WO2004094681A1 - 高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Nobusuke Kariya
Shusaku Takagi
Tetsuo Shimizu
Tetsuya Mega
Kei Sakata
Hiroshi Takahashi
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 78 OMPa or more, which is used for a reinforcing member of a cabin of an automobile, and particularly relates to a method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet.
  • the present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability and a method for producing the same.
  • hot-rolled steel sheets have not been used as reinforcing members for automobile cabins from the viewpoint of formability.
  • hot-rolled steel sheets which have inferior surface properties compared to cold-rolled steel sheets, are suitable for such members that are not visible from the outside.
  • a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 440 to 590 MPa is often used for a collision-resistant member such as a front side member, but further higher strength is required.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-62485 discloses a composite board in which a hard retained austenite second phase is dispersed in a ferrite as a mother phase.
  • excellent stretch flangeability cannot be obtained because the hardness difference between the ferrite of the parent phase and the retained austenite of the second phase is large.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-263885 discloses that the ferrite of the mother phase is precipitation-strengthened, the hardness difference with the martensite of the second phase is reduced, and the elongation and stretch flangeability are improved.
  • Composite structure steel sheets have been proposed. However, this steel sheet has a tensile strength of less than 780MPS, and is not suitable for reinforcing members of automobile cabins and collision-resistant members.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 5-179396 discloses that the ferrite of the mother phase is precipitated and the volume fraction of the second phase martensite or retained austenite is reduced.
  • Steel sheets with improved stretch flangeability have been proposed. In this steel, C and equivalents are reduced, has been improved spot weldability and fatigue properties, the hole expansion ratio is at most 4-6% crashworthiness of Totsuyo member Ya complex shape Kiyabin automobile The stretch flangeability is not sufficient for members.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more, excellent elongation, and excellent stretch flangeability with a hole expansion ratio of 60% or more.
  • This high-strength hot-rolled steel sheet is produced by heating a steel slab having the above composition to 1150-1300 ° C, and hot-rolling the heated steel slab at a finishing temperature higher than the Ar3 transformation point. And the step of primary cooling the hot-rolled steel sheet to a temperature range of 700-850 ° C with an average cooling of 5 ⁇ 20 ° C / s or more.
  • High-strength hot-rolled steel sheet comprising: a step of holding the steel sheet for more than Is in the area, and a step of secondary cooling the steel sheet after holding at a temperature of 550 ° C or less at an average cooling rate of 30 ° C / s or more. It can be manufactured by the manufacturing method described above. MODES FOR CARRYING OUT THE INVENTION The present inventors have studied the high-strength hot-rolled steel sheet applicable to a reinforcing member of a car cabin and a collision-resistant member of an automobile, and have obtained the following knowledge.
  • the proportion of ferrite containing substances is 40-95% and the proportion of other phases is 5% or less, the tensile strength of 780MPa or more, excellent elongation, and the hole expansion ratio of 60% or more Excellent stretch flangeability is obtained.
  • the precipitates contained in the ferrite contain Ti and Mo, the average grain size is 20 rm3 ⁇ 4 and the average interval is 60 nm or less, the ferrite can be made stronger, and the hardness difference between the ferrite and the second phase can be reduced. It can be made smaller and more excellent stretch flangeability can be obtained.
  • C is required to be 0.04% or more to obtain a tensile strength of 780 MPa or more, but if it exceeds 0.15%, the second phase increases and the stretch flangeability deteriorates. Therefore, C should be 0.04-0.15, preferably 0.04-0.1%, and more preferably 0.05-0.08%.
  • Si is effective for improving stretching and stretching flangeability.
  • the content of Si is set to 1.5% or less, preferably 1.2% or less, and more preferably 0.3 to 0.7%.
  • ⁇ is required to be 0.5% or more to obtain a tensile strength of 780 MPa or more, but if it exceeds 1.6, the weldability is significantly deteriorated. Therefore, Mn should be 0.5-1.6, preferably 0.8-1.4%.
