JPH10204543A - 加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】残留オーステナイトの体積率を５％以上として
ＴＳ×Ｅｌが２４０００ＭＰａ・％以上の良好な強度−
延性バランスを有し、且つコイル内の機械的性質の変動
の小さい高強度熱延鋼板の製造方法。 【解決手段】 C:0.10 〜0.25wt.%、 Si:0.01〜1.00wt.
%、 Mn:1.00〜2.00wt.%、sol.Al:0.50〜2.00wt.%、残り
Feおよび不可避不純物の組成のスラブを、（α＋γ）２
相域又はγ単相域に加熱し、（α＋γ）２相域で仕上圧
延後、前段で１５℃／ｓ以下で空冷し、後段で５０℃／
ｓ以上で水冷却し、次いで350 〜500 ℃で巻き取り、組
織がポリゴナルフェライトと５vol.% 以上の残留γとか
らなるようにする。上記方法で、仕上圧延後、初期20℃
/s以上で650 〜750 ℃まで冷却し、1s以上保持し、終期
20℃/s以上で冷却し、次いで350 〜500 ℃で巻き取る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は自動車の内板構造
部材に用いられる鋼板として、プレス成形に好適な加工
性を有す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】自動車の燃費向上を目指した車体の軽量
化や、衝突時の人間の安全性向上をめざした車体の堅牢
化を図るため、加工性に優れた高張力鋼板のニーズは強
い。特に、近年、車体の軽量化および堅牢化の両者を同
時に満足させるため、自動車の内板構造用部材を対象と
して、引張強さが５９０〜６９０ＭＰa クラスであっ
て、プレス成形性に優れた高張力熱延鋼板を適用するこ
とが検討されている。このクラスの高張力鋼板に、優れ
たプレス成形性を付与するには、強度−延性バランスの
向上が必要となる。

【０００３】従来、良好な延性を有する高張力熱延鋼板
としては、例えば、特開昭５５−４４５５１号公報に記
載されているように、フェライトとマルテンサイトとか
ら構成されるDual Phase鋼板があるが、例えば５９０Ｍ
Ｐa 級での伸びはせいぜい３０％であり、鋼板の強度−
延性バランスを表わす引張強さ（ＴＳ）×伸び（Ｅｌ）
の値は、２００００ＭＰa ・％未満であった。一方、こ
れを改善し、ＴＳ×Ｅｌの値が２００００ＭＰa ・％以
上得られる方法として、鋼板に残留オーステナイトを含
有させ、残留オーステナイト相の変形時のＴＲＩＰ現象
（変態誘起塑性）を利用して延性を高める方法が提案さ
れている。

【０００４】例えば、特開昭６３−４０１７号公報およ
び特開昭６４−７９３４５号公報は、C:0.15〜0.4 wt.
%、Si:0.5〜2.0 wt.%、Mn:0.5〜2.0 wt.%を含有し、残
り不可避的な不純物元素からなる鋼を、仕上温度がAr₃
−50℃〜Ar₃ ＋50℃の範囲内で全圧下率80％以上で熱延
し、続いて冷却制御を行ないながら350 〜500 ℃で巻き
取ることにより、残留オーステナイトを５体積％以上含
有し、残部がフェライトとベイナイトとからなる高張力
熱延鋼板を製造する方法（以下、「先行技術１」とい
う）を開示しており、ＴＳ×Ｅｌの値が２４０００ＭＰ
a ・％以上の高張力鋼板が得られると述べている。先行
技術１は、熱延の圧下率、仕上温度、冷却条件および巻
取温度を限定し、オーステナイトから微細なポリゴナル
フェライトへの生成を促進させることにより、オーステ
ナイトへＣを濃化させ、更に、ベイナイト変態をさせる
ことにより、オーステナイトへのＣの濃化を一層進行さ
せる。こうして、オーステナイトの安定化を図り、最終
的に５体積％以上の残留オーステナイトを含有するフェ
ライトとベイナイトとの混合組織を得るものである。

