JPH0567682B2 - - Google Patents
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- JPH0567682B2 JPH0567682B2 JP63044527A JP4452788A JPH0567682B2 JP H0567682 B2 JPH0567682 B2 JP H0567682B2 JP 63044527 A JP63044527 A JP 63044527A JP 4452788 A JP4452788 A JP 4452788A JP H0567682 B2 JPH0567682 B2 JP H0567682B2
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
［産業上の利用分野］
この発明は自動車、産業用機械等に使用するこ
とを目的とした高延性を有する加工性に優れた熱
延高強度鋼板の製造方法に関するものである。 ［従来の技術］ 自動車用鋼板の軽量化と衝突時の安全確保を主
な背景として鋼板の高強度化の要請は強い。しか
し、高強度鋼板と言えどもその加工性に対する要
求は高く、強度と加工性を両立させる鋼板が必要
とされている。従来、良好な延性を必要とする用
途に供される熱延鋼板として、フエライトとマル
テンサイトにより構成されるDual phase鋼（以
下DP鋼と称す。）がある。このDP鋼は固溶強化
型高強度鋼板、析出強化型高強度鋼板よりすぐれ
た強度・延性バランスを示すことが知られてい
る。しかし、その強度・延性バランスの限界は
TS×T.El≦2000であり、より厳しい要求には耐
えられないのが現状である。 この現状を打破してTS×T.El＞2000が得られ
るシーズとして残留オーステナイトの利用があ
る。その一例としてAr3〜Ar3＋50℃で熱間圧延
後、鋼板を450〜650℃の温度範囲で４〜20秒保持
し、次いで350℃以下で捲き取り、残留オーステ
ナイトを有する鋼板を製造する方法（特開昭60−
43425）、更に他の例として仕上温度850℃以上で
全圧下率80％以上かつ最終３バスの合計圧下率60
％以上、最終バス圧下率20％以上の大圧下圧延を
行い、続いて50℃／ｓ以上の冷却速度で300℃以
下まで冷却し、残留オーステナイトを有する鋼板
を製造する方法（特開昭60−165320）等が示され
ている。 しかしながら、省エネルギー、生産性向上の点
からすると、冷却途中、450〜650℃での４〜20秒
の保持、および350℃以下の低温捲取あるいは大
圧下圧延等を必要とする従来方法は操業上好まし
くない。それにもかかわらず、これらの方法によ
つて得られた鋼板の加工性はTS×T.El＜2400で
あり、かならずしも使用者側の要求レベルをすべ
て満たしているとは言い難い。より高いTS×T.
El値（望ましくは2400以上）を持つ鋼板、および
より生産性の高いその製造方法が求められてい
た。 ［発明が解決しようとする課題］ 従来技術の限界を超えてTS×T.El≧2000を得
るには、本願発明者達の各種の実験結果による
と、後述する実施例のＡ鋼を対象として第１図に
示す如く少なくとも５％以上の残留オーステナイ
トを含有することが必要であり、これによつて前
記したDP鋼レベルのTS×T.El≒2000は確実に凌
駕できる。また、TS×T.Elの向上代は一様伸び
の向上に大きく基づいており、20％以上の一様伸
びを有している。 本発明はこの知見をもとに経済的に５％以上の
残留オーステナイトを含有する加工性に優れた熱
延高強度鋼板を安定、確実に製造する方法を提供
するものである。 ［課題を解決するための手段］ 上記、問題点を解決するために本発明は次の構
成を手段とするものである。 １ 重量％で Ｃ：0.15超〜0.3％未満 Si：0.5〜2.0％ Mn：0.5〜2.0％ 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
を、全圧下率が80％以上の熱間仕上圧延を行
い、その圧延終了温度をAr3±50℃とし、該温
度から40℃／ｓ未満の冷却速度で冷却を開始
し、その鋼のAr3以下でかつ前記圧延終了温度
より低い温度からAr1より高い温度範囲内の任
意の温度Ｔで前記冷却を終了し、続けて冷却速
度40℃／ｓ以上で冷却して350〜500℃で捲き取
り、ポリゴナルフエライト占積率VPF（％）と
ポリゴナルフエライト平均粒径dPF（μｍ）の比
VPF／dPFが７以上でかつ残留オーステナイトを
体積比で５％以上含むフエライト、ベイナイト
および残留オーステナイトの組織から構成さ
れ、強度−延性バランスTS×T.Elで2000Kg
ｆ／mm2・％以上であることを特徴とする加工性
に優れた熱延高強度鋼板の製造方法。 ２ 重量％で Ｃ：0.15超〜0.3％未満 Si：0.5〜2.0％ Mn：0.5〜2.0％に加えて、 Ca：0.0005〜0.0100％ REM：0.005〜0.050％のどちらか１種を含有
し、かつＳ：0.010％以下に制限し、残部が鉄
および不可避的不純物からなる鋼を、全圧下率
が80％以上の熱間仕上圧延を行い、その圧延終
了温度をAr3±50℃とし、該温度から40℃／ｓ
未満の冷却速度で冷却を開始し、その鋼のAr3
以下でかつ前記圧延終了温度より低い温度から
Ar1より高い温度範囲内の任意の温度Ｔで前記
冷却を終了し、続けて冷却速度40℃／ｓ以上で
冷却して350〜500℃で捲き取り、ポリゴナルフ
エライト占積率VPF（％）とポリゴナルフエラ
イト平均粒径dPF（μｍ）の比VPF／dPFが７以上
でかつ残留オーステナイトを体積比で５％以上
含むフエライト、ベイナイトおよび残留オース
テナイトの組織から構成され、強度−延性バラ
ンスTS×T.Elで2000Kgｆ／mm2・％以上である
ことを特徴とする加工性に優れた熱延高強度鋼
板の製造方法。 ３ 重量％で Ｃ：0.15〜0.3％未満 Si：0.5〜2.0％ Mn：0.5〜2.0％ 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
を、全圧下率が80％以上の熱間仕上圧延を行
い、その圧延終了温度をAr3±50℃とし、続い
て前記鋼のAr3以下でかつ前記圧延終了温度よ
り低い温度からAr1より高い温度範囲内におい
てT1＞T2なる２つの任意の温度を設定し、前
記T1まで冷却速度40℃／ｓ以上で冷却し、続
けて冷却速度40℃／ｓ未満で前記T2まで冷却
し、さらに続けて冷却速度40℃／ｓ以上で冷却
して350〜500℃で捲き取り、ポリゴナルフエラ
イト占積率VPF（％）とポリゴナルフエライト
平均粒径dPF（μｍ）の比VPF／dPFが７以上でか
つ残留オーステナイトを体積比で５％以上含む
