れた高張力熱延鋼板の製造方法であり、また、さ
らに、本発明は、前記製造方法において、前記スラブ
が、重量％で、Ｃ：0.05％〜0.30％、Ｓｉ：0.30〜2.0
％、Ｍｎ：1.0 〜2.5 ％、Ａｌ：0.003 〜0.100 ％未
満、Ｔｉ：0.05〜0.30％、Ｎｂ：0.30％以下、を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有す
るスラブであり、また、本発明は、前記製造方法におい
て、前記スラブが、重量％で、Ｃ：0.05％〜0.30％、Ｓ
ｉ：0.30〜2.0 ％、Ｍｎ：2.5 ％以下、Ａｌ：0.003 〜
0.100 ％未満、Ｔｉ：0.05〜0.30％、を含有し、かつ、
Ｎｉ：2.5 ％以下、Ｃｒ：2.5 ％以下、Ｍｏ：2.5 ％以
下、Ｃｕ：2.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２
種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
るスラブであり、また、本発明は、前記製造方法におい
て、前記スラブが、重量％で、Ｃ：0.05％〜0.30％、Ｓ
ｉ：0.30〜2.0 ％、Ｍｎ：2.5 ％以下、Ａｌ：0.003 〜
0.100 ％未満、Ｔｉ：0.05〜0.30％、Ｎｂ：0.30％以
下、を含有し、かつ、Ｎｉ：2.5 ％以下、Ｃｒ：2.5 ％
以下、Ｍｏ：2.5 ％以下、Ｃｕ：2.5 ％以下、のうちか
ら選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよ
び不可避的不純物からなるスラブである超微細粒を有す
る延性、靱性、疲労特性、強度延性バランスに優れた高
張力熱延鋼板の製造方法である。
0.30％、Ｓｉ：0.30〜2.0 ％、Ｍｎ：1.0 〜2.5 ％、Ａ
ｌ：0.003 〜0.100 ％未満、Ｔｉ：0.05〜0.30％、を含
有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブ
を、950 ℃以上1100℃以下の温度に加熱後、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
行った後、20℃／秒以上の冷却速度で冷却し、３５０℃
から５５０℃の温度範囲で巻き取ることを特徴とする超
微細粒を有する延性、靱性、疲労特性、強度延性バラン
スに優れた高張力熱延鋼板の製造方法であり、また、さ
らに、本発明は、前記製造方法において、前記スラブ
が、重量％で、Ｃ：0.05％〜0.30％、Ｓｉ：0.30〜2.0
％、Ｍｎ：1.0 〜2.5 ％、Ａｌ：0.003 〜0.100 ％未
満、Ｔｉ：0.05〜0.30％、Ｎｂ：0.30％以下、を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有す
るスラブであり、また、本発明は、前記製造方法におい
て、前記スラブが、重量％で、Ｃ：0.05％〜0.30％、Ｓ
ｉ：0.30〜2.0 ％、Ｍｎ：2.5 ％以下、Ａｌ：0.003 〜
0.100 ％未満、Ｔｉ：0.05〜0.30％、を含有し、かつ、
Ｎｉ：2.5 ％以下、Ｃｒ：2.5 ％以下、Ｍｏ：2.5 ％以
下、Ｃｕ：2.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２
種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
るスラブであり、また、本発明は、前記製造方法におい
て、前記スラブが、重量％で、Ｃ：0.05％〜0.30％、Ｓ
ｉ：0.30〜2.0 ％、Ｍｎ：2.5 ％以下、Ａｌ：0.003 〜
0.100 ％未満、Ｔｉ：0.05〜0.30％、Ｎｂ：0.30％以
下、を含有し、かつ、Ｎｉ：2.5 ％以下、Ｃｒ：2.5 ％
以下、Ｍｏ：2.5 ％以下、Ｃｕ：2.5 ％以下、のうちか
ら選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよ
び不可避的不純物からなるスラブである超微細粒を有す
る延性、靱性、疲労特性、強度延性バランスに優れた高
張力熱延鋼板の製造方法である。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下に、範囲限定の理由を説明す
る。 Ｃ：0.05〜0.30重量％（以下％という） Ｃは必要な強度を得るためおよび組織微細化に重要な加
熱段階でのＴｉＣを十分な量を確保するために、0.05％
以上必要である。また、0.30％を超えるとパーライト相
の比率が高くなり、延性および靱性が劣化するととも
に、溶接性が劣化する。したがって、0.05〜0.30％の範
囲とした。なかでも、超微細フェライトを得るために
は、0.05％〜0.20％が好ましい。
る。 Ｃ：0.05〜0.30重量％（以下％という） Ｃは必要な強度を得るためおよび組織微細化に重要な加
熱段階でのＴｉＣを十分な量を確保するために、0.05％
以上必要である。また、0.30％を超えるとパーライト相
の比率が高くなり、延性および靱性が劣化するととも
に、溶接性が劣化する。したがって、0.05〜0.30％の範
囲とした。なかでも、超微細フェライトを得るために
は、0.05％〜0.20％が好ましい。
【００１４】Ｓｉ：0.30〜2.0 ％ Ｓｉは固溶強化により伸びの著しい低下を伴わずに強度
を高め、フェライト変態を促進する有効な元素である。
フェライト変態の促進により残留オーステナイトを含む