【０００５】また、特開平５−１１２８４６号公報は、
C:0.05〜0.25wt.%、Si:0.05 〜1.0wt.%、 Mn:0.8 〜2.5
wt.%、およびsol.Al:0.8〜2.5 wt.%を有する鋼を、Ac
₃ 点以上に加熱してから熱間圧延を行い、780 〜840 ℃
で仕上圧延を終了した後、冷却速度を制御し、次いで30
0 〜450 ℃で巻き取る方法と、780 〜940 ℃で仕上圧延
を終了した後、中間保持を含む冷却制御をし、次いで30
0 〜450 ℃で巻き取る方法と（以下、「先行技術２」と
いう）を開示している。ここに開示された条件は、熱延
後の冷却過程における、オーステナイトからのポリゴナ
ルフェライトの生成を促進し、５体積％以上の残留オー
ステナイトを確保することを目的としている。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、先行技
術においては、オーステナイトを安定化して残留させる
ため、熱延および冷却段階において高度な温度制御が必
要であり、このため温度条件が不安定であるコイルのエ
ンド部およびエッジ部では良好な材質が得られず歩留の
低いことが問題であった。

【０００７】本発明の目的は、残留オーステナイトの体
積率を５％以上としてＴＳ×Ｅｌが２４０００ＭＰａ・
％以上の良好な強度−延性バランスを有し、更にコイル
内の機械的性質の変動を小さくすることができる製造技
術を提供することにある。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明者等は、上述した
観点から、熱延コイル内の全域にわたり加工性に優れた
高張力熱延鋼板を開発すべく鋭意研究を重ねた。その結
果、次の知見を得た。即ち、熱延コイル内の機械的性質
のバラツキを小さくするためには、オーステナイトの安
定性を高めることにより、仕上圧延および冷却段階にお
ける鋼板の温度変動の機械的性質に及ぼす影響度を小さ
くすればよい。その対策として、従来、仕上圧延をオー
ステナイト単相域で行なっていた。これに対して、仕上
圧延をオーステナイトとフェライトとの２相混合領域
（以下、「（α＋γ）２相域」という）で行なうことに
より、オーステナイト中へのＣの濃化を仕上圧延中に従
来圧延時の場合よりも予め促進させておけば、コイルエ
ンド部やエッジ部の温度が冷却過程で大きく低下しため
にオーステナイト中へのＣの濃化が不十分であっても、
オーステナイトの安定度を損なうことがない。

【０００９】更に、鋼板の機械的性質で、ＴＳ×Ｅｌが
２４０００ＭＰa ・％以上という良好な強度−延性バラ
ンスを確保するためには、鋼板ミクロ組織において残留
オーステナイトの体積率を５％以上にし、且つフェライ
トをポリゴナルフェライトにしなければならない。

【００１０】そこで、（α＋γ）２相域で仕上圧延する
ことが必要である。このためには、鋼板の成分組成を調
整するか、仕上圧延温度を調整するかのいずれかの方法
がある。後者の方法では仕上圧延温度を低目にするの
で、熱延時の変形抵抗が高くなると共に、圧延後の冷却
過程でフェライトが再結晶しにくくなり、体積率で５％
以上の残留オーステナイトが残っても良好な延性が得ら
れない。従って、本発明では前者の成分組成調整方法を
選択した。即ち、鋼板中にsol.Ａｌを０．５０〜２．０
０wt.%添加すると、熱間仕上圧延に適した８００〜１１
５０℃の温度領域内にはフェライトとオーステナイトと
の２相領域が広く存在する領域があるがことに着眼し、
sol.Ａｌ含有率：０．５０〜２．００wt.%を基本成分と
し、その他の合金元素の作用も加えて強度レベルを確保
し、且つ残留オーステナイトが残り易くなるようにその
他の成分組成を調整した。

【００１１】本発明は、上述した知見に基づきなされた
ものであって次の通りである。請求項１記載の加工性に
優れた高張力熱延鋼板の製造方法は、 C:0.10 〜0.25w
t.%、 Si:0.01〜1.00wt.%、 Mn:1.00〜2.00wt.%、およ
び、 sol.Al:0.50〜2.00wt.%を含有し、残りFeおよび不
可避的不純物からなる化学成分組成を有する鋼スラブ
を、フェライトとオーステナイトとの２相混合領域に加
熱した後、フェライトとオーステナイトとの２相混合領
域で仕上圧延し、得られた熱延鋼帯を仕上圧延後のラン
ナウトテーブルの前段では１５℃／ｓ以下で空冷し、後
段では５０℃／ｓ以上で水冷却し、次いで350 〜500 ℃
の温度範囲内で巻き取り、得られた鋼帯のミクロ組織を
ポリゴナルフェライトと体積率で５％以上の残留オース
テナイトとからなる組織にすることに特徴を有するもの
である。