フエライト、ベイナイトおよび残留オーステナ
イトの組織から構成され、強度−延性バランス
TS×T.Elで2000Kgｆ／mm2・％以上であること
を特徴とする加工性に優れた熱延高強度鋼板の
製造方法。 ４ 重量％で Ｃ：0.15超〜0.3％未満 Si：0.5〜2.0％ Mn：0.5〜2.0％に加えて、 Ca：0.0005〜0.0100％ REM：0.005〜0.050％のどちらか１種を含有
し、かつＳ：0.010％以下に制限し、残部が鉄
および不可避的不純物からなる鋼を、全圧下率
が80％以上の熱間仕上圧延を行い、その圧延終
了温度をAr3±50℃とし、続いて前記鋼のAr3
以下でかつ前記圧延終了温度より低い温度から
Ar1より高い温度範囲内においてT1＞T2なる
２つの任意の温度を設定し、前記T1まで冷却
速度40℃／ｓ以上で冷却し、続けて冷却速度40
℃／ｓ未満で前記T2まで冷却し、さらに続け
て冷却速度40℃／ｓ以上で冷却して350〜500℃
で捲き取り、ポリゴナルフエライト占積率VPF
（％）とポリゴナルフエライト平均粒径dPF（μ
ｍ）の比VPF／dPFが７以上でかつ残留オーステ
ナイトを体積比で５％以上含むフエライト、ベ
イナイトおよび残留オーステナイトの組織から
構成され、強度−延性バランスTS×T.Elで
2000Kgｆ／mm2・％以上であることを特徴とする
加工性に優れた熱延高強度鋼板の製造方法。 ５ 重量％で Ｃ：0.15超〜0.3％未満 Si：0.5〜2.0％ Mn：0.5〜2.0％ 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
を、全圧下率が80％以上の熱間仕上圧延を行
い、その圧延終了温度をAr3±50℃超とし、続
いて前記鋼のAr3からAr1超までの温度範囲内
において、T1＞T2なる２つの任意の温度を設
定し、前記T1まで冷却速度40℃／ｓ以上で冷
却し、続けて冷却速度40℃／ｓ未満で前記T2
まで冷却し、さらに続けて冷却速度40℃／ｓ以
上で冷却して350〜500℃で捲き取り、ポリゴナ
ルフエライト占積率VPF（％）とポリゴナルフ
エライト平均粒径dPF（μｍ）の比VPF／dPFが７
以上でかつ残留オーステナイトを体積比で５％
以上含むフエライト、ベイナイトおよび残留オ
ーステナイトの組織から構成され、強度−延性
バランスTS×T.Elで2000Kgｆ／mm2・％以上で
あることを特徴とする加工性に優れた熱延高強
度鋼板の製造方法。 ６ 重量％で Ｃ：0.15超〜0.3％未満 Si：0.5〜2.0％ Mn：0.5〜2.0％に加えて Ca：0.0005〜0.0100％ REM：0.005〜0.050％のどちらか１種を含有
し、かつＳ：0.010％以下に制限し、残部が鉄
および不可避的不純物からなる鋼を、全圧下率
が80％以上の熱間仕上圧延を行い、その圧延終
了温度をAr3±50℃超とし、続いて前記鋼の
Ar3からAr1超までの温度範囲内において、T1
＞T2なる２つの任意の温度を設定し、前記T1
まで冷却速度40℃／ｓ以上で冷却し、続けて冷
却速度40℃／ｓ未満で前記T2まで冷却し、さ
らに続けて冷却速度40℃／ｓ以上で冷却して
350〜500℃で捲き取り、ポリゴナルフエライト
占積率VPF（％）とポリゴナルフエライト平均
粒径dPF（μｍ）の比VPF／dPFが７以上でかつ残
留オーステナイトを体積比で５％以上含むフエ
ライト、ベイナイトおよび残留オーステナイト
の組織から構成され、強度−延性バランスTS
×T.Elで2000Kgｆ／mm2・％以上であることを
特徴とする加工性に優れた熱延高強度鋼板の製
造方法。 ７ 前記鋼の熱間仕上圧延開始温度をAr3＋100
℃以下とすることを特徴とする特許請求の範囲
１項、３項、または５項に記載の加工性に優れ
た熱延高強度鋼板の製造方法。 ８ 前記捲き取り後に、前記鋼板を30℃／hr以上
の冷却速度で200℃以下まで冷却することを特
徴とする特許請求の範囲１項、３項、または５
項に記載の加工性に優れた熱延高強度鋼板の製
造方法。 ［作用］ 以下、本発明の手段（構成要件）について説明
を行う。まず、本発明に用いる鋼の化学的成分の
限定理由を説明する。 Ｃは鋼の強化に不可欠な元素であり、0.15％
（wt％以下同じ）以下では本発明鋼の延性を向上
させている残留オーステナイトが充分に得られな
い。また、0.3％以上では溶接性を劣化させ、鋼
を脆化させる。そこで0.15超〜0.3％未満とした。 Siはその含有量の増加により、延性向上に寄与
するフエライトの生成、純化に有利であり、ま
た、Ｃを未変態オーステナイト中へ濃化させて、
残留オーステナイトを得るのに有利となる。この
効果は0.5％未満では充分に発揮されず、また、
２％をこえるとその効果は飽和し、かえつてスケ
ール性状、溶接性を劣化させる。そこで0.5〜2.0
％とした。 Mnはよく知られている通りオーステナイトの
安定化元素としてオーステナイトの残留に寄与す
る。その効果は0.5％未満では充分に発揮されず、
また２％をこえるとその効果は飽和し、かえつて
溶接性の劣化等の悪い影響を発生する。そこで
0.5〜2.0％とした。 Ｓは穴拡げ性に有害な元素であり、0.010％を
こえると穴拡げ性を劣化させる。そこで0.010％
以下とした。なお、好ましくは0.001％以下とす
ることが望ましい。 また、穴拡げ性向上のためにはＳを減らし硫化
物系介在物を減らすとともに、その球状化が有効
である。球状化にはCaもしくはREMを添加する
ことが有効である。それぞれ0.0005％、0.0050％
未満では球状化の効果は少なく、それぞれ、
0.0100％、0.050％超では球状化の効果が飽和し、
むしろ、介在物を増加させて逆効果となるため、
それぞれ0.0005〜0.0100％、0.005〜0.050％とし
た。 次に本発明の組織上の制限とその理由を説明す
る。後述する実施例におけるＡ鋼をベースにし
て、前記の課題を解決するための手段としての各
種製造方法およびその製造条件の付近で製造され
た鋼板を整理、検討した結果、次のことを確認し
た。 本発明において鋼板の延性を向上させるために
は５％以上の残留オーステナイトを生じせしめる
ことが必須で、そのためにはオーステナイトがＣ
等の元素の濃化により安定化されることが望まれ
る。このためにはフエライトを生成させること
によりオーステナイト中へのＣ等の元素の濃化を
促進させ、オーステナイトの残留に寄与せしめる
こと、ベーナイト変態の進行に伴い、オーステ
ナイト中へのＣ等の元素の濃化を促進させ、オー
ステナイトの残留に寄与せしめることが必要であ
る。 フエライトの生成によりオーステナイト中への
Ｃ等の元素の濃化を促進させ、オーステナイトの
