JP3477955B2

JP3477955B2 - 極微細組織を有する高張力熱延鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP3477955B2
Application number: JP30026295A
Authority: JP
Inventors: 正彦森田; 岡田　　進; 義男山崎; 崇小林; 俊之加藤
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1995-11-17
Filing date: 1995-11-17
Publication date: 2003-12-10
Anticipated expiration: 2015-11-17
Also published as: JPH09143570A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、自動車用材、構
造材、パイプ材等の用途に用いて好適な高張力熱延鋼板
の製造方法に関し、とくに熱延ままで極微細なフェライ
ト粒を有し、延性、靱性、疲労強度に優れる高張力熱延
鋼板の製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】自動車用材、構造材、パイプ材などに用
いられる鋼材の機械的性質を向上させるためには、一般
に、金属組織を微細化することが有効であり、極微細組
織を目指す製造方法が従来より数多く模索されてきた。
特に近年では、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、高張力化に伴う延性、靭性、耐久
比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】ところで、組織の微細化のために、従来か
ら用いられてきた方法をまとめると制御冷却法、大圧下
圧延法、制御圧延法などに区分される。これの製造技術
のうちでも、NbもしくはTiを含む鋼に制御圧延法を適用
した析出強化型高張力熱延鋼板は、高張力化と組織微細
化とを同時に達成するために有望な方法としてもっとも
広く用いられてきた。この方法が用いられた理由として
考えられることは、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、Nb、Tiのオーステナイ
ト粒の再結晶抑制作用を利用して、未再結晶オーステナ
イト粒に低温圧延を施した時のγ→α歪誘起変態を促進
させることによって、フェライト結晶粒を微細化する効
果を得ることができるためである。しかし、この方法で
製造された高張力熱延鋼板の難点は機械的性質の異方性
が大きいことである。このため例えば、プレス成形用の
自動車用鋼板などにおいては、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支配されるので、異方
性が大きい鋼板では高いプレス性を確保することが困難
になる。また、構造材あるいはパイプ材においても、重
要な特性である靭性や疲労強度などの異方性が大きいと
同様の問題につながる。

【０００４】一方、大圧下圧延による組織微細化法とし
て、例えば、特開昭58-1238232号公報などに代表される
提案がある。これらの方法における微細化機構の要点
は、オーステナイト粒に大圧下を加えることによってγ
→αへの歪誘起変態を促進することにあり、上記のNb、
Tiを含む析出強化鋼板の場含と基本的には同じ機構を利
用するものである。だだし、両者の違いは析出強化鋼で
はNb、Tiのオーステナイト粒の再結晶抑制効果を利用す
ることが要件となるのに対して、特開昭58-1238232号公
報の大圧下圧延法ではNb、Tiを含有させなくとも結晶粒
の微細化が可能であるということである。そのため、機
械的性質の異方性は析出強化鋼に比べて改善されるとい
う利点が生じる。しかし、この方法は、１パスあたりの
圧下量を４０％以上にするなど、一般的なホットストリ
ップミルで実施し難いことが最大の難点である。また、
この方法によって微細なフェライト組織を得ることはで
きるとしても、高強度化を同時に達成することが難しい
ことも欠点である。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】このように従来の製造
方法では、機械特性の異方性が大きいとか、高強度を得
にくいとか、また実操業が困難であるといった様々な問
題があった。

【０００６】この発明の目的は、上記既知技術が抱えて
いた問題点を解決する製造方法、具体的には、一般のホ
ットストリップミルで容易に実施することが可能で、か
つ機械的性質の異方性が少ない高張力熱延鋼板の製造方
法を提供することを目的とする。また、この発明の目的
は、高張力とくにＴＳが490 MPa 級以上の高強度範囲に
おいて、従来技術よりもフェライト結晶粒径の微細化を
一層高めることにより、延性、靭性、疲労強度を格段に
高めることができる高張力熱延鋼板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】さて発明者らは、従来技
術においてフェライト結晶粒径の微細化手段として利用
されたγ→αの歪誘起変態を採用する限り、上記のよう
な問題点を回避することができないと考え、新たなる結
晶粒の微細化方法を探求し、本発明を完成するに至っ
た。すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。

