JP2001032041A - 加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法Info
- Publication number
- JP2001032041A JP2001032041A JP21051399A JP21051399A JP2001032041A JP 2001032041 A JP2001032041 A JP 2001032041A JP 21051399 A JP21051399 A JP 21051399A JP 21051399 A JP21051399 A JP 21051399A JP 2001032041 A JP2001032041 A JP 2001032041A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- rolled steel
- rolling
- hot
- less
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製
造方法を提案する。 【解決手段】 フェライトを主相とし、残留γを平均で
５体積％以上含み、かつ鋼板表面から0.1mm と鋼板裏面
から0.1mm の間の板厚方向各位置における残留オーステ
ナイト含有量の最大と最小の差ΔＶγを3.0 体積％以下
を有する組織とする。圧延荷重が、無潤滑圧延時圧延荷
重の80％以下となるように潤滑を行いつつ、圧延終了温
度を780 〜980 ℃とする熱間仕上圧延を行い、その後50
℃／ｓ以上の冷却速度で620 〜780 ℃まで冷却し、１〜
10sec 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、50℃／ｓ以上の冷却速度で30
0 〜500 ℃まで強制冷却して、コイルに巻き取るのが好
ましい。
造方法を提案する。 【解決手段】 フェライトを主相とし、残留γを平均で
５体積％以上含み、かつ鋼板表面から0.1mm と鋼板裏面
から0.1mm の間の板厚方向各位置における残留オーステ
ナイト含有量の最大と最小の差ΔＶγを3.0 体積％以下
を有する組織とする。圧延荷重が、無潤滑圧延時圧延荷
重の80％以下となるように潤滑を行いつつ、圧延終了温
度を780 〜980 ℃とする熱間仕上圧延を行い、その後50
℃／ｓ以上の冷却速度で620 〜780 ℃まで冷却し、１〜
10sec 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、50℃／ｓ以上の冷却速度で30
0 〜500 ℃まで強制冷却して、コイルに巻き取るのが好
ましい。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車用鋼板とし
ての使途に好適な、加工性に優れた高強度熱延鋼板に関
する。
ての使途に好適な、加工性に優れた高強度熱延鋼板に関
する。
【０００２】
【従来の技術】近年、地球環境保全のため、自動車の排
気ガスを規制しようとする動きが強く、自動車の軽量化
が進められている。このような、自動車の軽量化のため
に使用する鋼板として、成形性に優れる高強度薄鋼板が
強く要求されるようになってきている。また、冷延鋼板
に比べ熱延鋼板の方が経済的に有利であり、経済性を考
慮して成形性に優れる高強度熱延鋼板の要望が強い。
気ガスを規制しようとする動きが強く、自動車の軽量化
が進められている。このような、自動車の軽量化のため
に使用する鋼板として、成形性に優れる高強度薄鋼板が
強く要求されるようになってきている。また、冷延鋼板
に比べ熱延鋼板の方が経済的に有利であり、経済性を考
慮して成形性に優れる高強度熱延鋼板の要望が強い。
【０００３】このような要望に対し、これまでに、成形
性を考慮した高強度熱延鋼板が種々開発されてきた。例
えば、フェライト＋マルテンサイトの複合組織を有する
Dual-Phase鋼（以下ＤＰ鋼という）がある。ＤＰ鋼は、
従来から、強度−伸びバランスの優れた鋼として使用さ
れてきた。しかし、ＤＰ鋼の強度−伸びバランスＴＳ×
Ｅｌはせいぜい20000 MPa ・％程度であり、最近の高い
強度−伸びバランスの要求値（25000MPa ・％以上）を
安定して満足することはできない。
性を考慮した高強度熱延鋼板が種々開発されてきた。例
えば、フェライト＋マルテンサイトの複合組織を有する
Dual-Phase鋼（以下ＤＰ鋼という）がある。ＤＰ鋼は、
従来から、強度−伸びバランスの優れた鋼として使用さ
れてきた。しかし、ＤＰ鋼の強度−伸びバランスＴＳ×
Ｅｌはせいぜい20000 MPa ・％程度であり、最近の高い
強度−伸びバランスの要求値（25000MPa ・％以上）を
安定して満足することはできない。
【０００４】また、特公平６−41617 号公報、特公平５
−65566 号公報および特公平５−67682 号公報には、フ
ェライト、ベイナイトおよび残留オーステナイトを含む
高加工性高強度熱延鋼板の製造方法が開示されている。
この熱延鋼板は、いわゆるTransformation Induced Pla
sticity 鋼（以下ＴＲＩＰ鋼という）であり、加工性お
よび高強度を両立させるために、体積率で５％以上の残
留オーステナイトを含んでいる。
−65566 号公報および特公平５−67682 号公報には、フ
ェライト、ベイナイトおよび残留オーステナイトを含む
高加工性高強度熱延鋼板の製造方法が開示されている。
この熱延鋼板は、いわゆるTransformation Induced Pla
sticity 鋼（以下ＴＲＩＰ鋼という）であり、加工性お
よび高強度を両立させるために、体積率で５％以上の残
留オーステナイトを含んでいる。
【０００５】図３にＴＲＩＰ鋼の代表的な連続冷却変態
曲線図（ＣＣＴ図）を示す。ＴＲＩＰ鋼板は、熱間圧延
後にフェライト域（図２中のＰＦ領域）に若干保持する
ことより体積率で60〜90％の初析フェライト（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後、ベイナイト域（図２中のＢ領
域）に導き、この領域にて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
留させることにより製造される。
曲線図（ＣＣＴ図）を示す。ＴＲＩＰ鋼板は、熱間圧延
後にフェライト域（図２中のＰＦ領域）に若干保持する
ことより体積率で60〜90％の初析フェライト（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後、ベイナイト域（図２中のＢ領
域）に導き、この領域にて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
留させることにより製造される。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】近年の自動車用鋼板の
プレス成形においては、金型の板押えにビードを設け
て、プレス成形時に鋼板がこのビードを通過するように
して、しわの発生を抑制している。このため、ビード通
過時、鋼板には曲げ−曲げ戻し変形が加えられることに
なる。ビードによる曲げ−曲げ戻し変形が厳しい条件の
場合には、鋼板に割れが生じることがある。このため、
通常は、鋼板に割れが生じない程度の曲げ−曲げ戻し条
件となる曲げ半径を有するビードが用いられる。しか
し、最近では、プレス条件がさらに厳しくなり、さらな
るしわの発生を抑制するために、金型の板押えに曲げ半
径のさらに小さいビードを設けてプレス成形を行うこと
が指向されている。
プレス成形においては、金型の板押えにビードを設け
て、プレス成形時に鋼板がこのビードを通過するように
して、しわの発生を抑制している。このため、ビード通
過時、鋼板には曲げ−曲げ戻し変形が加えられることに
なる。ビードによる曲げ−曲げ戻し変形が厳しい条件の
場合には、鋼板に割れが生じることがある。このため、
通常は、鋼板に割れが生じない程度の曲げ−曲げ戻し条
件となる曲げ半径を有するビードが用いられる。しか
し、最近では、プレス条件がさらに厳しくなり、さらな
るしわの発生を抑制するために、金型の板押えに曲げ半
径のさらに小さいビードを設けてプレス成形を行うこと
が指向されている。
【０００７】このような厳しい条件のプレス成形におい
ては、特公平６−41617 号公報、特公平５−65566 号公
報、特公平５−67682 号公報等に記載されたＴＲＩＰ鋼
