JPH10204576A

JPH10204576A - 加工性および低温靱性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JPH10204576A
Application number: JP2333597A
Authority: JP
Inventors: Koichi Osawa; 紘一大沢; Satoo Kobayashi; 聡雄小林; Toshiaki Urabe; 俊明占部; Masaki Omura; 雅紀大村
Original assignee: NKK Corp; Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1997-01-22
Filing date: 1997-01-22
Publication date: 1998-08-04

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−
延性バランスを確保し、且つ加工後の脆性−延性破壊の
遷移温度が−６０℃以下の高強度熱延鋼板及びその製造
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で、組織がポリゴナルフェ
ライトと５vol.% 以上の残留γとの層状組織を有する熱
延鋼板。上記鋼板で組織にベイナイト及び／又はマルテ
ンサイも含む。上記組成のスラブを、（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 ℃で巻き取る。上記
方法で、仕上圧延後、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】この発明は自動車用の構造部
材に用いられる鋼板として、プレス成形に好適な加工性
と、加工後における良好な低温靱性とを有する高張力熱
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目指した車体の堅牢
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】一方、高張力鋼板は深絞り加工のような厳
しい加工を施すと、遷移温度が上昇して低温環境では脆
性破壊し易くなることが知られている。従って、自動車
の内板構造部材に高張力鋼板を使用した場合、衝突時に
脆性破壊を生じてはならない。脆性破壊を生じなけれ
ば、鋼板の強度に応じた衝突エネルギー吸収特性を期待
することができる。

【０００４】自動車の軽量化および衝突時の安全性向上
を図る高張力鋼板には、優れたプレス成形性を与えるた
めの強度−延性バランスの向上と、衝突時の安全性を確
保するための加工後における低温靱性の向上との両方が
要求される。

【０００５】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。

【０００６】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。

【０００７】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.%、sol.Al:0.8〜2.5 wt.%を有する鋼を、Ac₃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300 〜45
0 ℃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300 〜45
0 ℃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。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、先行技
術においては低温靱性は良好といえなかった。ちなみ
に、自動車用構造部材として使用するには、加工後の遷
移温度は−６０℃以下とする必要があり、これを満足す
るような材料設計が必須である。

【０００９】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−延性バランスを確保した上で、更
に、加工後にも−６０℃以下の低い脆性−延性破壊の遷
移温度となり、良好な低温靱性を示す高強度熱延鋼板お
よびその製造方法を提供することにある。

【００１０】

【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、加工性および低温靱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。

【００１１】残留オーステナイトを含有する高張力熱延
鋼板に、優れた加工性と低温靱性との両方を同時に与え
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、フェライトをポリゴナルフ
ェライトにし、しかも、ポリゴナルフェライトと残留オ
ーステナイトとの分布を制御する必要があることを見い
出した。即ち、ポリゴナルフェライトと残留オーステナ
イトとを層状に分布させることにより、鋼板内部におけ
る脆性亀裂の伝播が抑制され、良好な低温靱性を得るこ
とができることを見い出した。この場合、ポリゴナルフ
ェライトの結晶粒径は３〜２０μm の範囲内、そしてポ
リゴナルフェライトと残留オーステナイトとの間隔は３
〜２０μm の範囲内にあることが望ましい。

【００１２】ポリゴナルフェライトと残留オーステナイ
トとを層状に分布させる基本的方法は、熱延仕上圧延を
フェライトとオーステナイトとの２相混合領域（以下、
「（α＋γ）２相域」という）で行なうことである。
（α＋γ）２相域で圧延するためには、鋼材の成分組成
を調整する方法と、仕上圧延温度を調整する方法とがあ
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０．５０〜２．００w
t.%添加すると、熱間仕上圧延に適した８００〜１１５
０℃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ことに着眼し、so
l.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。

【００１３】本発明は、上述した知見に基づきなされた
ものであって、請求項１記載の加工性および低温靱性に
優れた高張力熱延鋼板は、 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し、そしてポリゴナルフェラ
イトと体積率で５％以上の残留オーステナイトとの層状
組織を有することに特徴を有するものである。

【００１４】請求項２記載の加工性および低温靱性に優
れた高張力熱延鋼板は、請求項１記載の鋼板と同じ化学
成分組成を有し、そして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の２相を主体とし、
残部ベイナイトおよび／またはマルテンサイトを含む層
状組織を有することに特徴を有するものである。