【００１２】請求項２記載の加工性に優れた高張力熱延
鋼板の製造方法は、 C:0.10 〜0.25wt.%、 Si:0.01〜1.
00wt.%、 Mn:1.00〜2.00wt.%、および、 sol.Al:0.50〜
2.00wt.%を含有し、残りFeおよび不可避的不純物からな
る化学成分組成を有する鋼スラブを、フェライトとオー
ステナイトとの２相混合領域に加熱した後、フェライト
とオーステナイトとの２相混合領域で仕上圧延し、得ら
れた熱延鋼帯を仕上圧延後のランナウトテーブルで、初
期冷却速度20℃/s以上で650 〜750 ℃の温度範囲内まで
冷却し、当該温度範囲内に1s以上保持し、終期冷却速度
20℃/s以上で冷却し、次いで350 〜500 ℃の温度範囲内
で巻き取り、得られた鋼帯のミクロ組織をポリゴナルフ
ェライトと体積率で５％以上の残留オーステナイトとか
らなる組織にすることに特徴を有するものである。

【００１３】請求項３記載の加工性に優れた高張力熱延
鋼板の製造方法は、請求項１または２記載の鋼板の製造
方法において、鋼スラブの加熱をオーステナイト単相領
域で行なうことに特徴を有するものである。

【００１４】

【発明の実施の形態】次に、本発明において、鋼板の化
学成分組成およびミクロ組織、並びに鋼板の熱延条件を
上述した通り限定した理由を、それぞれの作用と共に説
明する。

【００１５】（１）化学成分組成およびミクロ組織 （ａ）炭素（Ｃ）：Ｃは、フェライトとオーステナイト
との２相域での熱延過程においてオーステナイトに濃化
し、次の冷却過程において一部オーステナイトのフェラ
イトへの変態の進行と共に残部オーステナイトに更に濃
化することにより、オーステナイトを安定化させる。こ
うして、Ｃは最終的に熱延鋼板に残留オーステナイトを
残す作用をする。しかしながら、Ｃ含有率が０．１０w
t.%未満では残留オーステナイトを十分に残すことがで
きない。一方、Ｃ含有率は０．２５wt.%を超えると、溶
接性が問題となる。従って、Ｃ含有率は０．１０〜０．
２５wt.%の範囲内に限定しなければならない。

【００１６】（ｂ）マンガン（Ｍｎ）：Ｍｎは、熱延過
程およびその後の冷却過程でオーステナイト中に濃化
し、オーステナイトの安定性を高め、パーライトやマル
テンサイトに変態するのを抑制する作用をする。しかし
ながら、Ｍｎ含有率が１．００wt.%未満では上記効果が
十分に発揮されず、一方、２．００wt.%を超えると冷却
過程でのフェライトへの変態が不十分となり、それに伴
いオーステナイト中へのＣの濃化が不十分になるので、
オーステナイトが残留しにくくなる。従って、Ｍｎ含有
率は１．００〜２．００wt.%の範囲内に限定しなければ
ならない。

【００１７】（ｃ）シリコン（Ｓｉ）：Ｓｉは、フェラ
イト安定化元素であり、フェライトの生成を促進してＣ
がオーステナイトに濃化するのを助け、また、巻取り後
にオーステナイトからセメンタイトが析出するのを遅ら
せるので、残留オーステナイトを確保するのに有効な元
素である。一方、Ｓｉは、フェライトを固溶強化し鋼板
の強度を高めるので、必要とする強度レベルに応じて所
定量を添加する。しかしながら、Ｓｉ含有率が０．０１
wt.%未満ではフェライトの固溶強化およびセメンタイト
の析出遅延の効果が発揮されない。また、１．００wt.%
を超えて添加すると鋼板の表面性状が劣化するし、期待
される効果が飽和する。従って、Ｓｉ含有率は０．０１
〜１．００wt.%の範囲内に限定しなければならない。