【０００８】(1) Ｃ：0.05〜0.30wt％、Si：2.0wt％以
下、Mn：1.0〜2.5wt％、Al：0.05wt％以下、Ti：0.07〜
0.3wt％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物よりな
る鋼を、950〜1100℃の温度に加熱した後、１回当りの
圧下量が20％以上となる圧下を少なくとも２回以上加
え、仕上げ温度がＡr₃変態点以上になるように熱間圧延
し、Ａr₃変態点〜750℃の温度範囲を20℃／sec以上の速
度で冷却し、続いて750℃未満〜600℃の温度範囲におい
て、10℃／sec以下の速度で冷却して、５〜20secの時間
滞留させた後、再び20℃／sec以上の速度で550℃以下の
温度まで冷却し、550℃以下の温度でコイルに巻取るこ
とを特徴とするフェライト体積率が80％以上で、平均フ
ェライト粒径が10μm未満の極微細組織を有する高張力
熱延鋼板の製造方法。

【０００９】(2) Ｃ：0.05〜0.30wt％、Si：2.0wt％以
下、Mn：1.0〜2.5wt％、Al：0.05wt％以下、Ti：0.07〜
0.3wt％を含み、さらにCr：1.5wt％以下、Cu：1.5wt％
以下、Ni：1.5wt％以下、Mo：1.5wt％以下から選ばれる
１種または２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的
不純物よりなる鋼を、950〜1100℃の温度に加熱した
後、１回当りの圧下量が20％以上となる圧下を少なくと
も２回以上加え、仕上げ温度がＡr₃変態点以上になるよ
うに熱間圧延し、Ａr₃変態点〜750℃の温度範囲を20℃
／sec以上の速度で冷却し、続いて750℃未満〜600℃の
温度範囲において、10℃／sec以下の速度で冷却して、
５〜20secの時間滞留させた後、再び20℃／sec以上の速
度で550℃以下の温度まで冷却し、550℃以下の温度でコ
イルに巻取ることを特徴とするフェライト体積率が80％
以上で、平均フェライト粒径が10μm未満の極微細組織
を有する高張力熱延鋼板の製造方法。(3) 上記成分組成に加えてさらに、Nbを0.10wt％以下を
含有することを特徴とする(1)または(2)に記載の製造方
法。

【００１０】

【発明の実施の形態】本発明における結晶粒の微細化方
法は、以下に述べる２つの手段を組み合わせることを基
本としている。その第１の手段は再結晶を利用すること
であり、第２手段は圧延後の制御冷却を利用することで
ある。

【００１１】まず、第１の手段について詳述する。オー
ステナイト粒が熱間圧延において微細化してゆく過程と
して、圧延一再結晶による微細化過程があることは古く
から知られている。しかし、一般にはこのような再結晶
による微細化では、到達し得るフェライト結晶粒径はせ
いぜい２０μｍが限度である。これに対して、上記の制
御圧延法や大圧下圧延法によると１０μｍ程度の微細粒
を得ることができるので、再結晶過程を利用する微細化
方法は極微細組織を得る手段としては不適当であると考
えられてきた。しかし、発明者らは、熱延開始前のオー
ステナイト粒径、すなわちスラブ加熱時点でのオーステ
ナイト粒径を極度に微細化させてから圧延を行うと、そ
の後の圧延一再結晶が極めて加速的に生じるようにな
り、しかも圧延後の再結晶粒の微細化が大幅に進展する
ことを発見したのである。この理由については必ずしも
明確ではないが、次に述べる機構によると考えられる。

【００１２】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とがあり、このうち前者は圧下
温度が高く、歪速度が遅く、かつ大圧下が加えられる
時、すなわち、ホットストリップミルでの熱延でいえば
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じる可能性のある再結晶であ
り、圧延温度が低下し、かつ歪速度の速くなる仕上げ圧
延の段階になるとこの動的再結晶は起き難くなり、代わ
りに静的再結晶が起きるようになると考えられてきた。
ところで、動的再結晶は極めて速い速度での粒界移動あ
るいは粒界の新たな生成によって歪を開放する現象であ
る。結晶粒の微細化は粒界移動を容易化するので動的再
結晶を生じ易くする方向に作用する。また、動的再結晶
粒の核生成は旧粒界であるので、旧粒が微細であるほど
動的再結晶粒の核生成頻度が高まり、再結晶後の新粒の
微細化が進行するはずである。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、より低歪量域においても生じる
ようになり、従来の熱延では生じ得なかった仕上げ圧延
段階においても動的再結晶が起こるようになり、圧下数
の増加とともに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。