板では、曲げ半径が小さいビードによる曲げ−曲げ戻し
変形に耐えることができず、割れを発生する場合があ
り、安定したプレス成形ができないという問題があっ
た。
ては、特公平６−41617 号公報、特公平５−65566 号公
報、特公平５−67682 号公報等に記載されたＴＲＩＰ鋼
板では、曲げ半径が小さいビードによる曲げ−曲げ戻し
変形に耐えることができず、割れを発生する場合があ
り、安定したプレス成形ができないという問題があっ
た。
【０００８】本発明は、上記した従来技術の問題を解決
し、従来のＴＲＩＰ鋼板にくらべ格段にプレス成形性が
向上した、加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製
造方法を提案することを目的とする。
し、従来のＴＲＩＰ鋼板にくらべ格段にプレス成形性が
向上した、加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製
造方法を提案することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記した
課題を達成するため、熱延鋼板の曲げ特性におよぼす要
因について鋭意考究した。その結果、熱延鋼板の曲げ特
性は、板厚方向の残留オーステナイト量分布に大きく影
響されることを見いだした。そして、熱間圧延時に導
入される鋼板板厚方向での歪分布の違いにより鋼板板厚
方向での残留オーステナイト量分布が相違する、鋼板
板厚方向の残留オーステナイト量分布を均一化すること
が鋼板の曲げ特性の向上に対して極めて重要となる、と
いう知見を得た。
課題を達成するため、熱延鋼板の曲げ特性におよぼす要
因について鋭意考究した。その結果、熱延鋼板の曲げ特
性は、板厚方向の残留オーステナイト量分布に大きく影
響されることを見いだした。そして、熱間圧延時に導
入される鋼板板厚方向での歪分布の違いにより鋼板板厚
方向での残留オーステナイト量分布が相違する、鋼板
板厚方向の残留オーステナイト量分布を均一化すること
が鋼板の曲げ特性の向上に対して極めて重要となる、と
いう知見を得た。
【００１０】図３に示される初析フェライト（ＰＦ）の
析出速度は圧延時に蓄積される歪量により大きく左右さ
れる。すなわち、蓄積される歪量が大きいほど、初析フ
ェライトの析出速度が大きく、オーステナイト相へのＣ
の濃化が十分に起こり、残留オーステナイト量が多くな
る。反対に、圧延で蓄積される歪量が小さいと、得られ
る残留オーステナイト量は少なくなる。
析出速度は圧延時に蓄積される歪量により大きく左右さ
れる。すなわち、蓄積される歪量が大きいほど、初析フ
ェライトの析出速度が大きく、オーステナイト相へのＣ
の濃化が十分に起こり、残留オーステナイト量が多くな
る。反対に、圧延で蓄積される歪量が小さいと、得られ
る残留オーステナイト量は少なくなる。
【００１１】このようなことから、本発明者らは、残留
オーステナイト量におよぼす潤滑の影響に注目し、検討
した結果、適正な潤滑圧延を施すことにより、残留オー
ステナイト量が多くなりしかも鋼板板厚方向で均一とな
る、という知見を得た。これは、無潤滑で熱間圧延を行
った場合は、圧延時に鋼板に導入される歪量が板厚方向
に分布を持つのに対し、潤滑を施して熱間圧延を行った
場合には、圧延時に均一に歪が導入される。このため、
熱間圧延時に潤滑を施しつつ圧延を行うと、無潤滑で圧
延を行った場合よりも得られる残留オーステナイト量が
多くなり、しかも板厚方向に均一に分布するものと考え
られる。
オーステナイト量におよぼす潤滑の影響に注目し、検討
した結果、適正な潤滑圧延を施すことにより、残留オー
ステナイト量が多くなりしかも鋼板板厚方向で均一とな
る、という知見を得た。これは、無潤滑で熱間圧延を行
った場合は、圧延時に鋼板に導入される歪量が板厚方向
に分布を持つのに対し、潤滑を施して熱間圧延を行った
場合には、圧延時に均一に歪が導入される。このため、
熱間圧延時に潤滑を施しつつ圧延を行うと、無潤滑で圧
延を行った場合よりも得られる残留オーステナイト量が
多くなり、しかも板厚方向に均一に分布するものと考え
られる。
【００１２】まず、板厚方向の残留オーステナイト量分
布におよぼす潤滑の影響について本発明者らが行った実
験について説明する。７スタンドの仕上げ熱間圧延機を
用い、無潤滑を含み種々圧延油量を変化した熱間仕上圧
延を行い熱延鋼板を製造した。熱間圧延時の各スタンド
で圧延荷重を計測するとともに、得られた熱延鋼板につ
いて、Ｘ線回折により残留オーステナイト量を調査し
た。残留オーステナイト量（体積％）の測定は、鋼板の
板厚方向各位置、すなわち、板厚方向に、鋼板表面から
0.1 mmの位置、板厚の1/8 の位置、板厚の2/8 の位置、
板厚の3/8 の位置、板厚の4/8 の位置、板厚の5/8 の位
置、板厚の6/8 の位置、板厚の7/8 の位置および板裏面
から0.1mm の位置の計９箇所で行った。得られたこれら
鋼板板厚方向各位置での残留オーステナイト量のうち、
最大含有量Ｖmax と最小含有量Ｖmin をもとめ、それら
の差ΔＶγ（＝Ｖmax −Ｖmin ）を計算した。
布におよぼす潤滑の影響について本発明者らが行った実
験について説明する。７スタンドの仕上げ熱間圧延機を
用い、無潤滑を含み種々圧延油量を変化した熱間仕上圧
延を行い熱延鋼板を製造した。熱間圧延時の各スタンド
で圧延荷重を計測するとともに、得られた熱延鋼板につ
いて、Ｘ線回折により残留オーステナイト量を調査し
た。残留オーステナイト量（体積％）の測定は、鋼板の
板厚方向各位置、すなわち、板厚方向に、鋼板表面から
0.1 mmの位置、板厚の1/8 の位置、板厚の2/8 の位置、
板厚の3/8 の位置、板厚の4/8 の位置、板厚の5/8 の位
置、板厚の6/8 の位置、板厚の7/8 の位置および板裏面
から0.1mm の位置の計９箇所で行った。得られたこれら
鋼板板厚方向各位置での残留オーステナイト量のうち、
最大含有量Ｖmax と最小含有量Ｖmin をもとめ、それら
の差ΔＶγ（＝Ｖmax −Ｖmin ）を計算した。
【００１３】図１に、ΔＶγと圧延荷重比との関係を示
す。ここで、圧延荷重比とは、各スタンドで求めた潤滑
時と無潤滑時の圧延荷重の比（潤滑時圧延荷重／無潤滑
時圧延荷重）をいう。なお、図に示した圧延荷重比は７
スタンドでの平均値を採用した。図１から、圧延荷重比
を0.8 以下と低減する、すなわち圧延荷重比が0.8 以下
となるように潤滑を施すと、ΔＶγが3.0 ％以下まで低
減し、板厚方向の残留オーステナイト量分布を均一化す
ることができることがわかる。
す。ここで、圧延荷重比とは、各スタンドで求めた潤滑
時と無潤滑時の圧延荷重の比（潤滑時圧延荷重／無潤滑
時圧延荷重）をいう。なお、図に示した圧延荷重比は７
スタンドでの平均値を採用した。図１から、圧延荷重比
を0.8 以下と低減する、すなわち圧延荷重比が0.8 以下
となるように潤滑を施すと、ΔＶγが3.0 ％以下まで低
減し、板厚方向の残留オーステナイト量分布を均一化す
ることができることがわかる。
【００１４】本発明は、上記した知見に基き、さらに検
討を加えて完成されたものである。すなわち、第１の本
発明は、フェライトを主相とし、第２相として残留オー
ステナイトを含む組織を有する熱延鋼板であって、前記
残留オーステナイトを平均で５体積％以上含み、かつ鋼
板表面から0.1mm と鋼板裏面から0.1mm の間の板厚方向
各位置における前記残留オーステナイトの最大含有量Ｖ
max と最小含有量Ｖmin の差ΔＶγ（Ｖmax −Ｖmin ）
が3.0 体積％以下であり、かつ板厚２mm相当の全伸びが
34％以上であることを特徴とする加工性に優れた高強度
熱延鋼板である。
討を加えて完成されたものである。すなわち、第１の本
発明は、フェライトを主相とし、第２相として残留オー
ステナイトを含む組織を有する熱延鋼板であって、前記
残留オーステナイトを平均で５体積％以上含み、かつ鋼
板表面から0.1mm と鋼板裏面から0.1mm の間の板厚方向
各位置における前記残留オーステナイトの最大含有量Ｖ
max と最小含有量Ｖmin の差ΔＶγ（Ｖmax −Ｖmin ）
が3.0 体積％以下であり、かつ板厚２mm相当の全伸びが
34％以上であることを特徴とする加工性に優れた高強度
熱延鋼板である。
【００１５】また、第１の本発明では、前記熱延鋼板
が、mass％で、Ｃ：0.05〜0.40％、Si：0.1 〜3.0 ％、
Mn：0.6 〜3.0 ％を含み、残部Feおよび不可避的不純物
