JP3236339B2

JP3236339B2 - 高強度熱延鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP3236339B2
Application number: JP10242892A
Authority: JP
Inventors: 進増井; 正彦森田; 俊之加藤
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1992-03-30
Filing date: 1992-03-30
Publication date: 2001-12-10
Anticipated expiration: 2016-12-10
Also published as: JPH05271759A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、自動車用鋼板等の使
途に用いて有用な、強度および延性のバランスが良く、
しかもじん性に富む、抗張力が40kgf/mm²以上の高強度
熱延鋼板の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】自動車の内板、足廻り部品および強化材
などに使用される鋼板には、車体重量の軽減のため、高
強度鋼板が広く採用されている。このような自動車用高
強度鋼板は、自動車の安全性確保のために要求される強
度をそなえることは勿論、プレス加工に代表される成形
時の加工性に優れていることも肝要である。すなわち成
形加工前は軟質であり、加工後に強度が高くなる鋼板が
要求されるわけである。

【０００３】このような性質を有する鋼板としては、ε
−Cu析出硬化型熱延鋼板が知られている。例えば、特開
平２−194146号公報には、Ｃ量が0.0072wt％以下の極低
炭素鋼を素材とする、ε−Cu析出硬化型熱延鋼板の製造
方法について開示されている。しかしながら、機械的性
質、とくに強度および延性のバランスが悪く、しかもじ
ん性は不十分であり、さらに極低炭素鋼を素材として実
機製造すると、熱間圧延における仕上げ温度がＡ_r3変態
点近傍まで低下し、グレングロスや細粒化などの組織劣
化が起こり易いという、大きな問題が生じることにな
る。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記の問
題を有利に解決するもので、鋼成分及び製造条件を規制
することにより、従来よりも格段に優れた、降伏比が80
％以下でかつ抗張力が40kgf/mm²以上の高強度熱延鋼板
を製造し得る方法について、提案することを目的とす
る。

【０００５】

【課題を解決するための手段】上記の目的を充足するに
は、ミクロ組織中にパーライト、ベイナイトおよびマル
テンサイト等の低温変態相をほとんど含まない、具体的
には低温変態相の占める比率が５％以下であるような、
フェライト単相組織を有することが有利である。さら
に、発明者らが鋭意研究を重ねた結果、低炭素鋼でもＩ
Ｆ化（固溶Ｃ, ＮをTi, Nbなどの炭化物形成元素によっ
て完全に固定した状態）することによって、低温変態相
を低減できること、低温スラブ加熱により、熱間圧延時
に動的再結晶が進行し、フェライト粒が微細化すること
で、強度および延性のバランスがとれること、そして低
温スラブ加熱により、低炭素鋼を素材としても、その後
の熱処理でのε−Cu析出に起因する強度上昇量が大きく
なること、を新たに知見し、この発明を完成するに到っ
た。

【０００６】この発明の要旨は次のとおりである。 (1)Ｃ：0.018wt％超え0.10wt％未満、 Si：0.05Wt%以上1.5 wt％以下、 Mn：0.05wt％以上2.0wt％未満、 Cu：0. 5wt％以上3.0wt％以下、 Al：0.001wt％以上0.1wt％以下、Ｐ：0.05wt％以下、Ｓ：0.01wt％以下およびＮ：0.01 wt％以下を含み、さらに Ti：0.06wt％以上0.6wt％以下およびNb：0.12wt％以上
1.2wt％以下のいずれか１種または２種を、（Ti＋Nb／2）／Ｃ≧4 の下に含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなる鋼
スラブを、1220℃以下の温度に加熱したのち熱間圧延
し、800℃以上900℃未満の仕上げ温度で圧延を終了し、
30℃／s以上の冷却速度で冷却し、次いで650℃以下の温
度域で巻取ることにより、低温変態相の比率が5％以下
のフェライト単相組織としたことを特徴とする高強度熱
延鋼板の製造方法（第１発明）。(2)Ｃ：0.018wt％超え0.10wt％未満、 Si：0.05Wt%以上1.5 wt％以下、 Mn：0.05wt％以上2.0wt％未満、 Cu：0. 5wt％以上3.0wt％以下、 Al：0.001wt％以上0.1wt％以下、Ｐ：0.05wt％以下、Ｓ：0.01wt％以下およびＮ：0.01 wt％以下を含み、さらに Ti：0.06wt％以上0.6wt％以下および Nb：0.12wt％以上1.2wt％以下のいずれか１種または２
種を、（Ti＋Nb／2）／Ｃ≧4 の下に含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなる鋼
スラブを、1220℃以下の温度に加熱したのち熱間圧延
し、800℃以上900℃未満の仕上げ温度で圧延を終了し、
30℃／s以上の冷却速度で冷却し、次いで480℃以下の温
度域で巻取ることにより、低温変態相の比率が5％以下
のフェライト単相組織としたことを特徴とする高強度熱
延鋼板の製造方法（第２発明）。 (3) 第１発明または第２発明の製造方法において、鋼
スラブを1220℃以下の温度に加熱する代わりに、加熱処
理することなく熱間圧延することを特徴とする高強度熱
延鋼板の製造方法（第３発明）。