  • P If P exceeds 0.04, P tends to favor the austenite ( ⁇ ) grain boundaries, significantly deteriorating the low-temperature toughness, significantly increasing the anisotropy of the steel sheet and significantly reducing its workability. Therefore, P is set to 0.04 or less, preferably 0.025% or less, and more preferably 0.015 or less.
  • S If S exceeds 0.005%, it segregates at the former 0 / grain boundary or precipitates as .nS, which significantly deteriorates low-temperature toughness, making it unsuitable for steel sheets for automobiles in cold regions. Therefore, S is set to 0.005% or less, preferably 0.003% or less.
  • A1 is added as a steel deoxidizer and is an effective element for improving the cleanliness of steel. In order to obtain such effects, it is preferable to contain A1 in an amount of 0.001 or more. However, if it exceeds 0.04%, a large amount of inclusions is generated, which causes surface flaws. Therefore, A1 should be 0.04% or less.
  • Ti is an important element in achieving a tensile strength of 780 MPa or more because it precipitates in ferrite and strengthens ferrite. Further, since the ferrite is strongly strengthened, the hardness difference between the ferrite and the hard second phase can be reduced, and the stretch flangeability is improved. For that purpose, it is necessary to contain Ti in an amount of 0.03 or more. However, if it exceeds 0.15, the effect is saturated and the cost is increased. Therefore, Ti should be 0.03-0.15%, preferably 0.05-0.12%.
  • Mo is a very effective element that precipitates as carbides and strengthens ferrite. Without Mo, it would be difficult to achieve a tensile strength above 780MPa. Also, since the ferrite is strengthened, the hardness difference between the ferrite and the hard second phase can be reduced, and the stretch flangeability is improved. For this purpose, it is necessary to contain Mo in an amount of 0.03% or more, but if it exceeds 0.5%, the effect is saturated and the cost is increased. Therefore, Mo should be 0.03-0.5.
  • the structure of the steel sheet must be made of a ferrite having precipitates and bainite and / or martensite.
  • a composite structure consisting of two phases and other phases such as ferrite, pearlite, and retained austenite free of precipitates, and the proportion of ferrite with precipitates is 40-95%. The ratio must be less than 5%. If the proportion of ferrite containing precipitates is less than 40%, the amount of the hard second phase becomes excessive, and if it exceeds 95, the amount of the hard second phase becomes too small, and in any case, the elongation is reduced.
  • the ferrite having a precipitate is a ferrite in which a fine precipitate having a precipitation strengthening ability, which can be observed with a transmission electron microscope (TEM) or the like, exists in the grains.
  • TEM transmission electron microscope
  • the remainder excluding the ferrite with precipitates is the second phase consisting of bainite and / or martensite and other phases such as ferrite, pearlite and retained austenite without precipitates, but the proportion of other phases is Should be less than 5, preferably less than 3%.
  • the nano hardness test The hardness of the ferrite measured by the machine is 3-8 GPa, the hardness of the second phase consisting of bainite and / or martensite is 6-13 GPa, and the difference in hardness between the ferrite and the second phase can be made smaller and more excellent The stretch and stretch flangeability can be obtained.
  • the precipitate present in the ferrite is identified by its energy dispersive X-ray spectrometer equipped with a TEM, its diameter is determined by image processing, the precipitate is regarded as a circle, and the average particle diameter is determined.
  • the average spacing of the precipitates was calculated by counting the number of precipitates present in a 30-Om square area by TEM observation, measuring the i ⁇ of the sample, and calculating in the area where the number of precipitates was counted. Were calculated assuming that were uniformly distributed.
  • the ratio of bainite becomes 60% or less and the ratio of martensite becomes 35% or less.
  • the ratio of martensite is determined by polishing the cross section of a steel sheet, etching it with a 1: 1 mixture of 4% phenolic phosphoric acid and sodium 2% sodium pyrosulfate, and using an optical microscope to determine the 1/4 position in the plate thickness direction. And the area ratio of martensite etched white by image processing was determined.
  • the ratio of bainite was determined by image processing while observing at a magnification of 1000 with a scanning electron microscope.
