JP7585370B2 - 成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 - Google Patents

成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、自動車のシャシー（ｃｈａｓｓｉｓ）部品のアーム（Ａｒｍ）類、フレーム
、ビーム（ｂｅａｍ）、ブラケット、補強材などに使用可能な鋼材に関し、より詳細には
、成形性に優れた高強度熱延鋼板及びそれを製造する方法に関する。
近年、内燃機関自動車の燃費低減、及び電気自動車内の電池重量による輸送機関の軽量
化に対する要求が増え続けている。このうち自動車のシャシー部品も、高強度化及び薄物
化が進んでいる。現在まで開発された鋼板は、上記薄物化によって乗員の安定性を確保す
るために引張強度を基準として７５０ＭＰａ、９８０ＭＰａ級の水準を超え、１１８０Ｍ
Ｐａ級の高強度鋼板の開発が求められている。しかし、今まで開発された技術に基づいて
単に強度のみを増加させる場合には、伸び、穴広げ性などの成形性に劣るという問題が発
生する。
高強度鋼板の成形性の確保を目標として、組織中に残留オーステナイトを形成させ、変
態誘起塑性（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ、
ＴＲＩＰ）現象により優れた伸びを確保する技術が開発されている（特許文献１～３）。
これらの技術は、微細組織中の一定分率のポリゴナルフェライトと高傾角粒界に相対的に
粗大でかつ等軸晶状の残留オーステナイトを形成させて伸びを確保することが主な内容で
ある。
しかし、残留オーステナイトは、部品加工時に前述の変態誘起塑性現象によりマルテン
サイトに変態しやすく、ポリゴナルフェライトとの大きい硬度差により、シャシー部品加
工時に、実際の成形性モードに近いバーリング性を表す穴広げ性が著しく低下するという
欠点がある。
これを克服するために、鋼板中の低温フェライト及びベイナイトの分率を増加させ、残
留オーステナイトとの相間硬度差を低減することで、伸びと穴広げ性を同時に確保する技
術が開発されている（特許文献４）。
しかしながら、上記技術は、ポリゴナルフェライト変態を抑えるために、圧延後に急速
冷却する方法を含んでいるが、さらなる冷却設備装置が不可避であるため生産性に制約が
あり、圧延直後の急冷により、コイル内の強度、穴広げ性などの様々な物性を均一に確保
することが容易ではないという問題がある。
特開１９９４－１４５８９４号公報 特開２００８－２８５７４８号公報 韓国公開特許第１０－２０１２－００４９９９３号公報 特開２０１２－２５１２０１号公報
本発明の一側面は、高い強度を有するとともに、伸び及び穴広げ性などの成形性に優れ
た熱延鋼板、及びそれを製造する方法を提供することを目的とする。
本発明の課題は上述の内容に限定されない。本発明の追加的な課題が明細書の全体的な
内容に記述されており、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば
、本発明の明細書に記載された内容から本発明の付加的な課題を理解するのに何ら困難が
ない。
本発明の一態様は、重量%で、Ｃ：０．１～０．１５％、Ｓｉ：２．０～３．０％、Ｍ
ｎ：０．８～１．５％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ａ
ｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．７～１．７％、Ｍｏ：０．０００１～０．２％、Ｔ
ｉ：０．０２～０．１％、Ｎｂ：０．０１～０．０３％、Ｂ：０．００１～０．００５％
、Ｖ：０．１～０．３％、Ｎ：０．００１～０．０１％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含
み、
下記関係式１及び関係式２を満たし、
引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上、引張強度と伸びの積（ＴＳ×Ｅｌ）が２０，
０００ＭＰａ％以上、引張強度と穴広げ性の積（ＴＳ×ＨＥＲ）が３０，０００ＭＰａ％
以上である、成形性に優れた高強度熱延鋼板に関する。
［関係式１］
２０≦Ｈγ≦５０
Ｈγ＝１９４．５－（４２８［Ｃ］＋１１［Ｓｉ］＋４５［Ｍｎ］＋３５［Ｃｒ］－１
０［Ｍｏ］－１０７［Ｔｉ］－５６［Ｎｂ］－７０［Ｖ］）
（但し、［元素記号］は、各元素の含量（重量％）を意味する）
［関係式２］
０．７≦ａｐ≦３．５
ａｐ＝（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）×［Ｃ］－１