【００１８】（ｄ）酸可溶性アルミニウム（sol.Ａｌ）
と仕上圧延：本発明方法の大きな特徴は、（α＋γ）２
相域で圧延を行なうことであり、Ａｌは、（α＋γ）２
相域圧延を行なうに際して重要な元素である。即ち、Ａ
ｌが添加されると、オーステナイト閉鎖型の相平衡状態
になり、熱延が行なわれる８００〜１１５０℃の温度領
域では、（α＋γ）２相域が形成されるので、（α＋
γ）２相域圧延を容易に行なうことができる。但し、so
l.Ａｌ含有率が１．５０wt.%より少ない場合には、１０
００〜１２００℃の領域にオーステナイト単相領域（以
下、「γ単相域」という）が存在する。

【００１９】（α＋γ）２相域の温度では既にフェライ
トとオーステナイトとの２相が分離して形成されている
ので、 （α＋γ）２相域圧延が行なわれることによりフェラ
イトとオーステナイトとは層状に分布する。 （α＋γ）２相域圧延時から、既に、Ｃはオーステナ
イトに濃化を開始する。そして、これに次ぐ冷却過程で
一部オーステナイトのフェライトへの変態の進行によ
り、残部オーステナイトへのＣの濃化が更に進行する。
従って、（α＋γ）２相域で仕上圧延を行なえば、仕上
圧延から冷却までの過程においてオーステナイトへのＣ
の濃化が一層進行するので、オーステナイトの安定性が
一層高められる。よって、巻取り後の最終的な熱延鋼板
において、残留オーステナイト量を一層確実に残すこと
ができる。また、冷却時の温度変動によるオーステナイ
トの安定性に及ぼす影響度も小さくなり、コイルエンド
部やエッジ部で温度低下が大きくてもオーステナイトの
安定性が維持される。従って、コイル内の機械的性質の
バラツキも小さく抑制される。

【００２０】ここで、フェライトとオーステナイトとの
比率はsol.Ａｌ含有率によって異なり、sol.Ａｌ含有率
が多いほどフェライトの比率が多くなる。従って、オー
ステナイト中のＣの濃度は、sol.Ａｌ含有率が高くなる
ほど高くなり、オーステナイトは安定化する。

【００２１】Ａｌの他の効果として、Ｓｉと同様、フェ
ライト形成元素であり、オーステナイトのフェライト変
態を促進するので、未変態オーステナイトへＣを濃化さ
せ、更に、仕上圧延後の冷却過程で未変態オーステナイ
トの一部がフェライトへ変態するのに伴い、残部オース
テナイトへ更にＣが濃化する。しかも、これに次ぐ巻取
り後におけるオーステナイトからのセメンタイトの析出
を遅らせる効果により、残留オーステナイトを増加させ
る効果がある。sol.Ａｌ含有率が０．５０wt.%未満では
これらの効果がなく、一方、２．００wt.%超えでは上記
効果が飽和するばかりでなく、溶接性を劣化させる。従
って、sol.Ａｌ含有率は０．５０〜２．００wt.%の範囲
内に限定しなければならない。

【００２２】上記元素以外に、鋼板中の不純物元素とし
て、ＰおよびＳ等が挙げられる。Ｐは、溶接性を劣化さ
せたり、連続鋳造鋳片の中心偏析発生の原因になるの
で、その含有率は０．０２wt.%以下に限定するのが望ま
しく、また、Ｓは硫化物系介在物になって加工性を劣化
させるのでその含有率は低い方がよく、０．００５wt.%
以下に限定するのが望ましい。

【００２３】上記化学成分組成を有する鋼板の製造に使
用するための鋼は、転炉法あるいは電気炉法等いずれの
製鋼法によるものであってもよく、またその鋳造方法は
連続鋳造法あるいは造塊法等いずれによってもよい。