  • the types of phases other than ferrite, bainite and martensite were determined by the scanning electron microscope described above. The proportions of the other phases are those other than ferrite, martensite, and bainite where precipitates are present.
  • the hardness of the ferrite and the second phase was adjusted at a position 1/4 in the thickness direction by adjusting the load so that the indentation depth was 50 ⁇ 20 nm using a nano hardness tester TRIBOSCOPE of Hysitron ring. Each was measured at 10 points and averaged. The length of one side of the indentation at this time was about 350 nm. With such a nano hardness tester, the hardness of the second phase of the composite paper ⁇ ⁇ ⁇ , which could not be accurately measured in the past, can be accurately measured.
  • a slab composed of the above components is produced by a continuous sintering method or an ingot + lumping method.
  • precipitates mainly Ti-based carbides
  • this coarse precipitate has almost no strengthening ability, it must be dissolved once during slab heating before hot rolling, and must be finely reprecipitated after hot rolling. To do so, the slab must be heated to 1150 ° C or higher.
  • the SRT should be 1150-1300 ° C, preferably 1200-1300 ° C.
  • the final rolling ⁇ that is, the finishing temperature needs to be higher than the Ar3 transformation point, which is the austenite single phase region.
  • Ar3 910-203 X [C] 1 2 +44.7 X [Si]-30 X [Mn] +31.5 X [Mo] ... where [M ⁇ is the content of element M (mass %).
  • the hot-rolled steel sheet has an average cooling rate of not less than 20 ° C / s, preferably not less than 50 ° C / s, and a temperature of 700-850 in order to make the ratio of ferrite containing precipitates not less than 40%. It is necessary to perform primary cooling to the region, and then to maintain the temperature over 680 ° C for a time exceeding Is, preferably for 3 seconds or more. If the average cooling rate is less than 20 ° C / s or the holding temperature is less than 680 ° C, the driving force of ferrite transformation is small, and if the holding time is 1S or less, the ferrite transformation time is insufficient, and the precipitation is 40% or more. The ferrite containing the substance cannot be obtained.
  • the primary cooling to a temperature range of 700 to 850 ° C at an average cooling rate of 20 ° C / s or higher, for example, air cooling may be performed.
  • the average particle size of the precipitates should be 20 nm or less, and the average interval should be 60 nm or less, at 700-850 ° C and (SRT / 3 + It is preferable to perform primary cooling to a temperature range satisfying 300 ° C or more and (SRT / 8 + 700) ° C or less. This is thought to be because the amount of Ti-based carbide present in the slab differs depending on the SRT, and the particle size and spacing of precipitates precipitated during cooling are greatly affected by the SRT.
  • an average cooling rate of 30% is formed in order to form a second phase composed of bainite and / or martensite and reduce the proportion of other phases to 5% or less.
  • secondary cooling to a temperature range of not less than ° C / s, preferably not less than 50 ° C / s, not more than 550 ° C, preferably not more than 450 ° C, and more preferably not more than 350 ° C, it is necessary to wind it.
  • the target value of the present invention is S ⁇ 780MPa, El22, 60.