組織を得やすくする効果も有している。このような効果
を十分に発揮させるためには0.30％以上の添加が必要で
ある。一方では、Ｓｉの多量添加は、熱延時に脱スケー
ル性の悪いスケールが生成して製品の表面性状に悪影響
を及ぼす。本発明では、超微細組織を得るため加熱温度
を低温域に設定するので、上記表面状態を悪化させるＳ
ｉ量の上限は、通常に比べ高くできるが、2.0 ％を超え
るとその悪影響が顕在化するので2.0 ％とした。なお、
フェライト変態を促進させるには、0.50％〜2.0 ％がよ
り好ましい。
を高め、フェライト変態を促進する有効な元素である。
フェライト変態の促進により残留オーステナイトを含む
組織を得やすくする効果も有している。このような効果
を十分に発揮させるためには0.30％以上の添加が必要で
ある。一方では、Ｓｉの多量添加は、熱延時に脱スケー
ル性の悪いスケールが生成して製品の表面性状に悪影響
を及ぼす。本発明では、超微細組織を得るため加熱温度
を低温域に設定するので、上記表面状態を悪化させるＳ
ｉ量の上限は、通常に比べ高くできるが、2.0 ％を超え
るとその悪影響が顕在化するので2.0 ％とした。なお、
フェライト変態を促進させるには、0.50％〜2.0 ％がよ
り好ましい。
【００１５】Ｍｎ：1.0 〜2.5 ％、または、2.5 ％以下 Ｍｎは、強度向上に有効な元素であり、この目的のため
には、Ｍｎ単独では1.0 ％以上の添加が必要である。一
方、2.5 ％を超えるとフェライト変態が著しく遅延し、
本発明の目的とするフェライト組織が体積率で75％以上
となりにくい。上記した理由から、1.0 〜 2.5％の範囲
とした。
には、Ｍｎ単独では1.0 ％以上の添加が必要である。一
方、2.5 ％を超えるとフェライト変態が著しく遅延し、
本発明の目的とするフェライト組織が体積率で75％以上
となりにくい。上記した理由から、1.0 〜 2.5％の範囲
とした。
【００１６】また、Ｍｎの一部を、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、
Ｍｏで代替することができる。これら元素は、強度向上
についてはＭｎとほぼ等しい効果を有しているため、他
の特性、例えば、耐食性、溶接性等を高める場合には、
Ｍｎ量の一部をこれら元素で代替する。Ｍｎを他の元素
で代替するときは、Ｍｎの範囲は2.5 ％以下となるが経
済性を考慮し、Ｍｎ量の下限は、0.5 ％が好ましい。
Ｍｏで代替することができる。これら元素は、強度向上
についてはＭｎとほぼ等しい効果を有しているため、他
の特性、例えば、耐食性、溶接性等を高める場合には、
Ｍｎ量の一部をこれら元素で代替する。Ｍｎを他の元素
で代替するときは、Ｍｎの範囲は2.5 ％以下となるが経
済性を考慮し、Ｍｎ量の下限は、0.5 ％が好ましい。
【００１７】Ａｌ：0.003 〜0.100 ％未満 Ａｌは、脱酸に極めて有効に作用する元素であるが、0.
003 ％未満ではその効果は得られない。また、0.100 ％
以上では結晶粒の粗大化および介在物による内部欠陥を
もたらす。そのため、0.003 〜0.100 ％未満の範囲とし
た。結晶粒微細化のためには、0.010 ％〜0.060 ％が好
ましい。
003 ％未満ではその効果は得られない。また、0.100 ％
以上では結晶粒の粗大化および介在物による内部欠陥を
もたらす。そのため、0.003 〜0.100 ％未満の範囲とし
た。結晶粒微細化のためには、0.010 ％〜0.060 ％が好
ましい。
【００１８】Ｔｉ：0.05〜0.30％ Ｔｉは、ＴｉＣとして、スラブ加熱段階の初期オーステ
ナイト粒を微細化させ圧延過程での動的再結晶を生じさ
せるために、必須の元素である。オーステナイト粒微細
化に必要なＴｉＣを得るためには、少なくとも0.05％以
上必要であるが、0.30％を超えるとＴｉＣによる微細化
効果は飽和するので、上限とした。
ナイト粒を微細化させ圧延過程での動的再結晶を生じさ
せるために、必須の元素である。オーステナイト粒微細
化に必要なＴｉＣを得るためには、少なくとも0.05％以
上必要であるが、0.30％を超えるとＴｉＣによる微細化
効果は飽和するので、上限とした。
【００１９】Ｎｉ：2.5 ％以下、Ｃｒ：2.5 ％以下、Ｍ
ｏ：2.5 ％以下、Ｃｕ：2.5 ％以下から選ばれた１種ま
たは２種以上 Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕはいずれも強度向上に有効な元
素である。強度以外に、耐食性、溶接性等の向上のた
め、Ｍｎの代替元素として添加する。添加量は、強度や
要求される特性により選択できるが、いずれの元素も2.
5 ％を超えると、フェライト変態が著しく遅延し、フェ
ライト体積率75％以上の組織とならなくなるため、上限
とした。Ｍｎ全量をこれら元素で代替するより、各元素
を複合して添加したほうが経済的ではある。好ましく
は、フェライト変態を著しく遅らせないために、Ｎｉ、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕいずれの元素とも 1.5％以下が望まし
い。
ｏ：2.5 ％以下、Ｃｕ：2.5 ％以下から選ばれた１種ま
たは２種以上 Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕはいずれも強度向上に有効な元
素である。強度以外に、耐食性、溶接性等の向上のた
め、Ｍｎの代替元素として添加する。添加量は、強度や
要求される特性により選択できるが、いずれの元素も2.