【００１３】上記の微細化機構において、もっとも重要
な点は、いうまでもなく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微細化させることである。本発
明ではこのための手段として、多量のTiＣを存在せしめ
ることによって達成する。なお、上記した従来の析出強
化鋼においてもTiを微細化元素として利用するが、本発
明でのTiの作用と析出強化鋼におけるそれとは明白に異
なる。すなわち、従来のTi系析出強化鋼におけるTiの作
用には、スラブ加熱段階ではオーステナイトに溶体化さ
せ、固溶Tiとしての再結晶抑制効果を利用して微細化作
用を発現させることと、変態した後のフェライト粒に微
細なTiＣとして再析出させて析出強化を引きださせるこ
ととが含まれる。Nb系析出強化鋼においてはNbがこの役
割を果たす。したがって、析出強化鋼においてはスラブ
加熱段階でTiＣ、もしくはNbＣを溶解させることが必要
であり、加熱温度として比較的高温であることが必須と
なる。これに対して、本発明ではTiをスラブ加熱段階で
オーステナイトに溶解させずTiＣの状態として存在させ
ることが重要である。この理由は、第１に固溶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
こし難くするためであり、第２に初期オーステナイトの
成長を抑制するTiＣの量がその溶解によって減ずるから
である。そのため、本発明ではスラブ加熱温度をTiＣの
溶解が生じない低温域に設定することが必須の要件とな
るのである。

【００１４】次に、本発明における第２の微細化手段で
ある制御冷却について述べる。従来技術における制御冷
却による組織微細化手段は、多くの場合、制御圧延もし
くは大圧下圧延法などと組み台わせて、それを補完する
手段として用いられてきた。例えば、特公昭64-7131 号
公報もその代表例である。この提案における制御冷却方
法は、所定の圧延を行った後「２０〜１０００℃／sec
の冷却速度で５００℃以下まで冷却する」ことであり、
その技術思想は圧延後はフェライト結晶粒の成長が生じ
ない温度範囲まで急冷するという単純な考え方に基づい
ている。これに対し、本発明での制御冷却の特徴は、冷
却途上において生じるγ→α変態領域、すなわち、ＣＣ
Ｔ変態曲線におけるフェライトノーズ近傍の温度領域に
おいて、急冷をいったん停止して緩冷却期間を設け、そ
の後再び急冷を施す点にある。本発明者らはこの冷却途
上の所定温度範囲で緩冷却期を設けることにより、組織
の微細化が一層高まることを見い出したのであるが、こ
のような現象が現れる理由について次のように推察し
た。

【００１５】γ→α変態の進行は核生成と成長により進
行することはよく知られた点であるが、本発明のように
最終組織をフェライト主体の組織とする場合、そのフェ
ライト粒の微細化度を決定する因子としては、生成した
フェライト核の数の多さが支配的であると考えられる。
この核生成がもっとも活発に生じる変態領域は、フェラ
イト変態速度がもっとも大きくなる領域であり、ＣＣＴ
曲線におけるフェライトノーズ近傍がそれに該当する領
域であることが経験的にも理解できる。このことから明
かなように、フェライトノーズ近傍で緩冷却期間を設け
ることの意義はフェライト変態核の生成がもっとも活発
になる温度領域で変態を進行させるという点にあり、こ
のことによって最終組織のフェライト粒の微細化が進展
するものと考えられる。また、付帯的効果として、以上
のような制御冷却を採用することによって、２相（Ｄ
Ｐ）組織や残留γ組織が得られ易くなり、組織微細化と
高強度化とを同時に達成する手段として利用することが
できる利点が生じる。