【００２４】（ｅ）鋼板のミクロ組織：本発明鋼板の大
きな特徴は、ポリゴナルフェライトと体積率にして５％
以上の残留オーステナイトが形成されていることにあ
る。このような組織にしなければならない理由は、引張
強さが５９０〜６９０ＭＰa クラスの高張力熱延鋼板に
おいて、引張強さＴＳと伸びＥｌとの積ＴＳ×Ｅｌが２
４０００ＭＰa ・％以上という良好な強度−延性バラン
スを確保するためである。

【００２５】なお、ミクロ組織が、上記形態のようにポ
リゴナルフェライトと５体積％以上の残留オーステナイ
トとが主体を占めていれば、第２相組織は、残留オース
テナイトの他に、ベイナイトおよび／またはマルテンサ
イトを少量含んでいてもよい。

【００２６】（２）鋼板の熱延条件 上記化学成分組成を有し、ポリゴナルフェライトと５体
積％以上の残留オーステナイトとを有する鋼板の製造
は、上記化学成分組成の鋼スラブを（α＋γ）２相域ま
たはγ単相域に加熱した後、（α＋γ）２相域で仕上圧
延し、得られた熱延鋼帯を制御冷却し、次いで、３５０
〜５００℃で巻き取らなければならない。以下、その理
由を説明する。

【００２７】（ａ）加熱温度：この化学成分組成の鋼は
前述したように、８００〜１１５０℃の温度領域では
（α＋γ）２相域となるから、通常のスラブ加熱温度で
ある１２００℃程度を選定すれば、sol.Ａｌ含有率が
１．５０wt.%以上では（α＋γ）２相域となっている。
但し、sol.Ａｌ含有率が１．５０wt.%未満の場合には、
１０００〜１２００℃の範囲にγ単相域が存在し、この
γ単相域より低い温度域にも（α＋γ）２相域が存在す
る。従って、（α＋γ）２相域で仕上圧延するために
は、加熱温度は（α＋γ）２相域またはγ単相域のいず
れでもよい。

【００２８】なお、加熱温度は、（α＋γ）２相域にす
る方が、γ単相域にするよりもＴＳ×Ｅｌの値がやや良
好であり好ましい。 （ｂ）仕上圧延温度およびその方法：本発明方法の大き
な特徴は、前述した通り、オーステナイト閉鎖型の相平
衡状態を得ることができる含有率のsol.Ａｌを含む鋼ス
ラブを、（α＋γ）２相域で仕上圧延することにある。
熱延仕上圧延を（α＋γ）２相域で行なうと、前述した
通り（（ｄ）：sol.Ａｌと仕上圧延の項）のメカニズム
により、オーステナイトへのＣの濃化が進み、オーステ
ナイトの安定性が高められるので、残留オーステナイト
の量を確保するのに極めて有利である。しかも、本発明
においては、鋼板の化学成分組成を上述した通りに調整
してあるので、仕上圧延が行なわれる通常の温度範囲、
８００〜１１５０℃の範囲では（α＋γ）２相域になっ
ているので、極めて好適である。従って、本発明では
（α＋γ）２相域で仕上圧延を行なうべきである。

【００２９】（ｃ）冷却方法と冷却速度：（α＋γ）２
相域圧延により、フェライトとオーステナイトとの混合
組織で圧延されるので、圧延中にフェライトとオーステ
ナイトとの分率が変化し、また両相共に変形組織にな
る。変形したままの組織では加工性の低下をもたらすの
で、巻取りまでの過程で再結晶させなければならない。
このために、（イ）仕上圧延後のランナウトでの前半は
水冷却せず、１５℃／ｓ以下で空冷し、後段では５０℃
／ｓ以上で水冷却する方法か、（ロ）仕上圧延後のラン
ナウトでの冷却過程で、６５０〜７５０℃の範囲内で鋼
板の温度を保持して再結晶させる。（ロ）の場合、初期
冷却速度：２０℃／ｓ以上で冷却後、上記温度に１秒以
上保持し、そして終期冷却速度：２０℃／ｓ以上で冷却
する方法、かのいずれかを行なう。このようにして、再
結晶したポリゴナルフェライトと残留オーステナイトと
の層状組織が得られる。上記（イ）および（ロ）のいず
れを行なうかは、板厚や設備仕様に応じて適宜選択す
る。