5 ％を超えると、フェライト変態が著しく遅延し、フェ
ライト体積率75％以上の組織とならなくなるため、上限
とした。Ｍｎ全量をこれら元素で代替するより、各元素
を複合して添加したほうが経済的ではある。好ましく
は、フェライト変態を著しく遅らせないために、Ｎｉ、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕいずれの元素とも 1.5％以下が望まし
い。
【００２０】Ｎｂ：0.30％以下 Ｎｂは、Ｔｉと同様に炭化物、ＮｂＣとして、スラブ加
熱段階の初期オーステナイト粒を微細化させる。また、
Ｔｉは、ＥＢＷ、フラッシュバット溶接時の溶接界面で
の酸化物の残存による欠陥が問題になる場合があり、そ
れを回避するため、Ｔｉの一部をＮｂに代替することが
できる。0.30％を超えると、効果が飽和するため上限と
した。
熱段階の初期オーステナイト粒を微細化させる。また、
Ｔｉは、ＥＢＷ、フラッシュバット溶接時の溶接界面で
の酸化物の残存による欠陥が問題になる場合があり、そ
れを回避するため、Ｔｉの一部をＮｂに代替することが
できる。0.30％を超えると、効果が飽和するため上限と
した。
【００２１】不可避的不純物として、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎ
は、低いほどよいが、経済性を考慮して、Ｏ：0.008 ％
以下、Ｎ：0.006 ％以下、Ｐ：0.020 ％以下、Ｓ：0.01
0 ％以下が望ましい。 フェライト粒径：１０μm 未満、フェライト体積率：７
５％以上 延性・靱性を保持しつつ、高張力化を達成するために
は、組織をポリゴナルフェライトを主体とする組織とす
る必要がある。なお、ポリゴナルフェライトとは、ここ
では、結晶粒の圧延方向と直角方向の粒径比が 1.0〜1.
3 の範囲にあるものをいう。しかも、そのような組織の
もとで引張強さが４９０ＭＰａ以上を得るためには、ポ
リゴナルフェライト粒径が１０μm 未満を満足させる必
要がある。ポリゴナルフェライト粒径に対する、シャル
ピー衝撃試験の破面遷移温度 VＴrs、両振り平面曲げ疲
労試験における耐疲労限と引張強さの比ＦＬ／ＴＳ、強
度延性バランス（引張強さ×伸び）ＴＳ×Ｅｌの関係を
図３に示す。ポリゴナルフェライト粒径が１０μm 以上
では、靱性・耐疲労特性・強度延性バランスの劣化が著
しいため、１０μm 未満を上限とした。
は、低いほどよいが、経済性を考慮して、Ｏ：0.008 ％
以下、Ｎ：0.006 ％以下、Ｐ：0.020 ％以下、Ｓ：0.01
0 ％以下が望ましい。 フェライト粒径：１０μm 未満、フェライト体積率：７
５％以上 延性・靱性を保持しつつ、高張力化を達成するために
は、組織をポリゴナルフェライトを主体とする組織とす
る必要がある。なお、ポリゴナルフェライトとは、ここ
では、結晶粒の圧延方向と直角方向の粒径比が 1.0〜1.
3 の範囲にあるものをいう。しかも、そのような組織の
もとで引張強さが４９０ＭＰａ以上を得るためには、ポ
リゴナルフェライト粒径が１０μm 未満を満足させる必
要がある。ポリゴナルフェライト粒径に対する、シャル
ピー衝撃試験の破面遷移温度 VＴrs、両振り平面曲げ疲
労試験における耐疲労限と引張強さの比ＦＬ／ＴＳ、強
度延性バランス（引張強さ×伸び）ＴＳ×Ｅｌの関係を
図３に示す。ポリゴナルフェライト粒径が１０μm 以上
では、靱性・耐疲労特性・強度延性バランスの劣化が著
しいため、１０μm 未満を上限とした。
【００２２】フェライト以外の、ベイナイト、マルテン
サイトが増すと強度は増加するが、延性、靱性は劣化す
る傾向を示す。そのため、可能な限り、組織はフェライ
ト、それもポリゴナルフェライトとする必要がある。図
２に、ポリゴナルフェライト体積率と、シャルピー衝撃
試験の破面遷移温度 VＴrs、両振り平面曲げ疲労試験に
おける耐疲労限と引張強さの比ＦＬ／ＴＳ、強度延性バ
ランス（引張強さ×伸び）ＴＳ×Ｅｌとの関係を示す。
高い靱性、高い耐疲労限と引張強さの比、高い強度延性
バランスが得られるのは、ポリゴナルフェライト体積率
が７５％以上の場合である。これにより、ポリゴナルフ
ェライト体積率７５％を下限とした。
サイトが増すと強度は増加するが、延性、靱性は劣化す
る傾向を示す。そのため、可能な限り、組織はフェライ
ト、それもポリゴナルフェライトとする必要がある。図
２に、ポリゴナルフェライト体積率と、シャルピー衝撃
試験の破面遷移温度 VＴrs、両振り平面曲げ疲労試験に
おける耐疲労限と引張強さの比ＦＬ／ＴＳ、強度延性バ
ランス（引張強さ×伸び）ＴＳ×Ｅｌとの関係を示す。
高い靱性、高い耐疲労限と引張強さの比、高い強度延性
バランスが得られるのは、ポリゴナルフェライト体積率
が７５％以上の場合である。これにより、ポリゴナルフ
ェライト体積率７５％を下限とした。
【００２３】残留オーステナイト体積率：５〜２０％ 残留オーステナイトは体積率で５〜２０％含有する必要
がある。残留オーステナイト量に対する、 VＴrs，ＦＬ
／ＴＳ，ＴＳ×Ｅｌの関係を図１に示す。残留オーステ
ナイト量が５％未満では、延性、靱性、耐疲労特性、強
度延性バランスが低く、一方、２０％以上の残留オース
テナイトを確保することは難しいため、残留オーステナ
イトは、体積率で５〜２０％の範囲とした。本発明の主
要な要件の１つである残留オーステナイトが安定して存
在することが高張力化しても延性、靱性、耐疲労特性、
強度延性バランスを安定して確保できる要因の１つであ
る。
がある。残留オーステナイト量に対する、 VＴrs，ＦＬ
／ＴＳ，ＴＳ×Ｅｌの関係を図１に示す。残留オーステ
ナイト量が５％未満では、延性、靱性、耐疲労特性、強
度延性バランスが低く、一方、２０％以上の残留オース
テナイトを確保することは難しいため、残留オーステナ
イトは、体積率で５〜２０％の範囲とした。本発明の主
要な要件の１つである残留オーステナイトが安定して存
在することが高張力化しても延性、靱性、耐疲労特性、
強度延性バランスを安定して確保できる要因の１つであ
る。
【００２４】本発明鋼板の溶製方法は、通常の溶製方法
でよく、特に限定しない。転炉または、電気炉で溶製
し、取鍋精錬、脱ガス処理等を施し、連鋳法あるいは造
