WO2001023625A1 - Tole d'acier et son procede de fabrication - Google Patents

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WO2001023625A1
WO2001023625A1 PCT/JP2000/006640 JP0006640W WO0123625A1 WO 2001023625 A1 WO2001023625 A1 WO 2001023625A1 JP 0006640 W JP0006640 W JP 0006640W WO 0123625 A1 WO0123625 A1 WO 0123625A1
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WO
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cooling
less
rolling
steel sheet
temperature
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PCT/JP2000/006640
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Tadashi Inoue
Yoichi Motoyashiki
Hiroyasu Kikuchi
Toru Inazumi
Yoshimasa Funakawa
Hiroshi Nakata
Sadanori Imada
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Nkk Corporation
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Publication date
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    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab

Definitions

  • the present invention relates to a thin steel sheet such as a hot-rolled steel sheet and a cold-rolled steel sheet, and a method for producing the thin steel sheet.
  • Thin steel sheets such as hot-rolled steel sheets and cold-rolled steel sheets are used in a wide range of fields such as automobiles, home appliances, and industrial machinery. Since such thin steel sheets are often used after being subjected to some kind of processing, various workabilities are required. For example, a high-strength hot-rolled steel sheet with a strength of 340MPa or higher that does not undergo drawing is required to have high elongation flangeability during boring.
  • Japanese Patent Publication No. 61-15929 and Japanese Patent Publication No. 63-6752 disclose high-strength hot-rolled steel sheets by controlling the cooling rate after hot rolling and the winding temperature.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-241742 proposes a method of improving the uniformity of mechanical properties in a hot-rolled coil by continuous hot-rolling.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet manufactured by the method described in JP-B-61-15929-JP-B-63-6752 could not obtain sufficiently excellent stretch flangeability. Even when the method described in JP-A-9-241742 was applied to a high-strength thin steel sheet, excellent uniformity of mechanical properties could not be obtained.
  • a high-strength hot-rolled steel sheet having a composite structure mainly composed of ferrite and martensite has a high elongation-strength balance and excellent workability.
  • Application to various structural members / parts is being promoted for the purpose, but with the expansion of the application range, its use is becoming severer year by year, and further improvement in workability is desired.
  • In order to improve the elongation-strength balance of such a composite structure steel it is necessary to further refine the composite structure.
  • a technique has been proposed to achieve fine dispersion of ferrite and miniaturization of martensite by applying a cumulative reduction of 45% or more.
  • An object of the present invention is to provide a method for producing a thin steel sheet which is capable of obtaining high-strength thin steel sheets having various strength levels having excellent workability including stretch flangeability and uniform mechanical properties. .
  • the present invention provides a thin steel sheet having a step of manufacturing a rough bar, a step of manufacturing a steel strip, a step of primary cooling, a step of cooling, a step of secondary cooling, and a step of winding And a method for producing the same.
  • the step of manufacturing the rough bar comprises roughly rolling a continuous production slab having a C content of 0.8% or less by weight.
  • the step of manufacturing the steel strip includes finish rolling the rough bar at a finishing temperature of (Ar 3 transformation point ⁇ 20) or higher.
  • the primary cooling step comprises cooling the finish-rolled steel strip to a temperature of 500-800 at a cooling rate exceeding 120 ° C / sec.
  • the cooling step comprises cooling the primary cooled steel strip for 1 to 30 seconds.
  • the secondary cooling step includes cooling the steel strip that has been allowed to cool at a cooling rate of 20 ° C./sec or more.
  • the winding step comprises winding the secondary cooled steel strip at 650 at the following winding temperature.
  • the step of producing the steel strip comprises finish rolling at a finishing temperature of (Arcm transformation point-20) or higher.
  • the present invention provides a method of manufacturing a high-strength thin steel sheet excellent in sheet shape and workability, which can refine the structure without impairing the sheet shape and improve the elongation-strength balance. Aim.
  • the present invention provides a thin steel sheet comprising a slab manufacturing step, a hot rolling step, a primary cooling step, a step of performing slow cooling or cooling, and a winding step.
  • a manufacturing method is provided.
  • the process for manufacturing the slab is as follows: C: 0.04 to 0.2%, Si: 0.25 to 2%, Mn: 0.5 to 2.5 Sol. It consists of continuously producing steel containing 1% or less.
  • the hot rolling step comprises roughly rolling the slab to produce a rough bar, and finish rolling the rough bar.
  • the finish rolling is completed at a rolling reduction of the final stand of less than 30% and a temperature range from the Ar 3 transformation point to (Ar 3 + 60 ° C.).
  • the primary cooling step is to start cooling within 1.0 seconds after the end of hot rolling consists in performing at 200 Bruno sec greater cooling to (Ar 3 -3 Ot :) ⁇ A r E transformation point.
  • a method of manufacturing a thin steel sheet comprising a process of manufacturing a rough bar, a process of finish rolling, a process of primary cooling, a process of slow cooling, a process of secondary cooling, and a winding process provide.
  • the process for producing a coarse bar is as follows: C: 0.04 to 0.2%, Si: 0.25 to 2%, Mn: 0.5 to 2.5%, Sol. : Consists of roughly rolling steel containing 0.1% or less.
  • the primary cooling step is to finish the cooling zone in which the difference between the cooling start temperature and the cooling end temperature is 100 or more and less than 250 within 1.0 second after finishing rolling, with more than 20 O ⁇ / s. It consists of cooling the rolled steel.
  • Slow cooling process temperature range of 720 ° C or lower and 580 ° C or higher for 2 sec or more for 20 s It consists of cooling the primary cooled steel below 10 ° CZs or less.
  • the secondary cooling step consists of cooling the slowly cooled steel at a rate of 3 O: nos or more after slow cooling.
  • the winding process consists of winding the secondary cooled steel at a winding temperature of less than 400.
  • the present invention provides a method for producing a thin steel sheet comprising a step of producing a rough bar, a step of finish rolling, a primary cooling step, a slow cooling step, and a winding step.
  • the process for producing the coarse bar is as follows: C: 0.04 to 0.12%, Si: 0.25 to 2%, Mn: 0.5 to 2.5%, Sol. l: 0.1% or less, consisting of rough rolling of steel consisting essentially of Fe and unavoidable impurities.
  • the step of finish rolling comprises finish rolling the rough bar at a rolling end temperature of Ar 3 or more.
  • the primary cooling process cools the finish-rolled steel within 200 seconds over 1.0: Zs within 1.0 seconds, where the difference between the cooling start temperature and the cooling end temperature is 100 or more and less than 250. Consisting of
  • the slow cooling process consists of cooling the primary cooled steel in a temperature range below 720 and above 580 and below 10 a C / s for less than 20 sec.
  • the winding process consists of winding steel that has been slowly cooled at a temperature of 400 ° C or more and less than 540.
  • FIG. 1 is a graph showing the effects of the cooling start time and the primary cooling rate according to Best Mode 2 on the value of TSXE1 of a steel sheet.
  • FIG. 2 is a diagram showing the effect of the primary cooling rate on the notch elongation-strength balance according to the best mode 3.
  • FIG. 3 is a diagram showing the balance between the hole expansion ratio and the strength according to Best Mode 4.
  • Method for producing a thin steel sheet Best Mode 1 the steps of the C content to produce a rough rolling to rough bars successive ⁇ slab 8 wt% or less 0.1, the coarse bar (Ar 3 transformation point - 20) a step of producing a steel strip by finish rolling at the above finishing temperature, and a step of primary cooling the steel strip after the finish rolling to a temperature of 500 to 800 at a cooling rate exceeding 12 (T / sec, A step of allowing the steel strip after the primary cooling to cool for l to 30 sec; a step of secondary cooling the steel strip after the cooling to 2 (a cooling rate of TC / sec or more; Winding the steel strip at 650 at the following winding temperature.
  • crystal grains immediately after finish rolling are refined.
  • crystal grains can be refined in the subsequent steps.
  • additional properties such as strength-ductility balance and stretch flangeability can be improved.
  • the steel strip After rolling, if the steel strip is primarily cooled to a temperature of 500 to 800 ° C at a cooling rate of more than 12 (TC / sec), precipitates such as ferrite grains and pearlite after transformation can be refined. Performance can be improved.
  • the steel strip After the primary cooling, the steel strip is allowed to cool for l ⁇ 30sec, and then the secondary cooling is performed at a cooling rate of 207sec or more. If the structure in the coil after winding can be made uniform, the mechanical properties of the coil Uniformity can be achieved.
  • the slab temperature before rolling can be made uniform and the mechanical properties in the coil can be improved.
  • the quality can be made more uniform.
  • the temperature of the material to be rolled during rolling can be made more uniform, and the mechanical properties in the coil can be made more uniform.
  • the above-mentioned quenching stop temperature is set within the range of the present invention, and the temperature fluctuation in the coil width direction and the longitudinal direction after the quenching is performed. (Highest value-lowest value) must be within 60 ° C. Note that the temperature in the coil width direction in the present invention indicates a range excluding 30 ⁇ from both edges of the coil width in consideration of the measurement method of the temperature sensor.
  • the quenching ability by performing cooling with a heat transfer coefficient of 2000 kcal / m 2 h or more, the fluctuation in temperature after the quenching can be reduced.
  • the fluctuation (maximum value and minimum value) of the tensile strength in the width direction and the longitudinal direction of the hot-rolled steel strip is reduced.
  • a thin steel sheet having an average tensile strength of ⁇ 8% or less can be obtained.
  • a steel sheet with such a small variation has small press workability (spring back during bending, etc.) within the coil, and has excellent performance as a material.
  • the steel components are not particularly limited, and conventional component systems of high-strength hot-rolled steel sheets and high-strength cold-rolled steel sheets having various strength levels can be applied. That is, the present invention can be applied not only to a simple carbon steel sheet but also to a steel sheet containing special elements such as Ti, Nb, V, Mo, Zr, Ca, and B.
  • the thin steel sheet of the present invention can be manufactured by a normal steelmaking-hot rolling process, but can also be applied to a direct rolling process in which a slab after continuous forming is directly hot-rolled without passing through a heating furnace. It is also effective for a continuous rolling process using a coil box or the like.
  • finish rolling when the material to be rolled is heated by the induction heating device, it is effective to carry out edge heating.
  • finish rolling if the finish rolling is preferably performed so that the difference in the finishing temperature within the material to be rolled is within 50 or less, the structure in the steel strip immediately after the finish rolling can be made uniform. Uniform mechanical properties can be achieved.
  • the upper limit of the finishing temperature is (Ar 3 transformation point + 50) when the C content is 0.8% by weight or less. If it exceeds 10% by weight, it is preferable to set it to (Acm transformation point + 100) or less.
  • the start of the primary cooling it is preferable to set the start of the primary cooling to more than 0.5 sec within the scope of the present invention in order to make the variation in the material to a more preferable level.
  • the cooling rate is preferably 200 t: / sec or more, more preferably 400 Vsec or more, from the viewpoint of obtaining a finer structure.
  • a preferable heat transfer coefficient is 5000 kcal / m 2 h or more, and a more preferable level is 8000 kcal / m ° C or more.
  • the performance at the customer can be remarkably improved by controlling the fluctuation of the tensile strength to within ⁇ 4%.
  • the variation of the material can be narrowed in this way by keeping the fluctuation of the stop temperature of the rapid cooling (primary cooling) within 4 (TC).
  • the fluctuation of the tensile strength can be reduced to within ⁇ 2%.
  • the above-mentioned quenching stop temperature fluctuations should be within 20. The reduction in material fluctuations can be determined from the relationship between these temperatures and the fluctuations in tensile strength.
  • the secondary cooling rate is set to 100 / sec or more in order to improve workability by making the structure finer.
  • annealing is more preferably performed by continuous annealing in order to achieve uniform mechanical properties.
  • the steels Nos. 1 to 5 of the composition shown in Table 1 were melted, and hot-rolled coil Nos. 1 to 11 with a thickness of 3 mm were manufactured under the hot rolling conditions shown in the table.
  • the heat transfer coefficient in the primary cooling in the example of the present invention is 3000 to 4000 kcal / m3 ⁇ 4 ° C.
  • Tensile test specimens are taken from five locations in the longitudinal direction of the hot-rolled coil, and the average tensile strength (TS), total elongation (El), variation in tensile strength (ATS), variation in total elongation ( ⁇ ⁇ 1) was measured.