からなる組成を有する熱延鋼板とすることが好ましく、
また、前記熱延鋼板が、mass％で、Ｃ：0.05〜0.40％、
Si：0.1 〜3.0 ％、Mn：0.6 〜3.0 ％を含み、さらに、
Ｐ：0.01〜0.2 ％、Al：0.01〜0.3 ％のうちから選らば
れた１種または２種を含有する組成を有する熱延鋼板と
することが好ましく、また、前記熱延鋼板が、mass％
で、Ｃ：0.05〜0.40％、Si：0.1 〜3.0 ％、Mn：0.6 〜
3.0 ％を含み、さらに、Ti：0.005 〜0.25％、Nb：0.00
3 〜0.1 ％のうちから選らばれた１種または２種を含有
する組成を有する熱延鋼板とすることが好ましく、ま
た、前記熱延鋼板が、mass％で、Ｃ：0.05〜0.40％、S
i：0.1 〜3.0 ％、Mn：0.6 〜3.0 ％を含み、さらに、
Ｐ：0.01〜0.2 ％、Al：0.01〜0.3 ％のうちから選らば
れた１種または２種、Ti：0.005 〜0.25％、Nb：0.003
〜0.1 ％のうちから選らばれた１種または２種を含有す
る組成を有する熱延鋼板とすることが好ましい。また、
第１の本発明では、上記各組成に加えて、さらに、mass
％で、Ca：0.01％以下を含有する組成としてもよい。
が、mass％で、Ｃ：0.05〜0.40％、Si：0.1 〜3.0 ％、
Mn：0.6 〜3.0 ％を含み、残部Feおよび不可避的不純物
からなる組成を有する熱延鋼板とすることが好ましく、
また、前記熱延鋼板が、mass％で、Ｃ：0.05〜0.40％、
Si：0.1 〜3.0 ％、Mn：0.6 〜3.0 ％を含み、さらに、
Ｐ：0.01〜0.2 ％、Al：0.01〜0.3 ％のうちから選らば
れた１種または２種を含有する組成を有する熱延鋼板と
することが好ましく、また、前記熱延鋼板が、mass％
で、Ｃ：0.05〜0.40％、Si：0.1 〜3.0 ％、Mn：0.6 〜
3.0 ％を含み、さらに、Ti：0.005 〜0.25％、Nb：0.00
3 〜0.1 ％のうちから選らばれた１種または２種を含有
する組成を有する熱延鋼板とすることが好ましく、ま
た、前記熱延鋼板が、mass％で、Ｃ：0.05〜0.40％、S
i：0.1 〜3.0 ％、Mn：0.6 〜3.0 ％を含み、さらに、
Ｐ：0.01〜0.2 ％、Al：0.01〜0.3 ％のうちから選らば
れた１種または２種、Ti：0.005 〜0.25％、Nb：0.003
〜0.1 ％のうちから選らばれた１種または２種を含有す
る組成を有する熱延鋼板とすることが好ましい。また、
第１の本発明では、上記各組成に加えて、さらに、mass
％で、Ca：0.01％以下を含有する組成としてもよい。
【００１６】第２の本発明は、Ｃ：0.05〜0.40mass％、
Si：1.0 〜3.0 mass％、Mn：0.6 〜3.0 mass％を含む組
成の鋼スラブを、1000〜1300℃に加熱し、粗圧延した
後、圧延荷重が無潤滑圧延時圧延荷重の80％以下となる
ように潤滑を施しつつ、圧延終了温度が780 〜980 ℃の
範囲となる仕上圧延を行い、該仕上圧延終了後50℃／ｓ
以上の冷却速度で620 〜780 ℃まで冷却した後、１〜10
sec 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、50℃／ｓ以上の冷却速度で300
〜500 ℃まで強制冷却して、コイルに巻き取ることを特
徴とする加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法であ
る。また、第２の本発明では、前記組成に加えて、さら
にＰ：0.01〜0.2 ％、Al：0.01〜0.3 ％のうちから選ら
ばれた１種または２種、Ti：0.005 〜0.25％、Nb：0.00
3 〜0.1 ％のうちから選らばれた１種または２種、Ca：
0.01mass％以下を、単独あるいは複合して含有してもよ
い。
Si：1.0 〜3.0 mass％、Mn：0.6 〜3.0 mass％を含む組
成の鋼スラブを、1000〜1300℃に加熱し、粗圧延した
後、圧延荷重が無潤滑圧延時圧延荷重の80％以下となる
ように潤滑を施しつつ、圧延終了温度が780 〜980 ℃の
範囲となる仕上圧延を行い、該仕上圧延終了後50℃／ｓ
以上の冷却速度で620 〜780 ℃まで冷却した後、１〜10
sec 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、50℃／ｓ以上の冷却速度で300
〜500 ℃まで強制冷却して、コイルに巻き取ることを特
徴とする加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法であ
る。また、第２の本発明では、前記組成に加えて、さら
にＰ：0.01〜0.2 ％、Al：0.01〜0.3 ％のうちから選ら
ばれた１種または２種、Ti：0.005 〜0.25％、Nb：0.00
3 〜0.1 ％のうちから選らばれた１種または２種、Ca：
0.01mass％以下を、単独あるいは複合して含有してもよ
い。
【００１７】
【発明の実施の形態】以下、本発明を具体的に説明す
る。第１の本発明の熱延鋼板は、フェライトを主相と
し、残留オーステナイトを含む第２相とからなる組織を
有する高強度熱延鋼板である。主相であるフェライト
は、図３に示されるように熱間圧延後の冷却により析出
する初析フェライトで、体積率で50％以上含有されるの
が好ましい。第２相は、残留オーステナイトを含み、他
にベイナイト、あるいはマルテンサイトを含んでもよ
い。
る。第１の本発明の熱延鋼板は、フェライトを主相と
し、残留オーステナイトを含む第２相とからなる組織を
有する高強度熱延鋼板である。主相であるフェライト
は、図３に示されるように熱間圧延後の冷却により析出
する初析フェライトで、体積率で50％以上含有されるの
が好ましい。第２相は、残留オーステナイトを含み、他
にベイナイト、あるいはマルテンサイトを含んでもよ
い。
【００１８】本発明の熱延鋼板は、残留オーステナイト
を平均で５体積％以上含有する。残留オーステナイト量
が平均で５体積％未満では、24000 MPa ・％以上という
良好な強度−伸びバランスＴＳ×Ｅｌを得ることができ
ない。一方、残留オーステナイト量を平均で20体積％超
とするためには、合金元素量を多量に添加する必要があ
り現実的ではない。このため、残留オーステナイト量は
20体積％以下とするのが好ましい。
を平均で５体積％以上含有する。残留オーステナイト量
が平均で５体積％未満では、24000 MPa ・％以上という
良好な強度−伸びバランスＴＳ×Ｅｌを得ることができ
ない。一方、残留オーステナイト量を平均で20体積％超
とするためには、合金元素量を多量に添加する必要があ
り現実的ではない。このため、残留オーステナイト量は
20体積％以下とするのが好ましい。
【００１９】本発明では、残留オーステナイト量の測定
は、Ｘ線回折で測定するものとする。また、残留オース
テナイト量の平均値は、熱延鋼板の板厚方向各位置で測
定した値の平均を用いるものとする。残留オーステナイ
ト量を測定する位置は、板厚方向に鋼板表面から0.1mm
と鋼板裏面から0.1mm の間の鋼板の板厚方向各位置であ
り、好ましくは、板厚方向に、鋼板表面から0.1 mmの位
置、板厚の1/8 の位置、板厚の2/8 の位置、板厚の3/8
の位置、板厚の4/8 の位置、板厚の5/8 の位置、板厚の
6/8 の位置、板厚の7/8 の位置および板裏面から0.1mm
の位置、の計９箇所とするのが測定上の簡便さから好ま
しいが、これに限定されるものではない。
は、Ｘ線回折で測定するものとする。また、残留オース
テナイト量の平均値は、熱延鋼板の板厚方向各位置で測
定した値の平均を用いるものとする。残留オーステナイ
ト量を測定する位置は、板厚方向に鋼板表面から0.1mm
と鋼板裏面から0.1mm の間の鋼板の板厚方向各位置であ
り、好ましくは、板厚方向に、鋼板表面から0.1 mmの位
置、板厚の1/8 の位置、板厚の2/8 の位置、板厚の3/8
の位置、板厚の4/8 の位置、板厚の5/8 の位置、板厚の
6/8 の位置、板厚の7/8 の位置および板裏面から0.1mm
の位置、の計９箇所とするのが測定上の簡便さから好ま
しいが、これに限定されるものではない。
【００２０】残留オーステナイトの最大含有量Ｖmax と
最小含有量Ｖmin の差ΔＶγ（＝Ｖmax −Ｖmin ）が3.