【０００７】(4)第１発明〜第３発明の鋼成分に加え
て、 Ni: 0.1wt％以上2.0wt％以下、 Cr: 0.1wt％以上2.0wt％以下および Mo: 0.1wt％以上2.0wt％以下のいずれか１種または２種以上を含有する高強度熱延鋼
板の製造方法（第４発明）。

【０００８】(5)第１発明〜第４発明の鋼成分に加え
て、Ｂ: 0.0003wt％以上0.010wt％以下の範囲で含有する高強度熱延鋼板の製造方法（第５発
明）。

【０００９】(6)第１発明〜第５発明の鋼成分に加え
て、 Ca: 0.0005wt％以上0.01wt％以下および REM: 0.001wt％以上0.02wt％以下の１種または２種以上を含有する高強度熱延鋼板の製造
方法（第６発明）。

【００１０】以下、この発明を開発する基礎となった実
験結果について述べる。Ｃ：0.07wt％、Si：0.5 wt％、Mn：0.6 wt％、Cu：1.0
wt％、Ｐ：0.01wt％、Ｓ：0.001wt ％、Al：0.045wt
％、Ｏ：0.002 wt％に、Ti量を0.05〜0.3 wt％の範囲で
変化させて含有した鋼スラブを用いて、その後の熱間圧
延のシミュレーションとなる、加工フォーマスター（熱
間加工シミュレーターで、高周波誘導加熱方式でサンプ
ル（底面の直径10mmφ, 高さ10mmの円柱状) を加熱し、
指定の任意の条件にて圧縮加工を加えられる装置）を利
用し、α粒径に及ぼす加熱温度および熱間加工中の熱間
変形抵抗について調査した。なお、熱間加工は、種々の
温度で加熱後850 ℃で50％の圧下を行い、圧下後50℃／
ｓで冷却し、450 ℃で巻き取る条件でシミュレーション
を行った。

【００１１】図１(a) および(b) 〜(d) に、Ti量が0.05
wt％における、加工フォーマスターによる熱間加工時の
真応力−真歪み曲線および加工後のミクロ組織を示し、
同様に、図２(a) および(b) 〜(d) に、Ti量が0.20wt％
における、熱間加工時の真応力−真歪み曲線および加工
後のミクロ組織を示す。

【００１２】まず、ミクロ組織から明らかなように、加
熱温度が低下するほどα粒径は微細化し、その傾向はTi
量が高いほど顕著である。次に、真応力−真歪み曲線か
ら、α粒径の細かい0.20wt％Ti鋼を1150℃で加熱した条
件では、動的再結晶が生じていることがわかる。これ
は、加熱時のγ粒が極めて微細化したことによって、動
的再結晶が生じ易くなったためである。すなわち、α粒
径の微細化には必ずしも静的再結晶が必要ではなく、動
的再結晶を利用しての微細化も可能であることがわか
る。なお、この現象は、Nb単独添加の場合にも、TiとNb
の複合添加の場合にも認められた。以上のことから、高
Ti系、高Nb系および高Ti−Nb系の成分組成のものを、低
温加熱することにより、微細粒組織が得られることが判
明した。

