JPH1180893A

JPH1180893A - 耐衝撃特性に優れかつ板クラウンが良好な高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JPH1180893A
Application number: JP16871998A
Authority: JP
Inventors: Takaaki Hira; 隆明比良; Shusaku Takagi; 周作高木; Shinjiro Kaneko; 真次郎金子; Kazuya Miura; 和哉三浦; Osamu Furukimi; 古君　　修
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1997-07-11
Filing date: 1998-06-16
Publication date: 1999-03-26
Anticipated expiration: 2018-06-16
Also published as: JP3755300B2

Abstract

(57)【要約】【課題】優れた成形性と耐衝撃特性を備え、かつ板ク
ラウンが良好な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の組成になり、主相が初析
フェライト、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、さらに
初析フェライトの結晶粒径を５μm 以下、板クラウンを
140μm 以下とする。

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に優れかつ板クラ
ウンが良好な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。また、特に自動車のサイドメンバーのような部位に
用いられる鋼板については、板クラウンが発生すると、
その後の成形が困難となるため、この点の解決も望まれ
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＋ＢＨ）が 100 MPa以上でかつ板クラウンが 140
μm 以下の、耐衝撃特性に優れかつ板クラウンが良好な
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鋼では、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、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。

【００１１】しかしながら、上記したような強圧下圧延
を実施した場合には、板材の加工硬化に起因して、板ク
ラウンが大きくなることが判明した。そこで、発明者ら
は、次にこの点について検討した結果、潤滑圧延好まし
くはエンドレス圧延を活用した潤滑圧延を採用して、圧
延荷重比を低減してやれば、この問題も有利に解消され
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。

【００１２】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、しかも
該初析フェライトの結晶粒径が５μm 以下で、かつ板ク
ラウンが140 μm 以下であることを特徴とする耐衝撃特
性に優れかつ板クラウンが良好な高強度高加工性熱延鋼
板。

【００１３】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に優れかつ板クラウンが良
好な高強度高加工性熱延鋼板。

【００１４】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に優れかつ板クラウンが良
好な高強度高加工性熱延鋼板。

【００１５】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
ス強圧下条件で、かつ圧延荷重比：0.70以下の条件下で
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に優れかつ板クラウンが良
好な高強度高加工性熱延鋼板の製造方法。

【００１６】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、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
ス強圧下条件で、かつ圧延荷重比：0.70以下の条件下で
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、２〜60分間の等温保持処理または冷却速度：50℃/h
未満の緩冷却処理を施したのち、強制冷却により50℃/h
以上の冷却速度で 300℃以下まで冷却することを特徴と
する耐衝撃特性に優れかつ板クラウンが良好な高強度高
加工性熱延鋼板の製造方法。

【００１７】

【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。

【００１８】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。

【００１９】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。

【００２０】ここに、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。

【００２１】次に、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ＴＲＩＰ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。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るのである。

【００２２】ところで、発明者らの実験によれば、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こと
によって、結晶粒が一層微細化され、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。

【００２３】そこで、この発明では、上記の後段パス強
圧下圧延を採用して、鋼の結晶粒径を５μm 以下に低減
するものとした。というのは、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。

【００２４】図４(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。
また、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以下であった。

【００２５】しかしながら、高強度熱延鋼板において
は、従来、圧延変形抵抗が高いために大きな板クラウン
が発生するという問題があり、とりわけかような強圧下
圧延を行った場合には、板クラウンを小さくするのが困
難である。実際、上記の熱延条件下では通常、 160μm
以上の大きな板クラウンが発生し、サイドメンバーのよ
うな曲げを受ける部位においてはスプリングバック量が
場所によって異なるためその使用が危ぶまれる。上記の
用途に適用する場合には、板クラウンを 140μm 以下好
ましくは40μm以下に制限する必要がある。

【００２６】そこで、次に発明者らは、この点を解決す
べく種々検討を重ねた結果、潤滑圧延によって圧延荷重
比を低減することが、板クラウンの減少に極めて有効で
あることを突き止めた。

【００２７】図５に、潤滑圧延の時の圧延荷重と無潤滑
圧延の時の圧延荷重との比すなわち圧延荷重比と板クラ
ウンとの関係について調べた結果を示す。なお、板クラ
ウンは、板の幅方向における中央部と最端部から25mm位
置の厚み差で評価した。また、圧延荷重比は、各圧延ス
タンドで求めた潤滑時／無潤滑時の比を全スタンド（こ
こでは７スタンド）で平均した。同図より明らかなよう
に、圧延荷重比を 0.7以下まで低減することによって、
板クラウンを 140μm 以下に減少させることができた。
さらに圧延荷重比を0.65以下まで低減した場合には、板
クラウンを40μm 以下まで減少させることができた。そ
こで、この発明では、かような潤滑圧延を活用して、板
クラウンを 140μm以下（好ましくは40μm 以下）に抑
制することにしたのである。

【００２８】また、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。

【００２９】さらに、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。

【００３０】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。

【００３１】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。

【００３２】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。

【００３３】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。

【００３４】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。

【００３５】図６および図７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６，７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。また、上記の範囲において、
初析フェライトの結晶粒径は５μm 以下であった。

【００３６】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。

【００３７】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。

【００３８】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
させることが望ましい。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。

【００３９】次に、この発明鋼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
下圧延を施して、結晶粒の微細化を図るに際し、潤滑圧
延を採用して低圧延荷重比の下で圧延を実施することに
より、板クラウンの劣化を防止するわけである。

【００４０】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。

【００４１】ついで、熱間圧延を施すわけであるが、こ
の発明では、この熱間圧延工程の後段で強圧下圧延を実
施する。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圧延を
行う。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ず、ひ
いてはTS×El≧ 27000 MPa・％の優れた強度−伸びバラ
ンスが得られないので、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必要があ
る。

【００４２】また、上記の後段パス強圧下圧延は、少な
くとも当該スタンド好ましくは後段３スタンドについ
て、圧延荷重比が 0.7以下の潤滑下で行う必要がある。
というのは、潤滑圧延によって圧延荷重比を 0.7以下ま
で低減しないと、前掲図５に示したように、板クラウン
を 140μm 以下に低減できないからである。また、特に
板クラウンを40μm 以下に低減するためには、圧延荷重
比を0.65以下とする必要がある。なお、前掲図５および
以後の記載において、圧延荷重比は後段３スタンドの圧
延荷重比の最大値で表すものとする。また、圧延荷重比
の調整は、潤滑油の量や濃度を調整することによって容
易に行うことができ、ここに潤滑油としては合成エステ
ル油をスプレイで供給する方法が好適である。さらに、
かような熱間圧延に際しては、先行スラブの後端と後行
スラブの先端を接合して熱間圧延を連続的に実施する、
いわゆるエンドレス圧延を採用すると効果が一層向上す
る。

【００４３】また、上記の仕上げ圧延における圧延終了
温度は 780〜980 ℃とすることが好ましい。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。

【００４４】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。

【００４５】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。

【００４６】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。

【００４７】また、この発明では、上記したコイルに巻
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
採用することもできる。

【００４８】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。

【００４９】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相が存在し、しかも初
析フェライトの結晶粒径が５μm 以下の、所望の鋼組織
とすることができるのである。

【００５０】

【実施例】

実施例１Ｃ：0.15mass％、Si：1.51mass％、Mn：1.4 mass％およ
びCr：0.41mass％を含有し、残部は実質的にFeの組成に
なる鋼スラブ（Ｓ：0.0015mass％、Ｎ：0.0028mass％）
を、1200℃に加熱後、粗圧延し、ついで表１に示す条件
下で熱間仕上げ圧延を施したのち、80℃/sの速度で 720
℃まで冷却し、この温度に５秒保持してから、同じく80
℃/sの速度で 450℃まで冷却したのち、コイルに巻取
り、巻取り後15分間保持してから、 100℃/hの速度で室
温まで冷却した。なお、熱間仕上げ圧延機としては７ス
タンドの圧延機、また潤滑油としては合成エステル油を
用い、各圧延における圧延荷重比は、潤滑油の量および
濃度等を変化させて調整した。

【００５１】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時（170
℃）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、板クラウン、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。

【００５２】

【表１】

【００５３】

【表２】

【００５４】表２に示したとおり、この発明に従い得ら
れたものはいずれも、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からなる混合組
織を有し、しかも初析フェライトの結晶粒径は５μm 以
下でかつ板クラウンは 140μm 以下で、しかもTS×El≧
27000MPa・％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 MP
a という優れた加工・焼付硬化性を得ることができた。

【００５５】実施例２表３に示す種々の成分組成になる鋼スラブを、図８(a),
(b)に示すパターンＸおよびパターンＹに従い表４に示
す条件で処理し、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。かくして得られた熱延鋼板の鋼組織、
板クラウン、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、表５に示す。

【００５６】

【表３】

【００５７】

【表４】

【００５８】

【表５】

【００５９】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は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および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。また、板ク
ラウンはいずれも、140 μm 以下であった。

【００６０】

【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、初析フェライトの結晶粒径を５μm 以下、板クラ
ウンを40μm 以下に制御することにより、いかような部
位にも使用できる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】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５】圧延荷重比と板クラウンとの関係を示したグラ
フである。

【図６】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７】Cr量と動的ｎ値との関係を示すグラフである。

【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)発明者金子真次郎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

【特許請求の範囲】

【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、しかも
該初析フェライトの結晶粒径が５μm 以下で、かつ板ク
ラウンが 140μm以下であることを特徴とする耐衝撃特
性に優れかつ板クラウンが良好な高強度高加工性熱延鋼
板。
【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に優れかつ板クラウンが良
好な高強度高加工性熱延鋼板。
【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に優れかつ板クラウンが良
好な高強度高加工性熱延鋼板。
【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
ス強圧下条件で、かつ圧延荷重比：0.70以下の条件下で
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に優れかつ板クラウンが良
好な高強度高加工性熱延鋼板の製造方法。
【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、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
ス強圧下条件で、かつ圧延荷重比：0.70以下の条件下で
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、２〜60分間の等温保持処理または冷却速度：50℃/h
未満の緩冷却処理を施したのち、強制冷却により50℃/h
以上の冷却速度で 300℃以下まで冷却することを特徴と
する耐衝撃特性に優れかつ板クラウンが良好な高強度高
加工性熱延鋼板の製造方法。