残留に寄与せしめようとする場合、フエライト占
積率を増加させ、フエライト粒を微細化すること
が必要である。なぜならばＣ濃度が最も高く、オ
ーステナイトとして残留しやすい箇所はフエライ
トと未変態オーステナイトの界面であり、その界
面はフエライト占積率の増加とフエライト粒の微
細化により増加するからである。 第１図と同じ条件の実験結果を整理した第２図
に示すように少なくともTS×T.El＞2000を確実
に得るにはポリゴナルフエライト占積率（VPF）
％とポリゴナルフエライト粒径（dPF）μｍの
比：VPF／dPFを７以上とすればよいことを見い出
した。（ポリゴナル・フエライトの占積率および
平均粒径は光学顕微鏡写真にて測定を行う。なお
ポリゴナル・フエライトとはフエライトの内で軸
比（長軸／短軸）＝１〜３のものと定義する。） フエライト、残留オーステナイト以外の残部組
織はオーステナイト中へのＣ等の濃化に寄与する
ベイナイトとし（ベイナイト変態の進行により未
変態オーステナイトへＣが濃化し、オーステナイ
トを安定化し、オーステナイトの残留に好ましい
効果を発揮する。）、残留オーステナイト量を減少
させるパーライト、マルテンサイトを生成させな
いことが必要である。 次に本発明の製造工程上の制限とその理由につ
いて説明する。 フエライト占積率を増加させる（即ちVPFを大
きくする）製造技術としては低温圧延、高圧下圧
延、仕上圧延後の冷却テーブル上におけるフエラ
イト変態のノーズ温度付近（Ar1超〜Ar3）での
徐冷（フエライト変態のノーズ温度とは恒温フエ
ライト変態が最小時間で開始、終了する温度）が
有効である。 フエライトを細粒化する（即ち、dPFを小さく
する）製造技術としては低温圧延、高圧下圧延、
Ar3変態点近傍での急冷、フエライト変態後の急
冷（粒成長を避ける為に）が有効である。 従つて、上記の前者の各手段および後者のそれ
を組み合わせた製造方法が考えられる。 圧延温度： フエライト占積率を増し、フエライトを細粒化
するためには低温圧延が有効である。ただし、
Ar3−50℃より低い温度では加工フエライトが増
加し、延性を害する。また、Ar3＋50℃より高い
温度ではフエライトが充分生成しない。従つて
Ar3＋50℃が仕上圧延終了温度としては有効であ
る。さらに仕上圧延開始温度をAr3＋100℃以下
とすることにより、フエライトの生成および微細
化が促進される。 ただし、低温圧延は、薄物圧延（板厚≦２mm）
時、特に変形抵抗の高い高カーボン当量材もしく
は高合金材の圧延時には、圧延荷重の増大、形状
確保の困難等の操業上好ましからざる点がある。
従つて後述する熱間仕上圧延後の冷却テーブル上
での冷却をコントロールすることによつてフエラ
イトの生成および微細化をはかることも有効であ
る。またその場合、Ar3＋50℃超の熱間仕上圧延
終了温度とすることは前記効果を高めはしない
が、操業上、採用せざるを得ないことが多い。 圧下率： 熱間仕上圧延における合計圧下率を80％以上と
するとフエライトの生成、微細化が促進され、良
好な材質が得られるため、下限を80％以上とし
た。 冷却： 熱間圧延後、Ar3〜Ar1超を40℃／ｓ以上の冷
却速度で冷却してはオーステナイトの残留に必要
なフエライトの生成とＣ濃化が十分に進行しない
ため、第６図に示すような温度パターンに沿つ
て、圧延後、Ｔ（Ar1＜Ｔ≦Ar3）まで冷却速度40
℃／ｓ未満で冷却することが必要である。あるい
は、さらに望ましい冷却方法として第７図に示す
パターンがあり、圧延後T1（Ar1＜T1≦Ar3かつ
Ar1＜T1＜圧延終了温度）まで冷却速度40℃／ｓ
以上で冷却してフエライト変態により生成したフ
エライトの微細化と圧延中に生成したフエライト
も含めて粒成長の抑制をはかり、さらに続いて
T2（Ar1＜T2＜T1）まで冷却速度40℃／ｓ未満で
冷却することによりフエライト変態ノーズ付近で
フエライト占積率を増加させ、より良好な材質が
得られる。 Ar3を越える温度では冷却速度40℃／ｓ未満で
冷却してもフエライトは生成せず、Ar1以下の温
度まで冷却速度40℃／ｓ未満で冷却するとパーラ
イトを生成するため、Ar1＜Ｔ≦Ar3、Ar1＜T2
＜T1≦Ar3とする。 その後の捲き取り温度までの冷却速度はパーラ
イトの生成を避け、組織の微細化を助けるという
観点から40℃／ｓ以上とする。 第１図と同じ条件で圧延し、冷却した後、捲き
取り温度を変えて実験した結果を第３図、第４図
に示す。 捲取温度は500℃をこえると捲取後ベーナイト
変態が過度に進行し、あるいはパーライトが生成
し、第３図に示す如く体積比で５％以上の残留オ
ーステナイトが得られなくなるため上限を500℃
以下とする。また、350℃未満では第４図に示す
如く、マルテンサイトが生成し穴拡げ性が劣化す
るため、下限を350℃以上とする。 また、過度のベーナイト変態を避けより多量の
オーステナイトを残留させるため第３図に示す如
く、捲取後、水中浸漬、ミスト噴霧等により30
℃／hr以上の冷却速度で200℃以下まで冷却する
ことがより有効である。 以上の各製造技術の組み合わせた技術として第
６図および第７図に集約される。そして、仕上圧
延終了温度が低温範囲（Ar3±50℃）のものと高
温範囲（Ar3＋50℃超）のものの２種類がある。
さらに、上記４種類の製造方法に、熱間仕上圧延
開始温度の上限をAr3＋100℃以下と規制したも
の、または捲取後の冷却方法を規制したものの片
方あるいは両方を組み合わせた製造方法がある。
その組み合わせを重ねる程、効果も大きくなるこ
とは当然である。 ［実施例］ 本発明による実施例を以下に示す。 第１表に示す化学成分を有するＡ〜Ｋの鋼を第
６図または第７図に従つて第２表に示す条件で鋼
板を製造した。ここで鋼ＣはＣ量が下限量を割つ
たものであり、鋼ＥおよびＨはそれぞれSi量およ
びMn量が下限量を割つたものである。第２表に
おける記号を説明すると、下記のようになる。 FT0は仕上圧延開始温度（℃） FT7は仕上圧延終了温度（℃） CTは捲取温度（℃） TSは引張強さ（Kgｆ／mm2） T.Elは全伸び（％） γRは残留オーステナイト体積比（％） VPFはポリゴナルフエライト占積率（％） dPFはポリゴナルフエライト粒径（μｍ） 第１表、第２表の鋼Ａ〜ＫのAr1温度は夫々
650、650、650、635、610、650、650、650、640、
650、640℃であり、またAr3温度は夫々800、
810、815、790、780、810、810、820、790、805、
795℃であつた。 本発明法に沿うものはNo.１、２、４、６、７、
９、22、23、24、25、26、27、28、29、30、31、
37、39、41、44、45、46、であり、当初TS×T.