（但し、［元素記号］は、各元素の含量（重量％）を意味する）
本発明の他の一態様は、上記合金組成及び関係式１及び２を満たす鋼スラブを１１８０
～１３００℃に加熱する段階と、
上記加熱されたスラブをＡｒ３以上で熱間圧延を始め、下記関係式３を満たす条件で仕
上げ熱間圧延する段階と、
上記熱間圧延後、５００～６００℃の温度範囲まで２０～４００℃／ｓの冷却速度で冷
却（一次冷却）する段階と、
上記一次冷却後、３５０～５００℃の温度範囲まで冷却（二次冷却）する段階と、
上記３５０～５００℃の温度で巻き取る段階と、を含む、成形性に優れた高強度熱延鋼
板の製造方法に関する。
［関係式３］
９００≦Ｔ＊≦９６０
Ｔ＊＝Ｔ＋２２５［Ｃ］０．５＋１７［Ｍｎ］－３４［Ｓｉ］－２０［Ｍｏ］－４１［
Ｖ］
（但し、Ｔは熱間仕上げ圧延温度（ＦＤＴ）であり、［元素記号］は各元素の含量（重
量％）を意味する）
本発明の熱延鋼板は、優れた強度を有するとともに、成形性に優れるという利点がある
。したがって、本発明の熱延鋼板を用いて、自動車のシャシー部品の高強度及び薄物化を
図ることができる。
本発明の実施例において、発明例と比較例の引張強度と伸びの積（ＴＳ×Ｅｌ）及び引張強度と穴広げ性の積（ＴＳ×ＨＥＲ）の分布を示したグラフである。 （ａ）及び（ｂ）はそれぞれ、実施例のうち発明例７と比較例２の微細組織を観察した写真である。 （ａ）、（ｂ）、及び（ｃ）はそれぞれ、実施例のうち比較例１４、発明例７、及び比較例１５の残留オーステナイトと近接組織中の析出物の関係を模式的に示した模式図である。
一般的な変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）鋼は、部品の成形時に高い延性が求められる自動車
の車体部品に適用されており、部品特性上、２．５ｍｍｔレベル以下の薄物が求められる
。そのため、熱間圧延後に冷間圧延を行い、その後、温度及び通板速度が比較的安定して
制御可能な焼鈍工程での熱処理過程を経て組織を実現する。しかし、本発明のようなシャ
シー部品などに用いられる場合には、通常、厚さが１．５～５ｍｍｔの範囲であり、場合
によってはそれより厚いこともあるため、冷間圧延による製造に適さない場合がある。ま
た、シャシー部品などは、鋼板の製造時に単に延性の確保だけでなく、優れた穴広げ性も
確保する必要があるため、冶金学的に残留オーステナイトが適切に形成され、基地組織と
の相間硬度差の低減も必要である。本発明は、上記の技術的困難性を克服し、熱延鋼板に
対してＴＲＩＰ特性を実現し、優れた穴広げ性を確保するために考案されたものである。
以下、本発明について詳細に説明する。
先ず、本発明の熱延鋼板の合金組成について詳細に説明する。本発明の熱延鋼板は、重
量％で、Ｃ：０．１～０．１５％、Ｓｉ：２．０～３．０％、Ｍｎ：０．８～１．５％、
Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ａｌ：０．０１～０．１％
、Ｃｒ：０．７～１．７％、Ｍｏ：０．０００１～０．２％、Ｔｉ：０．０２～０．１％
、Ｎｂ：０．０１～０．０３％、Ｂ：０．００１～０．００５％、Ｖ：０．１～０．３％
、Ｎ：０．００１～０．０１％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む。
炭素（Ｃ）：０．１～０．１５重量％（以下、％という）
上記Ｃは、鋼の強化において、最も経済的かつ効果的な元素である。添加量が増加する
と、ベイナイト分率を増大させて強度を増加させ、残留オーステナイトの形成を容易にす
るため、変態誘起塑性効果に基づく伸びの確保にも有利である。しかし、その含量が０．
１％未満である場合には、熱間圧延後の冷却中にベイナイト及び残留オーステナイトの分
率を十分に確保できず、硬化能の低下によるポリゴナルフェライトの形成が助長される。
その含量が０．１５％を超える場合には、マルテンサイト分率の増大により強度が過度に
上昇し、溶接性、成形性が低下するという問題がある。したがって、上記Ｃの含量は０．
１～０．１５％であることが好ましい。
シリコン（Ｓｉ）：２．０～３．０％
上記Ｓｉは、溶鋼を脱酸させ、固溶強化効果により強度の増加に寄与する元素である。
また、組織中の炭化物の形成を抑え、冷却中に残留オーステナイトが容易に形成されるよ
うにする。しかし、その含量が２．０％未満である場合には、組織中の炭化物の形成抑制
及び残留オーステナイトの安定性確保の効果が微小である。これに対し、その含量が３．
０％を超える場合には、フェライト変態が過度に促進され、組織中のベイナイト及び残留