【００１３】また、Ｃ：0.02wt％、Mn：0.1 wt％、Nb：
0.20wt％、Ｐ：0.007wt ％、Ｓ：0.001wt ％、Al：0.03
wt％、Ｏ：0.002 wt％、Ｎ：0.002 wt％に、Cu量を０〜
3.5wt％の範囲で変化させて含有した鋼スラブを、加熱
温度1180〜1260℃の範囲で変化させ、仕上げ温度を900
℃とした熱間圧延を施して得た、板厚：2.4mm の熱延板
の引張り特性について調査した。

【００１４】その調査結果を、Cuを添加しない鋼、およ
び1.5 wt％を添加した鋼における、引張り特性とスラブ
加熱温度との関係として、図３に示す。同図から明らか
なように、1.5 wt％Cu添加鋼はT.S.が高く、T.S.−El.
のバランスも良好であるが、スラブ加熱温度が1220℃を
こえると、T.S.−El. のバランスが劣化する。

【００１５】また、図４に1.5 wt％Cu添加鋼に関し、切
り欠き引張り後の伸びとスラブ加熱温度との関係を示
す。図３に示したT.S.−El. のバランスと同様、スラブ
加熱温度が1220℃をこえると、急激に劣化することがわ
かる。

【００１６】ここで、図３および４に示された、とくに
延性がスラブ加熱温度：1220℃を境に急激に劣化する理
由は、次のように推察される。すなわち、スラブ加熱温
度が1220℃以下では、適度に残存する未溶解NbC 粒子に
より結晶粒の微細化が進展し、しかもその未溶解NbC 粒
子は量的およびサイズ的に延性を阻害する作用が少ない
状態となっているが、1220℃をこえると、その作用が大
きくなるためと考えられる。そして、結晶粒の微細化が
延性を改善するのは、微細化によって粒界面積が増大し
て、粒界での転位の蓄積量を分解する作用、およびラン
ダム方位化による、マクロ的な塑性異方性を軽減する作
用、などが働いて起こるためと考えられる。

【００１７】なお、この現象は、Nb単独添加の場合に
も、TiとNbの複合添加の場合にも認められた。以上のこ
とから、高Ti系、高Nb系および高Ti−Nb系の成分組成の
ものを、低温加熱して得られる微細粒組織は、強度−延
性のバランスが良好である上、切り欠き伸びに代表され
る、伸びフランジ性にも優れることが判明した。

【００１８】さらに、上記の1.5 wt％Cu添加鋼につい
て、熱間圧延まま材に、550 ℃×１ｈのε−Cu析出処理
（以下後加熱処理と示す）を施したのちの、引張り特性
を調査した。図５に、後加熱処理によるT.S.の上昇量と
スラブ加熱温度との関係を示すように、スラブ加熱温度
が1220℃を境としてT.S.の上昇量が大きく異なり、スラ
ブ加熱温度が低い側で、後加熱処理による強度上昇が大
きい。これは、スラブ加熱温度が高い側ほど、NbC の析
出によりマトリックスが強化されているため、その後に
起こるべきε−Cu析出強化が見かけ上減少するのに対
し、低温側ではマトリックスがNbC の析出による強化を
受けていないので、その後に起こるε−Cu析出強化が顕
在化したものと考えられる。

【００１９】なお、この現象は、Nb単独添加の場合に
も、TiとNbの複合添加の場合にも認められた。以上のこ
とから、高Ti系、高Nb系および高Ti−Nb系の成分組成の
ものを、低温加熱して得られる微細粒組織は、後加熱処
理によるε−Cu析出に起因する、強度上昇量が高いこと
が判明した。