El≧2000をめざしたが、複合効果により、第５図
に示されるようにTS×T.El＞2400という非常に
良好な強度・延性バランスを示す。 比較例は各々以下の理由により、良好な延性が
得られていない。 No.３、40はＣが低すぎる。 No.５はSiが低すぎる。 No.８、38はMnが低すぎる。 No.10は仕上全圧下率が低すぎる。 No.11は仕上圧延終了温度が低すぎる。 No.12は空冷終了温度Ｔが高すぎる。 No.13、14、15、36は空冷終了温度Ｔ、T2が低
すぎる。 No.16、33は冷却速度が高すぎる。 No.17、34は冷却速度が低すぎる。 No.18は冷却速度′が高すぎる。 No.19は冷却速度′が低すぎる。 No.20、35は捲取温度が高すぎる。 No.21は捲取温度が低すぎる。 また、No.25、28、31は圧延開始温度規制および捲
取後の冷却方法規制を行なつた例である。
とを目的とした高延性を有する加工性に優れた熱
延高強度鋼板の製造方法に関するものである。 ［従来の技術］ 自動車用鋼板の軽量化と衝突時の安全確保を主
な背景として鋼板の高強度化の要請は強い。しか
し、高強度鋼板と言えどもその加工性に対する要
求は高く、強度と加工性を両立させる鋼板が必要
とされている。従来、良好な延性を必要とする用
途に供される熱延鋼板として、フエライトとマル
テンサイトにより構成されるDual phase鋼（以
下DP鋼と称す。）がある。このDP鋼は固溶強化
型高強度鋼板、析出強化型高強度鋼板よりすぐれ
た強度・延性バランスを示すことが知られてい
る。しかし、その強度・延性バランスの限界は
TS×T.El≦2000であり、より厳しい要求には耐
えられないのが現状である。 この現状を打破してTS×T.El＞2000が得られ
るシーズとして残留オーステナイトの利用があ
る。その一例としてAr3〜Ar3＋50℃で熱間圧延
後、鋼板を450〜650℃の温度範囲で４〜20秒保持
し、次いで350℃以下で捲き取り、残留オーステ
ナイトを有する鋼板を製造する方法（特開昭60−
43425）、更に他の例として仕上温度850℃以上で
全圧下率80％以上かつ最終３バスの合計圧下率60
％以上、最終バス圧下率20％以上の大圧下圧延を
行い、続いて50℃／ｓ以上の冷却速度で300℃以
下まで冷却し、残留オーステナイトを有する鋼板
を製造する方法（特開昭60−165320）等が示され
ている。 しかしながら、省エネルギー、生産性向上の点
からすると、冷却途中、450〜650℃での４〜20秒
の保持、および350℃以下の低温捲取あるいは大
圧下圧延等を必要とする従来方法は操業上好まし
くない。それにもかかわらず、これらの方法によ
つて得られた鋼板の加工性はTS×T.El＜2400で
あり、かならずしも使用者側の要求レベルをすべ
て満たしているとは言い難い。より高いTS×T.
El値（望ましくは2400以上）を持つ鋼板、および
より生産性の高いその製造方法が求められてい
た。 ［発明が解決しようとする課題］ 従来技術の限界を超えてTS×T.El≧2000を得
るには、本願発明者達の各種の実験結果による
と、後述する実施例のＡ鋼を対象として第１図に
示す如く少なくとも５％以上の残留オーステナイ
トを含有することが必要であり、これによつて前
記したDP鋼レベルのTS×T.El≒2000は確実に凌
駕できる。また、TS×T.Elの向上代は一様伸び
の向上に大きく基づいており、20％以上の一様伸
びを有している。 本発明はこの知見をもとに経済的に５％以上の
残留オーステナイトを含有する加工性に優れた熱
延高強度鋼板を安定、確実に製造する方法を提供
するものである。 ［課題を解決するための手段］ 上記、問題点を解決するために本発明は次の構
成を手段とするものである。 １ 重量％で Ｃ：0.15超〜0.3％未満 Si：0.5〜2.0％ Mn：0.5〜2.0％ 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
を、全圧下率が80％以上の熱間仕上圧延を行
い、その圧延終了温度をAr3±50℃とし、該温
度から40℃／ｓ未満の冷却速度で冷却を開始
し、その鋼のAr3以下でかつ前記圧延終了温度
より低い温度からAr1より高い温度範囲内の任
意の温度Ｔで前記冷却を終了し、続けて冷却速
度40℃／ｓ以上で冷却して350〜500℃で捲き取
り、ポリゴナルフエライト占積率VPF（％）と
ポリゴナルフエライト平均粒径dPF（μｍ）の比
VPF／dPFが７以上でかつ残留オーステナイトを
体積比で５％以上含むフエライト、ベイナイト
および残留オーステナイトの組織から構成さ
れ、強度−延性バランスTS×T.Elで2000Kg
ｆ／mm2・％以上であることを特徴とする加工性
に優れた熱延高強度鋼板の製造方法。 ２ 重量％で Ｃ：0.15超〜0.3％未満 Si：0.5〜2.0％ Mn：0.5〜2.0％に加えて、 Ca：0.0005〜0.0100％ REM：0.005〜0.050％のどちらか１種を含有
し、かつＳ：0.010％以下に制限し、残部が鉄
および不可避的不純物からなる鋼を、全圧下率
が80％以上の熱間仕上圧延を行い、その圧延終
了温度をAr3±50℃とし、該温度から40℃／ｓ
未満の冷却速度で冷却を開始し、その鋼のAr3
以下でかつ前記圧延終了温度より低い温度から
Ar1より高い温度範囲内の任意の温度Ｔで前記
冷却を終了し、続けて冷却速度40℃／ｓ以上で
冷却して350〜500℃で捲き取り、ポリゴナルフ
エライト占積率VPF（％）とポリゴナルフエラ
イト平均粒径dPF（μｍ）の比VPF／dPFが７以上
でかつ残留オーステナイトを体積比で５％以上
含むフエライト、ベイナイトおよび残留オース
テナイトの組織から構成され、強度−延性バラ
ンスTS×T.Elで2000Kgｆ／mm2・％以上である
ことを特徴とする加工性に優れた熱延高強度鋼
板の製造方法。 ３ 重量％で Ｃ：0.15〜0.3％未満 Si：0.5〜2.0％ Mn：0.5〜2.0％ 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
を、全圧下率が80％以上の熱間仕上圧延を行
い、その圧延終了温度をAr3±50℃とし、続い
て前記鋼のAr3以下でかつ前記圧延終了温度よ
り低い温度からAr1より高い温度範囲内におい
てT1＞T2なる２つの任意の温度を設定し、前
記T1まで冷却速度40℃／ｓ以上で冷却し、続
けて冷却速度40℃／ｓ未満で前記T2まで冷却
し、さらに続けて冷却速度40℃／ｓ以上で冷却
して350〜500℃で捲き取り、ポリゴナルフエラ
イト占積率VPF（％）とポリゴナルフエライト
平均粒径dPF（μｍ）の比VPF／dPFが７以上でか
つ残留オーステナイトを体積比で５％以上含む