オーステナイトの分率が却って減少するようになるため、十分な物性を確保することが容
易ではない。また、鋼板の表面にＳｉによる赤色スケールが形成され、鋼板の表面が劣化
するだけでなく、溶接性が低下するという問題がある。したがって、上記Ｓｉの含量は２
．０～３．０％であることが好ましい。
マンガン（Ｍｎ）：０．８～１．５％
上記Ｍｎは、Ｓｉと同様に、鋼の固溶強化に効果的な元素であり、鋼の硬化能を向上さ
せ、熱間圧延後の冷却中にベイナイトまたは残留オーステナイトが容易に形成されるよう
にする。しかし、その含量が０．８％未満である場合には、Ｍｎの添加による上記効果が
得られず、１．５％を超える場合には、マルテンサイト分率を増大させるだけでなく、連
鋳工程でスラブの鋳造時に厚さ中心部で偏析部が大きく発達するため、成形性が低下する
という問題がある。したがって、上記Ｍｎの含量は０．８～１．５％であることが好まし
い。
リン（Ｐ）：０．００１～０．０５％
上記Ｐは、鋼中に存在する不純物であり、その含量が０．０５％を超える場合には、マ
イクロ偏析により延性が低下し、鋼の衝撃特性が低下する。一方、０．００１％未満に製
造するためには、製鋼操業時に多くの時間と労力が必要となり、生産性が著しく低下する
。したがって、上記Ｐの含量は０．００１～０．０５％であることが好ましい。
硫黄（Ｓ）：０．００１～０．０１％
上記Ｓは、鋼中に存在する不純物であり、その含量が０．０１％を超える場合には、マ
ンガンなどと結合して非金属介在物を形成し、これにより、鋼の靭性を著しく低下させる
という問題がある。これに対し、０．００１％未満に管理するためには、製鋼操業時に多
くの時間と労力が必要となり、生産性が著しく低下する。したがって、上記Ｓの含量は０
．００１～０．０１％であることが好ましい。
アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．１％
上記アルミニウム（好ましくは、Ｓｏｌ．Ａｌ）は、主に脱酸のために添加する成分で
あり、十分な脱酸効果を期待するためには０．０１％以上含まれることが好ましい。しか
し、その含量が０．１％を超えて過多である場合には、窒素と結合してＡｌＮが形成され
、連続鋳造時にスラブコーナークラックが発生しやすく、介在物の形成による欠陥が発生
しやすいため、これを防止するためには０．１％以下であることが好ましい。したがって
、上記Ａｌの含量は０．０１～０．１％であることが好ましい。
クロム（Ｃｒ）：０．７～１．７％
上記Ｃｒは、鋼を固溶強化させるものであり、Ｍｎと同様に、冷却時におけるフェライ
ト相変態を遅延させることでベイナイト及び残留オーステナイトの形成を助ける役割を果
たす。このような効果を得るためには、０．７％以上含まれることが好ましい。しかし、
１．７％を超える場合には、ベイナイトとマルテンサイト相の分率が必要以上に増加し、
伸びが急激に減少するという問題が発生する。したがって、上記Ｃｒの含量は０．７～１
．７％であることが好ましい。
モリブデン（Ｍｏ）：０．０００１～０．２％
上記Ｍｏは、鋼の硬化能を増加させ、ベイナイトの形成を容易にする。そのためには、
０．０００１％以上含まれることが好ましい。しかし、その含量が０．２％を超えて過多
である場合には、焼入れ性の増加によりマルテンサイトが形成され、成形性が急激に低下
し、経済的な側面と溶接性の側面からも不利である。したがって、上記Ｍｏの含量は０．
０００１～０．２％であることが好ましい。
チタン（Ｔｉ）：０．０２～０．１％
上記Ｔｉは、Ｎｂ、Ｖとともに代表的な析出強化元素であり、Ｎとの強力な親和力によ
り、鋼中に粗大なＴｉＮを形成する。上記ＴｉＮは、熱間圧延のための加熱過程で結晶粒
が成長することを抑える役割を果たす。一方、Ｎと反応して残ったＴｉは、鋼中に固溶さ
れて炭素と結合することでＴｉＣ析出物を形成し、かかるＴｉＣ析出物は、鋼の強度を向
上させる役割を果たす。本発明では、このような技術的効果を得るために、上記Ｔｉは０
．０２％以上含まれることが好ましい。しかし、その含量が０．１％を超えて過多である
場合には、ＴｉＮもしくはＴｉＣの析出が過多であるため、鋼中にベイナイト及び残留オ
ーステナイトの形成のために必要な固溶Ｃの含量が急激に低下する恐れがあり、析出物の
粗大化により穴広げ性が低下する恐れがある。したがって、上記Ｔｉの含量は０．０２～
０．１％であることが好ましい。
ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．０３％
上記Ｎｂは、Ｔｉ、Ｖとともに代表的な析出強化元素であり、熱間圧延中に析出して再
結晶を遅延させることで、結晶粒を微細化し、鋼の強度及び衝撃靭性を改善する役割を果