【００３０】（ｄ）巻取温度：巻取温度は鋼板の化学成
分組成に応じてミクロ組織を支配する要因であり、これ
により鋼板の機械的性質も左右される。高張力熱延鋼板
としての所定の機械的性質を与えるために、通常の熱延
鋼板の場合よりも低い温度で巻き取る必要がある。しか
しながら、巻取温度が３５０℃未満ではオーステナイト
がマルテンサイトに変態し易いので、残留オーステナイ
トを体積率で５％以上安定して残留させることが困難で
ある。一方、巻取温度が５００℃超えではパーライト変
態が起き易いので、やはり残留オーステナイトを体積率
で５％以上残留させることが困難である。従って、巻取
温度は３５０〜５００℃の範囲内にしなければならな
い。

【００３１】なお、３５０〜５００℃の範囲内で巻き取
っても少量のマルテンサイトおよび／またはベイナイト
が生成することもある。この場合でも、ミクロ組織がポ
リゴナルフェライトと残留オーステナイトとが主体を占
めていれば、第２相組織は、残留オーステナイトの他
に、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトを少量含
んでいても、本発明が目的とするコイル内で機械的性質
のバラツキが小さく加工性に優れた鋼板が得られるので
差し支えない。

【００３２】上述したように、本発明は、コイルの全域
にわたり加工性に優れた高張力熱延鋼板を製造する方法
に関するものであり、残留オーステナイトを５体積％以
上含みポリゴナルフェライトが生成した鋼板を得るため
に、鋼板の化学成分組成と熱延条件とを限定したもので
ある。これにより、ＴＳ×Ｅｌが２４０００ＭＰａ・％
以上の高延性がコイル全域にわたり得られる。即ち、
（α＋γ）２相域圧延を行なって、オーステナイト中の
Ｃの安定度を高めることにより、仕上圧延時および冷却
過程でのコイル内温度のバラツキによる機械的性質への
影響を小さくすることができる。

【００３３】こうして、従来、得られなかったコイル内
機械的性質のバラツキの小さい鋼板が得られる。また、
単に圧延温度を下げるだけでは、（α＋γ）２相域圧延
にはなっても、変形したフェライトが再結晶するための
温度を圧延後に確保することができないので、ポリゴナ
ルフェライトにならない。従って、残留オーステナイト
が５体積％以上あっても高延性は得られない。そこで、
鋼板の化学成分組成を適切に限定することにより、仕上
圧延後にフェライトが十分再結晶するための温度を確保
することを前提条件とし、仕上圧延を（α＋γ）２相域
で行うことができるようにした。これが本発明の重要点
である。しかも、（α＋γ）２相域圧延により、オース
テナイト中のＣ濃度も従来のオーステナイト低温域圧延
に比べて高めることができ、圧延に続く冷却過程で更に
Ｃがオーステナイト中に濃化し、オーステナイトの安定
化をより高め、残留し易くしたことも本発明の重要点で
ある。更に、従来必要とされていたベイナイト変態によ
るオーステナイト中へのＣの濃化を特には必要としなく
なったが、オーステナイト相からのパーライト変態また
はマルテンサイト変態を抑制する観点から本発明のよう
な低温域で巻き取ることは有効である。

【００３４】

【実施例】次に、本発明の鋼板およびその製造方法を、
実施例によって更に詳細に説明する。

【００３５】表１に、本発明の範囲内の化学成分組成を
もつ鋼Ａ〜Ｈ、および本発明の範囲外の化学成分組成を
もつ鋼Ｉ〜Ｏを示す。鋼Ａ〜Ｏの各スラブを加熱し、熱
間圧延し、制御冷却し、そして巻き取り、板厚２．３ｍ
ｍの熱延鋼板を製造した。

【００３６】表２および３に、使用したスラブの鋼種符
号および熱延条件の組み合わせを示す。試験は、スラブ
の化学成分組成および熱延条件共に本発明の範囲内にあ
るもの（実施例１〜１１）、並びに、化学成分組成およ
び熱延条件の各種条件の内少なくとも一種が本発明の範
囲外にあるもの（比較例１２〜２３）に分けられる。