【００１６】本発明は、以上詳述したように、圧延によ
るオーステナイト粒の動的再結晶による微細化技術と、
γ→α変態に際しフェライト核生成域での緩冷却を採り
入れた制御冷却技術の２つの技術を組み台わせることに
よって、従来技術では達成できなかった範囲の極微細フ
ェライト粒を形成させ得ることを見い出し、完成するに
至ったものである。次に、本発明における鋼の成分組成
および製造条件を前記構成要件に示す範囲に定めた理由
について説明する。

【００１７】Ｃ：0.05〜 0.30 wt％Ｃは、強度を確保するために、また組織の微細化達成に
加熱段階で必要な十分な量のTiＣを確保するために0.05
wt％以上が必要である。しかし、 0.30 wt％を超えて添
加すると第２相の比率が多くなり、延性および靭性が劣
化するとともに、溶接性も悪化する。したがって、Ｃは
0.05〜 0.30 wt％、好ましくは0.07〜0.20wt％の範囲と
する。

【００１８】Si：2.0 wt％以下 Siは、固溶強化により、強度一伸びバランスを改善しつ
つ強度を高める有効な元素であるほか、フェライト変態
を促進して、目標とする８０％以上のフェライト体積率
をもつ組織を得る上で有効な作用を発揮する元素である
が、熱延時に脱スケール性の悪いスケールを生じ、製品
の表面性状に悪影響を及ぼしやすい元素でもある。この
悪影響はSi量が多いほど、また加熱温度が高いほど顕著
になることが知られている。本発明においては極微細組
織化のために加熱温度を低温域に設定するので、通常の
鋼に比べて表面性状が悪化するSi量の上限は通常の鋼に
比べて高くできるものの、2.0 wt％を超えるとその悪影
響が顕在化する。したがって、Siは2.0 wt％以下とす
る。なお、好ましい含有範囲は0.3 〜1.6wt％の範囲で
ある。

【００１９】Mn：1.0 〜2.5 wt％ Mnは、第２相の変態組織に影響を与えて強度を高める上
で必須の元素であり、1.0 wt％以上必要であるが、2.5
wt％を超えて添加するとフェライト変態が遅延し、本発
明の狙いとする８０％以上のフェライト体積率をもつ組
織が得難くなる。したがって、Mnの添加量は1.0 〜2.5
wt％、好ましくは1.2 〜2.0 wt％の範囲とする。

【００２０】Al：0.05wt％以下 Alは、脱酸元素として通常0.010 〜0.10wt％の範囲で含
有させるのが一般的であるが、一方においてこのような
Alキルド鋼では溶鋼の鋳型への鋳込み中の再酸化によっ
て生じたAl₂O₃がノズル詰まりや鋳片への混入による清
浄度の悪化を招く。このため鋳込み速度の上昇などの生
産性を高める手段が取れないなどの弊害を生じている。
このような弊害は、Alが0.05wt％を超えると特に著しく
なる。これに対し、本発明ではSiおよびTiを添加するこ
とを前提としているので、これらの元素の添加により溶
鋼の平衡酸素量が十分に低下するため、脱酸元素として
のAlの必要性は従来鋼よりも少なく、むしろ、必要以上
のAl添加は固溶Alを増加させ、オーステナイト粒の動的
再結晶を阻害するなどの悪影響が現れる。このような問
題を回避するためには、Al量は0.05wt％以下、好ましく
は0.01wt％以下とする必要がある。

【００２１】Ti：0.07〜0.3wt％、Nb：0.10wt％以下 Tiは、前述したように、TiＣとして存在させてスラブ加
熱段階での初期オーステナイト粒を微細化させ、以降の
圧延過程での動的再結晶を生じさせる上で必須の元素で
ある。この作用を発揮させるためには少なくとも0.07wt
％以上必要であり、TiＣ量の増加ととも微細化効果は大
きくなる。しかし、0.3wt％を超えて添加しても飽和す
るので、0.07〜0.3wt％、好ましくは0.07〜0.20wt％の
範囲とする。なお、本発明では従来の析出強化鋼などに
比べるとTiの添加量を比較的多くすることに特徴がある
が、このことはフェライト体積率を高める上で次のよう
な好ましい作用を及ぼす。すなわち、TiＣとして鋼中の
Ｃの一部が固定されるために、変態第２相を形成するＣ
量はその分だけ少なくなり、最終のミクロ組織中に占め
るフェライト体積率が相対的に高くなるのである。この
ことは後述するように延性、低温靭性および疲労特性を
高める上で有効に寄与する。