たす。このような効果のために、上記Ｎｂは０．０１％以上含まれることが好ましい。し
かし、その含量が０．０３％を超えて過多である場合には、熱間圧延中に鋼中の固溶Ｃ含
量を急激に減少させ、十分なベイナイト及び残留オーステナイトを確保することができず
、過度な再結晶の遅延により、延伸された結晶粒が形成され、成形性が低下する恐れがあ
る。したがって、上記Ｎｂの含量は０．０１～０．０３％であることが好ましい。
ボロン（Ｂ）：０．００１～０．００５％
上記Ｂは、鋼の硬化能の確保に非常に効果的であるだけでなく、固溶状態で存在する場
合、結晶粒界を安定させ、低温域での鋼の脆性を改善する効果がある。また、固溶Ｎとと
もにＢＮを形成し、粗大な窒化物の形成を抑える役割を果たす。このような効果を得るた
めには、０．００１％以上含まれることが好ましい。しかし、０．００５％を超えて過多
である場合には、熱間圧延中に再結晶挙動を遅延させ、析出強化効果が減少する。したが
って、上記Ｂの含量は０．００１～０．００５％であることが好ましい。
バナジウム（Ｖ）：０．１～０．３％
上記Ｖは、Ｔｉ、Ｎｂとともに代表的な析出強化元素であり、巻き取り後に析出物を形
成し、鋼の強度を向上させる役割を果たす。このような効果を得るためには、０．１％以
上含まれることが好ましい。しかし、０．３％を超えて過多である場合には、粗大な複合
析出物が形成されて成形性が低下し、経済的にも不利である。したがって、上記Ｖの含量
は０．１～０．３％であることが好ましい。
窒素（Ｎ）：０．００１～０．０１％
上記Ｎは、炭素とともに代表的な固溶強化元素であり、Ｔｉ、Ａｌなどとともに粗大な
析出物を形成する。一般に、窒素の固溶強化効果は炭素より優れるが、鋼中の窒素量が増
加するほど靭性が著しく低下するという問題があるため、０．０１％以下で含まれること
が好ましい。一方、その含量を０．００１％未満に製造するためには、製鋼操業に多くの
時間が必要となって生産性が低下する恐れがある。したがって、上記Ｎの含量は０．００
１～０．０１％であることが好ましい。
残りは、Ｆｅと不可避に含まれる不純物を含む。本発明の技術的効果を損なわない範囲
で、上述の合金成分の他に追加的に含まれ得る合金成分を排除しない。
本発明の熱延鋼板の上記合金組成は、下記関係式１及び関係式２を満たすことが好まし
い。
［関係式１］
２０≦Ｈγ≦５０
Ｈγ＝１９４．５－（４２８［Ｃ］＋１１［Ｓｉ］＋４５［Ｍｎ］＋３５［Ｃｒ］－１
０［Ｍｏ］－１０７［Ｔｉ］－５６［Ｎｂ］－７０［Ｖ］）
上記関係式１中、［元素記号］は各合金成分の含量（重量％）を意味する。
上記関係式１中、Ｈγは、硬化能強化元素であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、
Ｖの添加による残留オーステナイト安定性の確保効果と、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの添加に
よる残留オーステナイト近接組織粒内における析出物の形成による相間硬度差の低減効果
を、成分に関する関係式で表現したものである。
上記関係式１中、Ｈγが２０未満である場合には、硬化能の効果が高くて残留オーステ
ナイトの安定性が確保されるが、残留オーステナイト粒内に合金成分が過度に濃化される
現象により、残留オーステナイトが急激に硬化する。そのため、フェライトまたはベイナ
イト組織との相間硬度差が増加し、鋼板の穴広げ性が低下する恐れがある。これに対し、
Ｈγが５０を超える場合には、残留オーステナイトの近接組織での過度な析出物の形成に
より、残留オーステナイト中の炭素含量が不足し、残留オーステナイトの安定性が低下し
て伸びが低下するという問題が発生する恐れがある。
一方、上記関係式１の他に、残留オーステナイト近接組織中に適正分率の析出物を形成
するために、上記関係式２を満たすことが好ましい。
［関係式２］
０．７≦ａｐ≦３．５
ａｐ＝（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）×［Ｃ］－１
上記関係式２中、［元素記号］は各合金成分の含量（重量％）を意味する。
上記ａｐの値が０．７未満である場合には、十分な析出物が残留オーステナイト近接組
織に形成されず、３．５を超える場合には、過度な析出により、前述の残留オーステナイ
トの安定性が低下する。
本発明の熱延鋼板の微細組織は、ベイナイトを基地組織とし、面積分率で、フェライト
５～１５％、残留オーステナイト５～２０％を含み、その他の不可避組織を１０％以下含
むことができる。上記不可避組織は、マルテンサイト、島状マルテンサイト（ＭＡ）など
