JPH1180892A - 耐衝撃特性および強度−伸びバランス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

Abstract

(57)【要約】 【課題】 優れた成形性と厳しい安全基準の両者を満足
する、耐衝撃特性および強度−伸びバランスに優れた高
強度高加工性熱延鋼板を提供する。 【解決手段】 Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、 Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.2 〜2.0 mass％ を含有し、残部は実質的にFeの組成とし、かつ主相が初
析フェライトで、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鋼組織とし、し
かも初析フェライトの結晶粒径を５μm 以下に抑制す
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、自動車用鋼板と
しての用途に用いて好適な耐衝撃特性および強度−伸び
バランス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。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な
いところに問題を残していた。また、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。

【０００４】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。

【０００５】

【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を兼ね備え（具体的には、強度
−伸びバランス（TS×El）が 27000 MPa・％以上、動的
ｎ値が0.35以上）、しかも加工・焼付硬化量（ＷＨ＋Ｂ
Ｈ）が 100 MPa以上の耐衝撃特性および強度−伸びバラ
ンスに優れた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。

【０００６】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
された。

【０００７】

【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、Ｔ
ＲＩＰ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。

【０００８】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。

【０００９】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号公報および特願平９−13
9802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。上記の開発技術により、成形性お
よび耐衝撃特性に優れた熱延鋼板を得ることができるよ
うになったが、強度や加工性を一層向上させることがで
きれば、より有利である。

【００１０】そこで、発明者らは、この点に関しさらに
研究を重ねた結果、製造工程中、仕上げ圧延の後段パス
の圧下率を高めるいわゆる後段パス強圧下圧延、あるい
は仕上げ圧延終了後、直ちに急冷を開始するいわゆる直
近急冷処理を採用することによって、結晶粒が効果的に
微細化し、引張強さひいては強度−伸びバランスの一層
の向上が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％、 Cr：0.2 〜2.0 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相を有し、かつ該
初析フェライトの結晶粒径が５μm 以下であることを特
徴とする耐衝撃特性および強度−伸びバランスに優れた
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強度−伸びバランス
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強度−伸びバランス
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％、 Cr：0.2 〜2.0 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、最終パスの圧下率を15％以上とするか、
または後段３パスの累積圧下率を50％以上とする後段パ
ス強圧下条件下で仕上げ圧延を 780〜980 ℃の温度で終
了し、ついで 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 350〜500 ℃まで冷却してから、コイ
ルに巻き取ったのち、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強
度−伸びバランスに優れた高強度高加工性熱延鋼板の製
造方法（製造法）。

【００１５】 ５． Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、 Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.2 〜2.0 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秒以内に強制冷却により
50℃/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、ついで強制冷却により50℃/s以
上の冷却速度で 350〜500 ℃まで冷却してから、コイル
に巻き取ったのち、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強度
−伸びバランスに優れた高強度高加工性熱延鋼板の製造
方法（製造法）。

【００１６】 ６． Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、 Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.2 〜2.0 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、最終パスの圧下率を15％以上とするか、
または後段３パスの累積圧下率を50％以上とする後段パ
ス強圧下条件下で仕上げ圧延を 780〜980 ℃の温度で終
了し、この仕上げ圧延終了直後１秒以内に強制冷却によ
り50℃/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、ついで強制冷却により50℃/s以
上の冷却速度で 350〜500 ℃まで冷却してから、コイル
に巻き取ったのち、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強度
−伸びバランスに優れた高強度高加工性熱延鋼板の製造
方法（製造法）。

【００１７】７．上記４，５または６において、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を、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
℃以下まで冷却する等温保持（緩冷却）−強制冷却処理
に変更することを特徴とする耐衝撃特性および強度−伸
びバランスに優れた高強度高加工性熱延鋼板の製造方法
（製造法′、′、′）。

【００１８】

【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。

【００１９】そこで、発明者らは、ベイナイトの生成を
回避すべく数多くの実験と検討を重ねた結果、(1) 鋼成
分としてCrを少量含有させると、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、ことを究明したのである。

【００２０】図２に、この発明の成分系における代表的
ＣＣＴ図を示す。同図に示したとおり、Crを少量添加す
ること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、好ましくはその後に急
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。

【００２１】さらに、図２に示す仕上げ圧延工程におい
て、最終パスの圧下率を15％以上とするか、または後段
３パスの累積圧下率を50％以上とするいわゆる後段パス
強圧下圧延を実施するか、あるいは仕上げ圧延終了後、
直ちに急冷を開始するいわゆる直近急冷を実施すると、
結晶粒が一層微細化して、引張強さひいては強度−伸び
バランスがさらに向上することも併せて究明された。