【００３７】

【表１】

【００３８】

【表２】

【００３９】

【表３】

【００４０】但し、表２および３の冷却条件でタイプＡ
は、仕上圧延後、前段で緩冷却、後段で急冷したもの、
タイプＢは、仕上圧延後、初期冷却後、中間で温度保持
後、終期で再冷却したものを示す。

【００４１】このようにして製造された各鋼板のコイル
について次の試験をした。 コイルの長さ方向の中央部の位置で、エッジから５０
ｍｍおよびコイル幅中心の２箇所から、鋼板の圧延方向
に平行なＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行
ない機械的性質（ＹＰ、ＴＳおよびＥｌ）を測定した。
得られた測定値から引張強さＴＳと伸びＥｌとの積ＴＳ
×Ｅｌを求めて、鋼板の強度−延性バランスを表わす指
数とし、ＴＳ×Ｅｌが２４０００ＭＰa ・％以上を高加
工性と評価した。そして、コイルエッジから５０ｍｍで
の機械試験値とコイル幅中心での機械試験値との比
（ｍ）を求めてコイル内の機械試験値のバラツキの程度
を評価した。なお、上記２箇所における引張強さの比
（強度比）をＴＳ_E ／ＴＳ_C で表わす。

【００４２】コイルの上記２箇所の板厚１／４位置に
おける残留オーステナイト量（体積％）を、Ｘ線回折に
より測定した。 コイルの上記２箇所における鋼板の圧延方向断面につ
いてミクロ組織を観察し、フェライトのポリゴナルフェ
ライトへの変態の有無、および第２相組織中のベイナイ
トおよび／またはマルテンサイト生成の有無を光学顕微
鏡で観察した。

【００４３】溶接性試験：重ね隅肉のアーク溶接試験
により評価した。 上記試験結果を、表２および３に併記した。同表中、冷
却条件のタイプＡは、請求項１または２に該当する場合
であり、冷却途中で中間温度保持をしない場合であり、
そしてタイプＢは、請求項３または４に該当する場合で
あり、冷却途中で中間温度保持をした場合である。

【００４４】上記試験結果より下記事項がわかる。実施
例１〜１１から明らかなように、本発明の範囲内の方法
により製造された熱延鋼板は、いずれも、ミクロ組織が
ポリゴナルフェライトと体積率で５％以上の残留オース
テナイトからなっている。但し、製造条件によりベイナ
イトおよび／またはマルテンサイトが僅かに混在するも
のもある。また、ＴＳ×Ｅｌは、いずれも、２４０００
ＭＰａ・％以上で良好な強度−延性バランスを有する。
一方、コイル内の機械的性質のバラツキを示す、コイル
エッジから５０ｍｍとコイル幅中心の強度比ＴＳ_E ／Ｔ
Ｓ_C は、いずれも１．１０以下、即ち、エッジ部の強度
上昇は幅中心部の強度の１０％以内であり、コイル内機
械的性質のバラツキは小さく非常に優れている。また、
ＹＰ、ＴＳおよびＥｌ、並びに、溶接性についても、引
張強さが５９０〜６９０ＭＰa クラスの自動車用高張力
鋼板として必要な性能を備えていることがわかる。

【００４５】更に、加熱温度をγ単相域にするよりも
（α＋γ）２相域にした方が、ＴＳ×Ｅｌの値がやや良
好である。また、仕上圧延後の冷却条件のタイプＡ（冷
却途中で中間温度保持をせず、後段で冷却した場合）よ
りも、タイプＢ（冷却途中で中間温度保持をした場合）
の方が、鋼板幅方向の引張強さの均一性ＴＳ_E ／ＴＳ_C
が良好であることがわかる。

【００４６】これに対して、本発明の範囲外の方法によ
り製造された熱延鋼板は、比較例１２〜２３から明らか
なように、次の通り加工性、低温靱性および溶接性の内
少なくとも一つにおいて劣る。

【００４７】Ｃ含有率が本発明の範囲を下回る鋼種Ｉを
用いた比較例１５では5%以上の残留オーステナイトが確
保できず、強度−延性バランスが劣っている。Ｃ含有率
が本発明の範囲を高めに外れた鋼種Ｊによる比較例１６
では強度−延性バランスは良好であるが、溶接性が劣っ
ている。