を含むことができ、これらの和が１０％を超えないことが好ましい。１０％を超える場合
には、残留オーステナイトの分率低下により、伸びが低下するだけでなく、フェライト及
びベイナイト組織との相間硬度差によって穴広げ性も低下する恐れがある。
上記フェライト分率が５％未満である場合には、鋼板の伸びの殆どを残留オーステナイ
トに依存するようになるため、本発明が目標とするレベルの伸びを確保しにくく、１５％
を超える場合には、十分な強度を確保しにくい。一方、上記残留オーステナイトが５％未
満である場合には、微細組織中にマルテンサイトのような過度な低温変態相の分率が増加
して強度は確保しやすい反面、伸びが低下する場合がある。これに比べて、残留オーステ
ナイト分率が２０％を超える場合には、それぞれの残留オーステナイト中の炭素含有量の
減少による安定性の低下により、変形初期にほぼ全てがマルテンサイトに加工誘起変態さ
れて延性が低下するという問題がある。
上記フェライトの平均硬度値は２００Ｈｖ以上であることが好ましい。上記硬度値が２
００Ｈｖ未満である場合には、ベイナイト及び残留オーステナイトとの高い相間硬度差に
より穴広げ性が低下する恐れがある。上記フェライトの平均硬度値を確保するためには、
フェライト中の低傾角粒界分率、転位密度、析出物確保が重要であり、そのためには、鋼
板の製造時に、鋼板成分の設計だけでなく最適化された工程が必要である。
本発明の熱延鋼板の微細組織における上記残留オーステナイト粒界において、１００μ
ｍ以内に存在するフェライト中の直径５ｎｍ以上の析出物の数が、５×１０ｎ個／ｍｍ２
（１≦ｎ≦３）であることが好ましい。上記析出物の数が有効範囲未満である場合には、
残留オーステナイトと隣接した組織間の相間硬度差の低減効果が十分ではないため、穴広
げ性を確保しにくく、有効範囲を超える場合には、過度な析出によって残留オーステナイ
ト及びベイナイトの分率が低下するため、強度及び延性が低下するという問題がある。
上記析出物の種類は特に限定されないが、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを含む炭化物、窒化物
などが挙げられる。
本発明の熱延鋼板は、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上、引張強度と伸びの積（
ＴＳ×Ｅｌ）が２０，０００ＭＰａ％以上、引張強度と穴広げ性の積（ＴＳ×ＨＥＲ）が
３０，０００ＭＰａ％以上であることが好ましい。
次に、本発明の熱延鋼板を製造する一例について詳細に説明する。本発明の熱延鋼板は
、上述の合金組成を満たす鋼スラブを加熱－熱間圧延－冷却－巻き取る工程により製造す
ることができる。以下では、上記各工程について詳細に説明する。
前述の合金組成を有する鋼スラブを準備し、これを１１８０～１３００℃の温度に加熱
することが好ましい。上記加熱温度が１１８０℃未満であると、鋼スラブの熟熱が不足し
て熱間圧延時の温度確保が困難となり、連鋳時に発生した偏析を拡散により解消しにくい
一方、連鋳時に析出された析出物が十分に再固溶されないため、熱間圧延後の工程で析出
強化の効果を期待できない。これに対し、１３００℃を超える場合には、オーステナイト
結晶粒の粗大な成長により強度低下及び組織不均一が助長されるため、上記スラブの加熱
温度は１１８０～１３００℃であることが好ましい。
上記加熱された鋼スラブを熱間圧延する。上記加熱された鋼スラブを、フェライト相変
態開始温度（Ａｒ３）以上の温度域で圧延し始め、下記関係式３を満たす温度範囲に熱間
仕上げ圧延温度を管理することが好ましい。
［関係式３］
９００≦Ｔ＊≦９６０
Ｔ＊＝Ｔ＋２２５［Ｃ］０．５＋１７［Ｍｎ］－３４［Ｓｉ］－２０［Ｍｏ］－４１［
Ｖ］
（但し、Ｔは熱間仕上げ圧延温度（ＦＤＴ）であり、［元素記号］は各元素の含量（重
量％）を意味する）
上記圧延後の仕上げ温度が関係式３の範囲未満である場合には、相対的に粗大でかつ延
伸されたフェライトの分率が増加し、目標とする強度及び成形性を確保しにくく、逆に関
係式３の範囲を超える場合には、高い圧延温度により、粗大な組織の形成に起因した強度
低下及びスケール性表面欠陥増加が発生して、さらに他の観点から、成形性が低下すると
いう問題がある。
上記Ｔ＊は、圧延前または圧延中に発生し得る二相域での相変態により粗大に延伸され
たフェライトの形成を抑えるための有効温度範囲である。ＣやＭｎのようなフェライト変
態を遅延させる合金元素の添加時には、その範囲が増加するが、フェライト変態を促進さ
せるＳｉの含量が増加するときには、その範囲を縮小させる。また、Ｍｏ及びＶは、上記
Ｃ及びＭｎと類似して相変態時に硬化能を増加させる結果をもたらすが、Ｃとの結合によ