  • TS average tensile strength
  • El total elongation
  • ATS variation in tensile strength
  • ⁇ ⁇ 1 variation in total elongation
  • the TS of the present invention example is smaller in each of the component systems, and the mechanical properties in the coil are smaller.
  • the hot rolled coil has a high E1 and excellent workability.
  • the variation in the rapid cooling (primary cooling) stop temperature in the coil is smaller than that of the conventional method using laminar cooling, and the variation in mechanical properties is reduced to a more desirable level.
  • the cooling method in the present invention is a multi-jet type cooling method having a high heat transfer coefficient. io / oofcvl3d OAV
  • the present inventors first developed a new proximity-type rapid cooling device to investigate microstructural refinement based on the region where the primary cooling rate exceeds 200 ° C / sec, and varied the rolling conditions. I changed and made intensive studies. As a result, under the condition that the primary cooling rate exceeds 20 (TCZ sec), the finish rolling is completed at the Ar 3 transformation point ⁇ (A r 3 + 60 ° C), and the time from the end of the finish rolling to the start of cooling The present invention is completed by finding that a microstructure exceeding the above-mentioned conventional technology can be obtained even when the rolling reduction of the final stand of the finishing mill is less than 30% by defining the time limit within 1.0 seconds. Reached.
  • the cooling start time has been studied so far.
  • hot rolling is terminated at the Ar 3 transformation point or more, and then 0.1 to 5
  • a technology has been proposed in which cooling is started within 0 seconds and cooled at a primary cooling rate of 5 OV sec or more.
  • the finish temperature of the finish rolling is not specified, and it is only a result examined in a region of the primary cooling rate of 200: / sec or less.
  • the effect of the limitation of the cooling start temperature in this technique is not the refinement of the structure but the promotion of ferrite transformation by preventing austenite from becoming coarse before transformation. .
  • the present invention realizes the refinement of the structure by limiting the range of the finish rolling end temperature and the cooling start time after rolling based on the primary cooling rate exceeding 200t: Zs ec. It is.
  • the present invention provides the following (1) to (4).
  • the rough bar is heated at the entrance side of the continuous hot finishing rolling mill or between the stands of the continuous hot finishing rolling mill, and the high bar having excellent plate shape and workability as described in (1) above is heated. Manufacturing method of high strength hot rolled steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheet targeted in the present invention is used for automobile parts and members for machine structural use, etc., and has a tensile strength of 490 to 980 MPa class, and is a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in workability. Or its thin steel plate.
  • an excellent level of processing is achieved when both of the direct-feed rolling process that directly performs from continuous forming to hot rolling and the process that involves reheating are performed.
  • the steel composition in the present invention is, by weight%, C: 0.04 to 0.2%, Si: 0.25 to 2.0%, Mn: 0.5 to 2.5%, Sol. A1 : 0.1% or less, and if necessary, one or two or more of Ti, Nb, V, and Zr in a total content of 0.01 to 0.2%. Depending on: Cr: 1% or less and Mo: 0.5% It contains one or two of the following:
  • C enhances the hardenability of untransformed austenite and mixes an appropriate amount of martensite or a mixture of martensite and bainite in the composite structure.
  • the C content is set to 0.04 to 0.2%.
  • Si strengthens ferrite by solid solution strengthening, and promotes precipitation of ferrite during slow cooling or cooling in the temperature range from the Ar 3 transformation point to the Ar transformation point after hot rolling, and in a short time. It is an element that precipitates ferrite and also contributes to the enrichment of C in untransformed austenite.
  • the Si content is less than 0.25%, the above effects cannot be obtained, and if the Si content exceeds 2.0%, the weldability and the surface properties deteriorate. Therefore, the 31 content is set to 0.25 to 2.0%.
  • Mn is an element that enhances the hardenability of untransformed austenite and has the same effect as C described above. However, if the Mn content is less than 0.5%, the above effects cannot be obtained.On the other hand, if the Mn content exceeds 2.5%, not only the above effects are saturated but also a band-like structure is formed. Degrades the workability of the steel sheet. Therefore, the Mn content is set to 0.5 to 2.5%.
  • A1 is used as a deoxidizing agent and has an effect of fixing N contained as an unavoidable impurity and improving workability. However, if the Sol.A1 content exceeds 0.1%, this effect is saturated, and the cleanliness is deteriorated to deteriorate the workability.Therefore, the Sol.A1 content is 0.1% or less. And
  • Ti, Nb, V, and Zr are 0.01 to 0.2% in total.
  • Ti, Nb, V, and Zr are solid solutions by strength adjustment or carbonitride formation. If necessary, one or more of these may be added in a total amount of 0.01 to 0.2% for non-aging (improving deep drawability) through reduction of N. Utilize the addition of these elements In addition, by adopting the manufacturing method described below, it is possible to further increase the strength and workability of the steel sheet.
  • Cr and Mo are elements that enhance the hardenability of untransformed austenite, and have the same effect as C and Mn.However, since they are expensive elements, adding more than necessary increases cost and increases weldability. Deteriorate. Such an increase in cost and deterioration of weldability becomes a problem when Cr exceeds 1% and Mn exceeds 0.5%, so the Cr content is reduced by 1%. The Mn content is set to 0.5% or less.
  • Ca may be added in an amount of 0.05% or less for the purpose of improving workability.
  • a trace element for improving hot workability can be added.
  • the final stand when a steel slab obtained by continuously forming steel having the above-described components is reheated or directly hot-rolled, the final stand has a rolling reduction of 30% in finish rolling following rough rolling. Finish rolling in the temperature range of Ar 3 transformation point to (A r 3 + 60 ° C), then start cooling within 1.0 second after the end of hot rolling, and then (A r 3- 3 0 ° to primary cooling to C) to a ri transformation point done in 2 0 0 ec greater, a r 3 transformation point ⁇ a in a temperature range of r transformation point 1 0 ° CZ sec or less in 2 seconds on more than gentle After cooling or leaving to cool, it is wound at 300 ° C or less after secondary cooling at 300 ° C or more.
  • the reason why the rolling reduction in the final stand of the finish rolling is less than 30% is to adjust the plate shape. If the rolling reduction in the final stand is 30% or more, it is difficult to adjust the plate shape, and a steel plate having an excellent plate shape cannot be obtained. On the other hand, the lower limit of the rolling reduction in this final stand is not particularly specified, but it is desirable to perform rolling at a rolling reduction of 1% or more in order to surely perform shape adjustment.
  • Finish rolling is completed in the temperature range from the Ar 3 transformation point to (Ar 3 +60 :) temperature. Then, runout cooling is started within 1.0 seconds after the end of hot rolling, and (A r 3 — 30 ° (:) ⁇ A r Primary cooling to the i transformation point is performed at more than 200 t: / sec because the ferrite and austenite that form during the subsequent slow cooling or cooling from the Ar 3 transformation point to the Ari transformation point
  • the austenite grain size before the start of runout cooling is refined, and at the same time, the density of the transformation zone in the austenite grains is increased, and the nucleation frequency of ferrite during transformation It is to increase.
  • the finish temperature of finish rolling is defined as the Ar 3 transformation point ⁇ (Ar 3 + 60 t :), and runout cooling is started within 1.0 seconds after finish rolling, so that the austenite grain size before transformation is reduced.
  • the deformation zone density in the crystal grains can be maintained at a sufficiently high level, and a large number of ferrite nuclei can be generated not only in the austenite crystal grain boundaries but also in the crystal grains.
  • the ferrite transformation start temperature is reduced, and the crystal growth rate after ferrite nucleation is generated should be kept low.
  • slow cooling or cooling for 10 seconds or less at 10 ° CZ sec or less is performed to promote ferrite transformation, and ferrite transformation is sufficiently performed. This is because slow cooling or cooling for more than 2 seconds is required to proceed. However, if this slow cooling or cooling is longer than 20 seconds, pearlite tends to precipitate, and if pearlite precipitates, the workability deteriorates. It is desirable.
  • the present inventors conducted an experiment to investigate the effects of the above-described primary cooling rate and cooling start time on the elongation-strength balance of the steel sheet.
  • a steel slab obtained by continuously forming 0.08 C—0.51 S i-1.2 OMn- 0.04 sol.A 1 steel was roughly rolled, and then the rolling reduction of the final stand was performed.
  • the value of TS XE 1 was determined by subjecting it to a tensile test, and Fig. 1 is a graph showing the relationship between the value of TS XE 1 of the obtained steel sheet and the cooling start time at each cooling rate.
  • the widthwise edge of the coarse bar is controlled by an induction heating device installed on the entry side of the continuous hot finishing mill or between the stands of the continuous hot finishing mill.
  • the effect of the present invention can also be obtained by heating the part.
  • the effect of the present invention can be obtained in principle regardless of whether or not the rough bar is heated or kept heat before the finish rolling, and the method thereof. Therefore, the manufacturing method of the present invention uses the rough bar as described above.
  • the present invention is not limited to the induction heating process, and may be applied to a continuous hot rolling process in which a rough bar is heated and then welded using a coil box or the like.
  • Table 7 shows the measurement results and the value of TS XE 1 as an index of the balance between elongation and strength of the steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheets of sample Nos. 1, 3, 5, 7, and 9 satisfying the chemical composition and the manufacturing conditions of the present invention have a high elongation-strength balance (TSXE1) and a high yield ratio (YR ), High strength, excellent workability, and excellent plate shape 3 ⁇ 4.
  • samples Nos. 2, 4, 6, and 8 which have the same chemical composition but do not satisfy the manufacturing conditions of the present invention have elongation-strength balance (TSXE 1) and yield ratio (YR) in all cases. Is inferior.
  • sample No. 10 was excellent in workability, it was not possible to obtain an excellent plate shape due to a high final rolling reduction in finish rolling.
  • the present inventors have intensively studied the effect of cooling after finish rolling on the refinement of the composite structure for the production of a composite structure steel by two-stage cooling.
  • it is effective to set the time until the start of primary cooling within 1.0 second and a primary cooling rate of 200 and a high cooling rate exceeding Zs. was found.
  • a method for producing a hot-rolled steel sheet with high workability characterized by comprising:
  • the steel according to item 1 or 2 further comprising, as a steel component, 0.01 to 0.2% of one or more of Ti, Nb, V, and Zr in mass%.
  • Formability A method for manufacturing hot-rolled steel sheets.
  • C is added in an amount of not less than 0.04% in order to improve the hardenability of austenite and to secure an appropriate amount of martensite or a mixture of martensite and bainite in the composite structure to secure strength.
  • it exceeds 0.2%, workability and weldability will deteriorate, so it is set to 0.04 to 0.2% (more than 0.04% and less than 0.2%).
  • Si strengthens ferrite by solid solution strengthening, promotes precipitation of ferrite during slow cooling or cooling after hot rolling, and promotes enrichment of C in austenite. Add at least 25%. On the other hand, if it exceeds 2.0%, the weldability and surface properties deteriorate, so the content is set to 0.25 to 2.0%.
  • Mn is added in an amount of 0.5% or more to enhance the hardenability of untransformed austenite.
  • the content is set to 0.5 to 2.5%.
  • A1 is added to fix the deoxidizing material and N contained as an unavoidable impurity to improve workability. If the content exceeds 0.1%, the effect is saturated, and the cleanliness is deteriorated and the additive property is deteriorated.
  • the steel of the present invention contains the above elements as a basic component composition, but may contain other elements within a range where the effect can be obtained.
  • one, two or more of Ti, Nb, V, Zr, Cr, Mo, and Ca can be added according to desired properties such as strength and additivity.
  • T i, Nb, V, and Zr should be used in total. Add 0.1-0.2%.
  • Cr and Mo enhance the hardenability of austenite and have the same effect as C and Mn, so they are added when necessary. Because it is an expensive element, adding a large amount of it increases the material cost and degrades the weldability. Therefore, Cr: 1% or less, Mo: 0.5% or less.
  • Ca is added in a range not exceeding 0.005% to improve workability.
  • the steel of the present invention produces a steel slab by continuous forming, and the steel slab is subjected to two-stage cooling including slow cooling after rough rolling and finish rolling.
  • the conditions for the rough rolling are not particularly specified, and the rough rolling can be performed directly before finish rolling, after reheating, or after continuous forming.