【００２０】

【作用】次に、各成分の限定理由について説明する。

【００２１】Ｃ：0.015 wt％を超え0.15wt％以下Ｃは、強化成分として不可欠であり、要求される強度に
応じて、Ti量および／またはNb量との関係において含有
量を決定するが、この発明で目標とする40kgf/mm²以上
のT.S.を得るためには、少なくとも0.015 wt％を超える
含有が必要である。しかし、Ｃ量が0.15wt％を超える
と、Ｃを固定するために必要なTi量および／またはNb量
が多くなり過ぎること、さらにこの発明の主要件であ
る、ε−Cuによる析出強化が有効に機能しないこと、な
どの不具合が生じる。従って、Ｃは、0.015 wt％を超え
0.15wt％以下とした。

【００２２】Si：1.5 wt％以下 Siは、熱間圧延後の冷却過程でTiC およびNbC の析出反
応を促進する作用があり、この作用を通じて低Y.R.特性
とフェライト単相組織化を達成し易くする成分である。
また、素地を鈍化して延性を高める効果をも有する。し
かし、1.5 wt％を超えると効果は飽和し、さらに熱間圧
延時にスケールが多量に発生して、鋼板の表面性状を劣
化するため、1.5 wt％以下とした。

【００２３】Mn：0.05wt％を超え2.0 wt％未満、Mnは、
基本的にはTiC およびNbC の析出反応速度を抑制する作
用を有する。これは、Mnは熱間圧延後のＡr3変態を遅滞
させ、それによりTiC およびNbC の析出するα粒の生成
が遅れるためである。そして、この作用を適度に利用す
ることによって、TiC およびNbC 粒子を微細化して、同
じＣ、Ti、Nb量であっても高い強度が得られることか
ら、0.05wt％を超える含有が有利である。一方、2.0 wt
％を超えると、TiC およびNbC の析出反応速度が著しく
遅滞する結果、ベイナイト等の低温変態組織による強化
に移行して、この発明で所期する特性が得られなくな
る。従って、Mnは、0.05wt％を超えかつ2.0 wt％未満と
した。

【００２４】Cu：0.5 wt％以上3.0 wt％以下、Cuは、後
述の熱間圧延条件と組み合わせて、熱間圧延終了段階で
は析出させずに、固溶状態を保つことにより比較的軟質
にし、冷間加工後に時効析出処理を施すことによって高
強度化を達成するに当たり、必要な成分である。これに
は、0.5 wt％以上の含有が必要であり、0.5 wt％未満の
含有では、最終製品段階での目標とする強度が確保でき
ない。なお、成形後の低温加熱を必要としない場合は、
熱間圧延終了後の巻取り中に析出させて、高強度化を行
ってもよい。一方、3.0wt％を超えての含有は、時効析
出処理による強度上昇量が頭打ちとなる上、熱間圧延時
に熱間ぜい性を生じ易くなるため、3.0 wt％を上限とし
た。

【００２５】Al：0.001 wt％以上0.1 wt％以下、Alは、
脱酸剤として鋼の清浄性を改善するために必要な成分で
あり、0.001 wt％以上の含有が必要であるが、0.1 wt％
を超えると、その効果は飽和する上、アルミナの生成量
が増加し、鋼板の表面品質を劣化する。従って、Alの含
有量は、0.001 wt％以上かつ0.1 wt％以下とした。

【００２６】Ｐ：0.05wt％以下、Ｐは、中心偏析などの
内部欠陥を誘発するため、0.05wt％以下に抑制する。

【００２７】Ｓ：0.01wt％以下Ｎ：0.01wt％以下ＳおよびＮは、Tiと結びついて窒化物を生成し、加工性
を劣化するばかりでなく、その反応によってTiを消費
し、TiＣの析出に作用する有効Ti量の減少をまねくた
め、それぞれ0.01wt％以下に抑制する。