【００２２】そこで、この発明では、上記の後段パス強
圧下圧延または直近急冷処理を採用して、鋼中の初析フ
ェライトの結晶粒径を５μm 以下に低減するものとし
た。というのは、初析フェライトの結晶粒径を５μm 以
下にすることによって、TS×El≧ 27000 MPa・％という
優れた強度−伸びバランスが安定して得られるからであ
る。

【００２３】また、この発明において、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。

【００２４】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ＴＲ
ＩＰ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。

【００２５】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。

【００２６】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。

【００２７】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。

【００２８】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。

【００２９】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。

【００３０】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。

【００３１】Cr：0.2 〜2.0 mass％ このCr添加は、この発明の特徴の一つである。Crを添加
することにより、前述したように、第２相が針状フェラ
イト化する。そのためには、0.2 mass％以上の添加が必
要であるが、 2.0mass％を超えて添加すると粗大なCr炭
化物が生成して延性が阻害され、強度−伸びバランスお
よび動的ｎ値とも劣化するので、Cr量は0.2 〜2.0 mass
％の範囲に限定した。好ましくは 0.3〜1.8 mass％であ
る。

【００３２】図４および図５に、Cr量と強度−伸びバラ
ンスおよび動的ｎ値との関係について調べた結果をそれ
ぞれ示す。図４，５より明らかなように、Cr含有量が
0.2mass％以上、 2.0mass％以下の範囲で、TS×El≧270
00 (MPa・%)、動的ｎ値≧0.35の優れた加工性および耐
衝撃特性が得られている。なお初析フェライトの結晶粒
径は５μm 以下であった。

【００３３】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。

【００３４】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。

【００３５】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。

【００３６】次に、この発明の製造方法について具体的
に説明する。この発明では、基本的に、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、上記の製造過程において、後段パス強圧下
圧延または直近急冷処理を採用して、結晶粒の微細化を
図れば良い。

【００３７】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。

【００３８】ついで、熱間圧延を施した後、冷却処理を
施すわけであるが、この発明では、かような製造法とし
て３つの方法があるので、以下、各製造法毎に説明す
る。製造法 この方法は、熱間圧延工程の後段で強圧下圧延を採用し
た場合である。すなわち、粗圧延後の熱間仕上げ圧延に
際し、最終パスの圧下率を15％以上とするか、または後
段３パスの累積圧下率を50％以上とする後段パス強圧下
条件の下で仕上げ圧延を 780〜980 ℃の温度で終了する
方法である。かかる後段パス強圧下圧延が有用である理
由は、圧延工程の後段でかような強圧下を施すと、鋼中
に歪が残存し、これが駆動力となって再結晶が促進され
る（再結晶の核が多数存在する中で再結晶が進行する）
ため、結晶粒が効果的に微細化するからである。しかし
ながら、最終パスの圧下率が15％に満たなかったり、後
段３パスの累積圧下率が50％に満たないと、歪の蓄積が
不十分なため、上述のような再結晶が十分には進行せ
ず、この発明で目標とする５μm 以下の微細粒が得られ
ないので、この発明では熱間圧延の後段パスについて
は、最終パスの圧下率：15％以上または後段３パスの累
積圧下率：50％以上の条件下で行うものとした。

【００３９】図６(a), (b)に、熱間圧延の最終パス圧下
率および後段３パスの累積圧下率とTS×Elとの関係につ
いて調べた結果を示す。同図に示したとおり、最終パス
圧下率を15％以上とするか、または後段３パスの累積圧
下率を50％以上とすることにより、TS×El≧ 27000 MPa
・％の優れた強度−伸びバランスを得ることができた。
なお、上記した強度−伸びバランスに優れた材料はすべ
て、結晶粒径が５μm以下の微細粒となっていた。

【００４０】また、上記の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。

【００４１】ついで、 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
り、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。ここに、 620〜780 ℃の温度域ま
での冷却速度は、フェライト変態を促進させる上からは
30℃/s以上とすることが好ましい。しかしながら、300
℃/sを超えると鋼板形状が害されるので好ましくない。

【００４２】ついで、 350〜500 ℃の針状フェライト域
まで冷却し、この領域を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 1
00℃/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。な
お、 350〜500 ℃の温度域までの冷却速度は、針状フェ
ライトの析出を促進させる上からは30℃/s以上とするこ
とが好ましい。しかしながら、300 ℃/sを超えるとやは
り鋼板形状が害されるので好ましくない。