  • the introduction of strain promotes the formation of ferrite nuclei in the cooling process after finish rolling and refines the structure, so that the cumulative rolling reduction is 1030 ° C or less and 30% or more.
  • the rolling end temperature is Ar 3 or higher and Ar 3 + 60 ° C. or lower in order to reduce the austenite crystal grain size.
  • the rolling temperature is precisely controlled by an induction heating device provided on the entrance side of the continuous hot finishing mill or between the stands, and the finishing temperature is adjusted to Ar 3 It is preferable to be directly above.
  • Primary cooling maintains the deformation zone density in the introduced austenite crystal grains by finish rolling and generates many ferrite nuclei not only at the austenite crystal boundaries but also within the crystal grains.
  • the cooling rate should be within 200: Zs in order to lower the ferrite transformation onset temperature and the crystal growth rate after ferrite nucleation. The higher the cooling rate is, the more advantageous it is, and preferably 300 ° CZs or more.
  • the cooling zone for the primary cooling shall be a temperature zone where the difference between the cooling start temperature and the cooling end temperature is 100 or more and less than 250 ° C in order to secure the crystal grain size and strength. If the temperature difference is less than 1 oo :, the precipitation of fine ferrite is small and the crystal grains are not sufficiently refined. If the temperature difference is 250 or more, bainite is formed before secondary cooling, and sufficient strength cannot be obtained.
  • Slow cooling is performed at a temperature not lower than 720 ° C and higher than 580 at a temperature of 2 sec or more and 1 O ⁇ Zs or less to sufficiently promote ferrite transformation. If it exceeds 20 sec, pearlite tends to precipitate and the workability deteriorates, so the content is set to 20 sec or less. Slow cooling shall include cooling down.
  • the cooling rate of the secondary cooling is set to 30 or more Zs in order to stably form austenite in martensite or a structure in which martensite partially contains veneite. Winding temperature
  • the value is set to less than 400.
  • the finishing temperature narrow range control is effective for controlling the structure. It is preferable to heat the edge of the coarse bar in the width direction between stands or before finish rolling by an induction heating device, and the effect of the present invention is not impaired.
  • the present invention can be applied to a continuous hot rolling process performed by welding a rough bar that has been kept hot using a coil box or the like.
  • Table 10 shows the mechanical properties of the manufactured hot rolled steel sheets.
  • Samples Nos. 1 and 2 which satisfy the component composition and production conditions of the present invention, have excellent strength-notch elongation balance (TSXN. E 1), have a low yield ratio, and have a low yield ratio.
  • Sample Nos. 3 and 4 have excellent workability.
  • Fig. 2 shows the effect of the primary cooling rate on the strength-notch elongation balance (TSXN.E1) according to this example.
  • the present inventors have diligently studied the effect of cooling after finish rolling on the refinement of the composite structure. As a result, it is effective to set the time from the finish rolling to the start of cooling within 1.0 seconds and the cooling rate to a high cooling rate exceeding 200 ° CZs in cooling in the runout after finish rolling. Was found.
  • a method for producing a hot-rolled steel sheet with high workability characterized by comprising:
  • the steel composition further contains one or two types in mass% of Cr: 1% or less and Mo: 1.0% or less.
  • C is added in an amount of not less than 0.04% in order to improve the hardenability of austenite and generate an appropriate amount of bainite in the composite structure.
  • it exceeds 0.12%, the workability and weldability will be degraded, so it should be set to 0.04 to 0.12% (from 0.04% to 0.12%).
  • S i is to strengthen the ferrite by solid solution strengthening, and promotes the precipitation of ferrite during slow cooling or cooling in Ar 3 ⁇ Ar transformation point after hot rolling, to promote the C concentration of the austenite , 0.25% or more.
  • it exceeds 2.0%, the weldability and surface properties will deteriorate, so it is set to 0.25 to 2.0%.
  • Mn is added in an amount of 0.5% or more to enhance the hardenability of untransformed austenite.
  • the content is set to 0.5 to 2.5%.
  • A1 is added to fix the deoxidizing material and N contained as an unavoidable impurity to improve workability. If it exceeds 0.1%, the effect will be saturated, and the cleanliness will deteriorate and the additive property will deteriorate.
  • the steel of the present invention contains the above elements as a basic component composition, but one or two of Ti, Nb, V, Zr, Cr, Mo, and Ca depending on properties such as desired strength and workability. The following can be added.
  • Cr and Mo increase the hardenability of austenite and have the same effect as C and Mn, so they are added when necessary. Because it is an expensive element, adding a large amount increases the material cost and deteriorates the weldability. Therefore, Cr: 1% or less, Mo: 1.0% or less.
  • Ca is added in an amount of not more than 0.005% to improve workability.
  • the steel of the present invention produces a billet by continuous forming.
  • the billet is cooled immediately after rough rolling and finish rolling.
  • the conditions for the rough rolling are not particularly specified, and the rolling can be performed directly after reheating the slab or after continuous forming.
  • Rolling end temperature of finish rolling for elongation becomes remarkable processed tissue generated by ferrite Bok during rolling is less than A r 3 is greatly reduced, and Ar 3 or more.
  • the rolling temperature is precisely controlled by a heating device provided on the entrance side of the continuous hot finishing mill or between the stands, for example, an induction heating device, so that the finishing finish temperature is reduced. Is preferably directly above Ar 3 .
  • the rolling reduction in the final pass during finish rolling should be less than 30%.
  • Cooling is performed by finish rolling to maintain the deformation band density in the introduced austenite grains and to generate a large number of ferrite nuclei not only at the austenite grain boundaries but also within the grains. Start within. However, if the cooling start time is less than 0.5 seconds, the structure may become non-uniform due to the non-uniform remaining amount of the rolling distortion.
  • the cooling rate should be more than 200 ° C / s in order to lower the ferrite transformation start temperature and the crystal grain growth rate after ferrite nucleation. The higher the cooling rate is, the more advantageous it is.
  • the cooling zone shall be a temperature zone where the difference between the cooling start temperature and the cooling end temperature is 100 ° C or more and less than 220 ° C in order to secure the crystal grain size and strength. If the temperature difference is less than 100, fine ferrite precipitates are small and the crystal grains are not sufficiently refined. If the temperature difference is 220 ° C or more, needle-like ferrite precipitates on cooling after cooling, and sufficient strength cannot be obtained. .
  • Slow cooling is performed at a temperature range of 720 ° C or less and 580 ° C or more for 2 seconds or more and 10t: / "s or less in order to sufficiently promote ferrite transformation. Because of deterioration, the time shall be less than 20 sec.
  • Winding temperature is 400 or more and less than 540.
  • the winding temperature is 540 or higher, a payinite-based structure cannot be stably obtained.
  • the winding temperature is lower than 400, the amount of hard phase martensite formed increases, and the stretch flangeability deteriorates.
  • the cooling until the winding after the slow cooling is not particularly specified.
  • the present invention when manufacturing a thin steel sheet having a thickness of 2.0 mm or less, it is possible to heat the edge in the width direction of the rough bar between the stands of the continuous hot finish rolling mill or before the finish rolling by the induction heating device. It is preferable and does not impair the effects of the present invention. Further, the present invention can also be applied to a continuous hot rolling process performed by welding a rough bar that has been kept hot using a coil box or the like.
  • Table 11 Steels having the chemical components shown in Table 11 were melted, and hot-rolled steel sheets with a thickness of 3.2 mm were manufactured by the manufacturing methods shown in Table 12.
  • Table 13 shows the mechanical properties of the manufactured hot rolled steel sheets.
  • the sample compositions Nos. 1 and 3 which satisfy the component composition and the manufacturing conditions of the present invention are superior to the sample Nos. 2 and 4 of the comparative example in the excellent hole expansion ratio-strength balance ( ⁇ XTS) and excellent workability.
  • the hole expansion rate is calculated by removing the scale, punching a hole with a diameter of 1 ⁇ ⁇ with a clearance of 12%, and performing hole expansion using a conical punch with a vertex angle of 60 °, and the hole diameter at the time when the crack has penetrated the Was measured and evaluated by the enlargement ratio of the hole diameter.
  • FIG. 3 shows the results of the hole expansion ratio-strength balance ( ⁇ TS) obtained in this example. (wt.%)

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Description

明細書 薄鋼板および薄鋼板の製造方法 技術分野
本発明は、熱延鋼板ゃ冷延鋼板のような薄鋼板及び薄鋼板の製造方法に関する。 背景技術
熱延鋼板ゃ冷延鋼板のような薄鋼板は、 自動車、 家電製品、 産業機械等の広範 囲な分野で使用されている。 こうした薄鋼板には、 何らかの加工を受けて用いら れる場合が多いので、 様々な加工性が要求されている。 例えば、 強度が 340MPa 以上の絞り加工を受けない高強度熱延鋼板には、 バ一リング加工時の高い伸びフ ランジ性が要求されている。
近年、薄鋼板に対する需要家からの品質要求はますます厳しくなって来ており、 上述したような加工性のより一層の向上のみならず、 コィル状に巻かれた製品に おける機械的性質の均一性も強く要望されている。
こうした需要家からの要請に応じて、 例えば、 特公昭 61-15929号公報ゃ特公 昭 63-6752 号公報には、熱延後の冷却速度や巻取温度を制御して高強度熱延鋼板 の加工性を向上させる方法が、 また、 特開平 9-241742号公報には、 熱延連続化 により熱延コイル内の機械的性質の均一性を向上させる方法などが提案されてい る。
しかしながら、 特公昭 61-15929号公報ゃ特公昭 63-6752 号公報に記載の方法 で製造した高強度熱延鋼板では、十分に優れた伸びフランジ性が得られなかった。 また、 特開平 9-241742 号公報に記載された方法を高強度薄鋼板に適用しても、 優れた機械的性質の均一性が得られなかった。
フェライ卜とマルテンサイトを主体とする複合組織を有する高強度熱延鋼板は 、 伸び一強度バランスが高く加工性が優れていることから、 自動車の軽量化等を 目的に種々の構造部材ゃ部品への適用が進められているが、 適用範囲の拡大に伴 ない年々その用途は厳しくなりさらなる加工性の向上が望まれている。 このよう な複合組織鋼の伸び一強度バランスを向上させるには、 複合組織をさらに微細化 する必要がある。
このような複合組織鋼は、 A r 3変態点以上からフェライ卜 ·オーステナイト 2相温度領域まで冷却 （一次冷却） 後、 この温度領域で所定の時間保持しフェラ イト変態を促進することでオーステナイト相へ Cを濃縮させた後、 急冷 （二次冷 却） してオーステナイト相をマルテンサイ卜に変態させることにより製造される 。 この製造工程の条件を規定することによつて複合組織の微細化を図る技術が種 々提案されており、 例えば、 特開昭 5 4— 6 5 1 1 8号公報には一次冷却速度を 8 0 °C/ s e c以上として粒成長を抑制する技術が提案されている。 特開昭 5 6 - 3 3 4 2 9号公報には一次冷却開始温度を 7 2 0〜8 5 0 ：、 一次冷却速度を
3 0〜2 0 0 °CZ s e cとしてフェライトを微細化する技術が提案されている。 特開昭 6 0— 1 2 1 2 2 5号公報には A r 3変態点〜 （A r 3 + 4 0で） の間で
4 5 %以上の累積圧下を加えることによりフェライ卜の微細分散とマルテンサイ 卜の微細化を図る技術が提案されている。
しかしながら、 特開昭 5 4 _ 6 5 1 1 8号公報、 特開昭 5 6— 3 3 4 2 9号公 報、 特開昭 6 0 - 1 2 1 2 2 5号公報においては、 いずれも従来の実機あるいは 実験設備の冷却能力を前提に、 一次冷却速度が 2 0 O ^/ s e c以下という限定 された領域で技術検討が行なわれていたため、 複合組織の微細化には限界があつ た。
発明の開示
本発明は、伸びフランジ性も含めた加工性に優れ、かつ機械的性質が均一な種々 の強度レベルを有する高強度薄鋼板を得ることができる薄鋼板の製造方法を提供 することを目的とする。
上記目的を達成するために、 本発明は、 粗バーを製造する工程、 鋼帯を製造す る工程、 一次冷却する工程、 放冷する工程、 二次冷却する工程と巻き取る工程を 有する薄鋼板の製造方法を提供する。
前記粗バーを製造する工程は、 重量％で、 C含有量が 0 . 8 %以下の連続铸造 スラブを粗圧延することからなる。
前記鋼帯を製造する工程は、前記粗バーを、（Ar3変態点- 20 ) 以上の仕上温度 で仕上圧延することからなる。
前記一次冷却する工程は、 仕上圧延された鋼帯を、 500 〜800 での温度まで 120 °C/secを超える冷却速度で冷却することからなる。
前記放冷する工程は、 一次冷却された鋼帯を、 1 〜30sec の間放冷することか らなる。
前記二次冷却する工程は、 放冷された鋼帯を、 20°C/sec以上の冷却速度で冷却 することからなる。
前記巻き取り工程は、 二次冷却された鋼帯を、 650 で以下の巻取温度で巻き取 ることからなる。
重量％で、 C 含有量が 0 . 8 %を超える連続铸造スラブの場合には、 前記鋼帯 を製造する工程は、 （Arcm 変態点- 20) 以上の仕上温度で仕上圧延することから なる。 また、 本発明は、 板形状を損なうことなく組織を微細化して、 伸び一強度バラ ンスを向上することができる板形状および加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方 法を提供することを目的とする。
上記目的を達成するために、 本発明は、 スラブを製造する工程、 熱間圧延工程、 一次冷却工程、 緩冷却または放冷を行なう工程と巻き取り工程からなる薄鋼板の 製造方法を提供する。
スラブを製造する工程は、 重量％で、 C： 0. 04〜0. 2 %、 S i ： 0. 2 5〜2%、 Mn ： 0. 5〜2. 5 S o l . A 1 ： 0. 1 %以下を含有する鋼 を連続铸造することからなる。
熱間圧延工程は、 該スラブを粗圧延し粗バーを製造し、 該粗バーを仕上圧延す ることからなる。 該仕上圧延は、 最終スタンドの圧下率が 30%未満であり、 か つ Ar3変態点〜 （Ar3+60°C) 温度範囲で仕上圧延を終了する。
一次冷却工程は、熱間圧延終了後 1.0秒以内に冷却を開始し、 (Ar 3-3 Ot:) 〜A rェ変態点までの冷却を 200 ノ s e c超で行なうことからなる。
緩冷却または放冷を行なう工程は、 一次冷却後、 A r 3変態点〜 A Γ ι変態点の 温度領域において 10°C/s e c以下で 2秒間以上の冷却を行なうことからなる。 巻取りは、 二次冷却後、 300 以下の温度で行われる。 さらに、 本発明は、 局部伸び等の加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法を提 供することを目的とする。
上記目的を達成するために、 粗バーを製造する工程、 仕上圧延を行う工程、 一 次冷却する工程、 緩冷却する工程、 2次冷却する工程と巻取り工程からなる薄鋼 板の製造方法を提供する。
粗バーを製造する工程は、 重量％で、 C : 0. 04〜0. 2%、 S i ： 0. 2 5〜2%、 Mn : 0. 5〜2. 5%、 S o l . A 1 ： 0. 1 %以下を含有する鋼 を粗圧延することからなる。
仕上圧延を行う工程は、 該粗バ一を、 1050で以下の温度、 30%以上の累 積圧下率、 A r 3以上、 Ar 3+60で以下の圧延終了温度で仕上圧延を行うこと からなる。
一次冷却する工程は、 仕上げ圧延終了後、 1. 0秒以内に、 冷却開始温度と冷 却終了温度との差が 1 00 以上、 250 未満となる冷却域を 20 O^/s超 えで仕上圧延された鋼を冷却することからなる。
緩冷却する工程は、 720°C以下 580°C超えの温度域を 2 s e c以上 20 s e c間未満 1 0°CZs以下で一次冷却された鋼を冷却することからなる。
2次冷却工程は、 緩冷却後、 緩冷却された鋼を 3 O :ノ s以上で冷却すること からなる。
巻取り工程は、 2次冷却された鋼を 400 未満の巻取り温度で巻取ることか らなる。
さらに、 本発明は、 粗バーを製造する工程、 仕上圧延する工程、 一次冷却工程、 緩冷却工程、 巻取り工程とからなる薄鋼板の製造方法を提供する。
粗バーを製造する工程は、 重量％で、 C : 0. 04〜0. 1 2%、 S i : 0. 2 5〜2%、 Mn ： 0. 5〜2. 5%、 S o l . A l : 0. 1 %以下， 残部が実 質的に F eおよび不可避不純物からなる鋼を粗圧延することからなる。
仕上圧延する工程は、 該粗バーを A r 3以上の圧延終了温度で仕上圧延するこ とからなる。
一次冷却工程は、 1. 0秒以内に、 冷却開始温度と冷却終了温度との差が 1 0 0 以上、 250で未満となる冷却域を 200 :Zs超えで、 仕上圧延された鋼 を冷却することからなる。
緩冷却工程は、 72 0 以下 580 以上の温度域を 20 s e c未満の間 1 0 aC/ s以下で、 一次冷却された鋼を冷却することからなる。
巻取り工程は、 400°C以上、 540 未満で緩冷却された鋼を巻取ることか らなる。 図面の簡単な説明
図 1は、 最良の形態 2に係わる冷却開始時間および一次冷却速度が鋼板の T S X E 1の値に及ぼす影響を示すグラフである。
図 2は、 最良の形態 3に係わる切欠き伸び一強度バランスに及ぼす一次冷却速 度の影響を示す図である。
図 3は、 最良の形態 4に係わる穴拡げ率と強度とのバランスを示す図である。 発明を実施するための最良の形態
最良の形態 1
最良の形態 1の薄鋼板の製造方法は、 C含有量が 0. 8重量％以下の連続铸造ス ラブを粗圧延して粗バーを製造する工程と、 前記粗バーを （Ar3変態点- 20) 以 上の仕上温度で仕上圧延して鋼帯を製造する工程と、前記仕上圧延後の鋼帯を 500 〜800 の温度まで 12(T /secを超える冷却速度で一次冷却する工程と、前記一次 冷却後の鋼帯を l〜30secの間放冷する工程と、 前記放冷後の鋼帯を 2(TC/sec以 上の冷却速度で二次冷却する工程と、 前記二次冷却後の鋼帯を 650で以下の巻取 温度で巻き取る工程とを有する。
C含有量が 0. 8重量％以下の連続铸造スラブを粗圧延し、 粗バーを （Ar3変態点 -20) 以上の仕上温度で仕上圧延すれば、仕上圧延直後の結晶粒を細粒化できる ので、 その後の工程において結晶粒を微細化できる。 その結果、 その後の工程に おいて結晶粒の微細化を図れ、強度-延性バランスや伸びフランジ性の向上など加 ェ性の向上が図れる。
圧延後は、 鋼帯を 500〜800°Cの温度まで 12(TC/secを超える冷却速度で一次冷 却すると、 変態後のフェライト結晶粒やパーライト等の析出物を微細化できるの で、 加工性の向上が図れる。
一次冷却後は、 鋼帯を l〜30sec の間放冷後、 20 7sec以上の冷却速度で二次 冷却すると、 巻き取り後のコイル内の組織を均一にできるので、 コイル内の機械 的性質の均一化が図れる。
二次冷却後は、 鋼帯を 65CTC以下の巻取温度で巻き取ると、 高強度薄鋼板の各 成分系に応じて、 適切な低温変態相を得ることができる。
C含有量が 0. 8重量％を超える場合は、 （Acm変態点- 20) °C以上の仕上温度で仕 上圧延し、 それ以外の条件を C含有量が 0. 8重量％以下の場合と同様にすれば、 加工性に優れ、 かつ機械的性質が均一な薄鋼板を得ることができる。
また、 連続铸造スラブを室温まで冷却することなく、 1230°C以下の温度に加熱 後粗圧延を開始すれば、 圧延前のスラブ温度を均一化でき、 コイル内の機械的性 質をより一層均一化できる。
仕上圧延直前または仕上圧延中に、被圧延材を誘導加熱装置により加熱すれば、 圧延中の被圧延材の温度をより均一にでき、 コイル内の機械的性質のより一層の 均一化が図れる。
仕上圧延後、 0. l sec を超え l . Osec未満の時間内で一次冷却を開始すれば、 変 態後のフェライ卜結晶粒やパーライト等の析出物をより微細化でき、 加工性をよ り一層向上できる。
また、熱延鋼帯の材質のばらつきをより好ましいレベルまで低減するためには、 上記した急冷の停止温度を発明の範囲内とするとともに、 急冷後のコイル幅方向 や長手方向等の温度の変動 （最高値一最低値） を 60°C以内にすることが必要であ る。 なお本発明におけるコイル幅方向の温度は、 温度センサの測定方法も考慮し て、 コイル幅両エッジから 30πιιηを除いた範囲を指す。
急冷の能力については、 伝熱係数が 2000kca l/m2h :以上の冷却を行うことによ り、 上記急冷後の温度の変動を小さくすることができる。
このようにして、 本発明では、 コイル内での温度の変動を低減することにより、 熱延鋼帯の幅方向及び長手方向における引張強さの変動 （最大値と最小値） が、 コイル内の引張強さの平均値の ± 8%以内とした薄鋼板を得ることができる。この ようなばらつきが狭小な鋼板は、 プレス加工性 （曲げ加工時のスプリングバック 等） のコイル内での変動が小さく、 材料としての性能が優れている。
本発明において、 鋼成分は特に限定されることなく、 従来の種々の強度レベル を有する高強度熱延鋼板や高強度冷延鋼板の成分系を適用できる。 すなわち、 単 純な炭素鋼板のみならず、 T i、 Nb、 V、 Mo、 Zr、 Ca、 B等の特殊元素が含有された 鋼板にも適用できる。
本発明の薄鋼板は、 通常の製鋼一熱延プロセスにより製造できるが、 連続铸造 後のスラブを加熱炉を経ずに直接熱間圧延する直送圧延プロセスにも適用できる。 また、 コイルボックス等を用いた連続圧延プロセスに対しても、 効果的である。 仕上圧延直前または仕上圧延中に、被圧延材を誘導加熱装置により加熱するとき、 ェッジ加熱を行つても効果的である。 熱間圧延においては、 好ましくは被圧延材内の仕上温度差が 50で以内となるよ うに仕上圧延すれば、 仕上圧延直後の鋼帯内の組織を均一にできるので、 コイル に巻き取り後の機械的性質の均一化が図れる。 仕上温度の上限は、 組織の微細化 および均一化の観点から、 C含有量が 0. 8重量％以下の場合は（A r3変態点 + 50) X： 以下、 C含有量が 0. 8重量％を超える場合は （Acm変態点 + 100) 以下、 とする ことが好ましい。
一次冷却においては、 材質のばらつきをより好ましいレベルにするためには、 本発明の範囲内で、 一次冷却の開始を 0. 5 sec超とすることが好ましい。 冷却速 度については、 好ましくは 200t:/s ec以上、 より好ましくは 400 Vs ec以上の冷 却速度で冷却するのが、 より微細な組織を得る上で好ましい。 また、 コイル内で の温度の変動の低減のために、 好ましい伝熱係数は 5000kca l/m2hで以上、 さらに 好ましいレベルは 8000kca l/m °C以上である。
材質の均一性については、 好ましくは、 引張強さの変動を ± 4%以内とすること により、 需要家での性能を格段に向上し得る。 この場合、 上記の急冷 （一次冷却） の停止温度の変動を 4(TC以内とすることにより、 材質のばらつきをこのように狭 小化できる。 さらに、 引張強さの変動を ± 2%以内とするには、 上記の急冷の停止 温度の変動を 20 以内とすればよい。 材質の変動の低減は、 これらの温度と引張 強さの変動の関係から割り出すことができる。
また、 二次冷却速度を 100 / sec以上とすることが、 組織の微細化により加工 性の向上を図る上でより好ましい。
こうした得られた熱延コイルを冷延後焼鈍すれば、 加工性と機械的性質の均一 性ともに優れた冷延鋼板が得られる。 このとき、 焼鈍は、 機械的性質の均一性を 図る上で、 連続焼鈍で行うことがより好ましい。
[実施例 1 ]
表 1 に示す成分系の鋼 No. 1〜5を溶製し、 表 に示す熱間圧延条件で板厚 3咖 の熱延コイル No. 1〜1 1を作製した。 なお、 本発明例における一次冷却での伝熱係 数は、 3000〜4000kc a l/m¾°Cである。 熱延コイルのコイル長手方向の 5ケ所から引張試験片を採取し、 平均の引張強 度 （TS)、 全伸び （El)、 引張強度のばらつき （A TS)、 全伸びのばらつき （Δ Ε1) を測定した。 また、 一部の熱延コイルについては、 伸びフランジ性を評価するた めに穴広げ率 （λ ) およびそのばらつき （Δ λ ) を測定した。 結果を表 3に示す。 各成分系における本発明例と比較例を対比して見れば明らかなように、 いずれ の成分系においても本発明例の方が△ TS、 Δ Ε1、 Δ λが小さく、 コイル内の機械 的性質の均一性に優れており、 また、 熱延コイルの E 1やえも高く、 加工性にも優 れている。 実施例 2
前述の表 1 に示す化学成分を有する鋼 No. 1〜5を、 表 4に示す熱間圧延条件で 圧延し、 板厚 3mmの熱延コイル No. 12〜22を製造した。 なお、 一次冷却の際の伝 熱係数は、 本発明例 No. 12〜17 では 12000kcal/m2ht：、 比較例 No. 18〜22 では l OOOkcal/Vh :である。
これらの熱延コイルについて、 実施例 1と同様に機械的性質を測定した。 結果 を表 5に示す。
各成分系における本発明例の鋼板 No. 12〜17と比較例の鋼板 Νο. 18〜22を対比 して見れば明らかなように、 いずれの成分系においても本発明例の方が機械的性 質のばらつき A TS、 Δ Elが小さい。 これに対して、 比較例の鋼板 No. 18〜22に おいては、 本発明で規定される製造条件が 1つ以上満たされておらず、 同じ化学 成分の本発明例の鋼板 No. No. 12〜17に対して機械的性質の均一性または加工性 が劣っている。
本発明例では、 急冷 （1次冷却） 停止温度のコイル内での変動が、 比較法の従 来のラミナー冷却による物に比べて小さく、 機械的性質の変動がより好ましいレ ベルまで低減されている。 なお、 本発明例における冷却方式は、 多孔噴流タイプ の高い伝熱係数を有する冷却方式である。 io/oofcvl3d OAV
Figure imgf000012_0001
表 2 仕上 1次冷却 2次冷却
スラブ 仕上温度 1次冷却 H¾ -Θ
の差 速度 終了:' g度 速度
NO. No. し J 1 し） C/sec ( C) (sec; し/ sec) ( C)
1 1 後 1250°C加^ (Arcm+20)~(Arcm+50) 30 1.3 250 650 6 25 600 本発明例
2 2 锗造後直送圧延 (Ar3 l5)〜（Ar3M5) 30 0.4 225 700 1 200 605 本発明例
3 2 «造後 送圧延 (Ar3+15)〜(Ar3+45) 30 1.3 180 690 Ί 25 585 本発明例
4 3 錄 it¾1200°C加熱 (Ar3+30)~(Ar3+40) 10 0.5 200 680 6 30 30 本発明例
5 4 (Ar3+5)~(Ar3+25) 20 0.3 200 690 10 35 450 本発明例
6 5 i¾ii¾1200oC)XlRft Ar3〜（Ar3+2U) 20 0.5 240 6Β0 8 25 400 本発明例
7 1 钱造後 1250DC加熱 (Arcm- 10)~(Arcm+55) 65 1.1 195 660 7 15 610 比絞例
8 2 ^造後 ΐ送圧延 (Ar3+20)〜(Ar3+40) 20 0.7 210 710 8 15 605 比較例
9 3 S&¾1200aC加熱 (Ar3+25)~(Ar3+50) 25 0.5 185 6Β0 6 25 30 比較例
10 A MfiS¾1200°C加^ Ar3~(Ar3+25) 25 0.3 190 690 6 60 450 比 R例
11 5 锗造後 1200¾加^ Ar3〜（Ar3+l5) 15 0.3 75 705 10 50 410 比較俐
¾4S -一
| S
表 3 麵 m 熱延コイルの機械的性質 備考
No. No. TS( Pa) ATS( Pa) EKX) ΔΕΙ(Χ) λ (%) 厶 λ (%)
1 1 1030 41 18 3 本発明例
2 2 625 23 28 5 110 20 本発明例
3 2 620 25 25 6 1ί)0 25 本発明例
4 3 550 19 30 6 1 0 30 本発明例
5 4 542 12 31 5 130 25 本発明例
6 5 712 28 36 3 本発明例
7 1 1015 70 13 5 比較例
8 2 580 50 20 6 80 30 比較例
9 3 575 27 28 9 85 31 比較例
10 4 545 25 26 7 85 38 比較例
11 5 710 29 29 6 比較例
表 4
G
Figure imgf000015_0001
5 鋼板 熱延コイルの機械的性貧 備考
NO. NO. TS( Pa) Δ TS(MPa) EKS) Δ El(¾)
12 1 1020 31 19 2 本発明例
13 2 620 18 28 3 本発明例
14 2 616 16 26 4 本発明例
15 3 560 16 31 4 本発明例
16 4 541 10 32 4 本発明例
17 5 700 20 36 2 本発明例
18 1 1015 105 12 6 比較例
19 2 585 ao 20 7 比较例
20 3 580 53 29 9 比較例
21 4 550 50 27 8 比絞倒
22 5 705 64 29 7 比铰例
最良の形態 2
本発明者等は、 まず一次冷却速度が 2 0 0°C/s e cを超える領域をベースと して組織微細化の検討を行なうため、 新たに近接型急速冷却装置を開発し、 圧延 条件を種々変化させて鋭意研究を重ねた。 その結果、 一次冷却速度が 2 0 (TCZ s e cを超える条件下では、 A r 3変態点〜 （A r 3 + 6 0°C) で仕上圧延を終了 し、 仕上圧延終了から冷却開始までの時間を 1. 0秒以内までに規定することに より、 仕上圧延機最終スタンドの圧下率を 3 0 %未満としても上記従来技術を超 える微細組織が得られることを知見して本発明を完成するに至った。
冷却開始時間についてはこれまでにも検討結果はあり、 例えば特開平 1 0— 1 9 5 5 8 8号公報では、 A r 3変態点以上で熱間圧延を終了し、 その後 0. 1〜 5. 0秒の間に冷却を開始して 5 OV s e c以上の一次冷却速度で冷却する技 術が提案されている。 しかしながら、 この技術では、 仕上圧延の終了温度を規定 しておらず、 かつ一次冷却速度 2 0 0 :/s e c以下の領域で検討された結果に 過ぎない。 このため、 この技術における冷却開始温度の限定による効果は、 上記 公報にも記載されているように、 組織微細化ではなく変態前のオーステナイ卜の 粗大化防止によるフェライト変態の促進に留まるものである。
これに対して本発明は、 2 0 0t:Zs e cを超える一次冷却速度をベースとし て仕上圧延終了温度の範囲および圧延後の冷却開始時間を制限することにより、 組織の微細化を実現するものである。
すなわち、 本発明は、 以下の （1) 〜 （4) を提供する。
(1) 重量％で、 C : 0. 04〜0. 2 %、 S i ： 0. 2 5〜 2. 0 %, M n ： 0. 5〜2. 5 %, S o 1. A 1 ： 0. 1 %以下を含有する鋼を連続铸造後 、 得られた鋼スラブを再加熱後または直接に熱間圧延するに際し、 粗圧延に引き 続く仕上圧延で、 最終スタンドの圧下率を 3 0 %未満とし、 かつ A r 3変態点〜 (A r 3+ 6 0°C) 温度範囲で仕上圧延を終了し、 次いで熱間圧延終了後 1. 0 秒以内に冷却を開始し、 （A r 3_ 3 0°C) 〜A r i変態点までの一次冷却を 2 0 0°C/s e c超で行ない、 A r 3変態点〜 A r i変態点の温度領域において 1 0°C/s e c以下で 2秒間以上の緩冷却または放冷を行なった後、 3 0°CZs e c以上の二次冷却を経て 300 以下で巻き取ることを特徴とする板形状および 加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
(2) 連続熱間仕上圧延機の入り側、 または連続熱間仕上圧延機のスタンド 間で粗バーを加熱することを特徴とする前記 （1) に記載の板形状および加工性 に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
(3) さらに、 重量％で、 T i, Nb, V， Z rのうち 1種または 2種以上 を合計で 0. 01〜0. 2%含有することを特徴とする前記 （1) または （2) に記載の板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
(4) さらに、 重量％で、 C r ： 1 %以下、 および Mo ： 0. 5%以下のう ち 1種または 2種を含有することを特徴とする前記 （1) ないし （3) のいずれ かに記載の板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
以下、 本発明について具体的に説明する。
本発明で対象とする熱延鋼板は自動車部品や機械構造用部材等に使用されるも のであり、 引張り強さが 490〜980 MP a級の板形状および加工性に優れた 高強度熱延鋼板またはその薄鋼板である。 本発明で対象とする高強度鋼板におい て、 連続铸造から熱間圧延までを直接行なう直送圧延プロセスと再加熱を伴なう プロセスとの、 どちらのプロセスにより製造した場合にも優れたレベルの加工性 を達成するためには、 鋼中の C量、 S i量、 Mn量、 sol.A l量、 および所定の 添加元素量を特定範囲に制御することが必要であり、 さらに、 熱間圧延条件 （仕 上圧延終了温度、 仕上圧延終了後のランナウト冷却開始時間、 ランナウト冷却速 度、 巻取温度） を制御することが必要である。
以下、 本発明における鋼の化学組成および組織ならびに製造条件について説明 する。
(1) 鋼組成
本発明における鋼組成は、 重量％で、 C : 0. 04〜0. 2%、 S i ： 0. 2 5〜2. 0%、 Mn : 0. 5〜2. 5%、 Sol. A 1 : 0. 1 %以下を含有し、 必 要に応じて、 T i， Nb, V， Z rのうち 1種または 2種以上を合計で 0. 01 〜0. 2%含有し、 さらに必要に応じて、 C r ： 1 %以下および Mo ： 0. 5 % 以下のうち 1種または 2種を含有するものである。
C： 0. 04〜0. 2 %
Cは、 未変態オーステナイトの焼き入れ性を向上させ、 複合組織中に適量のマ ルテンサイト、 もしくはマルテンサイトとベイナイトを混在させる。 しかし、 C 含有量が 0. 04%未満では上記効果が得られず、 0. 2%を超えると加工性お よび溶接性が劣化する。 このため、 C含有量を 0. 04〜0. 2%とする。
S i ： 0. 25〜2. 0 %
S iは、 固溶強化によりフェライトを強化するとともに、 熱間圧延後に Ar3 変態点〜 A r 変態点の温度領域で緩冷却または放冷する際にフェライ卜の析出 を促進して短時間でフェライトを析出させ、 さらに、 未変態オーステナイトへの Cの濃縮にも寄与する元素である。 しかし、 S i含有量が 0. 25%未満では上 記効果が得られず、 2. 0%を超えると溶接性および表面性状が劣化する。 この ため、 3 1含有量を0. 25〜2. 0%とする。
Mn ： 0. 5〜2. 5 %
Mnは、 未変態オーステナイトの焼き入れ性を高める元素であり、 前述した C と同様の効果を有する。 しかし、 Mn含有量が 0. 5%未満では上記効果を得る ことができず、 一方、 Mn含有量が 2. 5%を超えると上記効果が飽和するばか りでなく、 バンド状組織を形成して鋼板の加工性を劣化させる。 このため、 Mn 含有量を 0. 5〜2. 5%とする。
Sol. A 1 : 0. 1 %以下
A 1は脱酸剤として使用されると同時に不可避的不純物として含有される Nを 固定して加工性を高める効果を有する。 しかし、 Sol.A l含有量が 0. 1 %を超 えるとこの効果が飽和するとともに、 清淨度を悪化させて加工性を劣化させるの で、 Sol.A l含有量を 0. 1 %以下とする。
T i， Nb, V， Z rのうち 1種または 2種以上を合計で 0. 01〜0. 2% T i , Nb, V, Z rは、 強度調整または炭窒化物形成による固溶 C, N低減 を通した非時効化 （深絞り性向上） のため、 必要に応じてこれらの 1種または 2 種以上を合計で 0. 01〜0. 2%添加してもよい。 これらの元素の添加を活用 し、 かつ後述する製造方法を採ることにより、 鋼板のさらなる高強度化や加工性 向上を達成することができる。
C r ： 1 %以下および Mo ： 0. 5 %以下のうち 1種または 2種
C rおよび Moは、 未変態オーステナイトの焼き入れ性を高める元素であり、 Cや Mnと同様な効果を有するが、 高価な元素であるため必要以上に添加すると コスト増を招くとともに、 溶接性を劣化させる。 このようなコスト増や溶接性劣 化は、 C rでは 1 %を超えた場合に、 Mnでは 0. 5 %を超えた場合に、 それぞ れ問題となるので、 C r含有量を 1 %以下とし、 Mn含有量を 0. 5 %以下とす る。
なお、 本発明においては、 上記組成に加えて、 例えば加工性の向上を目的に C aを 0. 0 0 5 %以下添加することができる。 その他、 本発明の効果を妨げない 範囲で、 例えば熱間加工性を向上させる微量元素等を添加することができる。
(2) 製造条件
本発明は、 上記した成分を有する鋼を連続铸造して得られた鋼スラブを再加熱 後または直接に熱間圧延するに際し、 粗圧延に引き続く仕上圧延で、 最終スタン ドの圧下率を 30 %未満とし、 かつ A r 3変態点〜 （A r 3+ 60°C) 温度範囲 で仕上圧延を終了し、 次いで熱間圧延終了後 1. 0秒以内に冷却を開始し、 （A r 3 - 3 0°C) 〜A r i変態点までの一次冷却を 2 0 0 e c超で行ない、 A r 3変態点〜 A r 変態点の温度領域において 1 0 °CZ s e c以下で 2秒間以 上の緩冷却または放冷を行なった後、 3 0°CZs e c以上の二次冷却を経て 3 0 0"C以下で巻き取る。
仕上圧延の最終スタンドにおける圧下率を 3 0 %未満とするのは、 板形状を調 整するためである。 この最終スタンドにおける圧下率が 3 0 %以上では板形状の 調整が困難となり、 板形状に優れた鋼板が得られない。 一方、 この最終スタンド における圧下率の下限については特に規定しないが、 形状調整を確実に行なうた めには 1 %以上の圧下率で圧下を行なうことが望ましい。
仕上圧延を A r3変態点〜 （Ar3+60 :) 温度範囲で終了し、 次いで熱間 圧延終了後 1. 0秒以内にランナウト冷却を開始し、 （A r 3— 30°(：) 〜 A r i変態点までの一次冷却を 2 0 0 t:/ s e c超で行なうのは、 引き続いて行なう A r 3変態点〜 A r i変態点での緩冷却または放冷中に変態生成するフェライト とオーステナイ 卜の混合組織を微細化することを目的として、 ランナウト冷却開 始前のオーステナイト結晶粒径を細粒化すると同時にオーステナィト結晶粒内の 変態帯の密度を高め、 変態中のフェライ卜の核生成頻度を高めるためである。 仕上圧延の終了温度を A r 3変態点〜 （A r 3 + 6 0 t:) とし、 仕上圧延終了 後 1 . 0秒以内にランナウト冷却を開始することにより、 変態前オーステナイト の結晶粒径を微細化すると同時に結晶粒内の変形帯密度を十分高いレベルに維持 することができ、 オーステナイト結晶粒界のみならず結晶粒内からも多数のフエ ライト核を生成させることができる。 そしてランナウト冷却を開始してから 2 0 0 °C/ s e cを超える一次冷却速度で冷却することにより、 フェライト変態開始 温度が低減されるため、 フェライ卜核生成後の結晶粒成長速度を低く抑えること ができ、 A r 3変態点〜 A rェ変態点の温度領域における緩冷却または放冷中に 変態生成するフェライトとオーステナイ卜との混合組織を微細化することができ る。 この際、 一次冷却速度は高いほど有利であり、 好ましくは 3 0 0 t:Z s e c 以上である。
上述した 2 0 0 t:/ s e cを超える一次冷却速度の冷却に続いて、 A r 3変態 点〜 A Γ ι変態点の温度領域において 1 0 °CZ s e c以下で 2秒間以上の緩冷却 または放冷を行なった後、 3 0 :Z s e c以上の二次冷却を経て 3 0 0 以下で 巻き取るのは、 緩冷却または放冷によりオーステナイトの一部をフェライ卜に変 態させ、 次いで行なわれる二次冷却により未変態のオーステナイ卜をマルテンサ ィトまたはマルテンサイ卜に一部べィナイ卜が混合した組織とし、 フェライ卜と マルテンサイ卜を主体とした複合組織の熱延鋼板とするためである。
A r 3変態点〜 A r 変態点の温度領域において 1 0 °CZ s e c以下で 2秒間 以上の緩冷却または放冷を行うのは、 フェライト変態を促進するためであり、 フ ェライト変態を十分に進行させるには 2秒以上の緩冷却または放冷が必要なため である。 ただし、 この緩冷却または放冷が 2 0秒を超えるとパーライトが析出し やすくなり、 パ一ライトが析出すると加工性が劣化するため、 2 0秒以内とする ことが望ましい。
次いで、 3 (TCZs e c以上の二次冷却を経て 300で以下で巻き取るのは、 未変態のオーステナィ小を変態させて、 マルテンサイトまたはマルテンサイ卜に 一部べィナイ卜が混合した組織とするためである。 冷却速度が 30°CZs e c未 満では安定してマルテンサイトを得ることができず、.また、 巻取温度が 30 O を超えると得られたマルテンサイトが卷取後のコイルの冷却過程において焼き戻 されて軟化すると同時にフェライトノマルテンサイ卜界面に導入された可動転位 が回復することにより複合組織鋼の特徴である低降伏比が得られなくなる。 以上のような製造条件により、 板形状を損なうことなく、 フェライトとマルテ ンサイトを主体とした複合鋼板の組織を微細化して伸び一強度バランスを向上し 、 板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板を得ることができる。
本発明者らは、 上述した一次冷却速度および冷却開始時間が鋼板の伸び一強度 バランスに与える影響を調査する実験を行なった。 この実験では、 0. 08 C— 0. 51 S i - 1. 2 OMn- 0. 04 sol.A 1鋼を連続铸造して得られた鋼ス ラブを粗圧延し、 次いで最終スタンドの圧下率が 25 %で終了温度が A r 3+ 2 5 °Cの仕上圧延を行なった後、 0. 1〜1. 6秒の冷却開始時間で 150, 30 0， 450°C/s e cのそれぞれの一次冷却速度で A r 3— 60でまで冷却し、 次いで 7秒間放冷した後に 6 O /s e cの二次冷却速度で冷却し、 150"Cで 巻き取って鋼板を製造し、 得られた鋼板を引張試験に供して TS XE 1の値を求 めた。 図 1は、 それぞれの冷却速度における、 得られた鋼板の TS XE 1の値と 冷却開始時間との関係を示すグラフである。 図 1より、 一次冷却速度を 200で Zs e c超、 かつ冷却開始時間を 1秒以内とすることにより、 TSXE 1の値が 高く、 伸び一強度バランスに優れた鋼板を得ることができることが確認された。 また、 連続熱間仕上圧延機の入り側、 または連続熱間仕上圧延機のスタンド間 で粗バーを加熱して温度を調整することにより、 熱間圧延の終了温度を A r 3変 態点直上の狭範囲に制御すれば、 本発明の鋼板の組織微細化効果をより有効に発 揮させることができる。 このような粗バーの加熱は、 連続熱間仕上圧延機の入り 側、 または連続熱間仕上圧延機のスタンド間に設けられた誘導加熱装置により行 なうことができる。
さらに、 2. 0 mm以下の薄鋼板を製造する場合には、 連続熱間仕上圧延機の 入り側、 または連続熱間仕上圧延機のスタンド間に設けた誘導加熱装置で粗バー の幅方向エツジ部を加熱することによつても本発明の効果を得ることができる。 なお、 本発明の効果は、 原理的に、 仕上圧延前の粗バーの加熱あるいは保熱の 有無、 その手法によらず得られるので、 本発明の製造方法は、 上記のように粗バ 一を誘導加熱するプロセスに限らず、 コイルボックス等を用いて粗バ一を保熱後 溶接して行なう連続熱延プロセスに適用することもできる。
実施例
次に、 本発明の実施例について説明する。
表 6に示す鋼 No. 1〜5の成分を有する鋼を溶製後、 連続铸造して鋼スラブ とし、 得られた鋼スラブから表 7に示す条件でサンプル No. 1〜10の熱延鋼 板 （板厚 2. 6 mm) を製造し、 得られた熱延鋼板にそれぞれ引張試験を行なつ て
機械的特性を測定した。 表 7に、 この測定結果と、 鋼板の伸び一強度バランスの 指標としての TS XE 1の値とを併せて示す。
本発明の化学組成および製造条件を満足するサンプル No. 1， 3， 5， 7, 9の熱延鋼板は、 いずれの場合も伸び—強度バランス （TSXE 1) が高く、 か つ降伏比 （YR) が低く、 高強度で加工性に優れ、 さらに板形 ¾も優れている。 これに対して、 同一化学組成でありながら本発明の製造条件を満足しないサンプ ル No. 2, 4, 6， 8は、 いずれの場合も伸び一強度バランス （TSXE 1) 、 降伏比 （YR) が劣っている。 また、 サンプル No. 10は、 加工性は優れる ものの、 仕上圧延の最終圧下率が高いため優れた板形状を得ることができなかつ た。
Figure imgf000024_0001
表 7 (a)
Figure imgf000025_0001
表 7 (b)
Figure imgf000026_0001
P T/JP00/06640
25
最良の形態 3
本発明者らは、 2段冷却による複合組織鋼の製造を対象に、 複合組織の微細化 に及ぼす仕上圧延後の冷却の影響について鋭意検討した。 その結果、 仕上圧延後 のランナウト冷却での 2段冷却において、 一次冷却開始までの時間を 1. 0秒以 内とし、 一次冷却速度を 200で Zsを超える高冷却速度とすることが有効なこ とを見出した。
本発明は以上の知見を基になされたものである。 すなわち本発明は、
1. (a) 質量％で、 C : 0. 04〜0. 2%、 S i ： 0. 25〜 2. 0%, M n ： 0. 5〜2. 5%、 S o l . A 1 : 0. 1 %以下を含有する鋼を連続铸造後 、 粗圧延を行う工程と、
(b) 1050°C以下で 30%以上の累積圧下を含み、 圧延終了温度を八 1" 3以 上、 A r 3+60 以下とする仕上圧延を行う工程と、
(c) 圧延終了後、 1. 0秒以内に、 冷却開始温度と冷却終了温度との差が 10 0で以上、 250°C未満となる冷却域を 200tZs超えで一次冷却する工程と
(d) 720 以下 580°C超えの温度域を 2 s e c以上 20 s e c間未満 10 °CZs以下で冷却後、 3 O^Zs以上で 2次冷却する工程と、
(e) 巻取り温度 400°C未満で巻取りする工程。
を具備したことを特徴とする高加工性熱延鋼板の製造方法。
2. 連続熱間仕上げ圧延機の入り側、 または連続熱間仕上圧延機のスタンド間 の加熱装置により、 粗バー加熱を行うことを特徴とする 1記載の高加工性熱延鋼 板の製造方法。
3. 鋼成分として、 更に、 質量％で、 T i , Nb， V， Z rの一種又は二種以 上を 0. 01〜0. 2 %含有することを特徴とする 1または 2記載の高加工性熱 延鋼板の製造方法。
4. 鋼成分として、 更に、 質量％で、 C r ： 1 %以下、 Mo ： 0. 5 %以下の一 種又は二種を含有することを特徴とする 1乃至 3の何れかに記載の高加工性熱延 鋼板の製造方法。 成分組成、 製造条件の限定について詳細に説明する。
1. 成分組成
C
Cは、 オーステナイトの焼入れ性を向上させ、 複合組織中に適量のマルテンサイ 卜、 もしくはマルテンサイトとべィナイ卜を混在させて強度を確保するため 0. 04%以上添加する。 一方、 0. 2%を超えると加工性及び溶接性を劣化させる ため、 0. 04〜0. 2% (0. 04%以上、 0. 2%以下） とする。
S i
S iは、 固溶強化によりフェライトを強化するとともに、 熱間圧延後の緩冷却ま たは放冷時のフェライ卜の析出を促進し、 オーステナイ卜への Cの濃縮を促進さ せるため、 0. 25 %以上添加する。 一方、 2. 0%を超えると溶接性および表 面性状が劣化するため、 0. 25〜2. 0%とする。
Mn
Mnは、 Cと同様未変態オーステナイトの焼入れ性を高めるため、 0. 5%以上 添加する。 一方、 2. 5 %を超えるとその効果が飽和し、 バンド状組織を形成し て加工性を劣化させるので、 0. 5〜2. 5%とする。
S o l . A 1
A 1は脱酸材及び不可避的不純物として含有される Nを固定して加工性を向上さ せるため添加する。 0. 1 %を超えるとその効果が飽和し、 清浄度を悪化させ加 ェ性を劣化させるため、 0. 1%以下とする。
本発明鋼は基本成分組成として以上の元素を含有するが、 その作用効果が得ら れる範囲で他の元素を含有することは差し支えない。 例えば、 所望する強度、 加 ェ性等の特性に応じて T i , Nb, V， Z r， C r , Mo、 C aの一種又は二種 以上を添加することができる。
T i , Nb, V， Z r
強度の調整または炭窒化物形成により固溶 C, Nを低減させて非時効化し、 深絞 り性を向上させる場合、 T i , Nb, V， Z rの一種又は二種以上を合計として 0. 01〜0. 2 %添加する。 C r , Mo
C r， Moは、 オーステナイ トの焼入れ性を高め、 C， Mnと同様な効果を有す るため、 必要とする場合、 添加する。 高価な元素のため、 多量に添加すると素材 コストが上昇し、 溶接性を劣化させるため、 C r ： 1 %以下、 Mo ： 0. 5%以 下とする。
C a
C aは加工性を向上させる場合、 0. 005 %を超えない範囲で添加する。
2. 製造条件
本発明鋼は連続铸造により鋼片を製造し、 鋼片は粗圧延、 仕上圧延後、 緩冷却を 含む 2段冷却を行う。 粗圧延の条件については特に規定せず、 仕上圧延前、 再加 熱後、 または連続铸造後、 直接、 行うことが可能である。
仕上圧延条件
仕上圧延は、 歪みの導入により、 仕上圧延後の冷却過程でフェライト核の生成を 促進させ、 組織を微細化させるため、 1050°C以下で累積圧下率 30%以上と する。 圧延終了温度はオーステナイトの結晶粒径を微細化するため、 Ar 3以上 、 A r 3+ 60°C以下とする。 尚、 より有効に、 組織を微細化するためには連続 熱間仕上圧延機の入り側またはスタンド間に設けた誘導加熱装置により、 圧延温 度を精密に制御し、 仕上終了温度を A r 3直上とすることが好ましい。
冷却条件
一次冷却
一次冷却は仕上圧延により、 導入されたオーステナイト結晶粒内の変形帯密度を 維持し、 オーステナイト結晶粒界のみならず結晶粒内からも多数のフェライト核 生成させるため、 圧延終了後、 1. 0秒以内に開始し、 冷却速度はフェライト変 態開始温度を低下させ、 フェライト核生成後の結晶粒成長速度を遅くするため、 200 :Zs超えとする。 尚、 冷却速度は速いほど有利であり、 300°CZs以 上が好ましい。
一次冷却の冷却域は、 結晶粒径の微細化と強度を確保するため冷却開始温度と 冷却終了温度との差が 100 以上、 250°C未満となる温度域とする。 温度差が 1 o o :未満では、 微細なフェライ卜の析出が少なく結晶粒が十分微細 化されず、 250 以上では 2次冷却前にべイナイトが生成し、 十分な強度が得 られない。
一次冷却後、 緩冷却を経て、 二次冷却を行う。 緩冷却はフェライト変態を十分 促進するために 720°C以下 580 超えの温度域で 2 s e c以上、 1 O^Zs 以下で行う。 20 s e cを超えると、 パーライトが析出しやすく加工性が劣化す るため、 20 s e c以下とする。 尚、 緩冷却には放冷を含むものとする。
二次冷却
二次冷却の冷却速度は、 安定して、 オーステナイトをマルテンサイトまたはマル テンサイ卜に一部べィナイ卜を含んだ組織とするため、 30で Zs以上とする。 巻取り温度
二次冷却を経た後、 巻取りを行う。 巻取温度は、 400 以上の場合、 十分な量 のマルテンサイ卜が得られず、 得られたマルテンサイトも巻取り後のコイル冷却 過程において焼戻され、 軟化する。 また、 フェライト /マルテンサイト界面に導 入された可動転位が回復し、 複合組織鋼の特徴である低降伏比が失われるため、 400で未満とする。
尚、 本発明により、 板厚が 2. 0mm以下の薄鋼板を製造する場合、 2. 0m mt以下に限らず、 仕上げ温度狭レンジ制御は組織制御に有効なため、 連続熱間 仕上圧延機のスタンド間または仕上圧延前に粗バーの幅方向エッジ部を誘導加熱 装置により、 加熱することが好ましく、 また本発明の効果を損なうものではない 。 また、 本発明は、 コイルボックス等を用いて保熱した粗バ一を溶接して行う連 続熱延プロセスに適用することも可能である。
実施例
表 8に示す化学成分の鋼を溶製し、 表 9に示す製造方法で板厚 3. 2mmの熱 延鋼板を製造した。 表 10に製造した熱延鋼板の機械的性質を示す。 本発明の成 分組成、 製造条件を満足し、 本発明の実施例であるサンプル No. 1， 2では、 優れた強度—切欠き伸びバランス （TSXN. E 1 ) で降伏比も低く、 比較例で あるサンプル No. 3, 4に対し、 加工性に優れている。 P
29
図 2に本実施例による強度—切欠き伸びバランス （T S X N . E 1 ) に及ぼす 一次冷却速度の影響を示す。 表 8 wt.%
Figure imgf000031_0001
表 9
Figure imgf000031_0002
注 1 緩冷却時間： 720で以下、 580 超えの範囲内で冷却速度 1 0 : ZSec以下
( 緩冷却または放冷 ）
注 2 ΔΤ :冷却開始温度と終了温度の差が、 100で以上、 250で未満となる冷却域 注 3 *印は本発明範囲外であることを示す。 表 1 0
サンプル YP TS El N.E1 YR TSxN.El
No. (MPa) (MPa) (%) (%) (%) (MPa · %)
1 395 706 28.4 10.2 55.9 7201 本発明例
2 371 660 28.7 11.6 56.2 7656 本発明例
3 330 632 28.7 9.0 52.2 5688 比較例
4 401 631 30.4 10.0 63.5 6310 比較例 最良の形態 4
本発明者らは、 複合組織の微細化に及ぼす仕上圧延後の冷却の影響について鋭 意検討した。 その結果、 仕上圧延後のランナウ卜での冷却において、 仕上圧延後、 冷却開始までの時間を 1. 0秒以内とし、 冷却速度を 200°CZsを超える高冷 却速度とすることが有効なことを見出した。
本発明は以上の知見を基に更に検討を加えてなされたものである。 すなわち本 発明は、
1. (a) 質量％で、 C : 0. 04〜0. 12%、 S i ： 0. 25〜 2. 0%、 M n ： 0. 5〜2. 5 %, S o l . A 1 ： 0. 1 %以下， 残部が実質的に F eおよ び不可避不純物からなる鋼を連続铸造後、 粗圧延を行う工程と、
(b) 圧延終了温度を A r 3以上とする仕上圧延を行う工程と、
(c) 圧延終了後、 1. 0秒以内に、 冷却開始温度と冷却終了温度との差が 10 0°C以上、 250°C未満となる冷却域を 200で Zs超えで冷却する工程と、
(d) 720°C以下 580で以上の温度域を 20 s e c間未満 10 :Zs以下で 冷却する工程と、
( e ) 400で以上、 540で未満で巻取りする工程。
を具備したことを特徴とする高加工性熱延鋼板の製造方法。
2. 連続熱間仕上げ圧延機の入り側、 または連続熱間仕上圧延機のスタンド間 の加熱装置により、 粗バー加熱を行うことを特徴とする 1記載の高加工性熱延鋼 板の製造方法。
3. 鋼成分として、 更に、 質量％で、 T i， Nb, V, Z rの一種又は二種以 上を合計として 0. 01〜0. 2 %含有することを特徴とする 1または 2記載の 高加工性熱延鋼板の製造方法。
4. 鋼成分として、 更に、 質量％で、 C r ： 1%以下、 Mo ： 1. 0%以下の 一種又は二種を含有することを特徴とする 1乃至 3の何れかに記載の高加工性熱 延鋼板の製造方法。
5. 連続熱間仕上げ圧延機における最終スタンドでの圧下率を 30 %未満とす ることを特徴とする 1乃至 4の何れかに記載の高加工性熱延鋼板の製造方法。 成分組成、 製造条件の限定について詳細に説明する。
1. 成分組成
C
Cは、 オーステナイトの焼入れ性を向上させ、 複合組織中に適量のベイナイトを 生成させるため 0. 04%以上添加する。 一方、 0. 12%を超えると加工性及 び溶接性を劣化させるため、 0. 04〜0. 12% (0. 04%以上、 0. 12 %以下） とする。
S i
S iは、 固溶強化によりフェライトを強化するとともに、 熱間圧延後の Ar 3〜 Ar 変態点における緩冷却または放冷時にフェライトの析出を促進し、 オース テナイトへの Cの濃縮を促進させるため、 0. 25 %以上添加する。 一方、 2. 0 %を超えると溶接性および表面性状が劣化するため、 0. 25〜2. 0%とす る。