【００２８】Ti：0.06wt％以上0.6 wt％以下およびNb：
0.12wt％以上1.2 wt％以下のいずれか１種または２種
を、（Ti＋Nb／２）／Ｃ≧４の下に含有 Tiおよび／またはNbは、Ｃとともに強化成分として不可
欠で、またミクロ組織をフェライト単組織にする作用を
利用する上でも必須の成分であり、これらの効果を発揮
するには、少なくともTi：0.06wt％およびNb：0.12wt％
の含有が必要である。一方、Ti：0.06wt％およびNb：1.
2 wt％を超える含有は、機械的性質に悪影響を与え、溶
接性を著しく劣化するため、Ti：0.06wt％およびNb：1.
2 wt％を上限とする。さらに、ミクロ組織をフェライト
単組織にするために、Ｃとの含有比、（Ti＋Nb／２）／
Ｃが４以上であることが肝要である。

【００２９】第２発明においては、上記の成分組成に加
え、Ni、CrおよびMoのいずれか１種または２種以上を、
0.1 wt％以上かつ2.0 wt％以下で含有する。Ni、Crおよ
びMoは、Ａ_r3変態を遅滞させる効果があり、TiC および
NbC の微細化をはかる上で、適量の範囲で用いると有効
である。そこで、0.1 wt％以上の含有が必要となるが、
2.0 wt％を超える含有は、TiC およびNbC の析出が著し
く遅れるとともに、ミクロ組織中にパーライトやベイナ
イト等の低温変態相が混入し、この発明で目的とするフ
ェライト単相組織が得られなくなるため、2.0 wt％を上
限とする。なお、NiはCuによる熱間ぜい性を防止する効
果も期待でき、後述するスラブ加熱温度の上限を緩和で
きる。

【００３０】第３発明においては、上記の成分組成に加
え、Ｂ：0.0003wt％以上0.010 wt％以下の範囲で含有す
る。Ｂは、微量の含有によってＡr3変態点を低下し得る
成分であり、低温変態相を生成することなしに、TiC お
よびNbC を微細化できる。さらに、耐２次加工ぜい性を
改善する作用もある。これらの効果を得るには、0.0003
wt％以上の含有が必要であるが、0.010 wt％を超える含
有は、スラブ割れを引き起こしやすくなり、操業上好ま
しくない。従って、Ｂの含有量は、0.0003wt％以上、か
つ0.010 wt％以下とした。

【００３１】第４発明においては、上記の成分組成に加
え、Ca：0.0005wt％以上0.01wt％以下およびREM ：0.00
1 wt％以上0.02wt％以下の１種または２種を含有する。
CaおよびREM は、MnS の形態を制御し、加工性やじん性
を向上させる成分であり、Ca：0.0005wt％以上およびRE
M ：0.001 wt％以上の含有が必要である。一方、Ca：0.
01wt％REM ：0.02wt％を超える含有は、CaおよびREM 自
体が大型介在物となって延性を劣化するため、これらを
上限とした。

【００３２】次にこの発明の熱間圧延条件について限定
した理由を説明する。熱間圧延は、スラブ鋳造後直ちに
（いわゆるCC−直接圧延）行うか、あるいは加熱する場
合は1220℃以下の温度範囲とする。CC−直接圧延を行う
場合は、保熱または多少の加熱を行うことは差し支えな
い。また、加熱を行う場合は、加熱温度が1220℃をこえ
ると、オーステナイトが急激に粗大化し、最終的に得ら
れる組織の細粒化が不十分となること、とくにCu含有量
の高い鋼で低温変態相が混入してくること、強度−延性
バランスおよび切り欠き伸びをはじめとする、伸びフラ
ンジ性が著しく劣化すること、ε−Cuによる析出強化量
が小さくなること、さらに、Cuヘゲの悪影響が著しくな
ること、等の多くの不具合が生じるため、1220℃以下と
する。一方、加熱温度の下限は、少なくともオーステナ
イト単相の温度域であって、目標仕上げ温度が確保でき
れば、とくに限定する必要はない。

【００３３】熱間圧延の仕上げ温度は、800 ℃以上とす
る。すなわち、800 ℃未満であると、熱間圧延後に加工
組織となって、降伏比が高くなる他、強度−延性バラン
スも悪化するため、仕上げ温度は800 ℃以上とする。