塊法によりスラブまたは鋼塊とし、鋼塊は分塊圧延を通
しスラブとしたのち、熱間圧延により、熱延鋼板とす
る。熱間圧延前にスラブの幅圧下を施してもよい。次
に、熱間圧延条件について説明する。
でよく、特に限定しない。転炉または、電気炉で溶製
し、取鍋精錬、脱ガス処理等を施し、連鋳法あるいは造
塊法によりスラブまたは鋼塊とし、鋼塊は分塊圧延を通
しスラブとしたのち、熱間圧延により、熱延鋼板とす
る。熱間圧延前にスラブの幅圧下を施してもよい。次
に、熱間圧延条件について説明する。
【００２５】スラブ加熱温度：９５０℃〜１１００℃ 本発明の最も重要なポイントは、初期オーステナイト粒
を微細化するため、ＴｉＣの析出を利用することにあ
る。このため、スラブの加熱温度を９５０℃〜１１００
℃の範囲に限定する。９５０℃未満では、仕上圧延をオ
ーステナイト領域で終了することが難しくなるため、目
的とするポリゴナルフェライト組織を得ることおよび延
性、靱性、耐疲労特性、強度延性バランス等の機械的性
質の確保、とくに、延性の確保が難しくなるため、スラ
ブ加熱温度の下限を９５０℃とした。また、１１００℃
を超えるとＴｉＣの溶解が増し、ＴｉＣによるオーステ
ナイト粒を微細化する効果が失われること、固溶Ｔｉの
増加により熱間圧延時の動的再結晶が生じがたくなるこ
となどにより、残留オーステナイトを含み、かつ超微細
なポリゴナルフェライト組織を得ることが難しくなるた
め、スラブ加熱温度の上限は１１００℃とした。
を微細化するため、ＴｉＣの析出を利用することにあ
る。このため、スラブの加熱温度を９５０℃〜１１００
℃の範囲に限定する。９５０℃未満では、仕上圧延をオ
ーステナイト領域で終了することが難しくなるため、目
的とするポリゴナルフェライト組織を得ることおよび延
性、靱性、耐疲労特性、強度延性バランス等の機械的性
質の確保、とくに、延性の確保が難しくなるため、スラ
ブ加熱温度の下限を９５０℃とした。また、１１００℃
を超えるとＴｉＣの溶解が増し、ＴｉＣによるオーステ
ナイト粒を微細化する効果が失われること、固溶Ｔｉの
増加により熱間圧延時の動的再結晶が生じがたくなるこ
となどにより、残留オーステナイトを含み、かつ超微細
なポリゴナルフェライト組織を得ることが難しくなるた
め、スラブ加熱温度の上限は１１００℃とした。
【００２６】１パス当たりの圧下率：２０％以上 本発明の重要なポイントのもう１つは、オーステナイト
粒を動的再結晶により微細化することにある。オーステ
ナイト粒が動的再結晶を起こすためには、上記した初期
オーステナイト粒の微細化と、さらに圧延条件を適切に
する必要がある。圧延条件として、少なくとも２回以上
１パス当たりの圧下率を２０％以上とする必要がある。
２０％未満では、動的再結晶による微細化が生じないた
め、下限とした。オーステナイトの微細化の観点から
は、圧下率は大きい方が好ましいが、実際的には圧延機
の能力、生産性から限界があるため、20％から50％が好
ましい。１パス当たりの圧下率が２０％以上となるパス
の回数は、少なくとも２回以上を必要とする。それは、
動的再結晶を起こさせる回数が多くなるほど微細化が進
展するのでパス回数が重要である。パス回数が２回に満
たない場合には本発明の目的とする10μm 未満の超微細
フェライトが得られなくなるためである。本発明では、
仕上圧延後の段階ではオーステナイト粒はほぼ等軸粒で
微細化している。そのまま、γ→α変態を完了させれ
ば、微細なポリゴナルフェライト粒になる。
粒を動的再結晶により微細化することにある。オーステ
ナイト粒が動的再結晶を起こすためには、上記した初期
オーステナイト粒の微細化と、さらに圧延条件を適切に
する必要がある。圧延条件として、少なくとも２回以上
１パス当たりの圧下率を２０％以上とする必要がある。
２０％未満では、動的再結晶による微細化が生じないた
め、下限とした。オーステナイトの微細化の観点から
は、圧下率は大きい方が好ましいが、実際的には圧延機
の能力、生産性から限界があるため、20％から50％が好
ましい。１パス当たりの圧下率が２０％以上となるパス
の回数は、少なくとも２回以上を必要とする。それは、
動的再結晶を起こさせる回数が多くなるほど微細化が進
展するのでパス回数が重要である。パス回数が２回に満
たない場合には本発明の目的とする10μm 未満の超微細
フェライトが得られなくなるためである。本発明では、
仕上圧延後の段階ではオーステナイト粒はほぼ等軸粒で
微細化している。そのまま、γ→α変態を完了させれ
ば、微細なポリゴナルフェライト粒になる。
【００２７】圧延後の冷却速度：２０℃／秒以上 冷却速度が２０℃／秒未満では、高温で生成するフェラ
イト粒の粒成長が進行し、微細なポリゴナルフェライト
粒の形成が難しくなるため、圧延後の冷却速度の下限
は、２０℃／秒とした。フェライト粒微細化の点から
は、圧延後の冷却速度は速ければ速いほどよく、冷却速
度の上限は特に規定しないが、鋼板の平坦度を良好に保
つためには、１００℃／秒以下が好ましい。
イト粒の粒成長が進行し、微細なポリゴナルフェライト
粒の形成が難しくなるため、圧延後の冷却速度の下限
は、２０℃／秒とした。フェライト粒微細化の点から
は、圧延後の冷却速度は速ければ速いほどよく、冷却速
度の上限は特に規定しないが、鋼板の平坦度を良好に保
つためには、１００℃／秒以下が好ましい。
【００２８】巻取温度：３５０℃〜５５０℃ 圧延、冷却後コイルは巻き取られるが、巻き取り温度
は、３５０〜５５０℃の範囲が望ましい。５５０℃を超
えると残留オーステナイトの形成が少なくなること、巻
き取り後の自己焼鈍によりフェライト粒が成長すること
など好ましくない結果が生じる。また、３５０℃未満で
はマルテンサイト量が増し、残留オーステナイト量が減
少し、鋼板の平坦度の低下が生じる。このようなことか
ら、巻取温度は、３５０℃〜５５０℃の範囲とした。
は、３５０〜５５０℃の範囲が望ましい。５５０℃を超
えると残留オーステナイトの形成が少なくなること、巻
き取り後の自己焼鈍によりフェライト粒が成長すること
など好ましくない結果が生じる。また、３５０℃未満で
はマルテンサイト量が増し、残留オーステナイト量が減
少し、鋼板の平坦度の低下が生じる。このようなことか
ら、巻取温度は、３５０℃〜５５０℃の範囲とした。
【００２９】