Mn
Mnは、 Cと同様未変態オーステナイトの焼入れ性を高めるため、 0. 5%以上 添加する。 一方、 2. 5%を超えるとその効果が飽和し、 バンド状組織を形成し て加工性を劣化させるので、 0. 5〜2. 5%とする。
S o l . A 1
A 1は脱酸材及び不可避的不純物として含有される Nを固定して加工性を向上さ せるため添加する。 0. 1 %を超えるとその効果が飽和し、 清浄度を悪化させ加 ェ性を劣化させるため、 0. 1 %以下とする。
本発明鋼は基本成分組成として以上の元素を含有するが、 所望する強度、 加工 性等の特性に応じて T i , Nb， V， Z r， C r, Mo、 C aの一種又は二種以 上を添加することができる。
T i , Nb, V, Z r
強度の調整または炭窒化物形成により固溶 C， Nを低減させ、 非時効化し、 深絞 り性を向上させる場合、 T i , Nb, V， Z rの一種又は二種以上を合計として 0. 01〜0. 2 %添加する。 C r , Mo
C r， Moは、 オーステナイトの焼入れ性を高め、 C, Mnと同様な効果を有す るため、 必要とする場合、 添加する。 高価な元素のため、 多量に添加すると素材 コストが上昇し、 溶接性を劣化させるため、 C r ： 1%以下、 Mo ： 1. 0%以 下とする。
C a
C aは加工性を向上させる場合、 0. 005 %以下添加する。
2. 製造条件
本発明鋼は、 連続铸造により鋼片を製造する。 鋼片は粗圧延、 仕上圧延後、 直ち に冷却を行う。 粗圧延の条件については特に規定せず、 鋼片を再加熱後、 または 連続铸造後、 直接、 行うことが可能である。
仕上圧延条件
仕上圧延の圧延終了温度は A r 3未満では圧延中にフェライ卜が生成して著しい 加工組織となり伸びが大きく低下するため、 Ar 3以上とする。 また、 より有効 に、 組織を微細化するためには連続熱間仕上圧延機の入り側またはスタンド間に 設けた加熱装置、 例えば誘導加熱装置により、 圧延温度を精密に制御し、 仕上終 了温度を A r 3直上とすることが好ましい。 また、 形状調整を行う場合は、 仕上 圧延時の最終パスの圧下率を 30 %未満とする。
冷却条件
冷却は仕上圧延により、 導入されたオーステナイト結晶粒内の変形帯密度を維持 し、 オーステナイ卜結晶粒界のみならず結晶粒内からも多数のフェライト核生成 させるため、 圧延終了後、 1. 0秒以内に開始する。 但し、 冷却開始時間が 0. 5秒以下では圧延歪みの不均一な残量により組織が不均一になることがあるため 、 0. 5秒超えが望ましい。 冷却速度はフェライト変態開始温度を低下させ、 フ ェライト核生成後の結晶粒成長速度を遅くするため、 200°C/s超えとする。 尚、 冷却速度は速いほど有利であり、 300°C以上が好ましい。
冷却域は、 結晶粒径の微細化と強度を確保するため冷却開始温度と冷却終了温 度との差が 100°C以上、 220°C未満となる温度域とする。 温度差が 100 未満では、 微細なフェライ卜の析出が少なく結晶粒が十分微細 化されず、 220°C以上では冷却後の放冷において針状フェライトが析出し、 十 分な強度が得られない。
冷却後、 緩冷却を行う。 緩冷却はフェライト変態を十分促進するために 720 °C以下 580°C超えの温度域で 2 s e c以上、 10t:/"s以下で行う。 20 s e cを超えると、 パーライトが析出しやすく加工性が劣化するため、 20 s e c以 下とする。 尚、 緩冷却には放冷を含むものとする。
巻取温度
巻取温度は、 400で以上、 540 未満とする。 巻取温度が、 540で以上 の場合、 安定してペイナイト主体の組織が得られず、 400 未満では硬質相の マルテンサイ卜の生成量が多くなり、 伸びフランジ性が劣化する。
尚、 緩冷却後、 巻取りまでの冷却は特に規定しない力 パーライトの生成を抑 える為、 1で Zs以上とすることが好ましい。
本発明により、 板厚が 2. 0mm以下の薄鋼板を製造する場合、 連続熱間仕上 圧延機のスタンド間または仕上圧延前に粗バーの幅方向エッジ部を誘導加熱装置 により、 加熱することが好ましく、 また本発明の効果を損なうものではない。 ま た、 本発明は、 コイルボックス等を用いて保熱した粗バーを溶接して行う連続熱 延プロセスに適用することも可能である。
実施例
表 1 1に示す化学成分の鋼を溶製し、 表 12に示す製造方法で板厚 3. 2mm の熱延鋼板を製造した。 表 13に製造した熱延鋼板の機械的性質を示す。 本発明 の成分組成、 製造条件を満足し、 本発明の実施例であるサンプル No. 1, 3で は、 比較例であるサンプル No. 2, 4に対し、 優れた穴拡げ率—強度バランス (λ XTS) で、 加工性に優れている。 穴拡げ率は、 スケールを除去後、 直径 1 Οη ηφの穴をクリアランス 12%として打ち抜きにより加工し、 頂角 60 ° の 円錐ポンチによる穴拡げを行って亀裂が板厚を貫通した時点の穴径を測定、 穴径 の拡大率で評価した。 図 3に本実施例で得られた穴拡げ率一強度バランス （λΧ TS) の結果を示す。 ( wt.% )
Figure imgf000036_0001
表 1 2
Figure imgf000036_0002
表 1 3
サンプル YP TS El λ TS · λ
No. ( MPa) ( MPa) (%) (%) (MPa · %)
1 493 636 34 130 82680 本発明
2 463 556 33 122 67832 比較例
3 594 818 24 88 71984 本発明
4 505 710 24 78 55380 比較例

Claims

請求の範囲
1 . 薄鋼板の製造方法は以下の工程を有する：
重量％で、 C 含有量が 0 . 8 %以下の連続铸造スラブを、 粗圧延して粗バー を製造する工程；
前記粗バーを、（Ar3 変態点- 20 ) 以上の仕上温度で仕上圧延して鋼帯を製造 する工程；
仕上圧延された鋼帯を、 500 〜800 °Cの温度まで 120 /sec を超える冷却 速度で一次冷却する工程；
一次冷却された鋼帯を、 1 〜30sec の間放冷する工程；
放冷された鋼帯を、 20 :/SeC以上の冷却速度で二次冷却する工程； と 二次冷却された鋼帯を、 650 以下の巻取温度で巻き取る工程。
2 . 該粗圧延が、 連続铸造スラブを室温まで冷却することなく、 1230で以下の温 度に加熱後、 開始される請求の範囲 1記載の薄鋼板の製造方法。
3 . 仕上圧延直前または仕上圧延中に、 被圧延材を誘導加熱装置により加熱する 工程を有する請求の範囲 1記載の薄鋼板の製造方法。
4 . 一次冷却が、 仕上圧延後、 O.lsecを超え l.Osec未満の時間内で開始される請 求の範囲 1記載の薄鋼板の製造方法。
5 . 該二次冷却する工程が、 放冷された鋼帯を、 100 / sec以上の冷却速度で冷 却することからなる請求の範囲 1記載の薄鋼板の製造方法。
6 . 該一次冷却する工程が、 一次冷却後の鋼帯の'幅方向及び長手方向温度の最高 値と最低値の差が 60 以内となるように冷却すことからなる請求の範囲 1記載の 薄鋼板の製造方法。
7 . 該一次冷却する工程が、 2000kcal/m t:以上の伝熱係数で冷却することから なる請求の範囲 1記載の薄鋼板の製造方法。
8 . 請求の範囲 1記載の薄鋼板の製造方法により製造され、 幅方向及び長手方向 における引張強さの変動が、コイル内の引張強さの平均値の ± 8 %以内である薄鋼 板。
9. 薄鋼板の製造方法は以下の工程を有する：
重量％で、 C 含有量が 0. 8%を超える連続铸造スラブを、 粗圧延して粗バ 一を製造する工程；
前記粗バーを、 （Arcm 変態点- 20) 以上の仕上温度で仕上圧延して鋼帯を製 造する工程；
前記仕上圧延後の鋼帯を、 500〜800 の温度まで 120 t:/sec を超える冷 却速度で一次冷却する工程；
前記一次冷却後の鋼帯を、 1〜30sec の間放冷する工程；
前記放冷後の鋼帯を， 20 :/sec以上の冷却速度で二次冷却する工程； と 前記二次冷却後の鋼帯を、 650 で以下の巻取温度で巻き取る工程。
1 0. 該粗圧延が、 連続铸造スラブを室温まで冷却することなく、 1230 :以下の 温度に加熱後、 開始される請求の範囲 9記載の薄鋼板の製造方法。
1 1. 仕上圧延直前または仕上圧延中に、 被圧延材を誘導加熱装置により加熱す る工程を有する請求の範囲 9記載の薄鋼板の製造方法。
12. —次冷却が、 仕上圧延後、 O.lsecを超え l.Osec未満の時間内で開始される 請求の範囲 9記載の薄鋼板の製造方法。
1 3. 該二次冷却する工程が、 放冷された鋼帯を、 100 で/sec以上の冷却速度で 冷却することからなる請求の範囲 9記載の薄鋼板の製造方法。
14. 該一次冷却する工程が、 一次冷却後の鋼帯の幅方向及び長手方向温度の最 高値と最低値の差が 60°C以内となるように冷却すことからなる請求の範囲 9記載 の薄鋼板の製造方法。
1 5. 該一次冷却する工程が、 200010^1/111 で以上の伝熱係数で冷却することか らなる請求の範囲 9記載の薄鋼板の製造方法。
1 6. 請求の範囲 9記載の薄鋼板の製造方法により製造され、 幅方向及び長手方 向における引張強さの変動が、コイル内の引張強さの平均値の ±8%以内である薄
17. 薄鋼板の製造方法は以下の工程を有する：
重量％で、 C : 0. 04〜0. 2%、 S i ： 0. 25〜2%、 Mn ： 0. 5〜2. 5%, S o l . A 1 ： 0. 1 %以下を含有する鋼を連続铸造し、 ス ラブを製造する工程；
該スラブを粗圧延し粗バーを製造し、 該粗バーを仕上圧延することからな る熱間圧延を行なう工程、 該仕上圧延は、 最終スタンドの圧下率が 30%未満で あり、 かつ A r 3変態点〜 （Ar3+60t:) 温度範囲で仕上圧延を終了する； 熱間圧延終了後 1. 0秒以内に冷却を開始し、 （Ar3— 30 ） 〜Ar i 変態点までの冷却を 200 :/s e c超で行なう一次冷却工程；
一次冷却後、 A r 3変態点〜 A r i変態点の温度領域において 10で Zs e c以下で 2秒間以上の緩冷却または放冷を行なう工程；
緩冷却または放冷後、 3 O^C/s e c以上の冷却を行なう二次冷却工程； 二次冷却後、 300で以下で巻き取る工程。
18. 連続熱間仕上圧延機の入り側、 または連続熱間仕上圧延機のスタンド間で 粗バーを加熱する工程を有する請求の範囲 17に記載の薄鋼板の製造方法。
19. 該鋼が、 さらに、 重量％で、 T i , Nb, V， Z rのグループから選択さ れた少なくとも一つを 0. 01〜0. 2%含有する請求の範囲 17に記載の薄鋼 板の製造方法。
20. 該鋼が、 さらに、 重量％で、 C r ： 1%以下、 および Mo ： 0. 5 %以下 からなるグループから選択された少なくとも一つを含有する請求の範囲 17に記 載の薄鋼板の製造方法。
21. 薄鋼板の製造方法は以下の工程を有する ：
重量％で、 C : 0. 04〜0. 2 %、 S i ： 0. 2 5〜2 %、 Mn : 0. 5〜2. 5%、 S o l . A 1 ： 0. 1 %以下を含有する鋼を粗圧延し、 粗バ 一を製造する工程； 該粗バーを、 1050 以下の温度、 30%以上の累積圧下率、 A r 3以 上、 A r 3+ 60°C以下の圧延終了温度で仕上圧延を行う工程；
仕上げ圧延終了後、 1. 0秒以内に、 冷却開始温度と冷却終了温度との差 が 100で以上、 250 未満となる冷却域を 20 O^Zs超えで仕上圧延され た鋼を一次冷却する工程；
720で以下 580で超えの温度域を 2 s e c以上 20 s e c間未満 10 ° / s以下で一次冷却された鋼を緩冷却する工程；
緩冷却後、 緩冷却された鋼を 3 O^Zs以上で 2次冷却する工程；
2次冷却された鋼を 400で未満の巻取り温度で巻取る工程。
22. 連続熱間仕上圧延機の入り側、 または連続熱間仕上圧延機のスタンド間で 粗バーを加熱する工程を有する請求の範囲 21に記載の薄鋼板の製造方法。
23. 該鋼が、 さらに、 重量％で、 T i， Nb， V, Z rのグループから選択さ れた少なくとも一つを 0. 01〜0. 2 %含有する請求の範囲 21に記載の薄鋼 板の製造方法。
24. 該鋼が、 さらに、 重量％で、 C r ： 1 %以下、 および Mo ： 0. 5%以下 からなるグループから選択された少なくとも一つを含有する請求の範囲 21に記 載の薄鋼板の製造方法。
25. 薄鋼板の製造方法は以下の工程を有する ：
重量％で、 C : 0. 04〜0. 12%、 S i ： 0. 25〜2 %、 Mn ：
0. 5〜2. 5 %, S o l . A 1 : 0. 1 %以下， 残部が実質的に F eおよび不 可避不純物からなる鋼を粗圧延し、 粗バーを製造する工 ；
該粗バーを A r 3以上の圧延終了温度で仕上圧延する工程；
1. 0秒以内に、 冷却開始温度と冷却終了温度との差が 100°C以上、 2
50°C未満となる冷却域を 200°CZs超えで、 仕上圧延された鋼を冷却する一 次冷却工程；
720°C以下 580°C以上の温度域を 20 s e c未満の間 10 :/s以下 で、 一次冷却された鋼を冷却する緩冷却工程； 400で以上、 540で未満で緩冷却された鋼を巻取る工程。
26. 連続熱間仕上圧延機の入り側、 または連続熱間仕上圧延機のスタンド間で 粗バーを加熱する工程を有する請求の範囲 25に記載の薄鋼板の製造方法。
27. 該鋼が、 さらに、 重量％で、 T i， Nb, V， Z rのグループから選択さ れた少なくとも一つを 0. 01〜0. 2%含有する請求の範囲 25に記載の薄鋼 板の製造方法。
28. 該鋼が、 さらに、 重量％で、 Cr ： 1 %以下、 および Mo ： 1%以下から なるグループから選択された少なくとも一つを含有する請求の範囲 25に記載の 薄鋼板の製造方法。
29. 連続熱間仕上げ圧延機における最終スタンドでの圧下率が 30%未満であ る請求の範囲 25に記載の薄鋼板の製造方法。
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