【００２２】また、本発明におけるTiと同様の作用を示
す元素としてNbがある。このNbをTiと代替するか、もし
くはTiに重畳して使用することによっても良好な効果が
得られる。ただし、このNbの効果は、Ｃに対する原子比
当量当りでみると、Tiの作用とほぼ等価であるので、重
量比ではTiのおおよそ２倍の添加が必要となる。そのう
え、現時点ではTiよりも高価な元素であるので経済的に
はメリットが少ない。しかし、ＥＲＷ溶接あるいはフラ
ッシュバット溶接などの溶接が施される用途では、溶接
接合界面での酸化物の残存が問題となる場合ある。この
ときには、TiにかえてNbを使用する方が有利となること
もある。このような用途、目的に対してはNbの添加もあ
り得る。この場合に、Nbの効果は0.10を超えると飽和す
るので0.10wt％以下とする。

【００２３】上記の基本成分の他に、さらに、Cr、Cu、
Ni、Moのうちの少なくとも１種を含有させることもでき
る。これらの元素は、ほぼMnと同様な作用をもたらし、
所望の強度を確保するために必要に応じて添加する。ま
た、強度のほかに、例えば溶接性や耐食性を高める作用
を有するのでこれらの特性を向上させる場合に添加する
と効果的である。しかし、これらの元素はMnに比べて高
価であり、過度に添加するといずれも経済的に不利にな
るので、上記元素はそれぞれCr：1.5 wt％以下、Cu：1.
5 wt％以下、Ni：1.5 wt％以下、Mo：1.5 wt％以下の範
囲で添加するものとする。

【００２４】・加熱条件本発明においては、TiＣによる初期オーステナイト粒の
微細化効果を最大限に発揮させることが技術上の重要な
ポイントであり、そのための条件として９５０〜１１０
０℃の範囲で加熱する必要がある。すなわち、加熱温度
が１１００℃を超えると、TiＣのオーステナイトヘの溶
解量が増加し、オーステナイト粒径を微細化する効果が
失われるとともに、固溶Tiの増加によって圧延時の動的
再結晶が生じ難くなり、目的とする高いフェライト分率
と極微細なフェライト粒径が得られず、従来技術による
熱延鋼板なみの機械的性質しか得られなくなるためであ
る。一方、その温度が９５０℃未満になると、仕上圧延
をオーステナイト領域で終えることが難しくなり、目標
とするミクロ組織と機械的性質を確保し難くなるためで
ある。なお、本発明者らはもっとも好ましい加熱温度範
囲はTiとＣの溶解度積から求まると考え、実験的に調査
した結果、下記（１）式で示される温度（ＳＲＴ）を基
準として＋２０℃〜−１００℃の範囲であることがわか
った。ＳＲＴ（℃）＝−10475 ／［ log｛total Ti(%) − 1.5Ｓ(%) − 3.4Ｎ(%) ｝ −5.33 ］＋273 ・・・・・（１）

【００２５】・熱間圧延条件本発明では、熱間圧延によってオーステナイト粒に動的
再結晶を繰り返し生じさせて微細化を達成する。この動
的再結晶を惹起する初期条件は上記スラブ加熱温度要件
を満たすことによって保証されているので、圧延に際し
ての要件はまず、１回当りの圧下量が重要な要素とな
る。すなわち、この圧下量が２０％に満たない場合には
目的とする動的再結晶による微細化が行われなくなるの
で、各圧延スタンド毎の圧下量の下限を２０％にする。
上限は微細化効果の観点からは特に限定する必要はない
が、現実的には圧延機の圧下能力によって限界が生じ、
圧延温度、鋼の化学成分および圧延寸法などによって異
なるものの、２０〜４０％の圧下を施すことが可能な圧
延機が一般的であるので、本発明の要件を実施させるこ
とは容易である。