【００３４】熱間圧延後の冷却速度は、30℃／ｓ以上と
する。すなわち、30℃／ｓ未満では、最終的に得られる
組織の微細化が不十分となる。なお、必要以上の急速冷
却は、最終組織に焼きが入って加工性の劣化をまねくた
め、200 ℃／ｓ以下とすることが好ましい。

【００３５】さらに巻取り温度は、650℃以下とする。
すなわち、650℃をこえる温度域で巻取ると、最終的に
得られる組織の微細化が不十分となるため、650℃以下
とする。さらに、熱延板に成形を行う場合であって、し
かも成形前に軟質である必要がある場合は、上記したよ
うにCuを固溶状態にしておくために、巻取り温度を480
℃以下とする。しかしながら、必要以上の低温巻取り
は、最終組織に焼きが入って加工性の劣化をまねくた
め、250℃以上とすることが好ましい。

【００３６】なお、480 ℃以下で巻取った場合は、ε−
Cuを析出させるための低温加熱条件としては、とくに限
定する必要はないが、500 〜650 ℃の温度域で、少なく
とも30分間以上保持することが好ましい。

【００３７】

【実施例】表１〜３に示す種々の成分組成になる鋼を転
炉から出鋼後、連続鋳造にてスラブとしたのち、直ち
に、または加熱してから、表４に示す条件で熱間圧延を
施した。

【００３８】

【表１】

【００３９】

【表２】

【００４０】

【表３】

【００４１】

【表４】

【００４２】

【表５】

【００４３】

【表６】

【００４４】

【表７】

【００４５】かくして得られた熱延板に関し、機械的性
質、後加熱処理（550 ℃×１ｈ）後の強度上昇量、０℃
でのシャルピー吸収エネルギー、延性−ぜい性遷移温度
_vＴ_rs、および鋼板の表面品質について調査した結果
を、表４〜７に併記した。

【００４６】なお、切り欠き伸びは、図６に示す形状お
よび寸法の試験片を用いて行った。また、穴拡げ率は、
直径36mmφ（Ｄ₀）の打ち抜き穴を開けた、150 ×150
mmの試験片の中央部を、図７に示すところに従って、先
端部が半径50mmの球形ポンチにて押し上げ、微小な割れ
が発生したときの直径Ｄ₁を測定し、次式より算出し
た。穴拡げ率（％）＝（Ｄ₁−Ｄ₀）／Ｄ₀×100

【００４７】表４〜７から明らかなように、この発明に
従う適合例は、いずれも引張り強度が40kgf/mm²以上
で、また、強度−延性バランス、切り欠き伸び、穴拡げ
率および鋼板の表面品質が良好で、そして、後低温加熱
後の強度上昇量およびシャルピー吸収エネルギーが高
く、遷移温度が低い、特性をそなえていた。さらにこれ
らの適合例は、別途調査したスポット溶接部の強度にお
いても、良好な結果を示した。なお、試料No.46 および
47は、成形後の低温加熱を必要としない場合を対象とし
て、熱間圧延後の巻取り中にε−Cuを析出したものであ
るが、Y.R.およびT.S.−El. バランスともに良好な値を
示している。ここに、これら適合例における、組織中の
低温変態相は全て５％以下であった。

【００４８】一方、比較例において、試料No.41 はＣ量
が適合範囲の下限をはずれるため、強度が40kgf/mm²に
達せず、さらに、熱延コイルのトップとエンドにて、仕
上げ温度が適合範囲をはずれていた。試料No.42 は、Ｃ
量が適合範囲の上限を超えるため、スポット溶接部の強
度が大きく劣化した。なお、試料No. ３および10は、仕
上げ温度が800 ℃未満で、熱間圧延後に加工組織とな
り、機械的性質が著しく低下していたため、その他の特
性については調査しなかった。

【００４９】

【発明の効果】この発明によれば、従来の、いわゆるε
−Cu析出強化型熱延鋼板に比較して、熱延後の引張り特
性、伸びフランジ特性、じん性等に優れ、かつ後低温加
熱処理後の強度上昇量も大きい、引張り強度40kgf/mm²
以上の熱延鋼板が得られ、自動車の内板、足廻り部品お
よび強度材などに好適な鋼板を提供できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】(a) は、熱間加工時の真応力−真歪み曲線を示
すグラフ、(b) 〜(d) は、加工後の金属組織を示す写真
である。