フエライト、ベイナイトおよび残留オーステナ
イトの組織から構成され、強度−延性バランス
TS×T.Elで2000Kgｆ／mm2・％以上であること
を特徴とする加工性に優れた熱延高強度鋼板の
製造方法。 ４ 重量％で Ｃ：0.15超〜0.3％未満 Si：0.5〜2.0％ Mn：0.5〜2.0％に加えて、 Ca：0.0005〜0.0100％ REM：0.005〜0.050％のどちらか１種を含有
し、かつＳ：0.010％以下に制限し、残部が鉄
および不可避的不純物からなる鋼を、全圧下率
が80％以上の熱間仕上圧延を行い、その圧延終
了温度をAr3±50℃とし、続いて前記鋼のAr3
以下でかつ前記圧延終了温度より低い温度から
Ar1より高い温度範囲内においてT1＞T2なる
２つの任意の温度を設定し、前記T1まで冷却
速度40℃／ｓ以上で冷却し、続けて冷却速度40
℃／ｓ未満で前記T2まで冷却し、さらに続け
て冷却速度40℃／ｓ以上で冷却して350〜500℃
で捲き取り、ポリゴナルフエライト占積率VPF
（％）とポリゴナルフエライト平均粒径dPF（μ
ｍ）の比VPF／dPFが７以上でかつ残留オーステ
ナイトを体積比で５％以上含むフエライト、ベ
イナイトおよび残留オーステナイトの組織から
構成され、強度−延性バランスTS×T.Elで
2000Kgｆ／mm2・％以上であることを特徴とする
加工性に優れた熱延高強度鋼板の製造方法。 ５ 重量％で Ｃ：0.15超〜0.3％未満 Si：0.5〜2.0％ Mn：0.5〜2.0％ 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
を、全圧下率が80％以上の熱間仕上圧延を行
い、その圧延終了温度をAr3±50℃超とし、続
いて前記鋼のAr3からAr1超までの温度範囲内
において、T1＞T2なる２つの任意の温度を設
定し、前記T1まで冷却速度40℃／ｓ以上で冷
却し、続けて冷却速度40℃／ｓ未満で前記T2
まで冷却し、さらに続けて冷却速度40℃／ｓ以
上で冷却して350〜500℃で捲き取り、ポリゴナ
ルフエライト占積率VPF（％）とポリゴナルフ
エライト平均粒径dPF（μｍ）の比VPF／dPFが７
以上でかつ残留オーステナイトを体積比で５％
以上含むフエライト、ベイナイトおよび残留オ
ーステナイトの組織から構成され、強度−延性
バランスTS×T.Elで2000Kgｆ／mm2・％以上で
あることを特徴とする加工性に優れた熱延高強
度鋼板の製造方法。 ６ 重量％で Ｃ：0.15超〜0.3％未満 Si：0.5〜2.0％ Mn：0.5〜2.0％に加えて Ca：0.0005〜0.0100％ REM：0.005〜0.050％のどちらか１種を含有
し、かつＳ：0.010％以下に制限し、残部が鉄
および不可避的不純物からなる鋼を、全圧下率
が80％以上の熱間仕上圧延を行い、その圧延終
了温度をAr3±50℃超とし、続いて前記鋼の
Ar3からAr1超までの温度範囲内において、T1
＞T2なる２つの任意の温度を設定し、前記T1
まで冷却速度40℃／ｓ以上で冷却し、続けて冷
却速度40℃／ｓ未満で前記T2まで冷却し、さ
らに続けて冷却速度40℃／ｓ以上で冷却して
350〜500℃で捲き取り、ポリゴナルフエライト
占積率VPF（％）とポリゴナルフエライト平均
粒径dPF（μｍ）の比VPF／dPFが７以上でかつ残
留オーステナイトを体積比で５％以上含むフエ
ライト、ベイナイトおよび残留オーステナイト
の組織から構成され、強度−延性バランスTS
×T.Elで2000Kgｆ／mm2・％以上であることを
特徴とする加工性に優れた熱延高強度鋼板の製
造方法。 ７ 前記鋼の熱間仕上圧延開始温度をAr3＋100
℃以下とすることを特徴とする特許請求の範囲
１項、３項、または５項に記載の加工性に優れ
た熱延高強度鋼板の製造方法。 ８ 前記捲き取り後に、前記鋼板を30℃／hr以上
の冷却速度で200℃以下まで冷却することを特
徴とする特許請求の範囲１項、３項、または５
項に記載の加工性に優れた熱延高強度鋼板の製
造方法。 ［作用］ 以下、本発明の手段（構成要件）について説明
を行う。まず、本発明に用いる鋼の化学的成分の
限定理由を説明する。 Ｃは鋼の強化に不可欠な元素であり、0.15％
（wt％以下同じ）以下では本発明鋼の延性を向上
させている残留オーステナイトが充分に得られな
い。また、0.3％以上では溶接性を劣化させ、鋼
を脆化させる。そこで0.15超〜0.3％未満とした。 Siはその含有量の増加により、延性向上に寄与
するフエライトの生成、純化に有利であり、ま
た、Ｃを未変態オーステナイト中へ濃化させて、
残留オーステナイトを得るのに有利となる。この
効果は0.5％未満では充分に発揮されず、また、
２％をこえるとその効果は飽和し、かえつてスケ
ール性状、溶接性を劣化させる。そこで0.5〜2.0
％とした。 Mnはよく知られている通りオーステナイトの
安定化元素としてオーステナイトの残留に寄与す
る。その効果は0.5％未満では充分に発揮されず、
また２％をこえるとその効果は飽和し、かえつて
溶接性の劣化等の悪い影響を発生する。そこで
0.5〜2.0％とした。 Ｓは穴拡げ性に有害な元素であり、0.010％を
こえると穴拡げ性を劣化させる。そこで0.010％
以下とした。なお、好ましくは0.001％以下とす
ることが望ましい。 また、穴拡げ性向上のためにはＳを減らし硫化
物系介在物を減らすとともに、その球状化が有効
である。球状化にはCaもしくはREMを添加する
ことが有効である。それぞれ0.0005％、0.0050％
未満では球状化の効果は少なく、それぞれ、
0.0100％、0.050％超では球状化の効果が飽和し、
むしろ、介在物を増加させて逆効果となるため、
それぞれ0.0005〜0.0100％、0.005〜0.050％とし
た。 次に本発明の組織上の制限とその理由を説明す
る。後述する実施例におけるＡ鋼をベースにし
て、前記の課題を解決するための手段としての各
種製造方法およびその製造条件の付近で製造され
た鋼板を整理、検討した結果、次のことを確認し
た。 本発明において鋼板の延性を向上させるために
は５％以上の残留オーステナイトを生じせしめる
ことが必須で、そのためにはオーステナイトがＣ
等の元素の濃化により安定化されることが望まれ
る。このためにはフエライトを生成させること
によりオーステナイト中へのＣ等の元素の濃化を
促進させ、オーステナイトの残留に寄与せしめる
こと、ベーナイト変態の進行に伴い、オーステ
ナイト中へのＣ等の元素の濃化を促進させ、オー
ステナイトの残留に寄与せしめることが必要であ
る。 フエライトの生成によりオーステナイト中への
Ｃ等の元素の濃化を促進させ、オーステナイトの