【００２６】また、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、仕上げ圧延までの圧下
回数が重要であり、圧下回数が２回に満たない場合には
本発明の目的とする１０μｍ未満の極微細粒フェライト
粒が得られなくなる。そのため、圧下回数の下限を２回
とする。なお、通常のホットストリップミルにおける圧
延での合計の圧下回数は通常１０〜１２パスであること
が多く、圧下回数として不足することはない。もちろ
ん、本発明を実施するには必ずしも１０〜１２パスの圧
延を行う必要はなく、たとえば、仕上げ圧延機もしくは
粗圧延機でのいくつかの圧下を省略して実施させること
も可能である。また、仕上げ温度はＡr₃変態点以上とす
る必要がある。これは、Ａr₃変態点未満の低温で熱間圧
延を終了すると熱間圧延時に生成していたフェライト粒
内に過度の転位が導入され、延性および靱性が悪化する
からである。

【００２７】・冷却条件本発明法に従う条件で仕上げ圧延を終えたオーステナイ
ト粒は、ほぼ等軸の微細粒となっており、そのままγ→
α変態させても十分に微細なフェライト粒を得ることが
できるが、さらに極微細なフェライト粒とするためにラ
ンアウトテーブル上で制御冷却を施す。その制御冷却
は、初めにも述べたように、３段階の冷却区間からな
る。すなわち、第１段階は仕上げ圧延後Ａr₃変態点〜フ
ェライト変態核の発生頻度が高い温度域、すなわち７５
０℃以下までを急冷する期間、第２段階はフェライト変
態核が活発に発生する温度領域（７５０℃未満〜６００
℃) において所定時間滞留させ、フェライト変態核数を
高めるために緩冷する期間、第３段階は第２段階まで残
留γ相として存在していた第２相をパーライト、ベイナ
イトもしくはマルテンサイトなどの硬質第２相に変態さ
せるためもしくは残留γ相として残存させるための急冷
区間である。

【００２８】まず、第１段階の冷却では、仕上げ圧延後
Ａr₃変態点〜７５０℃までの区問の冷却速度を２０℃／
sec の条件で行う。この理由は、７５０℃以上で生じる
γ→α変態の核生成速度は小さく、γ→α変態の進行が
数少ないフェライト粒の粒成長によって主に進行するの
で、フェライト粒径が大きくなり易く、粒成長によるγ
→α変態を阻止するためには、この区問における冷却速
度を２０℃／sec 以上とする必要があるからである。な
お、この区問における冷却速度は４０〜１００℃／sec
の範囲とするのが望ましい。

【００２９】第２段階の冷却では、７５０℃未満〜６０
０℃の温度域を１０℃／sec 以下の速度で冷却してこの
温度域で５〜２０秒問滞留させる。この理由は、γ→α
変態は核生成速度が大きい７５０未満〜６００℃の温度
域で、極微細フェライト粒を得る上でもっと重要なフェ
ライト変態核の数を多くすることができるためである。
すなわち、７５０℃以上または６００℃未満では、いず
れもフェライト核の生成速度が小さくなって好ましくな
いので７５０未満〜６００℃の温度域とする。なお、こ
の温度域のうちより望ましいのは７００〜６５０℃の範
囲である。また、上記温度域での冷却速度を１０℃／se
c 以下とするのは、核生成に対して良好な温度範囲を逸
脱せずに５〜２０秒間滞留させるために必要な条件とな
るからである。滞留時間を５〜２０秒間とする理由は５
秒未満ではフェライト変態核数を増加させつつ最終組織
のフェライト体積率を目標の８０％以上まで高めるには
不十分であるからであり、２０秒を超えて滞留させてた
場合には狙いとする効果が飽和してしまうからである。
この範囲で望ましいの７秒以上である。

【００３０】なお、この第２段階の冷却条件を採用する
時、この段階まで未変態のまま残っていた残留γ相にも
変化が生じる。この変化は変態の進行に伴って排出され
たＣが残留γ相に濃化する現象である。この現象によっ
て次の第３段階以降で起こる残留γ相の低温変態相への
変態が影響を受け、Ｃ濃化が少ない場合には低温変態相
はパーライトやベイナイトとなり易く、多い場合にはマ
ルテンサイトや残留γのまま残存し易くなる。高強度の
熱延鋼板を得るにはＣ濃化を進めてより低温の変態第２
相を生成させることが有効となる。このような効果も含
めて第２段階の緩冷却期問のもっとも望ましい条件は７
秒以上とするのがよい。本発明での制御冷却の大きな特
徴点はこの第２段階の緩冷却区問を採用することにあ
り、本発明の要件を満たすことによってフェライト粒を
極微細化させる効果と、フェライト体積率を高める効果
と、強度を高める効果とを同時に達成させることができ
るのである。