【実施例】表１に示す化学成分の鋼を転炉−連鋳法で溶
製し、２２０ｍｍ厚のスラブとした。さらに、表２に示
す圧延条件で３．０ｍｍ厚の熱延鋼板とした。熱延鋼板
の組織として、ポリゴナルフェライトの体積率、ポリゴ
ナルフェライト結晶粒径を画像処理装置を用いて測定し
た。フェライト結晶粒径は、０．１×０．１ｍｍの視野
で、１０箇所測定しその平均値で表示した。また、残留
オーステナイト量を、Ｘ線回折で測定した。さらに、Ｊ
ＩＳ５号試験片による引張特性、周波数２０Ｈｚの両振
り平面曲げ試験法による疲労限、２ｍｍＶノッチシャル
ピー衝撃試験片による延性−脆性遷移温度（V Ｔrs）を
調査した。その結果を表３に示す。
製し、２２０ｍｍ厚のスラブとした。さらに、表２に示
す圧延条件で３．０ｍｍ厚の熱延鋼板とした。熱延鋼板
の組織として、ポリゴナルフェライトの体積率、ポリゴ
ナルフェライト結晶粒径を画像処理装置を用いて測定し
た。フェライト結晶粒径は、０．１×０．１ｍｍの視野
で、１０箇所測定しその平均値で表示した。また、残留
オーステナイト量を、Ｘ線回折で測定した。さらに、Ｊ
ＩＳ５号試験片による引張特性、周波数２０Ｈｚの両振
り平面曲げ試験法による疲労限、２ｍｍＶノッチシャル
ピー衝撃試験片による延性−脆性遷移温度（V Ｔrs）を
調査した。その結果を表３に示す。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】
【表３】
【００３３】
【表４】
【００３４】
【表５】
【００３５】
【表６】
【００３６】本発明範囲であれば、引張強さは４９０Ｍ
Ｐａ以上と高く、しかも、強度延性バランス、ＴＳ×Ｅ
ｌは２００００ＭＰａ・％以上、耐久比、ＦＬ／ＴＳは
０．５５以上、 VＴrsは−１００℃以下であり、高張力
鋼としては、高靱性・高耐久比・強度延性バランスを有
していることがわかる。表３の結果をもとに、図１に V
Ｔrs、ＦＬ／ＴＳ、ＴＳ×Ｅｌと残留オーステナイト率
の関係を示す。これから明らかなように、本発明例では
いずれも残留オーステナイト率が５％以上で、比較例よ
りも VＴrs、ＦＬ／ＴＳ、ＴＳ×Ｅｌとも優れているこ
とがわかる。
Ｐａ以上と高く、しかも、強度延性バランス、ＴＳ×Ｅ
ｌは２００００ＭＰａ・％以上、耐久比、ＦＬ／ＴＳは
０．５５以上、 VＴrsは−１００℃以下であり、高張力
鋼としては、高靱性・高耐久比・強度延性バランスを有
していることがわかる。表３の結果をもとに、図１に V
Ｔrs、ＦＬ／ＴＳ、ＴＳ×Ｅｌと残留オーステナイト率
の関係を示す。これから明らかなように、本発明例では
いずれも残留オーステナイト率が５％以上で、比較例よ
りも VＴrs、ＦＬ／ＴＳ、ＴＳ×Ｅｌとも優れているこ
とがわかる。
【００３７】図２は VＴrs、ＦＬ／ＴＳ、ＴＳ×Ｅｌと
ポリゴナルフェライト体積率の関係を示す。本発明例は
いずれも VＴrs、ＦＬ／ＴＳ、ＴＳ×Ｅｌが優れてい
る。これに対して比較例では、ポリゴナルフェライト体
積率が75％以上でも特性が低いものがある。図３は、 V
Ｔrs、ＦＬ／ＴＳ、ＴＳ×Ｅｌとポリゴナルフェライト
粒径の関係を示す。本発明例はいずれも VＴrs、ＦＬ／
ＴＳ、ＴＳ×Ｅｌが比較例より優れている。これに対し
て比較例では、ポリゴナルフェライト粒径が10μm 未満
でも特性が低いものがある。
ポリゴナルフェライト体積率の関係を示す。本発明例は
いずれも VＴrs、ＦＬ／ＴＳ、ＴＳ×Ｅｌが優れてい
る。これに対して比較例では、ポリゴナルフェライト体
積率が75％以上でも特性が低いものがある。図３は、 V
Ｔrs、ＦＬ／ＴＳ、ＴＳ×Ｅｌとポリゴナルフェライト
粒径の関係を示す。本発明例はいずれも VＴrs、ＦＬ／
ＴＳ、ＴＳ×Ｅｌが比較例より優れている。これに対し
て比較例では、ポリゴナルフェライト粒径が10μm 未満
でも特性が低いものがある。
【００３８】図２でのNo. １、９、19、24は、いずれも
フェライト体積率は75％以上であるが、No. １、９、24
は残留オーステナイト率が５％未満で、ポリゴナルフェ
ライト粒径が10μm 以上のもであり、No. 19はポリゴナ
ルフェライト粒径は10μm 未満であるが残留オーステナ
イト率が５％未満のものである。図３におけるNo. 16、
19、27は、いずれもポリゴナルフェライト粒径が10μm
未満であるが、No. 16、27は残留オーステナイト率が５
％未満で、フェライト体積率は75％未満のものである。
No. 19は残留オーステナイト率が５％未満のものであ
る。
フェライト体積率は75％以上であるが、No. １、９、24
は残留オーステナイト率が５％未満で、ポリゴナルフェ
ライト粒径が10μm 以上のもであり、No. 19はポリゴナ
ルフェライト粒径は10μm 未満であるが残留オーステナ
イト率が５％未満のものである。図３におけるNo. 16、
19、27は、いずれもポリゴナルフェライト粒径が10μm
未満であるが、No. 16、27は残留オーステナイト率が５
％未満で、フェライト体積率は75％未満のものである。
No. 19は残留オーステナイト率が５％未満のものであ
る。
【００３９】これらのことは、残留オーステナイト率、
ポリゴナルフェライト体積率、ポリゴナルフェライト粒
径の全ての条件が同時に本発明範囲を満足する場合にの
み、良好な機械的性質を得ることができることがわか
る。
ポリゴナルフェライト体積率、ポリゴナルフェライト粒
径の全ての条件が同時に本発明範囲を満足する場合にの
み、良好な機械的性質を得ることができることがわか
る。
【００４０】
【発明の効果】本発明によれば、特殊な圧延設備を必要
とせずに、残留オーステナイトを含む超微細ポリゴナル
フェライト組織がえられ、その結果、延性、靱性、耐疲
労特性、強度延性バランスに優れた高張力熱延鋼板が得
られる。さらに、本発明になる鋼板を用いて製品を製造
する際には作業性、生産性、歩留り等の向上が期待され
る。
とせずに、残留オーステナイトを含む超微細ポリゴナル
フェライト組織がえられ、その結果、延性、靱性、耐疲
労特性、強度延性バランスに優れた高張力熱延鋼板が得
られる。さらに、本発明になる鋼板を用いて製品を製造
する際には作業性、生産性、歩留り等の向上が期待され
る。
【図１】VＴrs、ＦＬ／ＴＳ、ＴＳ×Ｅｌと残留オース