残留に寄与せしめようとする場合、フエライト占
積率を増加させ、フエライト粒を微細化すること
が必要である。なぜならばＣ濃度が最も高く、オ
ーステナイトとして残留しやすい箇所はフエライ
トと未変態オーステナイトの界面であり、その界
面はフエライト占積率の増加とフエライト粒の微
細化により増加するからである。 第１図と同じ条件の実験結果を整理した第２図
に示すように少なくともTS×T.El＞2000を確実
に得るにはポリゴナルフエライト占積率（VPF）
％とポリゴナルフエライト粒径（dPF）μｍの
比：VPF／dPFを７以上とすればよいことを見い出
した。（ポリゴナル・フエライトの占積率および
平均粒径は光学顕微鏡写真にて測定を行う。なお
ポリゴナル・フエライトとはフエライトの内で軸
比（長軸／短軸）＝１〜３のものと定義する。） フエライト、残留オーステナイト以外の残部組
織はオーステナイト中へのＣ等の濃化に寄与する
ベイナイトとし（ベイナイト変態の進行により未
変態オーステナイトへＣが濃化し、オーステナイ
トを安定化し、オーステナイトの残留に好ましい
効果を発揮する。）、残留オーステナイト量を減少
させるパーライト、マルテンサイトを生成させな
いことが必要である。 次に本発明の製造工程上の制限とその理由につ
いて説明する。 フエライト占積率を増加させる（即ちVPFを大
きくする）製造技術としては低温圧延、高圧下圧
延、仕上圧延後の冷却テーブル上におけるフエラ
イト変態のノーズ温度付近（Ar1超〜Ar3）での
徐冷（フエライト変態のノーズ温度とは恒温フエ
ライト変態が最小時間で開始、終了する温度）が
有効である。 フエライトを細粒化する（即ち、dPFを小さく
する）製造技術としては低温圧延、高圧下圧延、
Ar3変態点近傍での急冷、フエライト変態後の急
冷（粒成長を避ける為に）が有効である。 従つて、上記の前者の各手段および後者のそれ
を組み合わせた製造方法が考えられる。 圧延温度： フエライト占積率を増し、フエライトを細粒化
するためには低温圧延が有効である。ただし、
Ar3−50℃より低い温度では加工フエライトが増
加し、延性を害する。また、Ar3＋50℃より高い
温度ではフエライトが充分生成しない。従つて
Ar3＋50℃が仕上圧延終了温度としては有効であ
る。さらに仕上圧延開始温度をAr3＋100℃以下
とすることにより、フエライトの生成および微細
化が促進される。 ただし、低温圧延は、薄物圧延（板厚≦２mm）
時、特に変形抵抗の高い高カーボン当量材もしく
は高合金材の圧延時には、圧延荷重の増大、形状
確保の困難等の操業上好ましからざる点がある。
従つて後述する熱間仕上圧延後の冷却テーブル上
での冷却をコントロールすることによつてフエラ
イトの生成および微細化をはかることも有効であ
る。またその場合、Ar3＋50℃超の熱間仕上圧延
終了温度とすることは前記効果を高めはしない
が、操業上、採用せざるを得ないことが多い。 圧下率： 熱間仕上圧延における合計圧下率を80％以上と
するとフエライトの生成、微細化が促進され、良
好な材質が得られるため、下限を80％以上とし
た。 冷却： 熱間圧延後、Ar3〜Ar1超を40℃／ｓ以上の冷
却速度で冷却してはオーステナイトの残留に必要
なフエライトの生成とＣ濃化が十分に進行しない
ため、第６図に示すような温度パターンに沿つ
て、圧延後、Ｔ（Ar1＜Ｔ≦Ar3）まで冷却速度40
℃／ｓ未満で冷却することが必要である。あるい
は、さらに望ましい冷却方法として第７図に示す
パターンがあり、圧延後T1（Ar1＜T1≦Ar3かつ
Ar1＜T1＜圧延終了温度）まで冷却速度40℃／ｓ
以上で冷却してフエライト変態により生成したフ
エライトの微細化と圧延中に生成したフエライト
も含めて粒成長の抑制をはかり、さらに続いて
T2（Ar1＜T2＜T1）まで冷却速度40℃／ｓ未満で
冷却することによりフエライト変態ノーズ付近で
フエライト占積率を増加させ、より良好な材質が
得られる。 Ar3を越える温度では冷却速度40℃／ｓ未満で
冷却してもフエライトは生成せず、Ar1以下の温
度まで冷却速度40℃／ｓ未満で冷却するとパーラ
イトを生成するため、Ar1＜Ｔ≦Ar3、Ar1＜T2
＜T1≦Ar3とする。 その後の捲き取り温度までの冷却速度はパーラ
イトの生成を避け、組織の微細化を助けるという
観点から40℃／ｓ以上とする。 第１図と同じ条件で圧延し、冷却した後、捲き
取り温度を変えて実験した結果を第３図、第４図
に示す。 捲取温度は500℃をこえると捲取後ベーナイト
変態が過度に進行し、あるいはパーライトが生成
し、第３図に示す如く体積比で５％以上の残留オ
ーステナイトが得られなくなるため上限を500℃
以下とする。また、350℃未満では第４図に示す
如く、マルテンサイトが生成し穴拡げ性が劣化す
るため、下限を350℃以上とする。 また、過度のベーナイト変態を避けより多量の
オーステナイトを残留させるため第３図に示す如
く、捲取後、水中浸漬、ミスト噴霧等により30
℃／hr以上の冷却速度で200℃以下まで冷却する
ことがより有効である。 以上の各製造技術の組み合わせた技術として第
６図および第７図に集約される。そして、仕上圧
延終了温度が低温範囲（Ar3±50℃）のものと高
温範囲（Ar3＋50℃超）のものの２種類がある。
さらに、上記４種類の製造方法に、熱間仕上圧延
開始温度の上限をAr3＋100℃以下と規制したも
の、または捲取後の冷却方法を規制したものの片
方あるいは両方を組み合わせた製造方法がある。
その組み合わせを重ねる程、効果も大きくなるこ
とは当然である。 ［実施例］ 本発明による実施例を以下に示す。 第１表に示す化学成分を有するＡ〜Ｋの鋼を第
６図または第７図に従つて第２表に示す条件で鋼
板を製造した。ここで鋼ＣはＣ量が下限量を割つ
たものであり、鋼ＥおよびＨはそれぞれSi量およ
びMn量が下限量を割つたものである。第２表に
おける記号を説明すると、下記のようになる。 FT0は仕上圧延開始温度（℃） FT7は仕上圧延終了温度（℃） CTは捲取温度（℃） TSは引張強さ（Kgｆ／mm2） T.Elは全伸び（％） γRは残留オーステナイト体積比（％） VPFはポリゴナルフエライト占積率（％） dPFはポリゴナルフエライト粒径（μｍ） 第１表、第２表の鋼Ａ〜ＫのAr1温度は夫々
650、650、650、635、610、650、650、650、640、
650、640℃であり、またAr3温度は夫々800、
810、815、790、780、810、810、820、790、805、
795℃であつた。 本発明法に沿うものはNo.１、２、４、６、７、
９、22、23、24、25、26、27、28、29、30、31、
37、39、41、44、45、46、であり、当初TS×T.