【００１５】請求項３記載の加工性および低温靱性に優
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
ナウトテーブルの前段では１５℃／ｓ以下の冷却速度で
空冷し、後段では５０℃／ｓ以上の冷却速度で水冷却
し、次いで350 〜500 ℃の温度範囲内で巻き取ることに
特徴を有するものである。

【００１６】請求項４記載の加工性および低温靱性に優
れた高張力熱延鋼板の製造方法は、請求項３記載の鋼板
の製造方法におけると同じ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35
0 〜500 ℃の温度範囲内で巻き取ることに特徴を有する
ものである。

【００１７】請求項５記載の加工性および低温靱性に優
れた高張力熱延鋼板の製造方法は、請求項３または４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。

【００１８】

【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。

【００１９】（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。

【００２０】（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。

【００２１】（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。

【００２２】（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、so
l.Ａｌ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、
sol.Ａｌ含有率が１．５０wt.%より少ない場合には、１
０００〜１２００℃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。

【００２３】（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、同時にフェライトとオーステナイトと
の分布を層状に保持することにも役立つ。

【００２４】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。

【００２５】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。

【００２６】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。

【００２７】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。

【００２８】（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おり、且つ、こ
れら両者が層状に分布した組織になっていることにあ
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
スを確保し、且つ、加工後における脆性−延性破壊の遷
移温度が−６０℃以下という良好な低温靱性を確保する
ためである。

【００２９】図１に、本発明鋼板の金属顕微鏡によるミ
クロ組織の一例を示す。同図は、圧延方向に平行で鋼板
面に直角な断面のミクロ組織であり、ポリゴナルな（粒
状）結晶粒が圧延方向に連なった部分がフェライトＦ、
その間の細長く延びた結晶粒の部分が残留オーステナイ
トＡであり、ポリゴナルフェライトＦと残留オーステナ
イトＡとが層状に分布している。図１のミクロ組織の残
留オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折法で測定したと
ころ１５％であった。また、ポリゴナルフェライトの結
晶粒径は８μｍ、ポリゴナルフェライトと残留オーステ
ナイトとの層間隔（各層の中心線間距離）ｄは８μｍで
ある。

【００３０】前述した通り、このようなミクロ組織にお
いて、残留オーステナイトの体積率を５％以上に制御す
ることにより、ＴＳ×Ｅｌを２４０００ＭＰa ・％以上
という強度−延性バランスを確保することができる。更
に、フェライトをポリゴナルフェライトに制御し、且つ
ポリゴナルフェライトと残留オーステナイトとの分布を
層状に制御することにより、鋼板内部での脆性亀裂の伝
播を抑制することができる。

【００３１】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残留オーステナイトとが主体を占
め層状に分布していれば、一部にベイナイトおよびマル
テンサイトが混在して分布する熱延鋼板であっても、本
発明が目的とする加工性および低温靱性を満たすことが
できる。

【００３２】（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が層状に分布した組織
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。

【００３３】（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、１
０００〜１２００℃前後に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単相域もいずれでも
よい。

【００３４】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こと、および、残
留オーステナイトとフェライトとを層状に分布させるこ
とができる。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。

【００３５】（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、これら両相が層状
に延ばされる。そして、圧延中は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以下の冷却速度で空冷し、後段では
５０℃／ｓ以上の冷却速度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、６５０〜７５
０℃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。

【００３６】（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
あり、一方、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３５
０〜５００℃の範囲内にしなければならない。

【００３７】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、一部にベイナイトおよび／またはマルテンサイトが
混在して分布する熱延鋼板であっても、本発明が目的と
する加工性および低温靱性を満たすことができる。

【００３８】上述したように、本発明は、加工性と加工
後における低温靱性とに優れた高張力熱延鋼板およびそ
の製造方法に関するものであり、残留オーステナイトを
５体積％以上含有させ、且つ、ポリゴナルフェライトと
残留オーステナイトとを層状に分布させた鋼板を、最終
的に得るために、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２４００
０ＭＰａ・％以上の強度−延性バランスと、加工後の遷
移温度が−６０℃以下の優れた低温靱性とを有する高張
力熱延鋼板が得られる。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
ができず、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。

【００３９】

【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。

【００４０】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のスラブを種々の条件で
熱延し、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を製造した。