【００４３】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。

【００４４】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。

【００４５】製造法 この方法は、熱間圧延後、直近急冷を採用した場合であ
る。すなわち、熱間圧延後、１秒以内に強制的に急冷を
開始することによって結晶粒の微細化を図る方法であ
る。この時、急冷開始時間が１秒を超えると、満足いく
ほどの微細化が達成できずひいてはこの発明で所期した
ほど良好な強度−伸びバランスが得られないので、熱間
圧延終了後の冷却開始時間は１秒以内に限定した。図７
に、熱間圧延終了後、急冷処理を開始するまでの時間が
TS×Elバランスに及ぼす影響について調べた結果を示
す。同図に示したとおり、熱間圧延終了後、1.0 秒以内
に急冷を開始することによってTS×El≧ 27000 MPa・％
の優れた強度−伸びバランスを得ることができた。な
お、上記した強度−伸びバランスに優れた材料はすべ
て、結晶粒径が５μm以下の微細粒となっていた。

【００４６】また、その時の冷却速度が50℃/sに満たな
いと、やはり満足いくほどの微細化が達成できず、また
板幅方向の組織が不均一となって材質の均一性が劣化す
るので、冷却速度は50℃/s以上とする必要がある。とは
いえ、冷却速度が 300℃/sを超えると鋼板形状が害され
るので、鋼板形状を良好に保つためには、冷却速度は30
0 ℃/s以下とすることが好ましい。

【００４７】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
させるのは、製造法の場合と同じである。

【００４８】ついで、 350〜500 ℃の針状フェライト域
まで冷却するが、この際の冷却速度は50℃/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50℃/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。しかしながら、冷却速度が 300℃/sを
超えると、１次の急冷処理よりも低温とはいえ、やはり
鋼板の形状が悪化するので、 300℃/sとすることが好ま
しい。

【００４９】その後、10〜100 ℃/hの冷却速度で 300℃
以下まで徐冷することによって、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相を
形成させるのは、製造法の場合と同じである。

【００５０】製造法 この方法は、上記した熱間圧延後段での強圧下圧延と熱
間圧延直後の直近急冷とを併用した場合であり、かよう
な処理を施すことによって、結晶粒の一層の微細化ひい
ては強度−伸びバランスの一層の向上を図ることができ
る。

【００５１】製造法′、′、′ この方法は、上記製造法，，で述べた、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）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）
を採用した場合である。

【００５２】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。

【００５３】

【実施例】

実施例１ Ｃ：0.15mass％、Si：1.50mass％、Mn：1.0 mass％およ
びCr：0.4 mass％を含有し、残部は実質的にFeの組成に
なる鋼スラブ（Ｓ：0.0016mass％、Ｎ：0.0023mass％）
を、図８(a), (b), (c) に示すパターン、パターン
およびパターンに従い、表１に示す条件で処理し、室
温まで冷却した。なお、仕上げ圧延には、７スタンドの
仕上げ圧延機を用いた。図８中に示した各記号の意味は
それぞれ、次のとおりである。 Ｔ₁ ：熱延終了温度（℃） Ｔ₂ ：初析フェライト域での停止温度（℃） Ｔ₃ ：針状フェライト域での停止温度（℃） ｔ₁ ：熱延終了後、強制冷却を開始するまでの時間
（秒） ｔ₂ ：初析フェライト域での滞留時間（秒） ｔ₃ ：針状フェライト域での滞留時間（分） ｖ₁ ：熱延終了後の冷却速度（℃/s) ｖ₂ ：初析フェライト域滞留時における冷却速度（℃/
s) ｖ₃ ：初析フェライト域から針状フェライト域までの冷
却速度（℃/s) ｖ₄ ：針状フェライト域から 300℃までの冷却速度（℃
/h) ｖ₅ ：針状フェライト域滞留時における冷却速度（℃/
h) ｖ₆ ：針状フェライト域滞留後、300 ℃までの冷却速度
（℃/h)

【００５４】かくして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 (19
96)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（170 ℃）
後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９により求めた。各熱延鋼板の鋼組織、
TS×Elバランス、ＷＨ＋ＢＨおよび動的ｎ値について調
べた結果を整理して表２に示す。