El≧2000をめざしたが、複合効果により、第５図
に示されるようにTS×T.El＞2400という非常に
良好な強度・延性バランスを示す。 比較例は各々以下の理由により、良好な延性が
得られていない。 No.３、40はＣが低すぎる。 No.５はSiが低すぎる。 No.８、38はMnが低すぎる。 No.10は仕上全圧下率が低すぎる。 No.11は仕上圧延終了温度が低すぎる。 No.12は空冷終了温度Ｔが高すぎる。 No.13、14、15、36は空冷終了温度Ｔ、T2が低
すぎる。 No.16、33は冷却速度が高すぎる。 No.17、34は冷却速度が低すぎる。 No.18は冷却速度′が高すぎる。 No.19は冷却速度′が低すぎる。 No.20、35は捲取温度が高すぎる。 No.21は捲取温度が低すぎる。 また、No.25、28、31は圧延開始温度規制および捲
取後の冷却方法規制を行なつた例である。
【表】
【表】
【表】
【表】
【表】
［発明の効果］
本発明によれば以上の説明から明らかなごとく
延性の特に優れた熱延高強度鋼板（TS×T.El≧
2400）を特別な合金元素などを必要とせずにかつ
高生産条件で製造できるため、産業上の効果は極
めて大きい。
延性の特に優れた熱延高強度鋼板（TS×T.El≧
2400）を特別な合金元素などを必要とせずにかつ
高生産条件で製造できるため、産業上の効果は極
めて大きい。
第１図は残留オーステナイト体積比とTS×T.
Elの関係を示した図、第２図はVPF／dPFとTS×
T.Elの関係を示した図、第３図は捲取温度と残
留オーステナイト体積比の関係を示した図、第４
図は捲取温度と穴拡げ比の関係を示した図、第５
図はTSとT.Elの関係を示した図である。第６図
は仕上圧延終了温度、冷却速度，Ｔ、冷却速度
の関係を示した温度パターン図である。第７図
は仕上圧延終了温度、冷却速度′，T1、冷却速
度′，T2、冷却速度′の関係を示した温度パ
ターン図である。
Elの関係を示した図、第２図はVPF／dPFとTS×
T.Elの関係を示した図、第３図は捲取温度と残
留オーステナイト体積比の関係を示した図、第４
図は捲取温度と穴拡げ比の関係を示した図、第５
図はTSとT.Elの関係を示した図である。第６図
は仕上圧延終了温度、冷却速度，Ｔ、冷却速度
の関係を示した温度パターン図である。第７図
は仕上圧延終了温度、冷却速度′，T1、冷却速
度′，T2、冷却速度′の関係を示した温度パ
ターン図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％で Ｃ：0.15超〜0.3％未満 Si：0.5〜2.0％ Mn：0.5〜2.0％ 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を、
全圧下率が80％以上の熱間仕上圧延を行い、その
圧延終了温度をAr3±50℃とし、該温度から40
℃／ｓ未満の冷却速度で冷却を開始し、その鋼の
Ar3以下でかつ前記圧延終了温度より低い温度か
らAr1より高い温度範囲内の任意の温度Ｔで前記
冷却を終了し、続けて冷却速度40℃／ｓ以上で冷
却して350〜500℃で捲き取り、ポリゴナルフエラ
イト占積率VPF（％）とポリゴナルフエライト平
均粒径dPF（μｍ）の比VPF／dPFが７以上でかつ残
留オーステナイトを体積比で５％以上含むフエラ
イト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの組
織から構成され、強度−延性バランスTS×T.El
で2000Kgｆ／mm2・％以上であることを特徴とする
加工性に優れた熱延高強度鋼板の製造方法。 ２ 重量％で Ｃ：0.15超〜0.3％未満 Si：0.5〜2.0％ Mn：0.5〜2.0％に加えて、 Ca：0.0005〜0.0100％ REM：0.005〜0.050％のどちらか１種を含有
し、かつＳ：0.010％以下に制限し、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなる鋼を、全圧下率が80
％以上の熱間仕上圧延を行い、その圧延終了温度
をAr3±50℃とし、該温度から40℃／ｓ未満の冷
却速度で冷却を開始し、その鋼のAr3以下でかつ
前記圧延終了温度より低い温度からAr1より高い
温度範囲内の任意の温度Ｔで前記冷却を終了し、
続けて冷却速度40℃／ｓ以上で冷却して350〜500
℃で捲き取り、ポリゴナルフエライト占積率VPF
（％）とポリゴナルフエライト平均粒径dPF（μｍ）
の比VPF／dPFが７以上でかつ残留オーステナイト
を体積比で５％以上含むフエライト、ベイナイト
および残留オーステナイトの組織から構成され、
強度−延性バランスTS×T.Elで2000Kgｆ／mm2・
％以上であることを特徴とする加工性に優れた熱
延高強度鋼板の製造方法。 ３ 重量％で Ｃ：0.15〜0.3％未満 Si：0.5〜2.0％ Mn：0.5〜2.0％ 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を、
全圧下率が80％以上の熱間仕上圧延を行い、その
圧延終了温度をAr3±50℃とし、続いて前記鋼の
Ar3以下でかつ前記圧延終了温度より低い温度か
らAr1より高い温度範囲内においてT1＞T2なる
２つの任意の温度を設定し、前記T1まで冷却速
度40℃／ｓ以上で冷却し、続けて冷却速度40℃／
ｓ未満で前記T2まで冷却し、さらに続けて冷却
速度40℃／ｓ以上で冷却して350〜500℃で捲き取
り、ポリゴナルフエライト占積率VPF（％）とポ
リゴナルフエライト平均粒径dPF（μｍ）の比
VPF／dPFが７以上でかつ残留オーステナイトを体
積比で５％以上含むフエライト、ベイナイトおよ
び残留オーステナイトの組織から構成され、強度
−延性バランスTS×T.Elで2000Kgｆ／mm2・％以
上であることを特徴とする加工性に優れた熱延高
強度鋼板の製造方法。 ４ 重量％で Ｃ：0.15超〜0.3％未満 Si：0.5〜2.0％ Mn：0.5〜2.0％に加えて、 Ca：0.0005〜0.0100％ REM：0.005〜0.050％のどちらか１種を含有
し、かつＳ：0.010％以下に制限し、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなる鋼を、全圧下率が80
％以上の熱間仕上圧延を行い、その圧延終了温度
をAr3±50℃とし、続いて前記鋼のAr3以下でか
つ前記圧延終了温度より低い温度からAr1より高
い温度範囲内においてT1＞T2なる２つの任意の
温度を設定し、前記T1まで冷却速度40℃／ｓ以
上で冷却し、続けて冷却速度40℃／ｓ未満で前記
T2まで冷却し、さらに続けて冷却速度40℃／ｓ
以上で冷却して350〜500℃で捲き取り、ポリゴナ
ルフエライト占積率VPF（％）とポリゴナルフエ
ライト平均粒径dPF（μｍ）の比VPF／dPFが７以上
でかつ残留オーステナイトを体積比で５％以上含
むフエライト、ベイナイトおよび残留オーステナ
イトの組織から構成され、強度−延性バランス
TS×T.Elで2000Kgｆ／mm2・％以上であることを
特徴とする加工性に優れた熱延高強度鋼板の製造
方法。 ５ 重量％で Ｃ：0.15超〜0.3％未満 Si：0.5〜2.0％ Mn：0.5〜2.0％ 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を、
全圧下率が80％以上の熱間仕上圧延を行い、その
圧延終了温度をAr3±50℃超とし、続いて前記鋼
のAr3からAr1超までの温度範囲内において、T1
＞T2なる２つの任意の温度を設定し、前記T1ま
で冷却速度40℃／ｓ以上で冷却し、続けて冷却速
度40℃／ｓ未満で前記T2まで冷却し、さらに続
けて冷却速度40℃／ｓ以上で冷却して350〜500℃
で捲き取り、ポリゴナルフエライト占積率VPF
（％）とポリゴナルフエライト平均粒径dPF（μｍ）
の比VPF／dPFが７以上でかつ残留オーステナイト
を体積比で５％以上含むフエライト、ベイナイト
および残留オーステナイトの組織から構成され、
強度−延性バランスTS×T.Elで2000Kgｆ／mm2・
％以上であることを特徴とする加工性に優れた熱
延高強度鋼板の製造方法。 ６ 重量％で Ｃ：0.15超〜0.3％未満 Si：0.5〜2.0％ Mn：0.5〜2.0％に加えて Ca：0.0005〜0.0100％ REM：0.005〜0.050％のどちらか１種を含有
し、かつＳ：0.010％以下に制限し、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなる鋼を、全圧下率が80
％以上の熱間仕上圧延を行い、その圧延終了温度
をAr3±50℃超とし、続いて前記鋼のAr3からAr1
超までの温度範囲内において、T1＞T2なる２つ
の任意の温度を設定し、前記T1まで冷却速度40
℃／ｓ以上で冷却し、続けて冷却速度40℃／ｓ未
満で前記T2まで冷却し、さらに続けて冷却速度
40℃／ｓ以上で冷却して350〜500℃で捲き取り、
ポリゴナルフエライト占積率VPF（％）とポリゴ
ナルフエライト平均粒径dPF（μｍ）の比VPF／dPF
が７以上でかつ残留オーステナイトを体積比で５
％以上含むフエライト、ベイナイトおよび残留オ
ーステナイトの組織から構成され、強度−延性バ
ランスTS×T.Elで2000Kgｆ／mm2・％以上である
ことを特徴とする加工性に優れた熱延高強度鋼板
の製造方法。 ７ 前記鋼の熱間仕上圧延開始温度をAr3＋100
℃以下とすることを特徴とする特許請求の範囲１
項、３項、または５項に記載の加工性に優れた熱
延高強度鋼板の製造方法。 ８ 前記捲き取り後に、前記鋼板を30℃／hr以上
の冷却速度で200℃以下まで冷却することを特徴
とする特許請求の範囲１項、３項、または５項に
記載の加工性に優れた熱延高強度鋼板の製造方
法。
Priority Applications (6)
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|---|---|---|---|
| JP63044527A JPS6479345A (en) | 1987-06-03 | 1988-02-29 | High-strength hot rolled steel plate excellent in workability and its production |
| DE3851371T DE3851371T3 (de) | 1987-06-03 | 1988-06-01 | Warmgewalztes hochfestes Stahlblech mit ausgezeichneter Umformbarkeit. |
| EP88108798A EP0295500B2 (en) | 1987-06-03 | 1988-06-01 | Hot rolled steel sheet with a high strength and a distinguished formability |
| US07/442,445 US5017248A (en) | 1987-06-03 | 1989-11-27 | Hot rolled steel sheet with high strength and distinguished formability |
| US07/573,056 US5030298A (en) | 1987-06-03 | 1990-08-23 | Process for producing a hot rolled steel sheet with high strength and distinguished formability |
| JP10765291A JPH04228517A (ja) | 1988-02-29 | 1991-05-13 | 加工性に優れた熱延高強度鋼板の製造方法 |
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| JP63044527A JPS6479345A (en) | 1987-06-03 | 1988-02-29 | High-strength hot rolled steel plate excellent in workability and its production |
Related Child Applications (2)
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|---|---|---|---|
| JP10765291A Division JPH04228517A (ja) | 1988-02-29 | 1991-05-13 | 加工性に優れた熱延高強度鋼板の製造方法 |
| JP10765191A Division JPH04228538A (ja) | 1991-05-13 | 1991-05-13 | 加工性に優れた熱延高強度鋼板 |
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Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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1988
- 1988-02-29 JP JP63044527A patent/JPS6479345A/ja active Granted
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|---|---|
| JPS6479345A (en) | 1989-03-24 |
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