る炭化物の形成が容易な元素であって、かかる炭化物の形成により、ベイナイト及び残留
オーステナイトを形成するために必要なＣを消尽させることにより、本発明で提示する物
性を確保できないようにする。そのため、上記Ｔ＊が９００未満である場合には、延伸さ
れた粗大なフェライト分率が高くてベイナイト分率及び残留オーステナイトの分布挙動の
均一性を低下させ、強度だけでなく成形性も低下させる。これに対し、９６０を超える場
合には、高い圧延温度を確保するために高温の加熱作業が不可避であって、スケール性欠
陥が多く発生して表面品質が劣化するだけでなく、粗大な組織が形成されることにより強
度及び成形性を確保しにくくなる恐れがある。
上記熱間圧延された鋼板を、５００～６００℃の温度範囲まで２０～４００℃／ｓの冷
却速度で冷却（一次冷却）する。上記一次冷却終了温度が５００℃未満であって急激に冷
却する場合、沸騰遷移温度域に鋼板が急激に冷却し得るため、形状及び材質の均一性が低
下するという問題が発生する恐れがある。これに対し、６００℃を超える場合には、ポリ
ゴナルフェライト分率が過度に増加し、十分な強度及び穴広げ性を確保することが容易で
はない。上記一次冷却速度が４００℃／ｓを超える場合には、設備運用上の制限があり、
過度な冷却速度によるフェライト及びベイナイト変態挙動の不均一性により、形状及び材
質の均一性が低下する恐れがある。これに対し、２０℃／ｓ未満の冷却速度で冷却する場
合には、冷却中にフェライトとパーライト相変態が発生し、所望のレベルの強度及び穴広
げ性を確保することができない。一方、上記一次冷却速度は７０～４００℃／ｓであるこ
とがより好ましい。
一方、上記一次冷却後、必要に応じて、低温フェライトの形成及び析出効果を増大させ
るために、０．０５～４．０℃／ｓの冷却速度で、１２秒以下の時間極徐冷する工程をさ
らに含むことができる。上記極徐冷時間が１２秒を超えると、実際のＲＯＴ（Ｒｕｎ Ｏ
ｕｔ Ｔａｂｌｅ）区間での制御が容易ではなく、組織中にフェライト分率が過度に増加
することで、必要なベイナイト及び残留オーステナイトの分率を確保しにくくなって、所
望の物性を確保しにくい。
上記一次冷却後、３５０～５００℃の温度範囲まで０．５～７０℃／ｓの冷却速度で冷
却（二次冷却）する。場合によっては、上記二次冷却過程に極徐冷工程が含まれてもよい
。上記二次冷却終了温度が３５０℃未満である場合には、マルテンサイト及びＭＡ相の分
率が過度に増加し、５００℃を超える場合には、ベイナイト及び残留オーステナイト相分
率を確保できないため、本発明で提示する１１８０ＭＰａ以上の引張強度で伸びと穴広げ
性を同時に確保することができなくなる。一方、上記二次冷却速度が０．５℃／ｓ未満で
ある場合には、過度なフェライトの形成によってベイナイト及び残留オーステナイトが十
分に確保されず、強度確保が容易ではなく、相間硬度差による穴広げ性が低下する恐れが
ある。これに対し、冷却速度が７０℃／ｓを超える場合には、ベイナイト分率が増加し、
フェライト及び残留オーステナイト分率が減少して伸びを確保しにくくなる。一方、上記
二次冷却速度は０．５～５０℃／ｓで行うことがより好ましい。
上記二次冷却が完了した熱延鋼板を、その温度で巻き取ることが好ましい。上記巻き取
られた熱延鋼板を、常温～２００℃の温度範囲で自然冷却した後、矯正による形状校正及
び酸洗、または酸洗と類似の工程により表層部のスケールを除去することができる。上記
鋼板の温度が２００℃を超える場合には、矯正時の形状校正は容易であるが、酸洗中の過
酸洗によって表層部の粗さが悪くなるという問題がある。
また、必要に応じて、めっき層を形成することができる。上記めっきの種類と方法は特
に限定されない。但し、めっきのための加熱のような鋼板の熱処理時に、ベイナイト、残
留オーステナイトなどの低温変態相の解れ現象を抑えるために、６００℃未満にすること
が好ましい。
以下、本発明の実施例について詳細に説明する。下記実施例は本発明の理解のためのも
のに過ぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではない。本発明の権利範囲は、特
許請求の範囲に記載の事項と、それから合理的に類推される事項によって決まるものであ
る。
（実施例）
下記表１の合金組成（重量％、残りはＦｅ及び不可避不純物である）を有する鋼スラブ
を製造した後、１２５０℃に加熱し、圧延後の仕上げ温度が関係式３を満たす範囲で２．
５～３．５ｍｍｔに熱間圧延した後、表２に開示の冷却条件で冷却して熱延鋼板を製造し
た。この際、二次冷却時の冷却速度は０．５～７０℃／ｓ内で制御され、表２に示された