テナイト率の関係を示す図である。
テナイト率の関係を示す図である。
【図２】VＴrs、ＦＬ／ＴＳ、ＴＳ×Ｅｌとポリゴナル
フェライト体積率の関係を示す図である。
フェライト体積率の関係を示す図である。
【図３】VＴrs、ＦＬ／ＴＳ、ＴＳ×Ｅｌとポリゴナル
フェライト粒径の関係を示す図である。
フェライト粒径の関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平５−105986（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−229413（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−306537（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−179396（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−282240（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−199291（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−59485（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−269540（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−287638（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/02 - 8/04 C21D 9/46 - 9/48
Claims (8)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：0.05％〜0.30％、 Ｓｉ：0.30〜2.0 ％、 Ｍｎ：1.0 〜2.5 ％、 Ａｌ：0.003 〜0.100 ％未満、 Ｔｉ：0.05〜0.30％、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さ
らに、平均結晶粒径１０μｍ未満のポリゴナルフェライ
トが体積率で７５％以上、かつ残留オーステナイトが体
積率で５〜２０％の組織からなることを特徴とする超微
細粒を有する延性、靱性、疲労特性、強度延性バランス
に優れた高張力熱延鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：0.05％〜0.30％、 Ｓｉ：0.30〜2.0 ％、 Ｍｎ：1.0 〜2.5 ％、 Ａｌ：0.003 〜0.100 ％未満、 Ｔｉ：0.05〜0.30％、 Ｎｂ：0.30％以下、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さ
らに、平均結晶粒径１０μｍ未満のポリゴナルフェライ
トが体積率で７５％以上、かつ残留オーステナイトが体
積率で５〜２０％の組織からなることを特徴とする超微
細粒を有する延性、靱性、疲労特性、強度延性バランス
に優れた高張力熱延鋼板。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｃ：0.05％〜0.30％、 Ｓｉ：0.30〜2.0 ％、 Ｍｎ：2.5 ％以下、 Ａｌ：0.003 〜0.100 ％未満、 Ｔｉ：0.05〜0.30％、 を含有し、かつ、 Ｎｉ：2.5 ％以下、Ｃｒ：2.5 ％以下、Ｍｏ：2.5 ％以
下、Ｃｕ：2.5 ％以下、のうちから選ばれた１種または
２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なり、さらに、平均結晶粒径１０μｍ未満のポリゴナル
フェライトが体積率で７５％以上、かつ残留オーステナ
イトが体積率で５〜２０％の組織からなることを特徴と
する超微細粒を有する延性、靱性、疲労特性、強度延性
バランスに優れた高張力熱延鋼板。 - 【請求項４】 重量％で、 Ｃ：0.05％〜0.30％、 Ｓｉ：0.30〜2.0 ％、 Ｍｎ：2.5 ％以下、 Ａｌ：0.003 〜0.100 ％未満、 Ｔｉ：0.05〜0.30％、 Ｎｂ：0.30％以下、 を含有し、かつ、 Ｎｉ：2.5 ％以下、Ｃｒ：2.5 ％以下、Ｍｏ：2.5 ％以
下、Ｃｕ：2.5 ％以下、のうちから選ばれた１種または
２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なり、さらに、平均結晶粒径１０μｍ未満のポリゴナル
フェライトが体積率で７５％以上、かつ残留オーステナ
イトが体積率で５〜２０％の組織からなることを特徴と
する超微細粒を有する延性、靱性、疲労特性、強度延性
バランスに優れた高張力熱延鋼板。 - 【請求項５】 重量％で、 Ｃ：0.05％〜0.30％、 Ｓｉ：0.30〜2.0 ％、 Ｍｎ：1.0 〜2.5 ％、 Ａｌ：0.003 〜0.100 ％未満、 Ｔｉ：0.05〜0.30％、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラ
ブを、950 ℃以上1100℃以下の温度に加熱後、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
を行った後、20℃／秒以上の冷却速度で冷却し、３５０
℃から５５０℃の温度範囲で巻き取ることを特徴とする
超微細粒を有する延性、靱性、疲労特性、強度延性バラ
ンスに優れた高張力熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 前記スラブが、重量％で、 Ｃ：0.05％〜0.30％、 Ｓｉ：0.30〜2.0 ％、 Ｍｎ：1.0 〜2.5 ％、 Ａｌ：0.003 〜0.100 ％未満、 Ｔｉ：0.05〜0.30％、 Ｎｂ：0.30％以下、 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成
を有するスラブである請求項５記載の超微細粒を有する
延性、靱性、疲労特性、強度延性バランスに優れた高張
力熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項７】 前記スラブが、重量％で、 Ｃ：0.05％〜0.30％、 Ｓｉ：0.30〜2.0 ％、 Ｍｎ：2.5 ％以下、 Ａｌ：0.003 〜0.100 ％未満、 Ｔｉ：0.05〜0.30％、 を含有し、かつ、 Ｎｉ：2.5 ％以下、Ｃｒ：2.5 ％以下、Ｍｏ：2.5 ％以
下、Ｃｕ：2.5 ％以下、のうちから選ばれた１種または
２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なるスラブである請求項５記載の超微細粒を有する延
性、靱性、疲労特性、強度延性バランスに優れた高張力
熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項８】 前記スラブが、重量％で、 Ｃ：0.05％〜0.30％、 Ｓｉ：0.30〜2.0 ％、 Ｍｎ：2.5 ％以下、 Ａｌ：0.003 〜0.100 ％未満、 Ｔｉ：0.05〜0.30％、 Ｎｂ：0.30％以下、 を含有し、かつ、 Ｎｉ：2.5 ％以下、Ｃｒ：2.5 ％以下、Ｍｏ：2.5 ％以
下、Ｃｕ：2.5 ％以下、のうちから選ばれた１種または
２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なるスラブである請求項５記載の超微細粒を有する延
性、靱性、疲労特性、強度延性バランスに優れた高張力
熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25225695A JP3242303B2 (ja) | 1995-09-29 | 1995-09-29 | 超微細粒を有する延性、靱性、疲労特性、強度延性バランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25225695A JP3242303B2 (ja) | 1995-09-29 | 1995-09-29 | 超微細粒を有する延性、靱性、疲労特性、強度延性バランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0987798A JPH0987798A (ja) | 1997-03-31 |
| JP3242303B2 true JP3242303B2 (ja) | 2001-12-25 |
Family
ID=17234704
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25225695A Expired - Fee Related JP3242303B2 (ja) | 1995-09-29 | 1995-09-29 | 超微細粒を有する延性、靱性、疲労特性、強度延性バランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3242303B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2019103120A1 (ja) | 2017-11-24 | 2019-05-31 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板及びその製造方法 |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CA2271639C (en) * | 1997-09-11 | 2006-11-14 | Kawasaki Steel Corporation | Hot rolled steel sheet having ultra fine grains with improved formability, and production of hot rolled or cold rolled steel sheet |
| JP3039862B1 (ja) * | 1998-11-10 | 2000-05-08 | 川崎製鉄株式会社 | 超微細粒を有する加工用熱延鋼板 |
| BR0210265B1 (pt) | 2001-06-06 | 2013-04-09 | folha de aÇo galvanizado ou galvanelado com imersço a quente. | |
| CN100434557C (zh) * | 2004-02-10 | 2008-11-19 | 鞍山钢铁集团公司 | 低碳高强度复合强化超细晶粒热轧线材生产工艺 |
| JP4283757B2 (ja) * | 2004-11-05 | 2009-06-24 | 株式会社神戸製鋼所 | 厚鋼板およびその製造方法 |
| JP4555694B2 (ja) * | 2005-01-18 | 2010-10-06 | 新日本製鐵株式会社 | 加工性に優れる焼付け硬化型熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP4952236B2 (ja) * | 2006-12-25 | 2012-06-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高炭素熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP6048040B2 (ja) * | 2012-09-28 | 2016-12-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
| CN115323265B (zh) * | 2022-07-15 | 2024-03-19 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种超细晶钢板及其制备方法 |
-
1995
- 1995-09-29 JP JP25225695A patent/JP3242303B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2019103120A1 (ja) | 2017-11-24 | 2019-05-31 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板及びその製造方法 |