【００３１】第３段階の冷却では、２０℃／sec 以上の
速度で５５０℃以下の温度範囲まで冷却を行う。この冷
却における要件は残留γ相をパーライト、べイナイト、
マルテンサイトなどの低温変態相に変態させたり、ある
いは残留γのまま最終まで残存させるなどの、目的に応
じた好ましい第２相を形成する上で必要な条件である。
第２相を、これらの低温変態相のうちのいずれにするか
は、主にどの程度の強度、加工性あるいは靱性を得たい
かによって選択することになるが、この調整は次に述べ
る巻取り温度によって行うのがよい。しかし、この区間
での冷却速度が２０℃／sec 未満であったり、冷却停止
温度が５５０℃を超えて高くなった場台には、低温変態
相はパーライト主体の組織にしかならず、より高強度化
を図るためにベイナイトやマルテンサイトを狙って巻き
取り温度を低下させてもその狙いがかなわなくなる。冷
却速度の下限を２０℃／sec 、冷却停止温度の上限を５
５０℃と定めるのは以上の理由による。

【００３２】・巻き取り条件上述したように、巻き取りの温度を所定の範囲で制御す
れば、強度、延性、靭性の目標レベルに応じて、第２相
をパーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留γな
どの組織に調整することができる。例えば、比較的強度
を抑えて延性を高めたい場合には、巻き取り温度を高め
に設定して第２相をパーライト主体の組織にし、また、
高い強度でかつ低降伏比の材質特性を得たい場台には、
巻き取り温度を低めに設定して第２相をマルテンサイト
主体の組織にすることが可能である。しかし、巻き取り
温度が５５０℃を超えると、第２相をマルテンサイトと
することができなくなり、材質を調整する自由度が小さ
くなること、また、巻き取り後の自己焼鈍効果が大きく
なって極微細化させたフェライト粒が粒成長を起こすな
ど好ましくない結果を招く。したがって、巻き取り温度
の上限は５５０℃とする。なお、望ましい巻き取り温度
の範囲は４００〜５３０℃である。

【００３３】

【実施例】次に実施例によって本発明をさらに具体的に
説明する。表１に示す化学成分の鋼を溶製し、表２、表
３に示す条件で熱間圧延および冷却を行い、３．０ｍｍ
厚さの熱延鋼板を製造し、酸洗した後ポリゴナルフェラ
イト体積率、フェライト結晶粒径を測定するとともに、
ＪＩＳ５号試験片による引張り特性、両振り曲げ試験法
による疲労特性、原厚まま２ｍｍＶノッチシャルピー試
験片による延性一脆性遷移温度を調査した。なお、表
２、表３におけるにおける２０％圧下以上のパス数と
は、１パス当たりの圧下率を２０％以上としたパス数の
累計である。いずれのパスでも１パス当たりの圧下率の
上限は４０％未満とした。これらの調査結果を表４、表
５に示す。

【００３４】

【表１】

【００３５】

【表２】

【００３６】

【表３】

【００３７】

【表４】

【００３８】

【表５】

【００３９】表４、表５の結果をもとに、まず、ポリゴ
ナルフェライト体積率およびフェライト結晶粒径が機械
的性質に対してどのような影響を示すかについて述べ
る。図１および図２は、得られたデータから、それぞれ
ポリゴナルフェライト体積率またはフェライト結晶粒径
とＴＳ×Ｅｌ、耐久比（ＦＬ／ＴＳ）、 vＴrsとの関係
をプロットしたものである。