【００４８】sol.Ａｌ含有率が本発明の範囲を高めに外
れた鋼種Ｋを用いた比較例１７では、強度−延性バラン
スは良好であるが、溶接性が劣っている。sol.Ａｌ含有
率が低めに外れた鋼種Ｎを用いた比較例２２は、圧延が
γ単層域となるため強度−延性バランスが劣っている。

【００４９】Ｓｉ含有率が本発明の範囲外である鋼種Ｍ
では、比較例１９および比較例２１に示すように、γ単
層域で仕上圧延すると、残留オーステナイトの量はセン
ター部は10% 以上、エッジ部は10% 未満となるため、セ
ンター部は良好な強度−延性バランスとなるが、エッジ
部と幅中心部との強度比ＴＳ_E ／ＴＳ_C は１．１０超え
となり、コイル内機械的性質のバラツキが大きく、自動
車用鋼板として不適当である。また、この鋼種で（α＋
γ）２相域圧延をした比較例２０では、フェライトが十
分に再結晶しないばかりか、残留オーステナイトも残り
にくくなるので、強度−延性バランスは著しく劣ってい
る。

【００５０】Ｍｎ含有率が本発明の範囲から高めに外れ
た鋼種Ｌを用いた比較例１８では、残留オーステナイト
量が5%以下で、十分な強度−延性バランスが得られなか
った。

【００５１】Ｍｎ含有率が低めに外れた鋼種Ｏを用いた
比較例２３では、オーステナイト中のＭｎ濃度が低すぎ
るため残留オーステナイト量が少なく、強度−延性バラ
ンスが劣っている。

【００５２】

【発明の効果】以上説明したように、この発明によれ
ば、良好な強度−延性バランスを有し、且つ、コイル内
の機械的性質のバラツキが小さい高張力熱延鋼板を製造
することができる。そしてこの鋼板を自動車の構造部材
に適用することにより、軽量化と衝突安全性の両立が求
められている自動車分野に寄与することができる。この
ように、加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法を提
供することができ、工業上有用な効果がもたらされる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 大村 雅紀 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 C:0.10 〜0.25wt.%、 Si:0.01〜1.00wt.%、 Mn:1.00〜2.00wt.%、および、 sol.Al:0.50〜2.00wt.% を含有し、残りFeおよび不可避的不純物からなる化学成
   分組成を有する鋼スラブを、フェライトとオーステナイ
   トとの２相混合領域に加熱した後、フェライトとオース
   テナイトとの２相混合領域で仕上圧延し、得られた熱延
   鋼帯を前記仕上圧延後のランナウトテーブルの前段では
   １５℃／ｓ以下で空冷し、後段では５０℃／ｓ以上で水
   冷却し、次いで350 〜500 ℃の温度範囲内で巻き取り、
   得られた鋼帯のミクロ組織をポリゴナルフェライトと体
   積率で５％以上の残留オーステナイトとからなる組織に
   することを特徴とする、加工性に優れた高張力熱延鋼板
   の製造方法。
2. 【請求項２】 C:0.10 〜0.25wt.%、 Si:0.01〜1.00wt.%、 Mn:1.00〜2.00wt.%、および、 sol.Al:0.50〜2.00wt.% を含有し、残りFeおよび不可避的不純物からなる化学成
   分組成を有する鋼スラブを、フェライトとオーステナイ
   トとの２相混合領域に加熱した後、フェライトとオース
   テナイトとの２相混合領域で仕上圧延し、得られた熱延
   鋼帯を前記仕上圧延後のランナウトテーブルで、初期冷
   却速度20℃/s以上で650 〜750 ℃の温度範囲内まで冷却
   し、当該温度範囲内に1s以上保持し、終期冷却速度20℃
   /s以上で冷却し、次いで350 〜500 ℃の温度範囲内で巻
   き取り、得られた鋼帯のミクロ組織をポリゴナルフェラ
   イトと体積率で５％以上の残留オーステナイトとからな
   る組織にすることを特徴とする、加工性に優れた高張力
   熱延鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 前記鋼スラブの前記加熱を、オーステナ
   イト単相領域で行なう請求項１または２記載の加工性に
   優れた高張力熱延鋼板の製造方法。