二次冷却終了温度まで冷却してから巻き取りを行った。その後、常温まで大気中で自然冷
却した後、矯正による形状校正及び酸洗工程を経て表層部のスケールを除去した。
上記により製造された熱延鋼板に対して、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌ
ｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＳＥＭ）を用いて微細組織を観察し、画像分析器
（ｉｍａｇｅ ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて面積分率を算出し、その結果を表３に示した
。特に、ＭＡ相の面積分率は、ＬｅＰｅｒａエッチング法によりエッチングした後、光学
顕微鏡及びＳＥＭを同時に用いて測定した。
特に、残留オーステナイト（ＲＡ）及び残留オーステナイト近接組織の炭素含量及び析
出物の分布は、透過型電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉ
ｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＴＥＭ）を用いて特定し、析出物の個数は、発明例及び比較例の何れ
においても、５００ｎｍ２の面積、１０箇所に対して、直径５ｎｍ以上の析出物の平均値
を算出したものである。
一方、製造された熱延鋼板の圧延方向に対して、９０°及び０°の方向を基準としてＪ
ＩＳ ５号規格の試験片を準備し、１０ｍｍ／ｍｉｎの変形速度で常温で引張試験を行い
、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、及び伸び（Ｅｌ）を測定した。これらは、それ
ぞれ０．２％ ｏｆｆ－ｓｅｔ降伏強度、引張強度、及び破壊伸びを意味する。上記降伏
強度と引張強度は、圧延方向に対して９０°の試験片を評価した実績であり、伸びは、圧
延方向に対して０°の試験片を評価した実績である。上記引張強度及び伸びを下記表３に
示した。
穴広げ性（ＨＥＲ）は、横／縦が約１２０ｍｍサイズの正方形の試験片を準備し、打ち
抜き作業により、試験片の中央に直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた後、バリ（ｂｕｒｒ）を
上向きにしてコーンを押し上げながら円周部分にクラックが発生する直前までの穴の直径
を、最小穴直径（１０ｍｍ）に対する百分率で計算して表３に示した。
（上記関係式１は、Ｈγ＝１９４．５－（４２８［Ｃ］＋１１［Ｓｉ］＋４５［Ｍｎ］
＋３５［Ｃｒ］－１０［Ｍｏ］－１０７［Ｔｉ］－５６［Ｎｂ］－７０［Ｖ］）であり、
関係式２は、ａｐ＝（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）×［Ｃ］－１である）
上記関係式３は、Ｔ＊＝Ｔ＋２２５［Ｃ］０．５＋１７［Ｍｎ］－３４［Ｓｉ］－２０
［Ｍｏ］－４１［Ｖ］により計算され、上記中間温度は、一次冷却終了温度と二次冷却開
始温度の中間点を意味する。
（上記表３中、Ｆ：フェライト、Ｂ：ベイナイト、Ｍ：マルテンサイト、ＭＡ：島状マ
ルテンサイト、ＲＡ：残留オーステナイトである。ΣＮＰＰＴ：オーステナイト粒界にお
いて１００μｍ以内に含まれている析出物の単位面積１ｍｍ２当たりの個数である）
上記表３に示すように、本発明の組成及び製造条件を満たす場合には、１１８０ＭＰａ
以上の高い強度を有するとともに、ＴＳ×Ｅｌが２０，０００ＭＰａ％以上であり、ＴＳ
×ＨＥＲが３０，０００ＭＰａ％であって、優れた成形性を確保することができる。
図１は上記発明例と比較例のＴＳ×ＥｌとＴＳ×ＨＥＲの分布を示したグラフである。
図１によると、本発明で提示する条件を満たす発明例は、何れも優れた物性を確保するこ
とが確認できる。
図２の（ａ）及び（ｂ）は、ＳＥＭを用いて、それぞれ発明例７と比較例２の微細組織
を観察したものであり、上記発明例７では、ベイナイト（Ｂ）の主相にフェライト（Ｆ）
及び残留オーステナイト（ＲＡ）を一部含んでいるのに対し、比較例２では、過度なフェ
ライト（Ｆ）が形成されていることが確認できる。このことから、比較例２では、本発明
で提示する強度が確保されないことが確認できる。
図３の（ａ）、（ｂ）、及び（ｃ）はそれぞれ、比較例１４、発明例７、及び比較例１
５の残留オーステナイトと近接組織中の析出形成挙動を模式的に示したものである。図３
の（ａ）では、過度なベイナイトの形成により、残留オーステナイト近接組織での析出物
が殆ど形成されないことが分かる。これに比べて、（ｃ）では、二次冷却が十分ではない