【００４０】これらの図から明かなように、発明法に従
う熱延鋼板はいずれも、ポリゴナルフェライト体積率が
８０％以上、かつ、フェライト結晶粒径が１０μｍ未満
であり、比較例よりもＴＳ×Ｅｌ、耐久比、 vＴrsの値
が優れていることがわかる。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８０％未満、フェライト
結晶粒径が１０μｍ以上のものが大部分であり、一部N
o. １、No. ２７、No.２９のようにポリゴナルフェライ
ト体積率が８０％以上のもの、No. １２、No.３１のよ
うにフェライト結晶粒径が１０μｍ未満のものが含まれ
るが、前者のグループのものはフェライト結晶粒径が１
０μｍ以上、また後者のグループのものはポリゴナルフ
ェライト体積率が８０％未満である。

【００４１】これらのことは、ポリゴナルフェライト体
積率とフェライト結晶粒径のいずれか一方だけを本発明
の範囲に調整し得たとしても良好な機械的性質を得るこ
とができず、両者の条件が同時に本発明の範囲を満足し
てはじめて良好な特性が得られることを示している。

【００４２】

【発明の効果】以上説明したように、本発明に従う製造
方法によれば、ポリゴナルフェライト体積率とフェライ
ト結晶粒径を同時に調整でき、これにより延性、靭性、
疲労強度を格段に高めることが可能となる。また、本発
明に従う製造方法によれば、ポリゴナルフェライト体積
率が高いので、機械的性質の異方性が少なく、しかも、
一般のホットストリップミルで容易に実施することが可
能であるので、産業上の寄与は極めて大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】フェライト結晶粒径と機械的性質との関係を示
すグラフである。

【図２】ポリゴナルフェライト体積率と機械的性質との
関係を示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩＣ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 (72)発明者小林崇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)発明者加藤俊之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 (56)参考文献特開昭58−130221（ＪＰ，Ａ) 特開平１−172519（ＪＰ，Ａ) 特開昭59−104428（ＪＰ，Ａ) 特開平６−240356（ＪＰ，Ａ) 特公平６−29480（ＪＰ，Ｂ２) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 9/46 - 9/48 C21D 8/00 - 8/04 C22C 38/00 - 38/60

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：0.05〜0.30wt％、Si：2.0wt％以下、M
n：1.0〜2.5wt％、Al：0.05wt％以下、Ti：0.07〜0.3wt
％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼
を、950〜1100℃の温度に加熱した後、１回当りの圧下
量が20％以上となる圧下を少なくとも２回以上加え、仕
上げ温度がＡr₃変態点以上になるように熱間圧延し、Ａ
r₃変態点〜750℃の温度範囲を20℃／sec以上の速度で冷
却し、続いて750℃未満〜600℃の温度範囲において、10
℃／sec以下の速度で冷却して、５〜20secの時間滞留さ
せた後、再び20℃／sec以上の速度で550０℃以下の温度
まで冷却し、550℃以下の温度でコイルに巻取ることを
特徴とするフェライト体積率が80％以上で、平均フェラ
イト粒径が10μm未満の極微細組織を有する高張力熱延
鋼板の製造方法。
【請求項２】Ｃ：0.05〜0.30wt％、Si：2.0wt％以下、M
n：1.0〜2.5wt％、Al：0.05wt％以下、Ti：0.07〜0.3wt
％を含み、さらにCr：1.5wt％以下、Cu：1.5wt％以下、
Ni：1.5wt％以下、Mo：1.5wt％以下から選ばれる１種ま
たは２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物
よりなる鋼を、950〜1100℃の温度に加熱した後、１回
当りの圧下量が20％以上となる圧下を少なくとも２回以
上加え、仕上げ温度がＡr₃変態点以上になるように熱間
圧延し、Ａr₃変態点〜750℃の温度範囲を20℃／sec以上
の速度で冷却し、続いて750℃未満〜600℃の温度範囲に
おいて、10℃／sec以下の速度で冷却して、５〜20secの
時間滞留させた後、再び20０℃／sec以上の速度で550℃
以下の温度まで冷却し、550℃以下の温度でコイルに巻
取ることを特徴とするフェライト体積率が80％以上で、
平均フェライト粒径が10μm未満の極微細組織を有する
高張力熱延鋼板の製造方法。
【請求項３】上記成分組成に加えてさらに、Nbを0.10wt
％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に
記載の製造方法。