0 体積％以下 本発明では、鋼板表面から0.1mm と鋼板裏面から0.1mm
の間の板厚方向各位置における残留オーステナイト量の
Ｖmax とＶmin の差ΔＶγを3.0 体積％以下に限定す
る。ΔＶγが3.0 体積％を超えると、限界曲げ半径Ｒmi
n と板厚ｔの比、Ｒmin/t が２以上となり、曲げ特性が
劣化し、プレス成形性が劣化する。このため、ΔＶγを
3.0 体積％以下に限定した。
最小含有量Ｖmin の差ΔＶγ（＝Ｖmax −Ｖmin ）が3.
0 体積％以下 本発明では、鋼板表面から0.1mm と鋼板裏面から0.1mm
の間の板厚方向各位置における残留オーステナイト量の
Ｖmax とＶmin の差ΔＶγを3.0 体積％以下に限定す
る。ΔＶγが3.0 体積％を超えると、限界曲げ半径Ｒmi
n と板厚ｔの比、Ｒmin/t が２以上となり、曲げ特性が
劣化し、プレス成形性が劣化する。このため、ΔＶγを
3.0 体積％以下に限定した。
【００２１】本発明では、鋼板表面から0.1mm と鋼板裏
面から0.1mm の間の板厚方向各位置で残留オーステナイ
ト量を測定し、それら残留オーステナイト量のうちから
最大含有量Ｖmax と最小含有量Ｖmin を求め、ΔＶγ
（＝Ｖmax −Ｖmin ）を算出する。ΔＶγを算出するた
めの残留オーステナイト量を測定する板厚方向各位置と
しては、板厚方向に、鋼板表面から0.1 mmの位置、板厚
の1/8 の位置、板厚の2/8 の位置、板厚の3/8 の位置、
板厚の4/8 の位置、板厚の5/8 の位置、板厚の6/8 の位
置、板厚の7/8 の位置および板裏面から0.1mm の位置、
の計９箇所とするのが好ましいが、本発明ではこれに限
定されるものではない。
面から0.1mm の間の板厚方向各位置で残留オーステナイ
ト量を測定し、それら残留オーステナイト量のうちから
最大含有量Ｖmax と最小含有量Ｖmin を求め、ΔＶγ
（＝Ｖmax −Ｖmin ）を算出する。ΔＶγを算出するた
めの残留オーステナイト量を測定する板厚方向各位置と
しては、板厚方向に、鋼板表面から0.1 mmの位置、板厚
の1/8 の位置、板厚の2/8 の位置、板厚の3/8 の位置、
板厚の4/8 の位置、板厚の5/8 の位置、板厚の6/8 の位
置、板厚の7/8 の位置および板裏面から0.1mm の位置、
の計９箇所とするのが好ましいが、本発明ではこれに限
定されるものではない。
【００２２】板厚２mm相当の全伸びＥ2 ：34％以上 本発明の熱延鋼板はプレス成形用であり、良好なプレス
成形性を確保するためには板厚２mm相当の全伸びＥ2 が
34％以上を有することが必要であり、板厚２mm相当の全
伸びＥ2 を34％以上に限定した。板厚２mm相当の全伸び
Ｅ2 は、下記（１）式で定義され、JIS Z 2241 に準拠
した引張試験で求められた全伸びＥ1 を、板厚２mmのJI
S ５号試験片で試験したときの全伸びに換算した値を意
味する。 Ｅ2 （％）＝Ｅ1 〔｛Ｌ1 ×(50)1/2 ｝／｛50×（Ａ1 ）1/2 ｝〕0.4 …（１） ここで、Ｅ1 ＝JIS Z 2241 に準拠した引張試験で求め
られた全伸び（％） Ｌ1 ＝引張試験片のゲージ長さ（mm） Ａ1 ＝引張試験片の平行部の断面積（mm2 ） つぎに、残留オーステナイト量および全伸びＥ2 を上記
範囲とするのに好適な鋼板の成分について説明する。な
お、以下、組成におけるmass％は、単に％で記す。
成形性を確保するためには板厚２mm相当の全伸びＥ2 が
34％以上を有することが必要であり、板厚２mm相当の全
伸びＥ2 を34％以上に限定した。板厚２mm相当の全伸び
Ｅ2 は、下記（１）式で定義され、JIS Z 2241 に準拠
した引張試験で求められた全伸びＥ1 を、板厚２mmのJI
S ５号試験片で試験したときの全伸びに換算した値を意
味する。 Ｅ2 （％）＝Ｅ1 〔｛Ｌ1 ×(50)1/2 ｝／｛50×（Ａ1 ）1/2 ｝〕0.4 …（１） ここで、Ｅ1 ＝JIS Z 2241 に準拠した引張試験で求め
られた全伸び（％） Ｌ1 ＝引張試験片のゲージ長さ（mm） Ａ1 ＝引張試験片の平行部の断面積（mm2 ） つぎに、残留オーステナイト量および全伸びＥ2 を上記
範囲とするのに好適な鋼板の成分について説明する。な
お、以下、組成におけるmass％は、単に％で記す。
【００２３】Ｃ：0.05〜0.40％ Ｃは、残留オーステナイトを生成させるうえで有用な元
素であるとともに、鋼の強化にも寄与する元素である。
Ｃ含有量が0.05％未満では、上記した効果が認められな
い。一方、0.40％を超えると溶接性を低下するため、Ｃ
は0.05〜0.40％の範囲に限定するのが好ましい。
素であるとともに、鋼の強化にも寄与する元素である。
Ｃ含有量が0.05％未満では、上記した効果が認められな
い。一方、0.40％を超えると溶接性を低下するため、Ｃ
は0.05〜0.40％の範囲に限定するのが好ましい。
【００２４】Si：1.0 〜3.0 ％ 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1.0 ％含有するのが望まし
い。一方、3.0 ％を超える含有は、延性の低下を招くだ
けでなく、スケール性状を低下させ、表面品質が問題と
なる。このため、Siは1.0 〜3.0 ％の範囲とするのが好
ましい。
り、そのためには少なくとも1.0 ％含有するのが望まし
い。一方、3.0 ％を超える含有は、延性の低下を招くだ
けでなく、スケール性状を低下させ、表面品質が問題と
なる。このため、Siは1.0 〜3.0 ％の範囲とするのが好
ましい。
【００２５】Mn：0.6 〜3.0 ％ Mnは、残留オーステナイトを生成するうえで有用な元素
であるとともに、鋼の強化にも寄与する有用な元素であ
る。しかし、Mn含有量が0.6 ％未満では上記した効果が
認められない。一方、3.0 ％を超えると延性の低下を招
く。このため、Mnは0.6 〜3.0 ％の範囲とするのが好ま
しい。
であるとともに、鋼の強化にも寄与する有用な元素であ
る。しかし、Mn含有量が0.6 ％未満では上記した効果が
認められない。一方、3.0 ％を超えると延性の低下を招
く。このため、Mnは0.6 〜3.0 ％の範囲とするのが好ま
しい。
【００２６】本発明においては、必要に応じてさらに、
Ｐ：0.01〜0.2 ％、Al：0.01〜0.3％のうちから選ばれ
た１種または２種、Ti：0.005 〜0.25％、Nb：0.003 〜
0.1％のうちから選ばれた１種または２種、およびCa：
0.01％を、単独あるいは複合して含有できる。以下にこ
れら元素の望ましい含有量について説明する。
Ｐ：0.01〜0.2 ％、Al：0.01〜0.3％のうちから選ばれ
た１種または２種、Ti：0.005 〜0.25％、Nb：0.003 〜
0.1％のうちから選ばれた１種または２種、およびCa：
0.01％を、単独あるいは複合して含有できる。以下にこ
れら元素の望ましい含有量について説明する。
【００２７】Ｐ：0.01〜0.2 ％、Al：0.01〜0.3 ％のう
ちから選ばれた１種または２種 Ｐ、Alはいずれも、残留オーステナイトを生成する元素
として有用であり、必要に応じ選択して含有できる。Ｐ
は、0.01％未満の含有では、上記した効果に乏しく、一
方、0.2 ％を超えて含有すると、耐二次加工脆性が劣化
する。このためＰは0.01〜0.2 ％の範囲とするのが望ま
しい。
ちから選ばれた１種または２種 Ｐ、Alはいずれも、残留オーステナイトを生成する元素
として有用であり、必要に応じ選択して含有できる。Ｐ
は、0.01％未満の含有では、上記した効果に乏しく、一
方、0.2 ％を超えて含有すると、耐二次加工脆性が劣化
する。このためＰは0.01〜0.2 ％の範囲とするのが望ま
しい。
【００２８】Alは、Ｐと同様、0.01％未満の含有ではそ
の効果に乏しく、一方、0.3 ％を超えて含有すると、延
性の劣化を招く。このため、Alは0.01〜0.3 mass％の範
囲とすることが望ましい。 Nb：0.003 〜0.1 ％、Ti：0.005 〜0.25％のうちから選
ばれた１種または２種Nb、Ti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
効に寄与する元素であり、必要に応じて含有することが
できる。
の効果に乏しく、一方、0.3 ％を超えて含有すると、延
性の劣化を招く。このため、Alは0.01〜0.3 mass％の範
囲とすることが望ましい。 Nb：0.003 〜0.1 ％、Ti：0.005 〜0.25％のうちから選
ばれた１種または２種Nb、Ti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
効に寄与する元素であり、必要に応じて含有することが
できる。
【００２９】Nb、Tiは、それぞれ0.003 ％、0.005 ％未
満の含有では、その効果が期待できない。一方、Nb、Ti