ため、残留オーステナイト近接組織中に過度な析出物が形成され、残留オーステナイトの
安定性を確保するための炭素含量が十分ではないため、伸びが十分に確保されなかった。
上記表３に示すように、比較例１～１０は、鋼板の組成と、関係式１または２が本発明
の適正範囲に該当しない場合であって、本発明で提示する物性を確保できていない。
特に、比較例９及び１０は、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの含量が本発明で提示する範囲を外
れていて、残留オーステナイト近接組織中の析出物の個数が、本発明で提示する有効範囲
を外れたため、優れた物性を確保できていない。
比較例１１～１５は、各成分が本発明の有効範囲を満たすが、熱間圧延後の仕上げ温度
、冷却条件が本発明で提示する有効範囲を外れた場合である。これらの場合、本発明で提
示するＴＳ×ＥｌとＴＳ×ＨＥＲを確保できていないことが分かる。

Claims (5)

  1. 重量％で、Ｃ：０．１～０．１５％、Ｓｉ：２．０～３．０％、Ｍｎ：０．８～１．５％、Ｐ：０．００１～０．０５％、Ｓ：０．００１～０．０１％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．７～１．７％、Ｍｏ：０．０００１～０．２％、Ｔｉ：０．０２～０．１％、Ｎｂ：０．０１～０．０３％、Ｂ：０．００１～０．００５％、Ｖ：０．１～０．３％、Ｎ：０．００１～０．０１％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、下記関係式１及び関係式２を満たす鋼スラブを１１８０～１３００℃に加熱する段階と、
    前記加熱されたスラブをＡｒ３以上で熱間圧延し始め、下記関係式３を満たす条件で仕上げ熱間圧延する段階と、
    前記熱間圧延後、５００～６００℃の温度範囲まで２０～４００℃／ｓの冷却速度で冷却（一次冷却）する段階と、
    前記一次冷却後、３５０～５００℃の温度範囲まで冷却（二次冷却）する段階と、
    前記３５０～５００℃の温度で巻き取る段階と、を含み、
    ベイナイト基地組織に、面積分率で、フェライト：５～１５％、残留オーステナイト：５～２０％、マルテンサイト及び島状マルテンサイトの合計：１０％以下を含む微細組織を有し、
    引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上、引張強度と伸びの積（ＴＳ×Ｅｌ）が２０，０００ＭＰａ％以上、引張強度と穴広げ性の積（ＴＳ×ＨＥＲ）が３０，０００ＭＰａ％以上である、成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
    ［関係式１］
    ２０≦Ｈγ≦５０
    Ｈγ＝１９４．５－（４２８［Ｃ］＋１１［Ｓｉ］＋４５［Ｍｎ］＋３５［Ｃｒ］－１０［Ｍｏ］－１０７［Ｔｉ］－５６［Ｎｂ］－７０［Ｖ］）
    （但し、［元素記号］は各元素の含量（重量％）を意味する）
    ［関係式２］
    ０．７≦ａｐ≦３．５
    ａｐ＝（［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］）×［Ｃ］－１
    （但し、［元素記号］は各元素の含量（重量％）を意味する）
    ［関係式３］
    ９００≦Ｔ＊≦９６０
    Ｔ＊＝Ｔ＋２２５［Ｃ］０．５＋１７［Ｍｎ］－３４［Ｓｉ］－２０［Ｍｏ］－４１［Ｖ］
    （但し、Ｔは熱間仕上げ圧延温度（ＦＤＴ）であり、［元素記号］は各元素の含量（重量％）を意味する）
  2. 前記二次冷却は、０．５～７０℃／ｓの冷却速度で行う、請求項１に記載の成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
  3. 前記一次冷却後、０．０５～４．０℃／ｓの冷却速度で１２秒以下の時間、極徐冷する段階をさらに含む、請求項１に記載の成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
  4. 前記巻き取り後、常温～２００℃の温度範囲で自然冷却した後、矯正、校正、及び酸洗する工程をさらに含む、請求項１に記載の成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
  5. 前記熱延鋼板に対して、めっきを行う段階をさらに含む、請求項１に記載の成形性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
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