【図２】(a) は、熱間加工時の真応力−真歪み曲線を示
すグラフ、(b) 〜(d) は、加工後の金属組織を示す写真
である。

【図３】スラブ加熱温度と引張り特性との関係を示すグ
ラフである。

【図４】スラブ加熱温度と切り欠き伸びとの関係を示す
グラフである。

【図５】スラブ加熱温度と後低温加熱処理後の強度上昇
量との関係を示すグラフである。

【図６】切り欠き伸び試験片を示す模式図である。

【図７】穴拡げ率の測定方法を示す模式図である。

フロントページの続き (56)参考文献特開平４−107217（ＪＰ，Ａ) 特開平４−198422（ＪＰ，Ａ) 特開平４−110418（ＪＰ，Ａ) 特開平２−205625（ＪＰ，Ａ) 特開平２−38523（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 8/02 - 8/04 C21D 9/46 - 9/48

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：0.018wt％超え0.10wt％未満、 Si：0.05Wt%以上1.5 wt％以下、 Mn：0.05wt％以上2.0wt％未満、 Cu：0. 5wt％以上3.0wt％以下、 Al：0.001wt％以上0.1wt％以下、Ｐ：0.05wt％以下、Ｓ：0.01wt％以下およびＮ：0.01 wt％以下を含み、さらに Ti：0.06wt％以上0.6wt％以下およびNb：0.12wt％以上
1.2wt％以下のいずれか１種または２種を、（Ti＋Nb／2）／Ｃ≧4 の下に含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなる鋼
スラブを、1220℃以下の温度に加熱したのち熱間圧延
し、800℃以上900℃未満の仕上げ温度で圧延を終了し、
30℃／s以上の冷却速度で冷却し、次いで650℃以下の温
度域で巻取ることにより、低温変態相の比率が5％以下
のフェライト単相組織としたことを特徴とする高強度熱
延鋼板の製造方法。
【請求項２】Ｃ：0.018wt％超え0.10wt％未満、 Si：0.05Wt%以上1.5 wt％以下、 Mn：0.05wt％以上2.0wt％未満、 Cu：0. 5wt％以上3.0wt％以下、 Al：0.001wt％以上0.1wt％以下、Ｐ：0.05wt％以下、Ｓ：0.01wt％以下およびＮ：0.01 wt％以下を含み、さらに Ti：0.06wt％以上0.6wt％以下およびNb：0.12wt％以上
1.2wt％以下のいずれか１種または２種を、（Ti＋Nb／2）／Ｃ≧4 の下に含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなる鋼
スラブを、1220℃以下の温度に加熱したのち熱間圧延
し、800℃以上900℃未満の仕上げ温度で圧延を終了し、
30℃／s以上の冷却速度で冷却し、次いで480℃以下の温
度域で巻取ることにより、低温変態相の比率が5％以下
のフェライト単相組織としたことを特徴とする高強度熱
延鋼板の製造方法。
【請求項３】請求項１または２に記載の製造方法にお
いて、鋼スラブを1220℃以下の温度に加熱する代りに、
加熱処理することなく熱間圧延することを特徴とする高
強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項４】請求項１〜３の成分組成に加えて、 Ni: 0.001wt％以上0.1wt％以下、 Cr: 0.001wt％以上0.1wt％以下および Mo: 0.001wt％以上0.1wt％以下のいずれか１種または２種以上を含有する請求項１〜３
のいずれか１項に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項５】請求項１〜４の成分組成に加えて、Ｂ: 0.0003wt％以上0.010wt％以下を含有する請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度
熱延鋼板の製造方法。
【請求項６】請求項１〜５の成分組成に加えて、 Ca: 0.0005wt％以上0.01wt％以下およびREM: 0.001wt％
以上0.02wt％以下の１種または２種以上を含有する請求項１〜５のいずれ
か１項に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。」