【００４１】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。

【００４２】

【表１】

【００４３】

【表２】

【００４４】

【表３】

【００４５】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。

【００４６】このようにして得られた各鋼板について次
の試験をした。引張試験：鋼板の圧延方向に平行なＪＩＳ５号引張試
験片を採取し、機械的性質（ＹＰ、ＴＳ、Ｅｌ）を測定
した。なお、強度−延性バランスを表わす指標としての
ＴＳ×Ｅｌが２４０００ＭＰa ・％以上を高加工性と評
価した。

【００４７】カップ成形後の押広げ試験：各鋼板から
直径１１０ｍｍの円板を所定枚数ずつ切り出し、直径５
０ｍｍ、先端コーナー半径１０ｍｍの円筒状ポンチでカ
ップに絞り加工し、カップの高さ４０ｍｍで耳を切り落
とした。次いで、種々の温度に保持された上記カップを
円錐コーンで押広げ試験を行ない、脆性割れ発生の有無
を観察した。そして、延性割れから脆性割れに変化する
温度、即ち、遷移温度を求め、加工後の低温靱性を評価
した。遷移温度が低いほど低温靱性が優れており、−６
０℃以下を実用上から自動車用材料（構造部材）として
合格とした。

【００４８】Ｘ線回折試験：鋼板の板厚１／４位置の
残留オーステナイト量（体積％）をＸ線回折により測定
した。光学顕微鏡試験：鋼板の圧延方向断面についてミクロ
組織を観察し、ポリゴナルフェライトの生成有無、残留
オーステナイトとポリゴナルフェライトとの分布状態
（層状、等方分散）、並びに、ベイナイトおよびマルテ
ンサイトの生成有無を観察した。

【００４９】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。なお、同表
中、冷却条件のタイプＡは、請求項３または４に該当す
る場合であり、冷却途中での中間温度保持をしない場
合、そしてタイプＢは、請求項５または６に該当する場
合であり、冷却途中での中間温度保持をした場合であ
る。これらの結果より下記事項がわかる。

【００５０】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残留オーステ
ナイトの層状組織を呈し、残留オーステナイトが体積率
で５％以上含まれている。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−延性バランスを有し、且
つ、遷移温度は−６０℃以下で加工後の良好な低温靱性
を有する。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。

【００５１】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
好であることがわかる。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。

【００５２】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。

【００５３】sol.Ａｌ含有率が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
単層域となるため層状組織とならず、強度−延性バラン
スが劣る上に、低温靱性も劣っている。

【００５４】Ｓｉ含有率が範囲外である鋼種Ｍでは、比
較例１９および比較例２１に示すように、γ単層域圧延
にすると、残留オーステナイトの量は10% 以上となり、
良好な強度−延性バランスとなるが、カップの遷移温度
が−40℃程度であり、自動車用としては不適である。ま
た、この鋼種で（α＋γ）２相域圧延をすると、比較例
２０に示すように層状組織となるが、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、低温靱性は良好であるが、強度−延性バ
ランスは著しく劣っている。

【００５５】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てい
ない。

【００５６】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。

【００５７】

【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、加工後の
遷移温度が低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
および低温靱性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造
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。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明鋼板の鋼板面に直角な圧延方向断面の金
属顕微鏡によるミクロ組織の一例である。

【符号の説明】

Ａ残留オーステナイトＦポリゴナルフェライトｄポリゴナルフェライトと残留オーステナイトとの層
間隔

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

【特許請求の範囲】

【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
分組成を有し、そして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の層状組織を有するこ
とを特徴とする、加工性および低温靱性に優れた高張力
熱延鋼板。
【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
分組成を有し、そして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の２相を主体とし、残
部ベイナイトおよび／またはマルテンサイトを含む層状
組織を有することを特徴とする、加工性および低温靱性
に優れた高張力熱延鋼板。
【請求項３】 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以下の冷却速度で空冷し、後段では５０℃／
ｓ以上の冷却速度で水冷却し、次いで350 〜500 ℃の温
度範囲内で巻き取ることを特徴とする、加工性および低
温靱性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。
【請求項４】 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
き取ることを特徴とする、加工性および低温靱性に優れ
た高張力熱延鋼板の製造方法。
【請求項５】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３または４記載の加工性お
よび低温靱性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。