  • F Precipitated ferrite
  • f Precipitate free
  • B Painite
  • M Martensite
  • P Pearlite
  • F Ferrite with precipitates
  • f Ferrite without precipitates
  • B Painite
  • M Martensite
  • P Pearlite

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Abstract

本発明は、mass%で、C: 0.04-0.15%、Si: 1.5%以下、Mn: 0.5-1.6%、P: 0.04%以下、S: 0.005%以下、Al: 0.04%以下、Ti: 0.03-0.15%、Mo: 0.03-0.5%、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学組成を有し、析出物の存在するフェライトと、ベイナイトおよび/またはマルテンサイトからなる第二相と、これら以外のその他の相とからなる組織を有し、かつ析出物の存在するフェライトの割合が40-95%、その他の相の割合が5%以下である高強度熱延鋼板を提供する。本発明の高強度熱延鋼板は、例えば板厚1.4mmの場合、780MPa以上の引張り強さ、22%以上の伸び、60%以上の穴広げ率を有し、自動車のキャビンの補強部材や耐衝突部材に好適である。

Description

明細書 高強度熱延鋼板およぴ の製造方法 技術分野 本発明は、 自動車のキャビンの補強部材などに用いられる 78 OMPa以上の引張り 強さを有する高強度熱延鋼板、 特に、 伸びおよぴ伸ぴフランジ性に優れる高強度 熱延鋼板およびその製造方法に関する。 背景技術 従来、 自動車のキャビンの補強部材には、 成形性の観点から熱延鋼板が使用さ れることはなかった。 しかし、 近年、 低コストで成形性の高い鋼板に対するニー ズが増加するにしたがい、 こうした部材への安価な熱延鋼板の使用が検討されて いる。 特に、 冷延鋼板に比べ表面性状の劣る熱延鋼板は、 外部から目に付かない こうした部材には好適である。 また、 フロントサイドメンバーなどの耐衝突部材 には、 440 - 590MPaの引張り強さを有する高強度熱延鋼板が使用される場合が增 えているが、 さらなる高強度ィ匕が求められている。
熱延鋼板をこうした部材に適用する場合、 その特性としては、 780MPa以上の高 い引張り強さと、 優れた伸びおよび伸びフランジ性が必要である。 特に、 伸ぴフ ランジ性に対しては、 その指標である穴広げ率を 60%以上にする必要がある。
伸びの向上を図る目 で、 特開平 7- 62485号公報には、 母相のフェライト中に 硬質な残留オーステナイトの第二相を分散させた複合組 板が開示されている。 し力 し、 この鋼板では、 母相のフェライトと第二相の残留オーステナイトとの硬 度差が大きいため、 優れた伸びフランジ性は得られない。
そこで、 特開平 9-263885号公報には、 母相のフェライトを析出強化し、 第二相 のマルテンサイトとの硬度差を小さくして、 伸びと伸びフランジ性を向上させた 複合組織鋼板が提案されている。 しかし、 この鋼板は、 引張り強さが 780MPS未満 であり、 自動車のキャビンの補強部材ゃ耐衝突部材には不適である。
引張り強さが 780MPaを超える複合組織鋼板として、 特開平 5-179396号公報に は、 母相のフェライトを析出強ィ匕し、 第二相のマルテンサイトまたは残留オース テナイトの体積率を小さくして伸びフランジ性の向上を図った鋼板が提案されて いる。 この鋼板では、 C当量が低減されており、 スポット溶接性や疲労特性も改善 されているが、 穴広げ率は高々 46%であり、 自動車のキヤビンの捕強部材ゃ複雑な 形状の耐衝突部材用として伸ぴフランジ性が十分とは言えなレ、。 発明の開示 本発明は、 780MPa以上の引張り強さと、 優れた伸び、 およぴ穴広げ率 60%以上 の優れた伸ぴフランジ性を有する高強度熱延鋼板を することを目的とする。 この目的 fま、 mass%で、 C: 0.04— 0.15%、 Si: 1.5%以下、 n: 0.5— 1.6%、 P: 0.04 以下、 S: 0.005 以下、 A1: 0.04%以下、 Ti: 0.03— 0.15%、 Mo: 0.03 - 0.5%、 残部が鉄おょぴ不可避的不純物からなる化学組成を有し、 析出物の 存在するフェライトと、 べィナイトおよ ソまたはマルテンサイトからなる第二相 と、 それ以外のその他の相とからなる組織を有し、 力つ析出物の存在するフェラ ィトの割合が 40-95 、 その他の相の割合が 5%以下である高強度熱延鋼板によって 達成できる。
また、 この高強度熱延鋼板は、 上記の成分組成の鋼スラブを 1150- 1300°Cに加 熱する工程と、 加熱後の鋼スラブを Ar3変態点以上の仕上温度で熱間圧延して鋼板 とする工程と、 熱間圧延後の鋼板を 700 - 850°Cの温度域に平均冷却 5 ^20°C/s以 上で一次冷却する工程と、 一次冷却後の鋼板を 680で以上の温度域に Isを超える 時間保持する工程と、 保持後の鋼板を 550°C以下の温度域に平均冷却速度 30°C/s 以上で二次冷却して卷取る工程とを有する高強度熱延鋼板の製造方法により製造 できる。 発明を実施するための形態 本発明者等は、 自動車のキヤビンの補強部材ゃ耐衝突部材に適用可能な高強度 熱延鋼板について検討を行ったところ、 次の知見を得た。
a)析出物の存在するフェライトとべイナィトおよび/またはマルテンサイトから なる第二相と、 それ以外の析出物の存在しないフェライト、 パーライト、 残留ォ ーステナイトなどのその他の相とからなる組織にし、 かつ析出物の存在するフエ ライトの割合を 40-95%、 その他の相の割合を 5%以下にすると、 780MPa以上の引 張り強さ、 優れた伸ぴ、 およぴ穴広げ率が 60%以上の優れた伸びフランジ性が得ら れる。
b)フェライトに存在させる析出物が Tiと Moを含み、 その平均粒径が 20rm¾下、 平均間隔が 60nm以下であると、 フェライトをより高強度化でき、 フェライトと第 二相との硬度差をより小さくでき、 より優れた伸びフランジ性が得られる。
本発明は上記知見に基づいて行われたもので、 以下にその詳細を説明する。
1)化学組成
C: Cは、 780MPa以上の引張り強さを得るために 0.04%以上必要であるが、 0.15%を超えると第二相が増加し伸ぴフランジ性が劣化する。 したがって、 Cは 0.04— 0.15 、 好ましくは 0.04— 0.1%、 より好ましくは 0.05— 0.08%とする。
Si: Siは、 伸ぴおよぴ伸ぴフランジ性を向上させるために有効である。 しかし、 Siが 1.5 を超えると表面性状が顕著に劣化するとともに、 耐食性も低下する。 ま た、 熱間圧延時の変形抵抗が増加し、 1.8mn味満の板厚の鋼板の製造が困難にな る。 したがって、 Siは 1.5%以下、 好ましくは 1.2%以下、 より好ましくは 0.3 - 0·7%とする。
Μη: Μηは、 780MPa以上の引張り強さを得るために 0.5%以上必要であるが、 1.6 を超えると溶接性が著しく劣化する。 したがって、 Mnは 0.5-1.6 、 好まし くは 0.8-1.4%とする。
P: Pは、 0.04 を超えると旧オーステナイト（γ)粒界に偏祈し、 低温靭性が著 しく劣化するとともに、 鋼板の異方性が大きくなりその加工性が著しく低下する。 したがって、 Pは 0.04 以下、 好ましくは 0.025%以下、 より好ましくは 0.015 以 下とする。
S: Sは、 0.005%を超えると旧 0/粒界に偏析したり、. nSとして析出して、 低温 靭性が著しく劣化するため、 寒冷地向け自動車用の鋼板には不適である。 したが つて、 Sは 0.005%以下、 好ましくは 0.003%以下とする。
Al: A1は、 鋼の脱酸剤として添加され、 鋼の清浄度を向上するのに有効な元素 である。 こうした効果を得るには、 A1を 0.001 以上含有させることが好ましいが、 0.04%を超えると介在物が多量に生成し、 表面疵の原因となる。 したがって、 A1 は 0.04%以下とする。
Ti: Tiは、 フェライト中に析出し、 フェライトを強化するので、 780MPa以上 の引張り強さを達成する上で重要な元素である。 また、 フェライトを強ィヒするの で、 フェライトと硬質な第二相との硬度差を小さくでき、 伸びフランジ性を向上 させる。 そのためには、 Tiを 0.03 以上含有させる必要があるが、 0.15 を超え るとその効果は飽和し、 コスト増を招く。 したがって、 Tiは 0.03- 0.15%、 好ま しくは 0.05— 0.12%とする。
Mo: Moは、 炭化物として析出し、 フェライトを強化する上で非常に有効な元素 である。 Moが含有されないと、 780MPa 上の引張り強さを達成することが困難に なる。 また、 フェライトを強化するので、 フェライトと硬質な第二相との硬度差 を小さくでき、 伸びフランジ性を向上させる。 そのためには、 Moを 0.03%以上含 有させる必要があるが、 0.5%を超えるとその効果は飽和し、 コスト増を招く。 し たがって、 Moは 0.03— 0.5 とする。
2)組織
上述したように、 自動車のキヤビンの捕強部材ゃ耐衝突部材に望ましい伸ぴゃ 伸びフランジ性を得るには、 鋼板の組織を、 析出物の存在するフェライトとべィ ナイトおよび/またはマルテンサイトからなる第二相と、 それ以外の析出物の存在 しないフェライト、 パーライト、 残留オーステナイトなどのその他の相とからな る複合組織にし、 かつ析出物の存在するフェライトの割合を 40-95%、 その他の相 の割合を 5%以下にする必要がある。 析出物の存在するフェライトの割合が、 40%未満では硬質な第二相が過多になり、 95 を超えると硬質な第二相が過少になり、 いずれの場合も伸びの低下を招く。 ここで、 析出物の存在するフェライトとは、 透過電子顕微鏡（TEM)などで観察 できる析出強化能を有する微細な析出物が粒内に存在するフェライトのことであ る。 また、 析出物の存在するフェライトの割合は、 次のようにして求めた。
すなわち、 まず、 鋼板の板厚方向 1/4の位置から TEM用の試料を 3個採取し、 100万倍の倍率で TEM^察し、 析出物が観察されるフェライトの全フェライトに対 する面積率を求める。 次に、 鋼板断面を研磨後、 3%ナイタールでエッチングし、 ¾J¥方向 1/4の位置を光学顕微鏡により 400倍で観察し、 フェライトの面積率を画 像処理により求める。 そして、 ΤΕΜ^察から求めた析出物が観察されるフェライト の全フェライトに対する面積率と光学顕微鏡観察から求めたフェライトの面積率 との積を析出物の存在するフェライトの割合とする。
析出物の存在するフェライトを除く残部は、 べィナイトおよび/またはマルテン サイトからなる第二相および析出物の存在しないフェライト、 パーライト、 残留 オーステナイトなどのその他の相であるが、 その他の相の割合は 5 以下、 好まし くは 3%以下にする必要がある。
フェライトには Tiと Moを含む析出物を存在させ、 この析出物の平均粒径を 2 Onm 以下、 好ましくは 10nm以下、 平均間隔を 60nm以下、 好ましくは 4 Onm以下とする と、 ナノ硬さ試験機で測定したフェライトの硬さが 3-8GPa、 べィナイトおよび/ またはマルテンサイトからなる第二相の硬さが 6 - 13GPaとなり、 フェライトと第 二相との硬度差をより小さくでき、 より優れた伸ぴと伸ぴフランジ性が得られる。 フェライト中に存在する析出物は、 TEMに装備されたエネルギー分散型 X線分光 装置によりその糸且成を同定し、 画像処理により析出物を円とみなして直径を求め、 その平均粒径を求めた。 また、 析出物の平均間隔は、 TEM観察により 30 Onm四方の 領域に存在する析出物の個数を数え、 試料の i¥を測定して析出物の個数を数え た領域の を計算し、 析出物が均一に分散していると仮定して計算した。
なお、 本発明の方法で本発明の鋼板を製造すると、 べィナイトの割合は 60%以下、 マルテンサイトの割合は 35%以下となる。 ここで、 マルテンサイトの割合は、 鋼板断面を研磨後、 4%ピクリン酸ァノレコー ルと 2%ピロ硫酸ナトリゥムを 1対 1に混合した液でエッチングし、 板厚方向 1/4の 位置を光学顕微鏡により観察し、 画像処理により白色にエッチングされたマルテ ンサイトの面積率を測定して求めた。 べィナイトの割合は、 走査型電子顕微鏡で 1000倍で観察して画像処理により求めた。 フェライト、 ベイナイト、 マルテンサ イト以外の相の種類は、 上記走查型電子顕微鏡により判別した。 また、 その他の 相の割合は、 析出物の存在するフェライトとマルテンサイトとべイナィト以外の 割合とした。
フェライトと第二相の硬さは、 Hysitronネ環のナノ硬さ試験機 TRIBOSCOPEを 用い、 圧痕深さが 50± 20nmになるように荷重を調整し、 板厚方向 1/4の位置でそ れぞれ 10点測定し、 それらを平均して求めた。 なお、 このときの圧痕の 1辺の長さ は約 350nmであった。 こうしたナノ硬さ試験機により、 従来正確な測定が不可能 であった複合紙■の第二相の硬度が正確に測定できる。
3 )製造方法
3 . 1スラブ加熱温度（SRT)
上記の成分よりなるスラブは連続錶造法または造塊 +分塊法で製造される。 こ のスラブ中には、 熱間圧延後にフェライ.トを析出強化するための析出物（主として Ti系炭化物）が既に粗大に析出している。 この粗大な析出物は強化能がほとんどな いため、 熱間圧延前のスラブ加熱時に一且溶解させ、 熱間圧延後に微細に再析出 させる必要がある。 そのためには、 スラブを 1150°C以上に加熱する必要がある。 一方、 1300°Cを超えて加熱すると組織が粗大化するため伸びや伸びフランジ性が 劣化する。 したがって、 SRTは 1150-1300°C、 好ましくは 1200 - 1300°Cとする。
3 . 2熱間圧延仕上
スラブを熱間圧延するとき、 フェライト +オーステナイトの二相域で圧延を終 了すると、 フェライト中の歪が残り、 伸びの劣 ί匕を招く。 したがって、 最終圧延 ^^すなわち仕上温度は、 オーステナイト単相域となる Ar3変態点以上にする必要 がある。
なお、 Ar3変態点は鋼板の成分の影響を受け、 例えば下記の式（1)で表せる。 Ar3=910-203 X [C] 1 2+44 . 7 X [Si] - 30 X [Mn] +31. 5 X [Mo] …は） ここで、 [M〗は元素 Mの含有量 (mass% )を表す。
3 . 3圧延後の冷却条件
熱間圧延された鋼板は、 析出物の存在するフェライトの割合を 40%以上にするた め、 平均冷却速度 20°C/s以上、 好ましくは 50°C/s以上で 700- 850での温度域に 一次冷却し、 次いで 680°C以上の温度域に Isを超える時間、 好ましくは 3s以上保 持する必要がある。 平均冷却速度が 20°C/s未満や保持温度が 680°C未満だと、 フ ェライト変態の駆動力が小さく、 また保持時間が 1S以下だとフェライト変態時間 が不足し、 40%以上の析出物の存在するフェライトが得られない。
なお、 680°C以上の温度域に Isを超える時間保持するには、 平均冷却速度 20°C /s以上で 700-850°Cの温度域に一次冷却後、 例えば空冷すればよい。
さらに、 フェライト中に Tiと Moを含む析出物を存在させ、 この析出物の平均粒 径を 20nm以下、 平均間隔を 60nm以下にするには、 700- 850 °Cで、 かつ ( SRT/3+300 ) °C以上（SRT/8+700 ) °C以下を満足する温度域に一次冷却すること が好ましい。 これは、 SRTによりスラブ中に存在する Ti系炭化物の溶解量が異な るため、 冷却中に析出する析出物の粒径や間隔が SRTの影響を大きく受けるためと 考えられる。
680°C以上の温度域に Isを超える時間保持後は、 べィナイトおよび/またはマル テンサイトからなる第二相を形成させ、 その他の相の割合を 5%以下にするため、 平均冷却速度 30°C/s以上、 好ましくは 50°C/s以上で、 550°C以下、 好ましくは 450°C以下、 より好ましくは 350°C以下の温度域に二次冷却後、 卷取る必要がある。 実施例
表 1の化学組成を有する l¾A-Uを転炉で溶製後、 連続铸造でスラブとし、 表 2 - 1、 2-2の条件で熱間圧延を行い、 板厚 1 . 4mmの鋼板 1-34を製造した。 なお、 表 1の Ar3点は上述の式（1 )から求めた値である。 そして、 上述した方法で、 組織や析出 物の解析、 硬度測定を行った。 さらに、 鋼板の圧延方向と直交する方向から JIS 5 号試験片を採取し、 JIS Z 2241にしたがって引張試験を行って、 引張り強さ (TS)、 伸ぴ（El )を求めた。 また、 伸ぴフランジ性を評価するために、 日本鉄鋼連 盟規格 JFST 1001にしたがって穴広げ試験を行い、 穴広げ率（ λ )を測定した。 本発明の目標値は、 S≥780MPa, El 22 、 60 である。
結果を表 3-1、 3-2に示す。 - 発明例である鋼板 1、 5、 9、 11-13、 18 - 19、 21 - 23、 25 - 26、 28 - 34では、 レ、ずれち TS≥780MPa、 El 22%、 60 であり、 高強度で、 伸びや伸ぴフラン ジ性に優れていることがわかる。 .
Figure imgf000010_0001
表 2-1
Figure imgf000011_0001
下線:発明範囲外
表 2-2
Figure imgf000012_0001
下線:発明範囲外
表 3 - 1
t
Figure imgf000013_0001
下線:発明範囲外
F :析出物の存在するフェライト、 f:析出物の存在しないフヱライト、 B：ペイナイト、 M：マルテンサイト、 P：パーライト
表 3-2
Figure imgf000014_0001
下線:発明範囲外
F:析出物の存在するフェライト、 f:析出物の存在しないフェライト、 B:ペイナイト、 M:マルテンサイト、 P:パーライト

Claims

請求の範囲
1. mass%で、 C: 0.04-0.15%, Si: 1.5%以下、 Mn: 0.5-1.6%, P: 0.04%以下、 S: 0.005%以下、 Al: 0·04 以下、 Ti: 0.03— 0.15も、 Mo: 0.03-0.5%、 残部が鉄および不可避的不純物からなる化学組成を有し、 析出物の 存在するフェライトと、 べィナイトおよび/またはマルテンサイトからなる第二相 と、 前記以外のその他の相とからなる組織を有し、 かつ前記析出物の存在するフ ェライトの割合が 40-95%、 liriaその他の相の割合が 5 以下である高強度熱延鋼
2. フェライトに存在する析出物が Tiと Moを含み、 前記析出物の平均粒径が 20nm以下、 平均間隔が 60nm以下である請求の範囲 1の高強度熱延鋼板。
3. massるで、 C: 0.04— 0.15%、 Si: 1.5%以下、 Mn: 0.5— 1.6 、 P: 0.04%以下、 S: 0.005 以下、 A1: 0.04%以下、 Ti: 0.03— 0.15%、 Mo:
0.03-0.5%、 残部が鉄およぴ不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼スラブ を、 1150 - 1300°(：の 域に加熱する工程と、
tfifB¾熱後の鋼スラブを、 Ar3変靠点以上の仕上温度で熱間圧延して鋼板と する工程と、
I&IB熱間圧延後の鋼板を、 700- 850°Cの温度域に平均冷却速度 20で/ s以上 で一次冷却する工程と、
前記冷却後の鋼板を、 680°C以上の温度域に Isを超える時間保持する工程 と、
前記保持後の鋼板を、 550°C以下の温度域に平均冷却速度 30°C/s以上で二 次冷却して、 卷取る工程と、
を有する高強度熱延鋼板の製造方法。
4. 熱間圧延後の鋼板を、 700- 850 °Cで、 かつ（SRT/3+300)で以上 (SRT/8+700)°C以下を満足する温度域に一次冷却する請求の範囲 3の高強度熱延 鋼板の製造方法、
-で、 SRTは鋼スラブの加熱? を表す。
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