は、それぞれ0.1 ％、0.25％を超えて含有すると、延性
の低下を招く。このため、Nbは0.003 〜0.1 ％、Tiは0.
005 〜0.25％の範囲とするのが好ましい。 Ca：0.01％以下 Caは、伸びフランジ性を向上させる元素であり、必要に
応じ含有できる。しかし、多量の含有は耐食性を低下さ
せるため、含有する場合には0.01％以下に限定するのが
好ましい。
満の含有では、その効果が期待できない。一方、Nb、Ti
は、それぞれ0.1 ％、0.25％を超えて含有すると、延性
の低下を招く。このため、Nbは0.003 〜0.1 ％、Tiは0.
005 〜0.25％の範囲とするのが好ましい。 Ca：0.01％以下 Caは、伸びフランジ性を向上させる元素であり、必要に
応じ含有できる。しかし、多量の含有は耐食性を低下さ
せるため、含有する場合には0.01％以下に限定するのが
好ましい。
【００３０】上記した成分以外の残部は、実質的にFeで
ある。なお、不可避的不純物としては、Ｓ：0.01％以
下、Ｎ：0.01％以下、Ｏ：0.01％以下が許容できる。つ
ぎに、本発明の熱延鋼板の製造方法について説明する。
上記した組成からなる鋼スラブを、加熱したのち所定の
条件で熱間圧延し、熱延鋼板とする。
ある。なお、不可避的不純物としては、Ｓ：0.01％以
下、Ｎ：0.01％以下、Ｏ：0.01％以下が許容できる。つ
ぎに、本発明の熱延鋼板の製造方法について説明する。
上記した組成からなる鋼スラブを、加熱したのち所定の
条件で熱間圧延し、熱延鋼板とする。
【００３１】スラブ加熱温度：1000〜1300℃ スラブの加熱温度が1000℃未満では、鋼板の表面品質の
劣化が著しく、一方、1300℃を超えると、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。このた
め、スラブの加熱温度は1000〜1300℃の範囲とするのが
好ましい。なお、加熱時間は、とくに限定しないが、長
時間加熱では結晶粒の粗大化が著しいため60min 以下程
度とするのが好ましい。
劣化が著しく、一方、1300℃を超えると、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。このた
め、スラブの加熱温度は1000〜1300℃の範囲とするのが
好ましい。なお、加熱時間は、とくに限定しないが、長
時間加熱では結晶粒の粗大化が著しいため60min 以下程
度とするのが好ましい。
【００３２】ついで、スラブは粗圧延を施され、シート
バーとされる。粗圧延条件については、通常の条件でよ
く、とくに限定する必要はない。粗圧延後、シートバー
は仕上げ圧延を施される。仕上圧延工程では、潤滑圧延
を施されるのが好ましい。潤滑条件としては、無潤滑時
の圧延荷重に対して、圧延荷重が80％以下となるように
潤滑を施すのが好ましい。圧延荷重の変化は、潤滑のた
めの圧延油量を調整することにより達成できる。なお、
仕上げ圧延を複数のスタンドを用いて実施する場合は、
全スタンドの圧延荷重比（潤滑時圧延荷重／無潤滑時圧
延荷重）の平均値が80％以下となるようにすればよい。
バーとされる。粗圧延条件については、通常の条件でよ
く、とくに限定する必要はない。粗圧延後、シートバー
は仕上げ圧延を施される。仕上圧延工程では、潤滑圧延
を施されるのが好ましい。潤滑条件としては、無潤滑時
の圧延荷重に対して、圧延荷重が80％以下となるように
潤滑を施すのが好ましい。圧延荷重の変化は、潤滑のた
めの圧延油量を調整することにより達成できる。なお、
仕上げ圧延を複数のスタンドを用いて実施する場合は、
全スタンドの圧延荷重比（潤滑時圧延荷重／無潤滑時圧
延荷重）の平均値が80％以下となるようにすればよい。
【００３３】仕上げ圧延における圧延終了温度：780 〜
980 ℃ 仕上圧延の圧延終了温度が780 ℃未満では、鋼板中に加
工組織が残存するため延性の劣化を招く。一方、圧延終
了温度が980 ℃を超えると、鋼板組織が粗大化し、フェ
ライト変態の遅延に起因して成形性の低下を招く。この
ため、仕上げ圧延における圧延終了温度は780 〜980 ℃
の範囲とするのが好ましい。
980 ℃ 仕上圧延の圧延終了温度が780 ℃未満では、鋼板中に加
工組織が残存するため延性の劣化を招く。一方、圧延終
了温度が980 ℃を超えると、鋼板組織が粗大化し、フェ
ライト変態の遅延に起因して成形性の低下を招く。この
ため、仕上げ圧延における圧延終了温度は780 〜980 ℃
の範囲とするのが好ましい。
【００３４】仕上げ圧延終了後の冷却：50℃／ｓ以上の
冷却速度で620 〜780 ℃まで 仕上げ圧延終了後、初析フェライト域のノーズ近傍（62
0 〜780 ℃）まで急冷する。急冷の冷却速度が50℃／ｓ
未満では、フェライト変態を促進させる効果が少ないた
め、急冷の冷却速度を50℃／ｓ以上とするのが好まし
い。しかし、300℃／ｓを超えると鋼板形状が劣化す
る。
冷却速度で620 〜780 ℃まで 仕上げ圧延終了後、初析フェライト域のノーズ近傍（62
0 〜780 ℃）まで急冷する。急冷の冷却速度が50℃／ｓ
未満では、フェライト変態を促進させる効果が少ないた
め、急冷の冷却速度を50℃／ｓ以上とするのが好まし
い。しかし、300℃／ｓを超えると鋼板形状が劣化す
る。
【００３５】初析フェライト域のノーズ近傍までの急冷
後、この温度域に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 620 〜780 ℃までの温度域に急冷後、この温度域に１〜
10sec 間等温保持するかまたは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容易に
得ることができる。等温保持処理が10sec を超える等温
保持処理を行うには、仕上げ圧延機出側の空冷ゾーンを
長大にする必要があり、実機ラインでは困難である。等
温保持処理が１sec 未満では、フェライトの生成量が少
ない。徐冷処理の場合、冷却速度が20℃/sを超えると、
フェライトの生成量が少ないという問題が生じる。な
お、徐冷処理の場合、徐冷の冷却停止温度が600 ℃を下
回るとパーライト変態が生じて初析フェライトを有効に
確保できなくなる可能性があるので、冷却停止温度は60
0 ℃以上とすることが好ましい。
後、この温度域に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 620 〜780 ℃までの温度域に急冷後、この温度域に１〜
10sec 間等温保持するかまたは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容易に
得ることができる。等温保持処理が10sec を超える等温
保持処理を行うには、仕上げ圧延機出側の空冷ゾーンを
長大にする必要があり、実機ラインでは困難である。等
温保持処理が１sec 未満では、フェライトの生成量が少
ない。徐冷処理の場合、冷却速度が20℃/sを超えると、
フェライトの生成量が少ないという問題が生じる。な
お、徐冷処理の場合、徐冷の冷却停止温度が600 ℃を下
回るとパーライト変態が生じて初析フェライトを有効に
確保できなくなる可能性があるので、冷却停止温度は60
0 ℃以上とすることが好ましい。
【００３６】ついで、50℃／ｓ以上の冷却速度で300 〜
500 ℃の温度範囲まで冷却する。この処理により、Ｃが
濃縮したオーステナイト相が300 〜500 ℃のベイナイト
域でベイナイト変態するとともに、オーステナイト相が
残留する。冷却速度が50℃/s未満では、パーライト変態
するオーステナイト相が増加し、平均で５％以上の残留
オーステナイトを得ることができない。
500 ℃の温度範囲まで冷却する。この処理により、Ｃが
濃縮したオーステナイト相が300 〜500 ℃のベイナイト
域でベイナイト変態するとともに、オーステナイト相が
残留する。冷却速度が50℃/s未満では、パーライト変態
するオーステナイト相が増加し、平均で５％以上の残留
オーステナイトを得ることができない。
【００３７】
【実施例】表１に示す成分の溶鋼を転炉で溶製し、連続
鋳造法でスラブとした。これらスラブを、1200℃に加熱
後、粗圧延し、ついで圧延終了温度が860 ℃となるよう
に仕上圧延を行った後、60℃／ｓの冷却速度で700 ℃ま
で冷却し、この温度に10秒間保持してから、60℃／ｓの
冷却速度で450 ℃まで冷却し、コイル状に巻取り、熱延
鋼板とした。なお、巻取り後15分保持してから、100 ℃
／ｈの冷却速度で室温まで冷却した。
鋳造法でスラブとした。これらスラブを、1200℃に加熱
後、粗圧延し、ついで圧延終了温度が860 ℃となるよう
に仕上圧延を行った後、60℃／ｓの冷却速度で700 ℃ま
で冷却し、この温度に10秒間保持してから、60℃／ｓの
冷却速度で450 ℃まで冷却し、コイル状に巻取り、熱延