| KR20200046067A (ko) | 2017-11-24 | 2020-05-06 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 열연 강판 및 그 제조 방법 |
| US11473159B2 (en) | 2017-11-24 | 2022-10-18 | Nippon Steel Corporation | Hot rolled steel sheet and method for producing same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0987798A (ja) | 1997-03-31 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5609383B2 (ja) | 低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4644076B2 (ja) | 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP3477955B2 (ja) | 極微細組織を有する高張力熱延鋼板の製造方法 | |
| JPH11140582A (ja) | 溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP6648271B2 (ja) | 脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 | |
| JP4085826B2 (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた二相型高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP3314295B2 (ja) | 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JPH10306316A (ja) | 低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法 | |
| JP3242303B2 (ja) | 超微細粒を有する延性、靱性、疲労特性、強度延性バランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3636872B2 (ja) | 超微細組織を有する高張力熱延鋼板の製造方法 | |
| JP4514150B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP3383148B2 (ja) | 靱性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JP4405026B2 (ja) | 結晶粒の微細な高靱性高張力鋼の製造方法 | |
| JP3369435B2 (ja) | 低温靱性に優れた非調質高張力鋼材の製造方法 | |
| JP2003105446A (ja) | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2002363649A (ja) | 高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP3290595B2 (ja) | 靱性、溶接性に優れた高張力厚鋼板の製造方法 | |
| JPH09256037A (ja) | 応力除去焼鈍処理用の厚肉高張力鋼板の製造方法 | |
| JP3261515B2 (ja) | 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JP2002363685A (ja) | 低降伏比高強度冷延鋼板 | |
| JPH0629480B2 (ja) | 強度、延性、靱性及び疲労特性に優れた熱延高張力鋼板及びその製造方法 | |
| JP3323737B2 (ja) | 超微細組織を有する高張力熱延鋼板の製造方法 | |
| JP3635803B2 (ja) | 靱性に優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| JPH111747A (ja) | 超微細粒を有する延性、靱性、耐疲労特性および強度−伸びバランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3462922B2 (ja) | 強度・靭性に優れた高張力鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081019 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091019 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101019 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101019 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111019 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111019 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121019 Year of fee payment: 11 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121019 Year of fee payment: 11 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131019 Year of fee payment: 12 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |