JP3684850B2 - 耐衝撃特性および材質均一性に優れた高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
耐衝撃特性および材質均一性に優れた高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、自動車用鋼板としての用途に用いて好適な耐衝撃特性および材質均一性に優れた高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の軽量化が指向される中、成形性に優れる高強度薄鋼板に対する要求が殊の外強くなっている。
また、最近では、自動車の安全性も重視され、そのためには衝突時における安全性の目安となる耐衝撃特性の向上も要求されている。
さらに、経済性に対する配慮も必要とされ、かかる経済性を考慮した場合には、冷延鋼板に比べると熱延鋼板の方が有利である。
【０００３】
上記の現状を背景として、これまでにも種々の高強度熱延鋼板が開発されている。
例えば、特公平６-41617号、特公平５-65566号および特公平５-67682号各公報には、高加工性高強度熱延鋼板として、フェライト、ベイナイトおよび５％以上の残留オーステナイトを含むいわゆる Transformation Induced Plasticity鋼（以下、ＴＲＩＰ鋼という）の製造方法が開示されている。
【０００４】
しかしながら、このＴＲＩＰ鋼は、伸びが高く、成形性は良好ではある（TS×El≧ 24000 MPa・％）ものの、現在の厳しい耐衝撃特性を満足するまでにはいかず、また均質性の点にも問題を残していた。
さらに、プレス成形時における加工硬化量（ＷＨ）およびその後の塗装焼付時における焼付硬化量（ＢＨ）が、70 MPa程度と低いという問題もあった。
この加工・焼付硬化量（ＷＨ＋ＢＨ）が低いと、加工−塗装焼付後における強度保証の面での不利が大きい。
【０００５】
一方、耐衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板としては、特開平９−111396号公報に開示されているように、フェライトとマルテンサイトの２相組織になるいわゆるDual Phase鋼（以下ＤＰ鋼という）が開発されている。
しかしながら、このＤＰ鋼は、耐衝撃特性には優れるものの、伸びが十分とはいえず、成形性の点に問題を残していた。
さらに、これらの複合組織鋼とくにＴＲＩＰ鋼は、製造条件に敏感であり、例えば板幅方向の端部などでは熱履歴が中央部と異なるために、中央部と同等の特性を得ることが難しいというところにも問題を残していた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
上述したとおり、現在までのところ、十分な成形性と厳しい安全性の両者を満足する熱延鋼板および端部付近まで材質が良好な熱延鋼板は見当たらず、その開発が望まれていた。
この発明は、上記の要望に有利に応えるもので、優れた成形性と耐衝撃特性、さらには材質均一性を兼ね備えた（具体的には、板幅全体にわたる強度−伸びバランス（TS×El）が 24000 MPa・％以上、（ＷＨ＋ＢＨ）が 100 MPa以上、動的ｎ値が0.35以上）、高強度高加工性熱延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【０００７】
ここに、動的ｎ値とは、発明者らが耐衝撃特性の指標として新たに見出したもので、この動的ｎ値を用いることによって、耐衝撃特性を従来よりも一層的確に評価することができる。
すなわち、従来、耐衝突安全性については、強度との関連で考察され、単に強度が大きければ耐衝突安全性も高いとされてきたが、強度と耐衝突安全性とは必ずしも一義的な関係にあるわけではないことが判明した。
そこで、この点につき、鋭意研究を重ねた結果、耐衝突安全性を向上させる、つまり高速での変形時（自動車の衝突時にはひずみ速度
【外１】
が２×103/s まで増加）におけるエネルギーを、鋼板でより多く吸収するためには、鋼板を
【外２】
の条件で引張変形させた時のｎ値（以下、動的ｎ値という）を高くすることが有効であることが解明されたのである。
ここでは、伸び10％における瞬間ｎ値を動的ｎ値とする。
なお、この動的ｎ値を高くすることは、高速変形時における強度向上にも有効であることが併せて見出されている。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
以下、この発明の解明経緯について説明する。
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、まず従来鋼であるＴＲＩＰ鋼について、その組織と特性との関係について調査した。
その結果、ＴＲＩＰ鋼においては、従来、成形性の向上に有利な残留オーステナイトを十分な量得るためには、ベイナイト相を生成させることが不可欠とされてきたが、このベイナイト相が耐衝撃特性を劣化させる原因になっていることが判明した。
【０００９】
そこで、発明者らは、かようなベイナイト相とくに炭化物の生成を抑制したところ、すなわち、主相である初析フェライト以外の第２相を、従来のベイナイト＋残留オーステナイトから、針状フェライト＋マルテンサイト＋残留オーステナイトの混合組織に変更したところ、所期した目的の達成に関し、望外の成果が得られたのである。
【００１０】
上記の混合組織を得る手段として、発明者らは先に、特願平９−139794号公報において、適量のCrを含有させることの有用性について開示した。
しかしながら、かようなコスト高となる元素の添加によらずに所望の混合組織を得ることができれば、経済的に極めて有利である。
そこで、発明者らは、Crの添加によらずに所望の混合組織を得べく鋭意研究を重ねた結果、製造条件を的確に制御することによって、上記の目的が有利に達成されることの知見を得た。
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１１】
すなわち、この発明の要旨構成は次のとおりである。
１． Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、
Mn：0.6 〜3.0 mass％
を含有し、残部は実質的にFeの組成になり、初析フェライトを主相として、マルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトからなる第２相を有することを特徴とする耐衝撃特性および材質均一性に優れた高強度高加工性熱延鋼板。
【００１２】
２．上記１において、鋼組成が、さらに
Ｐ：0.01〜0.2 mass％、 Al：0.01〜0.3 mass％
のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になることを特徴とする耐衝撃特性および材質均一性に優れた高強度高加工性熱延鋼板。
【００１３】
３．上記１または２において、鋼組成が、さらに
Ti：0.005 〜0.25mass％、 Nb：0.003 〜0.1 mass％
のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になることを特徴とする耐衝撃特性および材質均一性に優れた高強度高加工性熱延鋼板。
【００１４】
４． Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、
Mn：0.6 〜3.0 mass％
を含有する組成になる鋼スラブを、1000〜1300℃に加熱し、粗圧延後、仕上げ圧延を 780〜980 ℃の温度で終了し、この仕上げ圧延終了直後１秒以内に 100℃/s以上の冷却速度で 620〜780 ℃まで冷却したのち、１〜10秒間の等温保持処理または冷却速度：20℃/s以下の徐冷処理を施し、ついで同じく 100℃/s以上の冷却速度で 350〜500 ℃まで冷却してから、コイルに巻き取り、しかるのち10〜100 ℃/hの冷却速度で 300℃以下まで冷却することを特徴とする耐衝撃特性および材質均一性に優れた高強度高加工性熱延鋼板の製造方法（製造法▲１▼）。
【００１５】
５． Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、
Mn：0.6 〜3.0 mass％
を含有する組成になる鋼スラブを、1000〜1300℃に加熱し、粗圧延後、仕上げ圧延を 780〜980 ℃の温度で終了し、この仕上げ圧延終了直後１秒以内に 100℃/s以上の冷却速度で 620〜780 ℃まで冷却したのち、１〜10秒間の等温保持処理または冷却速度：20℃/s以下の徐冷処理を施し、ついで同じく 100℃/s以上の冷却速度で 350〜500 ℃まで冷却してから、コイルに巻き取り、しかるのち２〜60分間の等温保持処理または冷却速度：50℃/h未満の緩冷処理後、50℃ /h以上の冷却速度で 300℃以下まで冷却することを特徴とする耐衝撃特性および材質均一性に優れた高強度高加工性熱延鋼板の製造方法（製造法▲２▼）。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、この発明を具体的に説明する。
図１に、従来のＴＲＩＰ鋼の代表的な連続冷却変態曲線図（ＣＣＴ図）を示す。
同図に示したとおり、従来のＴＲＩＰ鋼は、熱間圧延後、初析フェライト域に若干保持して初析フェライト（ポリゴナルフェライトともいう）を析出させ、同時に未変態オーステナイト相への固溶炭素の濃縮を促進して、オーステナイトの安定度を増したのち、ベイナイト域に導き、この領域を徐冷することによって、ベイナイト変態を生じさせつつ、所定量のオーステナイトを残留させていた。
しかしながら、このようにして製造されたＴＲＩＰ鋼は、強度および加工性の面では優れるものの、十分な耐衝撃特性が得られないことは前述したとおりである。
【００１７】
そこで、発明者らは、ベイナイト変態を回避すべく数多くの実験と検討を重ねた結果、
(1) 熱間圧延後、できる限り短時間の内に急冷を開始するいわゆる直近急冷処理を施すと、上記ＣＣＴ図におけるベイナイト変態域のノーズが後退して、ベイナイトの析出（特に炭化物の析出）が抑制され、代わりに針状フェライト（アシキュラーフェライトともいう）が析出する、
(2) かようにして形成された、針状フェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトからなる第２相は、成形性を阻害することなしに、耐衝撃特性を格段に向上させる、
(3) また、かような直近急冷処理を採用した場合には、フェライト変態が均一に進行して、鋼板全体にわたる材質が均一になる
ことを究明したのである。
【００１８】
図２に、この発明における代表的ＣＣＴ図を示す。
同図に示したとおり、直近急冷処理によってベイナイト変態域のノーズが後退し、代わりに針状フェライト域が顕著に出現するので、この針状フェライト域に短時間保持し、その後に急冷することによって、第２相を針状フェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトからなる混合組織とすることができ、かくして優れた成形性と耐衝撃特性とを兼ね備えた熱延鋼板を得ることができたのである。
また、かようにして得られた熱延鋼板は、均質性にも優れ、板全体にわたって均一な材質のものを得ることができた。
【００１９】
ここに、針状フェライトとは、結晶粒の長径が概ね５μm 以下、アスペクト比が１：1.5 以上、そしてセメンタイト析出量が５％以下のものをいう。
なお、従来のＴＲＩＰ鋼のベイナイト中には、セメンタイトの析出が多く認められる（10％以上）ので、この発明の針状フェライトとＴＲＩＰ鋼のベイナイトとは明確に区別されるものである。
【００２０】
図３(a) に、この発明に従い得られる第２相の特徴的な相構成を、また図３(b) には、従来のＴＲＩＰ鋼の第２相の相構成を、それぞれ模式で示す。
従来のＴＲＩＰ鋼の第２相は、ベイナイト中に残留オーステナイトが点在する相構成になっているのに対し、この発明の第２相は、針状フェライトとマルテンサイトが層状にならび、その界面（マルテンサイト側）に残留オーステナイトが点在する形態になっている。
このように、第２相中に針状フェライトを析出させたことが、この発明の特徴の一つであり、この針状フェライト相がTS×Elを増加させると共に、動的ｎ値を向上させるものと考えられる。
なお、発明者らの知見によれば、針状フェライトとマルテンサイトの界面面積率が大きくなるほど、動的ｎ値は大きくなる傾向にあることが確認されている。
【００２１】
この発明において、上記した第２相の鋼組織中に占める比率は３〜40％とすることが好ましい。
というのは、相比率が３％に満たないと十分な耐衝撃特性が得られず、一方40％を超えると伸びひいては強度−伸びバランスがが低下するからである。より好ましい比率は10〜30％である。
なお、この発明において、相比率は、鋼試料を研磨後、２％硝酸＋エチルアルコール溶液でエッチングし、顕微鏡写真を画像解析することにより算出した。
【００２２】
また、第２相における各相の比率については、マルテンサイト：10〜80％（好ましくは30〜60％）、残留オーステナイト：８〜30％（好ましくは10〜20％）、針状フェライト：５〜60％（好ましくは20〜50％）とすることが望ましい。
というのは、マルテンサイトの比率が10％に満たないと十分な耐衝撃特性が得られず、一方80％を超えると伸びひいては強度−伸びバランスが低下するからである。
また、残留オーステナイトの比率が８％に満たないと十分な伸びが得られず、一方30％を超えると耐衝撃特性が低下するからである。
さらに、針状フェライトの比率が５％に満たないとやはり良好な耐衝撃特性が得られず、一方60％を超えると伸びが低下するからである。
【００２３】
なお、鋼組織全体に占める各相の比率としては、マルテンサイトおよび針状フェライトはそれぞれ５〜15％、残留オーステナイトは２〜10％程度とするのが好適である。
また、この発明において、鋼組織は全て、主相である初析フェライトと、第２相であるマルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトの混合相からなっているとは限らず、ベイナイト相などが若干析出する場合もあるが、かような第３相が混入しても、その比率が第２相全体の10％以下であれば特性上何ら問題はない。
【００２４】
次に、この発明において、鋼板の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.05〜0.40mass％
Ｃは、鋼の強化に有効に寄与するだけでなく、残留オーステナイトを得る上でも有用な元素である。しかしながら、含有量が0.05mass％未満では、その効果に乏しく、一方0.40mass％を超えると延性を低下させるので、Ｃ量は0.05〜0.40mass％の範囲に限定した。
【００２５】
Si：1.0 〜3.0 mass％
Siは、残留オーステナイトの生成に不可欠な元素であり、そのためには少なくとも 1.0mass％の添加を必要とするが、 3.0mass％を超える添加は、延性の低下を招くだけでなく、スケール性状を低下させ表面品質上も問題となるので、Si含有量は 1.0〜3.0 mass％の範囲に限定した。
【００２６】
Mn：0.6 〜3.0 mass％
Mnは、鋼の強化元素として有用なだけでなく、残留オーステナイトを得る上でも有用な元素である。しかしながら、含有量が 0.6mass％未満ではその効果に乏しく、一方 3.0mass％を超えると延性の低下を招くので、Mn量は 0.6〜3.0 mass％の範囲に限定した。
【００２７】
以上、基本成分について説明したが、この発明では、オーステナイト生成元素としてＰやAl、また強度改善成分としてTiやNbを、以下の範囲で適宜含有させることができる。
Ｐ：0.01〜0.2 mass％
Ｐは、残留オーステナイト生成元素として有用であるが、含有量が0.01mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.2mass％を超えると耐二次加工性が劣化するので、添加する場合には0.01〜0.2 mass％の範囲とすることが望ましい。
【００２８】
Al：0.01〜0.3 mass％
Alも、Ｐと同様、残留オーステナイト生成元素として有用なものであるが、含有量が0.01mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.3mass％を超えると延性の低下を招くので、添加する場合には0.01〜0.3 mass％の範囲とすることが望ましい。
【００２９】
Ti：0.005 〜0.25mass％、Nb：0.003 〜0.1 mass％
TiおよびNbはいずれも、主相であるフェライトを細粒化させることによって、強度の向上に有効に寄与するので、必要に応じて添加することができる。特にTiを含有させると、針状フェライトのノーズが短時間側に移行し、コイルミドル部と比較して冷却速度が速くなるコイル端部においても十分針状フェライトが析出するので、歩留りが向上する効果もある。
しかしながら、含有量があまりに少ないとその添加効果に乏しく、一方過度の添加は延性の低下を招くので、それぞれ上記の範囲で含有させることが好ましい。
なお、その他の元素については、成形性を維持するために、Ｓは0.01mass％以下、Ｎは0.01mass％以下とすることが好ましい。
【００３０】
次に、この発明鋼の製造方法について説明すると、この発明鋼は、要するに、第２相としてマルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトからなる混合組織を形成させれば良いのであるから、前掲図２に示した冷却曲線に沿って、冷却させれば良い。
そして、特に熱間圧延終了後の冷却処理として直近冷却処理を採用すれば良いのである。
【００３１】
まず、熱間圧延に先立って、スラブ加熱を行うが、この加熱温度は1000〜1300℃とする必要がある。
というのは、スラブ加熱温度が1000℃に満たないと鋼板の表面品質の劣化が著しく、一方1300℃を超えると鋼の結晶粒が粗大化して、材質の均質性および延性の劣化を招くからである。
なお、加熱時間については、特に限定されることはないが、あまりに長いと結晶粒が粗大化するので、60分以下程度とするのが好ましい。
【００３２】
ついで、粗圧延後、熱間仕上げ圧延を施して所望の板厚とする。
この時、仕上げ圧延における圧延終了温度は 780〜980 ℃とする必要がある。
というのは、仕上げ圧延終了温度が 780℃に満たないと鋼中に加工組織が残存して延性の劣化を招き、一方 980℃を超えると組織が粗大化し、フェライト変態の遅延に起因して成形性の低下を招くからである。
【００３３】
ついで、上記の熱間圧延終了後、冷却処理を施すわけであるが、この発明ではこの冷却処理が特に重要である。
すなわち、熱間仕上げ圧延終了後、１秒以内に 100℃/s以上の速度で強制的に冷却するいわゆる直近急冷処理を施すのである。
ここに、急冷開始時間が１秒を超えると、組織が粗大化するだけでなく、板幅方向の組織が不均一となってフェライト変態が遅延かつ不均一となり、材質の均一性および延性が劣化するので、熱間圧延終了後の冷却開始時間は１秒以内に限定した。
【００３４】
また、その時の冷却速度が 100℃/sに満たないと、やはり板幅方向にわたる組織の不均一に起因してフェライト変態が遅延かつ不均一となり、材質均一性および延性の点で問題が生じるので、冷却速度は 100℃/s以上に限定した。
とはいえ、冷却速度が 300℃/sを超えると鋼板形状の悪化が懸念されるので、冷却速度の上限は 300℃/s程度とするのが好適である。
【００３５】
上記の強制冷却により、 620〜780 ℃の初析フェライト域のノーズ近傍まで冷却したのち、この温度に１〜10秒間保持するかまたは20℃/s以下の速度で徐冷することによって、主相である初析フェライトを析出させる。
上記した 620〜780 ℃という温度範囲は、フェライト変態が最もスムーズに進行する温度範囲なので、１〜10秒間程度の短時間の保持処理または徐冷処理によって、所望量の初析フェライトを得ることができる。
なお、徐冷処理の場合、冷却停止温度が 600℃を下回るとパーライト変態が生じるおそれがあるので、冷却停止温度は 600℃以上とすることが好ましい。
【００３６】
ついで、 350〜500 ℃の針状フェライト域まで冷却するが、この際の冷却速度も 100℃/s以上とする必要がある。
というのは、この時の冷却速度が 100℃/hに満たないと、板幅方向の組織が不均一になるだけでなく、パーライト変態が生じて材質の均一性と延性が劣化するからである。
なお、この場合も冷却速度の上限については、鋼板形状の面から 300℃/s程度とするのが好ましい。
【００３７】
ついで、この針状フェライト域を10〜100 ℃/hの冷却速度で徐冷することにより、所望量の針状フェライトを析出させる。
上記の徐冷処理において、冷却速度が10℃/hに満たないとベイナイト変態が生じるおそれが大きく、一方 100℃/hを超えると所望量の針状フェライトが得難くなるので、冷却速度は10〜100 ℃/hの範囲に限定した。
【００３８】
そして、上記の徐冷処理によって、300 ℃以下まで冷却する間に、未変態のオーステナイトが、一部マルテンサイトに変態し、一部はそのままオーステナイトとして残留するわけである。
なお、かような徐冷処理における冷却停止温度を 300℃以下としたのは、やはりベイナイト変態が生じるおそれを回避するためである。
【００３９】
上記した一連の処理によって、初析フェライト主相中に、針状フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトからなる第２相が存在する、所望の鋼組織とすることができるのである。
また、かような直近急冷により得られた材料はすべて、結晶粒径が10μm 以下の微細粒となっており、また材質均一性にも優れていた。
【００４０】
また、この発明では、上記した、コイルに巻き取り後、10〜100 ℃/hの冷却速度で 300℃以下まで冷却する徐冷処理（図２中イ）に代えて、コイルに巻き取り後、２〜60分間の等温保持または冷却速度：50℃/h未満の緩冷却を施したのち、強制冷却により50℃/h以上の冷却速度で 300℃以下まで冷却する処理（図２中ロ）を行うこともできる。
【００４１】
この等温保持（緩冷却）−強制冷却処理において、保持または緩冷時間を２〜60分に限定したのは、保持または緩冷時間が２分に満たないと十分な量の針状フェライトが得られず、一方60分を超えるとベイナイト変態の惹起が懸念されるからである。
また、緩冷却における冷却速度を50℃/h未満とした理由は、この速度があまりに大きいとやはり十分な量の針状フェライトが得られないからであり、さらに等温保持または緩冷却後の冷却速度を50℃/h以上とした理由は、この速度が小さいとベイナイト変態が生じるおそれが避けられないからである。
【００４２】
【実施例】
実施例１
Ｃ：0.15mass％、Si：1.51mass％およびMn：1.0 mass％を含有し、残部は実質的にFeの組成になる鋼スラブを、熱間圧延後、図４に示すパターンに従い、表１に示す種々の条件で室温まで冷却した。
得られた熱延板から、引張試験片を切り出し、それらの試験片について、ひずみ速度：２×10-2/sの条件で引張試験を実施し、降伏強さ(YS)、引張強さ(TS)および伸び(El)を求めた。
また、ホプキンソンプレッシャーバー試験材（材料とプロセス vol.9 (1996) P.1108〜1111）を用いて、ひずみ速度：２×103/s の条件で引張試験を実施し、伸びが10％の時の瞬間ｎ値（動的ｎ値）を求めた。
さらに、プレス成形時における加工硬化量（ＷＨ）およびその後の塗装焼付時（170 ℃）における焼付硬化量（ＢＨ）についても測定した。なお、ＷＨ、ＢＨは、ひずみ速度：２×10-2／ｓの引張試験機を用い、図５により求めた。
得られた熱延板の板幅方向にわたる強度−伸びバランスについて調査した結果を図６に示す。
また、動的ｎ値および加工・焼付硬化量（ＷＨ＋ＢＨ）についての測定結果を表１に併記する。
【００４３】
【表１】
【００４４】
図６より明らかなように、この発明に従い、熱間圧延後、直近急冷処理を施した場合には、板幅全体にわたって（TS×El）≧24000MPa・％という優れた強度−伸びバランスを得ることができた。
これに対し、冷却速度は適正範囲を満足していても、急冷開始時間が 1.2秒とこの発明の要件（ 1.0秒以内）を満たさなかった場合（No.2）には、板幅中央部は（TS×El）≧24000MPa・％であったものの、その値は端部にいくほど低下し、両端部では 20000〜21000MPa・％程度にまで劣化していた。
【００４５】
実施例２
表２に示す種々の成分組成になる鋼スラブを、1200℃に加熱後、粗圧延し、ついで仕上げ温度：850 ℃で熱間仕上げ圧延を終了したのち、0.8 秒以内に 160℃/sの速度で 720℃まで冷却し、この温度に５秒保持してから、110 ℃/sの速度で450 ℃まで冷却したのち、コイルに巻取り、一部は引き続き50℃/hの速度で室温まで冷却した（製造パターン▲１▼）。また、残りについては、巻取り後、15分間保持してから、120 ℃/hの速度で室温まで冷却した（製造パターン▲２▼）。ここで、各鋼ともＳは10〜20 ppm、Ｎは20〜30 ppmの範囲であった。
各熱延板の鋼組織、TS×Elバランス、（ＷＨ＋ＢＨ）および動的ｎ値について調べた結果を、表３に示す。
【００４６】
【表２】
【００４７】
【表３】
【００４８】
表３に示したとおり、この発明に従い、熱間圧延後に直近急冷処理を施して、第２相として、マルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトの混合組織を形成させたものはいずれも、板幅全体にわたりTS×El≧ 24000 MPa・％という優れた強度−伸びバランスが得られただけでなく、ＷＨ＋ＢＨ≧100 MPa という良好な加工・焼付硬化性および動的ｎ値≧0.35という優れた耐衝撃特性が併せて得られている。
【００４９】
【発明の効果】
かくして、この発明に従い、熱間圧延後、直近処理を施して、主相が初析フェライト、第２相がマルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトからなる混合組織とすることにより、優れた成形性と耐衝撃特性とを兼ね備え、しかも材質均一性にも優れた熱延鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】従来のＴＲＩＰ鋼の代表的な連続冷却変態曲線図（ＣＣＴ図）である。
【図２】この発明の成分系における代表的連続冷却変態曲線図（ＣＣＴ図）である。
【図３】 (a) この発明に従い得られる第２相の特徴的な相構成および(b) 従来のＴＲＩＰ鋼の第２相の相構成を示す模式図である。
【図４】熱間圧延後の冷却パターンを示す模式図である。
【図５】加工硬化量（ＷＨ）および焼付硬化量（ＢＨ）の説明図である。
【図６】板幅方向にわたるTS×Elバランスを示した図である。
【発明の属する技術分野】
この発明は、自動車用鋼板としての用途に用いて好適な耐衝撃特性および材質均一性に優れた高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の軽量化が指向される中、成形性に優れる高強度薄鋼板に対する要求が殊の外強くなっている。
また、最近では、自動車の安全性も重視され、そのためには衝突時における安全性の目安となる耐衝撃特性の向上も要求されている。
さらに、経済性に対する配慮も必要とされ、かかる経済性を考慮した場合には、冷延鋼板に比べると熱延鋼板の方が有利である。
【０００３】
上記の現状を背景として、これまでにも種々の高強度熱延鋼板が開発されている。
例えば、特公平６-41617号、特公平５-65566号および特公平５-67682号各公報には、高加工性高強度熱延鋼板として、フェライト、ベイナイトおよび５％以上の残留オーステナイトを含むいわゆる Transformation Induced Plasticity鋼（以下、ＴＲＩＰ鋼という）の製造方法が開示されている。
【０００４】
しかしながら、このＴＲＩＰ鋼は、伸びが高く、成形性は良好ではある（TS×El≧ 24000 MPa・％）ものの、現在の厳しい耐衝撃特性を満足するまでにはいかず、また均質性の点にも問題を残していた。
さらに、プレス成形時における加工硬化量（ＷＨ）およびその後の塗装焼付時における焼付硬化量（ＢＨ）が、70 MPa程度と低いという問題もあった。
この加工・焼付硬化量（ＷＨ＋ＢＨ）が低いと、加工−塗装焼付後における強度保証の面での不利が大きい。
【０００５】
一方、耐衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板としては、特開平９−111396号公報に開示されているように、フェライトとマルテンサイトの２相組織になるいわゆるDual Phase鋼（以下ＤＰ鋼という）が開発されている。
しかしながら、このＤＰ鋼は、耐衝撃特性には優れるものの、伸びが十分とはいえず、成形性の点に問題を残していた。
さらに、これらの複合組織鋼とくにＴＲＩＰ鋼は、製造条件に敏感であり、例えば板幅方向の端部などでは熱履歴が中央部と異なるために、中央部と同等の特性を得ることが難しいというところにも問題を残していた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
上述したとおり、現在までのところ、十分な成形性と厳しい安全性の両者を満足する熱延鋼板および端部付近まで材質が良好な熱延鋼板は見当たらず、その開発が望まれていた。
この発明は、上記の要望に有利に応えるもので、優れた成形性と耐衝撃特性、さらには材質均一性を兼ね備えた（具体的には、板幅全体にわたる強度−伸びバランス（TS×El）が 24000 MPa・％以上、（ＷＨ＋ＢＨ）が 100 MPa以上、動的ｎ値が0.35以上）、高強度高加工性熱延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【０００７】
ここに、動的ｎ値とは、発明者らが耐衝撃特性の指標として新たに見出したもので、この動的ｎ値を用いることによって、耐衝撃特性を従来よりも一層的確に評価することができる。
すなわち、従来、耐衝突安全性については、強度との関連で考察され、単に強度が大きければ耐衝突安全性も高いとされてきたが、強度と耐衝突安全性とは必ずしも一義的な関係にあるわけではないことが判明した。
そこで、この点につき、鋭意研究を重ねた結果、耐衝突安全性を向上させる、つまり高速での変形時（自動車の衝突時にはひずみ速度
【外１】
【外２】
ここでは、伸び10％における瞬間ｎ値を動的ｎ値とする。
なお、この動的ｎ値を高くすることは、高速変形時における強度向上にも有効であることが併せて見出されている。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
以下、この発明の解明経緯について説明する。
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、まず従来鋼であるＴＲＩＰ鋼について、その組織と特性との関係について調査した。
その結果、ＴＲＩＰ鋼においては、従来、成形性の向上に有利な残留オーステナイトを十分な量得るためには、ベイナイト相を生成させることが不可欠とされてきたが、このベイナイト相が耐衝撃特性を劣化させる原因になっていることが判明した。
【０００９】
そこで、発明者らは、かようなベイナイト相とくに炭化物の生成を抑制したところ、すなわち、主相である初析フェライト以外の第２相を、従来のベイナイト＋残留オーステナイトから、針状フェライト＋マルテンサイト＋残留オーステナイトの混合組織に変更したところ、所期した目的の達成に関し、望外の成果が得られたのである。
【００１０】
上記の混合組織を得る手段として、発明者らは先に、特願平９−139794号公報において、適量のCrを含有させることの有用性について開示した。
しかしながら、かようなコスト高となる元素の添加によらずに所望の混合組織を得ることができれば、経済的に極めて有利である。
そこで、発明者らは、Crの添加によらずに所望の混合組織を得べく鋭意研究を重ねた結果、製造条件を的確に制御することによって、上記の目的が有利に達成されることの知見を得た。
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１１】
すなわち、この発明の要旨構成は次のとおりである。
１． Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、
Mn：0.6 〜3.0 mass％
を含有し、残部は実質的にFeの組成になり、初析フェライトを主相として、マルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトからなる第２相を有することを特徴とする耐衝撃特性および材質均一性に優れた高強度高加工性熱延鋼板。
【００１２】
２．上記１において、鋼組成が、さらに
Ｐ：0.01〜0.2 mass％、 Al：0.01〜0.3 mass％
のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になることを特徴とする耐衝撃特性および材質均一性に優れた高強度高加工性熱延鋼板。
【００１３】
３．上記１または２において、鋼組成が、さらに
Ti：0.005 〜0.25mass％、 Nb：0.003 〜0.1 mass％
のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になることを特徴とする耐衝撃特性および材質均一性に優れた高強度高加工性熱延鋼板。
【００１４】
４． Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、
Mn：0.6 〜3.0 mass％
を含有する組成になる鋼スラブを、1000〜1300℃に加熱し、粗圧延後、仕上げ圧延を 780〜980 ℃の温度で終了し、この仕上げ圧延終了直後１秒以内に 100℃/s以上の冷却速度で 620〜780 ℃まで冷却したのち、１〜10秒間の等温保持処理または冷却速度：20℃/s以下の徐冷処理を施し、ついで同じく 100℃/s以上の冷却速度で 350〜500 ℃まで冷却してから、コイルに巻き取り、しかるのち10〜100 ℃/hの冷却速度で 300℃以下まで冷却することを特徴とする耐衝撃特性および材質均一性に優れた高強度高加工性熱延鋼板の製造方法（製造法▲１▼）。
【００１５】
５． Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、
Mn：0.6 〜3.0 mass％
を含有する組成になる鋼スラブを、1000〜1300℃に加熱し、粗圧延後、仕上げ圧延を 780〜980 ℃の温度で終了し、この仕上げ圧延終了直後１秒以内に 100℃/s以上の冷却速度で 620〜780 ℃まで冷却したのち、１〜10秒間の等温保持処理または冷却速度：20℃/s以下の徐冷処理を施し、ついで同じく 100℃/s以上の冷却速度で 350〜500 ℃まで冷却してから、コイルに巻き取り、しかるのち２〜60分間の等温保持処理または冷却速度：50℃/h未満の緩冷処理後、50℃ /h以上の冷却速度で 300℃以下まで冷却することを特徴とする耐衝撃特性および材質均一性に優れた高強度高加工性熱延鋼板の製造方法（製造法▲２▼）。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、この発明を具体的に説明する。
図１に、従来のＴＲＩＰ鋼の代表的な連続冷却変態曲線図（ＣＣＴ図）を示す。
同図に示したとおり、従来のＴＲＩＰ鋼は、熱間圧延後、初析フェライト域に若干保持して初析フェライト（ポリゴナルフェライトともいう）を析出させ、同時に未変態オーステナイト相への固溶炭素の濃縮を促進して、オーステナイトの安定度を増したのち、ベイナイト域に導き、この領域を徐冷することによって、ベイナイト変態を生じさせつつ、所定量のオーステナイトを残留させていた。
しかしながら、このようにして製造されたＴＲＩＰ鋼は、強度および加工性の面では優れるものの、十分な耐衝撃特性が得られないことは前述したとおりである。
【００１７】
そこで、発明者らは、ベイナイト変態を回避すべく数多くの実験と検討を重ねた結果、
(1) 熱間圧延後、できる限り短時間の内に急冷を開始するいわゆる直近急冷処理を施すと、上記ＣＣＴ図におけるベイナイト変態域のノーズが後退して、ベイナイトの析出（特に炭化物の析出）が抑制され、代わりに針状フェライト（アシキュラーフェライトともいう）が析出する、
(2) かようにして形成された、針状フェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトからなる第２相は、成形性を阻害することなしに、耐衝撃特性を格段に向上させる、
(3) また、かような直近急冷処理を採用した場合には、フェライト変態が均一に進行して、鋼板全体にわたる材質が均一になる
ことを究明したのである。
【００１８】
図２に、この発明における代表的ＣＣＴ図を示す。
同図に示したとおり、直近急冷処理によってベイナイト変態域のノーズが後退し、代わりに針状フェライト域が顕著に出現するので、この針状フェライト域に短時間保持し、その後に急冷することによって、第２相を針状フェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトからなる混合組織とすることができ、かくして優れた成形性と耐衝撃特性とを兼ね備えた熱延鋼板を得ることができたのである。
また、かようにして得られた熱延鋼板は、均質性にも優れ、板全体にわたって均一な材質のものを得ることができた。
【００１９】
ここに、針状フェライトとは、結晶粒の長径が概ね５μm 以下、アスペクト比が１：1.5 以上、そしてセメンタイト析出量が５％以下のものをいう。
なお、従来のＴＲＩＰ鋼のベイナイト中には、セメンタイトの析出が多く認められる（10％以上）ので、この発明の針状フェライトとＴＲＩＰ鋼のベイナイトとは明確に区別されるものである。
【００２０】
図３(a) に、この発明に従い得られる第２相の特徴的な相構成を、また図３(b) には、従来のＴＲＩＰ鋼の第２相の相構成を、それぞれ模式で示す。
従来のＴＲＩＰ鋼の第２相は、ベイナイト中に残留オーステナイトが点在する相構成になっているのに対し、この発明の第２相は、針状フェライトとマルテンサイトが層状にならび、その界面（マルテンサイト側）に残留オーステナイトが点在する形態になっている。
このように、第２相中に針状フェライトを析出させたことが、この発明の特徴の一つであり、この針状フェライト相がTS×Elを増加させると共に、動的ｎ値を向上させるものと考えられる。
なお、発明者らの知見によれば、針状フェライトとマルテンサイトの界面面積率が大きくなるほど、動的ｎ値は大きくなる傾向にあることが確認されている。
【００２１】
この発明において、上記した第２相の鋼組織中に占める比率は３〜40％とすることが好ましい。
というのは、相比率が３％に満たないと十分な耐衝撃特性が得られず、一方40％を超えると伸びひいては強度−伸びバランスがが低下するからである。より好ましい比率は10〜30％である。
なお、この発明において、相比率は、鋼試料を研磨後、２％硝酸＋エチルアルコール溶液でエッチングし、顕微鏡写真を画像解析することにより算出した。
【００２２】
また、第２相における各相の比率については、マルテンサイト：10〜80％（好ましくは30〜60％）、残留オーステナイト：８〜30％（好ましくは10〜20％）、針状フェライト：５〜60％（好ましくは20〜50％）とすることが望ましい。
というのは、マルテンサイトの比率が10％に満たないと十分な耐衝撃特性が得られず、一方80％を超えると伸びひいては強度−伸びバランスが低下するからである。
また、残留オーステナイトの比率が８％に満たないと十分な伸びが得られず、一方30％を超えると耐衝撃特性が低下するからである。
さらに、針状フェライトの比率が５％に満たないとやはり良好な耐衝撃特性が得られず、一方60％を超えると伸びが低下するからである。
【００２３】
なお、鋼組織全体に占める各相の比率としては、マルテンサイトおよび針状フェライトはそれぞれ５〜15％、残留オーステナイトは２〜10％程度とするのが好適である。
また、この発明において、鋼組織は全て、主相である初析フェライトと、第２相であるマルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトの混合相からなっているとは限らず、ベイナイト相などが若干析出する場合もあるが、かような第３相が混入しても、その比率が第２相全体の10％以下であれば特性上何ら問題はない。
【００２４】
次に、この発明において、鋼板の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.05〜0.40mass％
Ｃは、鋼の強化に有効に寄与するだけでなく、残留オーステナイトを得る上でも有用な元素である。しかしながら、含有量が0.05mass％未満では、その効果に乏しく、一方0.40mass％を超えると延性を低下させるので、Ｃ量は0.05〜0.40mass％の範囲に限定した。
【００２５】
Si：1.0 〜3.0 mass％
Siは、残留オーステナイトの生成に不可欠な元素であり、そのためには少なくとも 1.0mass％の添加を必要とするが、 3.0mass％を超える添加は、延性の低下を招くだけでなく、スケール性状を低下させ表面品質上も問題となるので、Si含有量は 1.0〜3.0 mass％の範囲に限定した。
【００２６】
Mn：0.6 〜3.0 mass％
Mnは、鋼の強化元素として有用なだけでなく、残留オーステナイトを得る上でも有用な元素である。しかしながら、含有量が 0.6mass％未満ではその効果に乏しく、一方 3.0mass％を超えると延性の低下を招くので、Mn量は 0.6〜3.0 mass％の範囲に限定した。
【００２７】
以上、基本成分について説明したが、この発明では、オーステナイト生成元素としてＰやAl、また強度改善成分としてTiやNbを、以下の範囲で適宜含有させることができる。
Ｐ：0.01〜0.2 mass％
Ｐは、残留オーステナイト生成元素として有用であるが、含有量が0.01mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.2mass％を超えると耐二次加工性が劣化するので、添加する場合には0.01〜0.2 mass％の範囲とすることが望ましい。
【００２８】
Al：0.01〜0.3 mass％
Alも、Ｐと同様、残留オーステナイト生成元素として有用なものであるが、含有量が0.01mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.3mass％を超えると延性の低下を招くので、添加する場合には0.01〜0.3 mass％の範囲とすることが望ましい。
【００２９】
Ti：0.005 〜0.25mass％、Nb：0.003 〜0.1 mass％
TiおよびNbはいずれも、主相であるフェライトを細粒化させることによって、強度の向上に有効に寄与するので、必要に応じて添加することができる。特にTiを含有させると、針状フェライトのノーズが短時間側に移行し、コイルミドル部と比較して冷却速度が速くなるコイル端部においても十分針状フェライトが析出するので、歩留りが向上する効果もある。
しかしながら、含有量があまりに少ないとその添加効果に乏しく、一方過度の添加は延性の低下を招くので、それぞれ上記の範囲で含有させることが好ましい。
なお、その他の元素については、成形性を維持するために、Ｓは0.01mass％以下、Ｎは0.01mass％以下とすることが好ましい。
【００３０】
次に、この発明鋼の製造方法について説明すると、この発明鋼は、要するに、第２相としてマルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトからなる混合組織を形成させれば良いのであるから、前掲図２に示した冷却曲線に沿って、冷却させれば良い。
そして、特に熱間圧延終了後の冷却処理として直近冷却処理を採用すれば良いのである。
【００３１】
まず、熱間圧延に先立って、スラブ加熱を行うが、この加熱温度は1000〜1300℃とする必要がある。
というのは、スラブ加熱温度が1000℃に満たないと鋼板の表面品質の劣化が著しく、一方1300℃を超えると鋼の結晶粒が粗大化して、材質の均質性および延性の劣化を招くからである。
なお、加熱時間については、特に限定されることはないが、あまりに長いと結晶粒が粗大化するので、60分以下程度とするのが好ましい。
【００３２】
ついで、粗圧延後、熱間仕上げ圧延を施して所望の板厚とする。
この時、仕上げ圧延における圧延終了温度は 780〜980 ℃とする必要がある。
というのは、仕上げ圧延終了温度が 780℃に満たないと鋼中に加工組織が残存して延性の劣化を招き、一方 980℃を超えると組織が粗大化し、フェライト変態の遅延に起因して成形性の低下を招くからである。
【００３３】
ついで、上記の熱間圧延終了後、冷却処理を施すわけであるが、この発明ではこの冷却処理が特に重要である。
すなわち、熱間仕上げ圧延終了後、１秒以内に 100℃/s以上の速度で強制的に冷却するいわゆる直近急冷処理を施すのである。
ここに、急冷開始時間が１秒を超えると、組織が粗大化するだけでなく、板幅方向の組織が不均一となってフェライト変態が遅延かつ不均一となり、材質の均一性および延性が劣化するので、熱間圧延終了後の冷却開始時間は１秒以内に限定した。
【００３４】
また、その時の冷却速度が 100℃/sに満たないと、やはり板幅方向にわたる組織の不均一に起因してフェライト変態が遅延かつ不均一となり、材質均一性および延性の点で問題が生じるので、冷却速度は 100℃/s以上に限定した。
とはいえ、冷却速度が 300℃/sを超えると鋼板形状の悪化が懸念されるので、冷却速度の上限は 300℃/s程度とするのが好適である。
【００３５】
上記の強制冷却により、 620〜780 ℃の初析フェライト域のノーズ近傍まで冷却したのち、この温度に１〜10秒間保持するかまたは20℃/s以下の速度で徐冷することによって、主相である初析フェライトを析出させる。
上記した 620〜780 ℃という温度範囲は、フェライト変態が最もスムーズに進行する温度範囲なので、１〜10秒間程度の短時間の保持処理または徐冷処理によって、所望量の初析フェライトを得ることができる。
なお、徐冷処理の場合、冷却停止温度が 600℃を下回るとパーライト変態が生じるおそれがあるので、冷却停止温度は 600℃以上とすることが好ましい。
【００３６】
ついで、 350〜500 ℃の針状フェライト域まで冷却するが、この際の冷却速度も 100℃/s以上とする必要がある。
というのは、この時の冷却速度が 100℃/hに満たないと、板幅方向の組織が不均一になるだけでなく、パーライト変態が生じて材質の均一性と延性が劣化するからである。
なお、この場合も冷却速度の上限については、鋼板形状の面から 300℃/s程度とするのが好ましい。
【００３７】
ついで、この針状フェライト域を10〜100 ℃/hの冷却速度で徐冷することにより、所望量の針状フェライトを析出させる。
上記の徐冷処理において、冷却速度が10℃/hに満たないとベイナイト変態が生じるおそれが大きく、一方 100℃/hを超えると所望量の針状フェライトが得難くなるので、冷却速度は10〜100 ℃/hの範囲に限定した。
【００３８】
そして、上記の徐冷処理によって、300 ℃以下まで冷却する間に、未変態のオーステナイトが、一部マルテンサイトに変態し、一部はそのままオーステナイトとして残留するわけである。
なお、かような徐冷処理における冷却停止温度を 300℃以下としたのは、やはりベイナイト変態が生じるおそれを回避するためである。
【００３９】
上記した一連の処理によって、初析フェライト主相中に、針状フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトからなる第２相が存在する、所望の鋼組織とすることができるのである。
また、かような直近急冷により得られた材料はすべて、結晶粒径が10μm 以下の微細粒となっており、また材質均一性にも優れていた。
【００４０】
また、この発明では、上記した、コイルに巻き取り後、10〜100 ℃/hの冷却速度で 300℃以下まで冷却する徐冷処理（図２中イ）に代えて、コイルに巻き取り後、２〜60分間の等温保持または冷却速度：50℃/h未満の緩冷却を施したのち、強制冷却により50℃/h以上の冷却速度で 300℃以下まで冷却する処理（図２中ロ）を行うこともできる。
【００４１】
この等温保持（緩冷却）−強制冷却処理において、保持または緩冷時間を２〜60分に限定したのは、保持または緩冷時間が２分に満たないと十分な量の針状フェライトが得られず、一方60分を超えるとベイナイト変態の惹起が懸念されるからである。
また、緩冷却における冷却速度を50℃/h未満とした理由は、この速度があまりに大きいとやはり十分な量の針状フェライトが得られないからであり、さらに等温保持または緩冷却後の冷却速度を50℃/h以上とした理由は、この速度が小さいとベイナイト変態が生じるおそれが避けられないからである。
【００４２】
【実施例】
実施例１
Ｃ：0.15mass％、Si：1.51mass％およびMn：1.0 mass％を含有し、残部は実質的にFeの組成になる鋼スラブを、熱間圧延後、図４に示すパターンに従い、表１に示す種々の条件で室温まで冷却した。
得られた熱延板から、引張試験片を切り出し、それらの試験片について、ひずみ速度：２×10-2/sの条件で引張試験を実施し、降伏強さ(YS)、引張強さ(TS)および伸び(El)を求めた。
また、ホプキンソンプレッシャーバー試験材（材料とプロセス vol.9 (1996) P.1108〜1111）を用いて、ひずみ速度：２×103/s の条件で引張試験を実施し、伸びが10％の時の瞬間ｎ値（動的ｎ値）を求めた。
さらに、プレス成形時における加工硬化量（ＷＨ）およびその後の塗装焼付時（170 ℃）における焼付硬化量（ＢＨ）についても測定した。なお、ＷＨ、ＢＨは、ひずみ速度：２×10-2／ｓの引張試験機を用い、図５により求めた。
得られた熱延板の板幅方向にわたる強度−伸びバランスについて調査した結果を図６に示す。
また、動的ｎ値および加工・焼付硬化量（ＷＨ＋ＢＨ）についての測定結果を表１に併記する。
【００４３】
【表１】
図６より明らかなように、この発明に従い、熱間圧延後、直近急冷処理を施した場合には、板幅全体にわたって（TS×El）≧24000MPa・％という優れた強度−伸びバランスを得ることができた。
これに対し、冷却速度は適正範囲を満足していても、急冷開始時間が 1.2秒とこの発明の要件（ 1.0秒以内）を満たさなかった場合（No.2）には、板幅中央部は（TS×El）≧24000MPa・％であったものの、その値は端部にいくほど低下し、両端部では 20000〜21000MPa・％程度にまで劣化していた。
【００４５】
実施例２
表２に示す種々の成分組成になる鋼スラブを、1200℃に加熱後、粗圧延し、ついで仕上げ温度：850 ℃で熱間仕上げ圧延を終了したのち、0.8 秒以内に 160℃/sの速度で 720℃まで冷却し、この温度に５秒保持してから、110 ℃/sの速度で450 ℃まで冷却したのち、コイルに巻取り、一部は引き続き50℃/hの速度で室温まで冷却した（製造パターン▲１▼）。また、残りについては、巻取り後、15分間保持してから、120 ℃/hの速度で室温まで冷却した（製造パターン▲２▼）。ここで、各鋼ともＳは10〜20 ppm、Ｎは20〜30 ppmの範囲であった。
各熱延板の鋼組織、TS×Elバランス、（ＷＨ＋ＢＨ）および動的ｎ値について調べた結果を、表３に示す。
【００４６】
【表２】
【表３】
表３に示したとおり、この発明に従い、熱間圧延後に直近急冷処理を施して、第２相として、マルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトの混合組織を形成させたものはいずれも、板幅全体にわたりTS×El≧ 24000 MPa・％という優れた強度−伸びバランスが得られただけでなく、ＷＨ＋ＢＨ≧100 MPa という良好な加工・焼付硬化性および動的ｎ値≧0.35という優れた耐衝撃特性が併せて得られている。
【００４９】
【発明の効果】
かくして、この発明に従い、熱間圧延後、直近処理を施して、主相が初析フェライト、第２相がマルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトからなる混合組織とすることにより、優れた成形性と耐衝撃特性とを兼ね備え、しかも材質均一性にも優れた熱延鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】従来のＴＲＩＰ鋼の代表的な連続冷却変態曲線図（ＣＣＴ図）である。
【図２】この発明の成分系における代表的連続冷却変態曲線図（ＣＣＴ図）である。
【図３】 (a) この発明に従い得られる第２相の特徴的な相構成および(b) 従来のＴＲＩＰ鋼の第２相の相構成を示す模式図である。
【図４】熱間圧延後の冷却パターンを示す模式図である。
【図５】加工硬化量（ＷＨ）および焼付硬化量（ＢＨ）の説明図である。
【図６】板幅方向にわたるTS×Elバランスを示した図である。
Claims (5)
- Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、
Mn：0.6 〜3.0 mass％
を含有し、残部は実質的にFeの組成になり、初析フェライトを主相として、マルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトからなる第２相を有することを特徴とする耐衝撃特性および材質均一性に優れた高強度高加工性熱延鋼板。 - 請求項１において、鋼組成が、さらに
Ｐ：0.01〜0.2 mass％、 Al：0.01〜0.3 mass％
のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になることを特徴とする耐衝撃特性および材質均一性に優れた高強度高加工性熱延鋼板。 - 請求項１または２において、鋼組成が、さらに
Ti：0.005 〜0.25mass％、 Nb：0.003 〜0.1 mass％
のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になることを特徴とする耐衝撃特性および材質均一性に優れた高強度高加工性熱延鋼板。 - Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、
Mn：0.6 〜3.0 mass％
を含有する組成になる鋼スラブを、1000〜1300℃に加熱し、粗圧延後、仕上げ圧延を 780〜980 ℃の温度で終了し、この仕上げ圧延終了直後１秒以内に 100℃/s以上の冷却速度で 620〜780 ℃まで冷却したのち、１〜10秒間の等温保持処理または冷却速度：20℃/s以下の徐冷処理を施し、ついで同じく 100℃/s以上の冷却速度で 350〜500 ℃まで冷却してから、コイルに巻き取り、しかるのち10〜100 ℃/hの冷却速度で 300℃以下まで冷却することを特徴とする耐衝撃特性および材質均一性に優れた高強度高加工性熱延鋼板の製造方法。 - Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、
Mn：0.6 〜3.0 mass％
を含有する組成になる鋼スラブを、1000〜1300℃に加熱し、粗圧延後、仕上げ圧延を 780〜980 ℃の温度で終了し、この仕上げ圧延終了直後１秒以内に 100℃/s以上の冷却速度で 620〜780 ℃まで冷却したのち、１〜10秒間の等温保持処理または冷却速度：20℃/s以下の徐冷処理を施し、ついで同じく 100℃/s以上の冷却速度で 350〜500 ℃まで冷却してから、コイルに巻き取り、しかるのち２〜60分間の等温保持処理または冷却速度：50℃/h未満の緩冷処理後、50℃/h以上の冷却速度で 300℃以下まで冷却することを特徴とする耐衝撃特性および材質均一性に優れた高強度高加工性熱延鋼板の製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP15453398A JP3684850B2 (ja) | 1997-06-23 | 1998-06-03 | 耐衝撃特性および材質均一性に優れた高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法 |
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|---|---|---|---|
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