鋼板とした。なお、巻取り後15分保持してから、100 ℃
／ｈの冷却速度で室温まで冷却した。
【００３８】なお、仕上げ圧延は、表２に示すように潤
滑なし（無潤滑）と潤滑ありとで行った。潤滑圧延、お
よび無潤滑圧延の場合の圧延荷重を計測し、圧延荷重比
（潤滑圧延時圧延荷重／無潤滑圧延時圧延荷重）を求め
た。なお、圧延荷重比が0.8より大きい場合を潤滑な
し、0.8 以下となる場合を潤滑ありと表示した。得られ
た熱延鋼板から試験片を採取し、板厚方向各位置での残
留オーステナイト量をＸ線回折により測定した。測定さ
れた板厚方向各位置での残留オーステナイト量を用い
て、平均値を計算するとともに、板厚方向各位置の残留
オーステナイト量のうち最大含有量Ｖmax 、最小含有量
Ｖmin を求め、ΔＶγ（＝Ｖmax −Ｖmin ）を算出し
た。測定位置は、板厚方向に、板表面から0.1mm の位
置、板厚の1/8 の位置、板厚の2/8 の位置、板厚の3/8
の位置、板厚の4/8 の位置、板厚の5/8 の位置、板厚の
6/8 の位置、板厚の7/8 の位置および板裏面から0.1mm
の位置、計９箇所とした。なお、残留オーステナイト量
のほか、主相であるフェライト量についても測定した。
滑なし（無潤滑）と潤滑ありとで行った。潤滑圧延、お
よび無潤滑圧延の場合の圧延荷重を計測し、圧延荷重比
（潤滑圧延時圧延荷重／無潤滑圧延時圧延荷重）を求め
た。なお、圧延荷重比が0.8より大きい場合を潤滑な
し、0.8 以下となる場合を潤滑ありと表示した。得られ
た熱延鋼板から試験片を採取し、板厚方向各位置での残
留オーステナイト量をＸ線回折により測定した。測定さ
れた板厚方向各位置での残留オーステナイト量を用い
て、平均値を計算するとともに、板厚方向各位置の残留
オーステナイト量のうち最大含有量Ｖmax 、最小含有量
Ｖmin を求め、ΔＶγ（＝Ｖmax −Ｖmin ）を算出し
た。測定位置は、板厚方向に、板表面から0.1mm の位
置、板厚の1/8 の位置、板厚の2/8 の位置、板厚の3/8
の位置、板厚の4/8 の位置、板厚の5/8 の位置、板厚の
6/8 の位置、板厚の7/8 の位置および板裏面から0.1mm
の位置、計９箇所とした。なお、残留オーステナイト量
のほか、主相であるフェライト量についても測定した。
【００３９】また、得られた熱延鋼板から、引張試験片
および曲げ試験片を切り出し、引張試験、曲げ試験を実
施した。引張試験は、JIS Z 22411 に準拠し、降伏強さ
（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）および全伸び（Ｅ1 ）を求
めた。得られた全伸び値Ｅ1 から前記（１）式に基づき
板厚２mm相当の全伸びＥ2 に換算した。
および曲げ試験片を切り出し、引張試験、曲げ試験を実
施した。引張試験は、JIS Z 22411 に準拠し、降伏強さ
（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）および全伸び（Ｅ1 ）を求
めた。得られた全伸び値Ｅ1 から前記（１）式に基づき
板厚２mm相当の全伸びＥ2 に換算した。
【００４０】曲げ試験は、（ビード半径Ｒを変化した）
図２に示す装置で熱延鋼板を挟んだ後、引き抜くことに
より曲げ−曲げ戻し変形を加え、割れの発生の有無を観
察し、割れずに引き抜ける限界曲げ半径Ｒmin を求め、
Ｒmin と、板厚ｔmmとの比、Ｒmin/ｔを曲げ−曲げ戻し
変形性の指標とした。曲げ−曲げ戻し変形は、板厚ｔ×
20mm×100 mmの試片に粘度300sctのプレス油を片面当た
り２g/m2の塗布量で両面に塗布して、押え荷重300kg 、
引き抜き速度５mm/sで行った。
図２に示す装置で熱延鋼板を挟んだ後、引き抜くことに
より曲げ−曲げ戻し変形を加え、割れの発生の有無を観
察し、割れずに引き抜ける限界曲げ半径Ｒmin を求め、
Ｒmin と、板厚ｔmmとの比、Ｒmin/ｔを曲げ−曲げ戻し
変形性の指標とした。曲げ−曲げ戻し変形は、板厚ｔ×
20mm×100 mmの試片に粘度300sctのプレス油を片面当た
り２g/m2の塗布量で両面に塗布して、押え荷重300kg 、
引き抜き速度５mm/sで行った。
【００４１】得られた結果を表２に示す。
【００４２】
【表１】
【００４３】
【表２】
【００４４】本発明例（鋼板No.1〜No.3、No.7、No.9、
No.10 、No.14 、No.16 〜19）は、引張強さＴＳが650M
Pa以上と高強度を有し、かつΔＶγが3.0 体積％以下と
板厚方向の残留オーステナイト量が均一な分布を有し、
Ｒmin/t が1.6 以下と良好な曲げ−曲げ戻し変形性を有
し、また、全伸びＥ2 が34％以上、強度−伸びバランス
ＴＳ×Ｅ2 が25000 MPa ・％以上と優れた特性を有して
いる。
No.10 、No.14 、No.16 〜19）は、引張強さＴＳが650M
Pa以上と高強度を有し、かつΔＶγが3.0 体積％以下と
板厚方向の残留オーステナイト量が均一な分布を有し、
Ｒmin/t が1.6 以下と良好な曲げ−曲げ戻し変形性を有
し、また、全伸びＥ2 が34％以上、強度−伸びバランス
ＴＳ×Ｅ2 が25000 MPa ・％以上と優れた特性を有して
いる。
【００４５】これに対して、本発明の範囲を外れる比較
例（鋼板No.4〜No.6）は、潤滑条件が不十分であるた
め、ΔＶγが3.0 ％を超え、そのため、Ｒmin/t が2.0
％以上となり、曲げ−曲げ戻し変形性が低下している。
また、鋼板No.11 〜No.13 （比較例）は、板厚方向の残
留オーステナイト量（平均値）が少ないため、伸びが低
く、ＴＳ×Ｅ2 が20000 MPa ・％以下と、強度−伸びバ
ランスが劣化している。悪い。また、鋼板No.15 、No.2
0 （比較例）は、鋼組成が本発明の好適範囲を外れてい
るため、全伸びＥ2 が低下している。
例（鋼板No.4〜No.6）は、潤滑条件が不十分であるた
め、ΔＶγが3.0 ％を超え、そのため、Ｒmin/t が2.0
％以上となり、曲げ−曲げ戻し変形性が低下している。
また、鋼板No.11 〜No.13 （比較例）は、板厚方向の残
留オーステナイト量（平均値）が少ないため、伸びが低
く、ＴＳ×Ｅ2 が20000 MPa ・％以下と、強度−伸びバ
ランスが劣化している。悪い。また、鋼板No.15 、No.2
0 （比較例）は、鋼組成が本発明の好適範囲を外れてい
るため、全伸びＥ2 が低下している。
【００４６】
【発明の効果】本発明によれば、良好な強度−伸びバラ
ンスおよび、良好な曲げ−曲げ戻し変形性を有し厳しい
プレス成形に耐えられる熱延鋼板を得ることができ、自
動車用鋼板としての用途拡大が期待され、産業上格段の
効果を奏する。
ンスおよび、良好な曲げ−曲げ戻し変形性を有し厳しい
プレス成形に耐えられる熱延鋼板を得ることができ、自
動車用鋼板としての用途拡大が期待され、産業上格段の
効果を奏する。
【図１】圧延荷重とΔＶγとの関係を示すグラフであ
る。
る。
【図２】曲げ試験装置の概略説明図である。
【図３】熱延ＴＲＩＰ鋼の代表的な連続冷却変態線図
（ＣＣＴ）を示す説明図である。
（ＣＣＴ）を示す説明図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 清水 哲推 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 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA05 EA06 EA09 EA11 EA15 EA16 EA19 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EB05 EB08 EB09 EB12 FA02 FA03 FC03 FC04 FD03 FD04 FD08 FE01 JA02 JA06
Claims (6)
- 【請求項１】 フェライトを主相とし、第２相として残
留オーステナイトを含む組織を有する熱延鋼板であっ
て、前記残留オーステナイトを平均で５体積％以上含
み、かつ鋼板表面から0.1mm と鋼板裏面から0.1mm の間
の板厚方向各位置における前記残留オーステナイトの最
大含有量Ｖmax と最小含有量Ｖmin の差（Ｖmax −Ｖmi
n ）が3.0 体積％以下であり、かつ板厚２mm相当の全伸
びが34％以上であることを特徴とする加工性に優れた高
強度熱延鋼板。 - 【請求項２】 前記熱延鋼板が、mass％で、Ｃ：0.05〜
0.40％、Si：0.1 〜3.0 ％、Mn：0.6 〜3.0 ％を含み、
残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有すること
を特徴とする請求項１に記載の加工性に優れた高強度熱
延鋼板。 - 【請求項３】 前記組成に加えてさらに、mass％で、
Ｐ：0.01〜0.2 ％、Al：0.01〜0.3 ％のうちから選らば