【００５５】

【表１】

【００５６】

【表２】

【００５７】表２に示したとおり、この発明に従い、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、かつ初析フェ
ライトの結晶粒径を５μm 以下に制御したものはいずれ
も、TS×El≧ 27000 MPa・％の優れた強度−伸びバラン
スと動的ｎ値≧0.35の優れた耐衝撃特性、さらにはＷＨ
＋ＢＨ≧100 MPa という優れた加工・焼付硬化性を得る
ことができた。

【００５８】実施例２ 表３に示す成分組成になる鋼スラブを、表４に示すパタ
ーン−イ, −ロ、パターン−イ, −ロおよびパ
ターン−イ, −ロに従って処理し、熱延鋼板とし
た。なお、各鋼とも、Ｓは0.0010〜0.0020mass％、Ｎは
0.0020〜0.0030mass％の範囲内であった。得られた熱延
鋼板の鋼組織、強度−伸びバランス、ＷＨ＋ＢＨ、動的
ｎ値およびYRについて調べた結果を、表５に示す。

【００５９】

【表３】

【００６０】

【表４】

【００６１】

【表５】

【００６２】この発明に従い得られた鋼板はいずれも、
初析フェライトの結晶粒径が５μm以下で、しかも第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が形成されており、その結
果、TS×El≧ 27000 MPa・％、動的ｎ値≧0.35、ＷＨ＋
ＢＨ≧100 MPa の優れた強度−伸びバランス、耐衝撃特
性および加工・焼付硬化性が得られている。

【００６３】

【発明の効果】かくして、この発明に従い、主相を初析
フェライトとし、かつ第２相をマルテンサイト、針状フ
ェライトおよび残留オーステナイトの混合組織にすると
共に、結晶粒径を５μm 以下に制御することにより、格
段に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】Cr量と強度−伸びバランスとの関係を示すグラ
フである。

【図５】Cr量と動的ｎ値との関係を示すグラフである。

【図６】熱間圧延の最終パス圧下率および後段３パスの
累積圧下率とTS×Elとの関係を示したグラフである。

【図７】熱間圧延終了後、急冷処理を開始するまでの時
間とTS×Elとの関係を示したグラフである。

【図８】この発明に従う圧延−冷却パターンの模式図で
ある。

【図９】加工硬化量（ＷＨ）および焼付硬化量（ＢＨ）
の説明図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 三浦 和哉 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 清水 哲雄 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 古君 修 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、 Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.2 〜2.0 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相を有し、かつ該
   初析フェライトの結晶粒径が５μm 以下であることを特
   徴とする耐衝撃特性および強度−伸びバランスに優れた
   高強度高加工性熱延鋼板。
2. 【請求項２】 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強度−伸びバランス
   に優れた高強度高加工性熱延鋼板。
3. 【請求項３】 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強度−伸びバランス
   に優れた高強度高加工性熱延鋼板。
4. 【請求項４】 Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、 Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.2 〜2.0 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、最終パスの圧下率を15％以上とするか、
   または後段３パスの累積圧下率を50％以上とする後段パ
   ス強圧下条件下で仕上げ圧延を 780〜980 ℃の温度で終
   了し、ついで 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 350〜500 ℃まで冷却してから、コイ
   ルに巻き取ったのち、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強
   度−伸びバランスに優れた高強度高加工性熱延鋼板の製
   造方法。
5. 【請求項５】 Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、 Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.2 〜2.0 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秒以内に強制冷却により
   50℃/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、ついで強制冷却により50℃/s以
   上の冷却速度で 350〜500 ℃まで冷却してから、コイル
   に巻き取ったのち、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強度
   −伸びバランスに優れた高強度高加工性熱延鋼板の製造
   方法。
6. 【請求項６】 Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、 Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.2 〜2.0 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、最終パスの圧下率を15％以上とするか、
   または後段３パスの累積圧下率を50％以上とする後段パ
   ス強圧下条件下で仕上げ圧延を 780〜980 ℃の温度で終
   了し、この仕上げ圧延終了直後１秒以内に強制冷却によ
   り50℃/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、ついで強制冷却により50℃/s以
   上の冷却速度で 350〜500 ℃まで冷却してから、コイル
   に巻き取ったのち、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強度
   −伸びバランスに優れた高強度高加工性熱延鋼板の製造
   方法。
7. 【請求項７】 請求項４，５または６において、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を、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
   ℃以下まで冷却する等温保持（緩冷却）−強制冷却処理
   に変更することを特徴とする耐衝撃特性および強度−伸
   びバランスに優れた高強度高加工性熱延鋼板の製造方
   法。