れた１種または２種を含有する組成を有することを特徴
とする請求項２に記載の加工性に優れた高強度熱延鋼
板。 - 【請求項４】 前記組成に加えてさらに、mass％で、T
i：0.005 〜0.25％、Nb：0.003 〜0.1 ％のうちから選
らばれた１種または２種を含有する組成を有することを
特徴とする請求項２または３に記載の加工性に優れた高
強度熱延鋼板。 - 【請求項５】 前記組成に加えてさらに、mass％で、C
a：0.01％以下を含有する組成を有することを特徴とす
る請求項２ないし４のいずれかに記載の加工性に優れた
高強度熱延鋼板。 - 【請求項６】 Ｃ：0.05〜0.40mass％、Si：1.0 〜3.0
mass％、Mn：0.6 〜3.0 mass％を含む組成の鋼スラブ
を、1000〜1300℃に加熱し、粗圧延した後、圧延荷重が
無潤滑圧延時圧延荷重の80％以下となるように潤滑を施
しつつ、圧延終了温度が780 〜980 ℃の範囲となる仕上
圧延を行い、該仕上圧延終了後50℃／ｓ以上の冷却速度
で620 〜780 ℃まで冷却した後、１〜10sec 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、50℃／ｓ以上の冷却速度で300 〜500 ℃まで強
制冷却して、コイルに巻き取ることを特徴とする加工性
に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21051399A JP3546266B2 (ja) | 1999-07-26 | 1999-07-26 | 加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21051399A JP3546266B2 (ja) | 1999-07-26 | 1999-07-26 | 加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001032041A true JP2001032041A (ja) | 2001-02-06 |
| JP3546266B2 JP3546266B2 (ja) | 2004-07-21 |
Family
ID=16590628
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21051399A Expired - Fee Related JP3546266B2 (ja) | 1999-07-26 | 1999-07-26 | 加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3546266B2 (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004059024A1 (ja) * | 2002-12-26 | 2004-07-15 | Nippon Steel Corporation | 穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法 |
| CN102628141A (zh) * | 2012-05-09 | 2012-08-08 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种抗拉强度500MPa级低成本高延性冷弯成型用钢及其制造方法 |
| CN103031419A (zh) * | 2012-12-24 | 2013-04-10 | 首钢总公司 | 提高Ti微合金化高强机械用钢通卷性能均匀性的方法 |
| JP2015129320A (ja) * | 2014-01-06 | 2015-07-16 | 新日鐵住金株式会社 | 成形性に優れた耐摩耗用鋼板およびその製造方法 |
| CN105274434A (zh) * | 2015-11-24 | 2016-01-27 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种能降低由偏析引起开裂的热轧低合金钢及生产方法 |
| CN110106439A (zh) * | 2019-04-24 | 2019-08-09 | 首钢集团有限公司 | 海洋立管用x65热轧钢板及其制备方法 |
| JP2020509192A (ja) * | 2016-12-20 | 2020-03-26 | ポスコＰｏｓｃｏ | 溶接性及び延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| WO2020179292A1 (ja) * | 2019-03-06 | 2020-09-10 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板 |
| WO2020179295A1 (ja) * | 2019-03-06 | 2020-09-10 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板 |
| CN115181893A (zh) * | 2021-04-02 | 2022-10-14 | 宝山钢铁股份有限公司 | 1180MPa级低碳低合金热镀锌TRIP钢及快速热处理热镀锌制造方法 |
| WO2022244707A1 (ja) | 2021-05-17 | 2022-11-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板及び高強度熱延鋼板の製造方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006103991A1 (ja) * | 2005-03-28 | 2006-10-05 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
-
1999
- 1999-07-26 JP JP21051399A patent/JP3546266B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (20)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7780797B2 (en) | 2002-12-26 | 2010-08-24 | Nippon Steel Corporation | High strength thin steel excellent in hole expansibility, ductility and chemical treatment characteristics |
| WO2004059024A1 (ja) * | 2002-12-26 | 2004-07-15 | Nippon Steel Corporation | 穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法 |
| CN102628141A (zh) * | 2012-05-09 | 2012-08-08 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种抗拉强度500MPa级低成本高延性冷弯成型用钢及其制造方法 |
| CN103031419A (zh) * | 2012-12-24 | 2013-04-10 | 首钢总公司 | 提高Ti微合金化高强机械用钢通卷性能均匀性的方法 |
| JP2015129320A (ja) * | 2014-01-06 | 2015-07-16 | 新日鐵住金株式会社 | 成形性に優れた耐摩耗用鋼板およびその製造方法 |
| CN105274434A (zh) * | 2015-11-24 | 2016-01-27 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种能降低由偏析引起开裂的热轧低合金钢及生产方法 |
| JP2020509192A (ja) * | 2016-12-20 | 2020-03-26 | ポスコＰｏｓｃｏ | 溶接性及び延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| WO2020179295A1 (ja) * | 2019-03-06 | 2020-09-10 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板 |
| WO2020179292A1 (ja) * | 2019-03-06 | 2020-09-10 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板 |
| JP6784344B1 (ja) * | 2019-03-06 | 2020-11-11 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板 |
| JP6784343B1 (ja) * | 2019-03-06 | 2020-11-11 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板 |
| CN113383096A (zh) * | 2019-03-06 | 2021-09-10 | 日本制铁株式会社 | 热轧钢板 |
| CN113383096B (zh) * | 2019-03-06 | 2022-10-04 | 日本制铁株式会社 | 热轧钢板 |
| EP3936630A4 (en) * | 2019-03-06 | 2022-11-02 | Nippon Steel Corporation | HOT ROLLED STEEL SHEET |
| CN110106439B (zh) * | 2019-04-24 | 2020-08-25 | 首钢集团有限公司 | 海洋立管用x65热轧钢板及其制备方法 |
| CN110106439A (zh) * | 2019-04-24 | 2019-08-09 | 首钢集团有限公司 | 海洋立管用x65热轧钢板及其制备方法 |
| CN115181893A (zh) * | 2021-04-02 | 2022-10-14 | 宝山钢铁股份有限公司 | 1180MPa级低碳低合金热镀锌TRIP钢及快速热处理热镀锌制造方法 |
| CN115181893B (zh) * | 2021-04-02 | 2023-07-11 | 宝山钢铁股份有限公司 | 1180MPa级低碳低合金热镀锌TRIP钢及快速热处理热镀锌制造方法 |
| WO2022244707A1 (ja) | 2021-05-17 | 2022-11-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板及び高強度熱延鋼板の製造方法 |
| KR20230170031A (ko) | 2021-05-17 | 2023-12-18 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 열연 강판 및 고강도 열연 강판의 제조 방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3546266B2 (ja) | 2004-07-21 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP3650569B1 (en) | Hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same | |
| CA2941202C (en) | Method for producing a high-strength flat steel product | |
| EP2557193B1 (en) | High-strength steel sheet having excellent hot rolling workability, and process for production thereof | |
| EP1498506B1 (en) | High tensile strength cold-rolled steel sheet having a high r-value, excellent strain age hardenability and natural aging resistance and method of producing the same | |
| JP5884714B2 (ja) | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| US10570475B2 (en) | High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet | |
| JP4925611B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| WO2013065346A1 (ja) | 曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| US20190203316A1 (en) | High-strength steel sheet and production method therefor | |
| JP2016211073A (ja) | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5958669B1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| US20190226067A1 (en) | High-strength steel sheet and production method therefor | |
| US20220010399A1 (en) | High-strength steel with excellent durability and method for manufacturing same | |
| EP3828301A1 (en) | High-strength steel sheet having excellent impact resistant property and method for manufacturing thereof | |
| JP6468410B1 (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3546266B2 (ja) | 加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP7131687B2 (ja) | 熱間圧延鋼板およびその製造方法 | |
| JPWO2020166231A1 (ja) | 鋼板及びその製造方法 | |
| JP6769576B1 (ja) | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| WO2020104437A1 (en) | High strength steel product and method of manufacturing the same | |
| JP4665302B2 (ja) | 高ｒ値と優れた歪時効硬化特性および常温非時効性を有する高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP6066023B1 (ja) | 熱延鋼板、フルハード冷延鋼板及び熱延鋼板の製造方法 | |
| JP2011214072A (ja) | 冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2007177293A (ja) | 超高強度鋼板およびその製造方法 | |
| US10435772B2 (en) | Steel sheet |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20040312 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20040325 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080423 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090423 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100423 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100423 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110423 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110423 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120423 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130423 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130423 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140423 Year of fee payment: 10 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |