JPH08199298A - 化成処理性の良好な高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
化成処理性の良好な高強度熱延鋼板及びその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】伸びフランジ性と全伸びのいずれにもすぐれ、
引張強度７４０Ｎ／mm2以上で、化成処理性にもすぐれ
る高強度熱延鋼板。 【構成】重量％にて、Ｃ：0.０４〜0.１２、Ｓｉ：0.１
未満、Ｍｎ：１〜３、Ｓ：0.００６以下、Ｔｉ：0.１５
〜0.３、Ｎｂ：0.０２〜0.０８、sol.Ａｌ：0.０１〜0.
１、及びＰ：0.０８以下を含有し、残部鉄及び不可避的
不純物よりなり、ポリゴナルフェライトの平均粒径が６
μｍ以下であり、その面積率が１０％以上であるか、又
は、粒径１０μｍ以上のポリゴナルフェライトの面積率
が２０％以上であり、且つ、ポリゴナルフェライトの合
計面積率が３０％以上であって、ベイナイトの平均粒径
が１０μｍ以下であり、その面積率が５％以上の組織か
らなる、引張強さ７４０Ｎ／mm2以上の化成処理性の良
好な高強度熱延鋼板。
引張強度７４０Ｎ／mm2以上で、化成処理性にもすぐれ
る高強度熱延鋼板。 【構成】重量％にて、Ｃ：0.０４〜0.１２、Ｓｉ：0.１
未満、Ｍｎ：１〜３、Ｓ：0.００６以下、Ｔｉ：0.１５
〜0.３、Ｎｂ：0.０２〜0.０８、sol.Ａｌ：0.０１〜0.
１、及びＰ：0.０８以下を含有し、残部鉄及び不可避的
不純物よりなり、ポリゴナルフェライトの平均粒径が６
μｍ以下であり、その面積率が１０％以上であるか、又
は、粒径１０μｍ以上のポリゴナルフェライトの面積率
が２０％以上であり、且つ、ポリゴナルフェライトの合
計面積率が３０％以上であって、ベイナイトの平均粒径
が１０μｍ以下であり、その面積率が５％以上の組織か
らなる、引張強さ７４０Ｎ／mm2以上の化成処理性の良
好な高強度熱延鋼板。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車のホイール等の
足廻り部材に用いられる化成処理性の良好な高強度熱延
鋼板及びその製造方法に関する。
足廻り部材に用いられる化成処理性の良好な高強度熱延
鋼板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車の燃費向上を目的として、
その軽量化が進められており、特に、用いる鋼板の高強
度化の要求から、その研究が広範になされている。例え
ば、特開昭６２−２０２０４８号公報には、Ｎｂ0.０２
〜0.０４％（重量％、以下、同じ。）とＴｉ0.１〜0.１
５％とを含む鋼について、ポリゴナルフェライトとベイ
ナイトの面積率と析出強化を最適に組合わせて制御する
ことによって、引張強度が７０kgf/mm2 級の延性の良好
な高強度熱延鋼板を得ることができることが記載されて
いる。
その軽量化が進められており、特に、用いる鋼板の高強
度化の要求から、その研究が広範になされている。例え
ば、特開昭６２−２０２０４８号公報には、Ｎｂ0.０２
〜0.０４％（重量％、以下、同じ。）とＴｉ0.１〜0.１
５％とを含む鋼について、ポリゴナルフェライトとベイ
ナイトの面積率と析出強化を最適に組合わせて制御する
ことによって、引張強度が７０kgf/mm2 級の延性の良好
な高強度熱延鋼板を得ることができることが記載されて
いる。
【０００３】しかし、最近になって、一層、引張強度が
高く、しかも、加工性の良好な高強度熱延鋼板が要望さ
れるに至っており、上述したような従来の高強度熱延鋼
板では、対処できなくなっている。他方、特開昭５０−
２６２０号公報には、Ｔｉの添加量を0.０７５〜0.５％
の範囲とすると共に、Ｔｉ／Ｃを1.５〜4.０の範囲に制
御して、Ｔｉの析出強化を最大限に活用することによっ
て、引張強さ８０kgf/mm2 の鋼板を得ることができるこ
とが記載されている。しかし、この鋼板によれば、伸び
フランジ性が不十分であって、引張強さ６５kgf/mm2 級
と同等の伸びフランジ性を得ることができず、厳しい伸
びフランジ性加工を施すことができない。
高く、しかも、加工性の良好な高強度熱延鋼板が要望さ
れるに至っており、上述したような従来の高強度熱延鋼
板では、対処できなくなっている。他方、特開昭５０−
２６２０号公報には、Ｔｉの添加量を0.０７５〜0.５％
の範囲とすると共に、Ｔｉ／Ｃを1.５〜4.０の範囲に制
御して、Ｔｉの析出強化を最大限に活用することによっ
て、引張強さ８０kgf/mm2 の鋼板を得ることができるこ
とが記載されている。しかし、この鋼板によれば、伸び
フランジ性が不十分であって、引張強さ６５kgf/mm2 級
と同等の伸びフランジ性を得ることができず、厳しい伸
びフランジ性加工を施すことができない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明者ら
は、従来の高強度熱延鋼板における上述したような問題
を解決するために、前記Ｎｂ及びＴｉ含有鋼板の製造に
おいて、高強度化に伴う全伸びと伸びフランジ性の劣化
をもたらす原因の究明に努め、新たな方策について種々
研究した結果、ＮｂとＴｉのバランスを保ち、適切な熱
延条件下に鋼のミクロ組織を制御することによって、伸
びフランジ性と全伸びのいずれにもすぐれる引張強度７
４０Ｎ／mm2 以上の高強度熱延鋼板を得ることができる
ことを見出して、本発明に至ったものである。
は、従来の高強度熱延鋼板における上述したような問題
を解決するために、前記Ｎｂ及びＴｉ含有鋼板の製造に
おいて、高強度化に伴う全伸びと伸びフランジ性の劣化
をもたらす原因の究明に努め、新たな方策について種々
研究した結果、ＮｂとＴｉのバランスを保ち、適切な熱
延条件下に鋼のミクロ組織を制御することによって、伸
びフランジ性と全伸びのいずれにもすぐれる引張強度７
４０Ｎ／mm2 以上の高強度熱延鋼板を得ることができる
ことを見出して、本発明に至ったものである。
【０００５】従って、本発明は、化成処理性の良好な高
強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することを目的と
する。特に、本発明は、引張強さと伸びの積、即ち、
（引張強さ、ＴＳ）×（伸び、Ｅｌ）が１５５００Ｎ／
mm2 ・％以上であり、且つ、引張強さ（ＴＳ）と穴拡げ
率（λ）の積、即ち、（引張強さ、、ＴＳ）×（穴拡げ
率、λ）が６３０００Ｎ／mm2 ・％以上を有しながら、
引張強さ７４０Ｎ／mm2 以上の高強度を有し、かくし
て、例えば、自動車用のホイールの成形において要求さ
れる伸びフランジ性を低下させることなく、引張強さ７
４０Ｎ／mm2 以上の高強度を有し、しかも、化成処理性
にもすぐれる高強度熱延鋼板とその製造方法を提供する
ことを目的とする。
強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することを目的と
する。特に、本発明は、引張強さと伸びの積、即ち、
（引張強さ、ＴＳ）×（伸び、Ｅｌ）が１５５００Ｎ／
mm2 ・％以上であり、且つ、引張強さ（ＴＳ）と穴拡げ
率（λ）の積、即ち、（引張強さ、、ＴＳ）×（穴拡げ
率、λ）が６３０００Ｎ／mm2 ・％以上を有しながら、
引張強さ７４０Ｎ／mm2 以上の高強度を有し、かくし
て、例えば、自動車用のホイールの成形において要求さ
れる伸びフランジ性を低下させることなく、引張強さ７
４０Ｎ／mm2 以上の高強度を有し、しかも、化成処理性
にもすぐれる高強度熱延鋼板とその製造方法を提供する
ことを目的とする。
【０００６】更に、本発明は、引張強さと伸びの積が１
８０００Ｎ／mm2 ・％以上であり、且つ、引張強さと穴
拡げ率（λ）との積が４００００Ｎ／mm2 ・％以上であ
る加工性を有し、張出し成形等のように、全伸びが必要
とされるプレス成形による自動車用部材の製造に好適に
用いることができ、引張強度７４０Ｎ／mm2 以上の高強
度を有し、しかも、化成処理性にもすぐれる熱延鋼板と
その製造方法を提供することを目的とする。
８０００Ｎ／mm2 ・％以上であり、且つ、引張強さと穴
拡げ率（λ）との積が４００００Ｎ／mm2 ・％以上であ
る加工性を有し、張出し成形等のように、全伸びが必要
とされるプレス成形による自動車用部材の製造に好適に
用いることができ、引張強度７４０Ｎ／mm2 以上の高強
度を有し、しかも、化成処理性にもすぐれる熱延鋼板と
その製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【問題を解決するための手段】本発明による化成処理性
の良好な高強度熱延鋼板は、重量％にて (A) Ｃ 0.０４〜0.１２％、Ｓｉ 0.１％未満、Ｍｎ
１〜３％、Ｓ 0.００６％以下、Ｔｉ 0.１５〜0.
３％、Ｎｂ 0.０２〜0.０８％、sol. Ａｌ 0.０１〜
0.１％、及びＰ 0.０８％以下を含有し、残部鉄及び
不可避的不純物よりなり、(a) ポリゴナルフェライトの
平均粒径が６μｍ以下であり、その面積率が１０％以上
であるか、又は(b) 粒径１０μｍ以上のポリゴナルフェ
ライトの面積率が２０％以上であり、且つ、ポリゴナル
フェライトの合計面積率が３０％以上であり、ベイナイ
トの平均粒径が１０μｍ以下であり、その面積率が５％
以上である組織からなり、引張強さ７４０Ｎ／mm2 以上
を有する。
の良好な高強度熱延鋼板は、重量％にて (A) Ｃ 0.０４〜0.１２％、Ｓｉ 0.１％未満、Ｍｎ
１〜３％、Ｓ 0.００６％以下、Ｔｉ 0.１５〜0.
３％、Ｎｂ 0.０２〜0.０８％、sol. Ａｌ 0.０１〜
0.１％、及びＰ 0.０８％以下を含有し、残部鉄及び
不可避的不純物よりなり、(a) ポリゴナルフェライトの
平均粒径が６μｍ以下であり、その面積率が１０％以上
であるか、又は(b) 粒径１０μｍ以上のポリゴナルフェ
ライトの面積率が２０％以上であり、且つ、ポリゴナル
フェライトの合計面積率が３０％以上であり、ベイナイ
トの平均粒径が１０μｍ以下であり、その面積率が５％
以上である組織からなり、引張強さ７４０Ｎ／mm2 以上
を有する。
【０００８】更に、本発明による化成処理性の良好な高
強度熱延鋼板は、上記元素に加えて、 (B) Ｃｒ 0.０１〜１％、Ｍｏ 0.０１〜0.５％、Ｖ
0.０１〜0.３％、Ｃｕ 0.１〜１％、及びＮｉ 0.１
〜１％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を
含有していてもよい。
強度熱延鋼板は、上記元素に加えて、 (B) Ｃｒ 0.０１〜１％、Ｍｏ 0.０１〜0.５％、Ｖ
0.０１〜0.３％、Ｃｕ 0.１〜１％、及びＮｉ 0.１
〜１％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を
含有していてもよい。
【０００９】また、本発明による化成処理性の良好な高
強度熱延鋼板は、これらの元素と共に、又はこれらの元
素と別に、 (C) Ｃａ 0.００５％以下、及びＲＥＭ 0.００５％以
下よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有
していてもよい。
強度熱延鋼板は、これらの元素と共に、又はこれらの元
素と別に、 (C) Ｃａ 0.００５％以下、及びＲＥＭ 0.００５％以
下よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有
していてもよい。
【００１０】以下、上記高強度熱延鋼板において、(a)
ポリゴナルフェライトの平均粒径が６μｍ以下であり、
その面積率が１０％以上であるものを本発明による第１
の熱延鋼板といい、(b) 粒径１０μｍ以上のポリゴナル
フェライトの面積率が２０％以上であり、且つ、ポリゴ
ナルフェライトの合計面積率が３０％以上であるものを
本発明による第２の熱延鋼板という。
ポリゴナルフェライトの平均粒径が６μｍ以下であり、
その面積率が１０％以上であるものを本発明による第１
の熱延鋼板といい、(b) 粒径１０μｍ以上のポリゴナル
フェライトの面積率が２０％以上であり、且つ、ポリゴ
ナルフェライトの合計面積率が３０％以上であるものを
本発明による第２の熱延鋼板という。
【００１１】本発明において、ベイナイトとは、所謂ベ
イナイト相のほか、アシキュラー・フェライトと称され
る組織等、金属組織学的にベイナイトと明確な区別な
く、ベイナイトと実質的に同じ組織とみなし得る組織を
含むものとする。また、残留オーステナイトについて
も、Ｘ線解析による測定において、体積率で３％未満の
場合も、本発明による組織を有する熱延鋼板の特性を損
なうことがないので、３％未満の残留オーステナイト
も、本発明におけるベイナイト組織に含めることとす
る。
イナイト相のほか、アシキュラー・フェライトと称され
る組織等、金属組織学的にベイナイトと明確な区別な
く、ベイナイトと実質的に同じ組織とみなし得る組織を
含むものとする。また、残留オーステナイトについて
も、Ｘ線解析による測定において、体積率で３％未満の
場合も、本発明による組織を有する熱延鋼板の特性を損
なうことがないので、３％未満の残留オーステナイト
も、本発明におけるベイナイト組織に含めることとす
る。
【００１２】本発明による第１及び第２の鋼板は、その
化学成分が同じであり、組織においても、ベイナイトの
平均粒径と面積率が同じであるが、ポリゴナルフェライ
トの性状において異なり、それ故に、共に化成処理性に
すぐれる高強度熱延鋼板ではあるが、機械的性質の一部
の特性値が幾分異なるものである。即ち、本発明による
第１の熱延鋼板によれば、Ｎｂをポリゴナルフェライト
の細粒化と面積率を制御するために利用し、Ｔｉは、Ｎ
ｂと同じ効果と共に、析出強化の作用をバランスよく利
用することによって、微細なポリゴナルフェライトに微
細なベイナイトを均一に分散させた微細な組織を形成さ
せ、かくして、引張強度が７８０Ｎ／mm2 程度であっ
て、且つ、良好な全伸びを保持しながら、すぐれた伸び
フランジ性を確保したものである。
化学成分が同じであり、組織においても、ベイナイトの
平均粒径と面積率が同じであるが、ポリゴナルフェライ
トの性状において異なり、それ故に、共に化成処理性に
すぐれる高強度熱延鋼板ではあるが、機械的性質の一部
の特性値が幾分異なるものである。即ち、本発明による
第１の熱延鋼板によれば、Ｎｂをポリゴナルフェライト
の細粒化と面積率を制御するために利用し、Ｔｉは、Ｎ
ｂと同じ効果と共に、析出強化の作用をバランスよく利
用することによって、微細なポリゴナルフェライトに微
細なベイナイトを均一に分散させた微細な組織を形成さ
せ、かくして、引張強度が７８０Ｎ／mm2 程度であっ
て、且つ、良好な全伸びを保持しながら、すぐれた伸び
フランジ性を確保したものである。
【００１３】他方、本発明による第２の熱延鋼板によれ
ば、延性のあるポリゴナルフェライトの粒径と組織に占
めるその割合（面積率）を熱延条件で制御し、また、Ｎ
ｂをベイナイトの細粒化と面積率を制御するために利用
し、Ｔｉは、Ｎｂと同じ効果と共に、析出強度の作用を
利用することによって、延性にすぐれるポリゴナルフェ
ライトに微細なベイナイトを均一に分散させた組織を形
成させ、かくして、引張強度が７８０Ｎ／mm2 程度であ
って、しかも、良好な伸びフランジ性を保持しながら、
すぐれた全伸びを確保したものである。
ば、延性のあるポリゴナルフェライトの粒径と組織に占
めるその割合（面積率）を熱延条件で制御し、また、Ｎ
ｂをベイナイトの細粒化と面積率を制御するために利用
し、Ｔｉは、Ｎｂと同じ効果と共に、析出強度の作用を
利用することによって、延性にすぐれるポリゴナルフェ
ライトに微細なベイナイトを均一に分散させた組織を形
成させ、かくして、引張強度が７８０Ｎ／mm2 程度であ
って、しかも、良好な伸びフランジ性を保持しながら、
すぐれた全伸びを確保したものである。
【００１４】従って、本発明による第１及び第２の熱延
鋼板は、いずれも、ベイナイトによる低温変態組織強化
と共に、ＮｂとＴｉとによる細粒化の効果とＴｉの析出
強化の効果とをバランスよく利用した複合強化鋼板であ
り、ＮｂとＴｉの添加量と製造時の熱延条件を厳しく規
制することによって、前述した所期の特性を有せしめる
ことに成功したものである。
鋼板は、いずれも、ベイナイトによる低温変態組織強化
と共に、ＮｂとＴｉとによる細粒化の効果とＴｉの析出
強化の効果とをバランスよく利用した複合強化鋼板であ
り、ＮｂとＴｉの添加量と製造時の熱延条件を厳しく規
制することによって、前述した所期の特性を有せしめる
ことに成功したものである。
【００１５】先ず、本発明による第１及び第２の鋼板の
有する合金元素及びその添加量の限定理由について説明
する。本発明において鋼に添加する合金元素の種類及び
その添加量は、第１及び第２の鋼板共に同じであるが、
第１及び第２の鋼板は、ポリゴナルフェライトの性状に
おいて異なり、それ故に、ある種の合金元素について
は、その添加目的乃至作用に幾分異なるところがあり、
その場合、第１及び第２の熱延鋼板のそれぞれについ
て、説明する。特に、示されていない場合は、第１及び
第２の鋼板共に同じである。
有する合金元素及びその添加量の限定理由について説明
する。本発明において鋼に添加する合金元素の種類及び
その添加量は、第１及び第２の鋼板共に同じであるが、
第１及び第２の鋼板は、ポリゴナルフェライトの性状に
おいて異なり、それ故に、ある種の合金元素について
は、その添加目的乃至作用に幾分異なるところがあり、
その場合、第１及び第２の熱延鋼板のそれぞれについ
て、説明する。特に、示されていない場合は、第１及び
第２の鋼板共に同じである。
【００１６】Ｃは、鋼の強化のために添加される元素で
あって、ベイナイト面積率及びＴｉＣの析出強化に大き
く影響する。鋼板の組織を前述した組織として、目的と
する強度を得るには、少なくとも0.０４％が必要であ
り、これよりも少ない場合には、本発明による第１の熱
延鋼板においては、１５５００Ｎ／mm2 ・％以上の（引
張強さ）×（伸び）を得ることができず、本発明による
第２の熱延鋼板においては、１８０００Ｎ／mm2 ・％以
上の（引張強さ）×（伸び）を得ることがでない。しか
し、添加量が0.１２％を超えるときは、本発明による第
１の熱延鋼板においては、６３０００Ｎ／mm2 ・％以上
の（引張強さ）×（穴拡げ率）を得ることができず、ま
た、本発明による第２の熱延鋼板においては、４０００
０Ｎ／mm2・％以上の（引張強さ）×（穴拡げ率）を得
ることができない。従って、本発明においては、Ｃ量
は、0.０４〜0.１２％の範囲とする。しかし、（引張強
さ）×（伸び）と（引張強さ）×（穴拡げ率）の両方の
特性を最大とするには、Ｃ量は、好ましくは、0.０７〜
0.１％の範囲とする。
あって、ベイナイト面積率及びＴｉＣの析出強化に大き
く影響する。鋼板の組織を前述した組織として、目的と
する強度を得るには、少なくとも0.０４％が必要であ
り、これよりも少ない場合には、本発明による第１の熱
延鋼板においては、１５５００Ｎ／mm2 ・％以上の（引
張強さ）×（伸び）を得ることができず、本発明による
第２の熱延鋼板においては、１８０００Ｎ／mm2 ・％以
上の（引張強さ）×（伸び）を得ることがでない。しか
し、添加量が0.１２％を超えるときは、本発明による第
１の熱延鋼板においては、６３０００Ｎ／mm2 ・％以上
の（引張強さ）×（穴拡げ率）を得ることができず、ま
た、本発明による第２の熱延鋼板においては、４０００
０Ｎ／mm2・％以上の（引張強さ）×（穴拡げ率）を得
ることができない。従って、本発明においては、Ｃ量
は、0.０４〜0.１２％の範囲とする。しかし、（引張強
さ）×（伸び）と（引張強さ）×（穴拡げ率）の両方の
特性を最大とするには、Ｃ量は、好ましくは、0.０７〜
0.１％の範囲とする。
【００１７】Ｓｉは、熱延鋼板の製造過程において鋼板
表面に濃化し、鋼板表面に酸化物を形成して、鋼板の化
成処理性を劣化させる。そこで、本発明に従って、良好
な化成処理性を得るために、その添加量を0.１％未満と
する。Ｍｎは、本発明で規定する範囲のＣ量において
適切なベイナイト面積率を確保して、所要の強度を得る
ために必要な元素であって、少なくとも１％の添加が必
要である。しかし、過多に添加するときは、フェライト
変態及びベイナイト変態が抑制されて、第１の発明にお
いては、十分なフェライトが得られず、第２の発明にお
いては、十分なポリゴナルフェライトが得られず、ま
た、マルテンサイト組織の生成によって、伸びフランジ
性が低下する。従って、本発明においては、添加量の上
限を３％とする。特に、本発明によれば、１〜２％の範
囲が好ましく、これによって、最良の加工特性を得るこ
とができる。
表面に濃化し、鋼板表面に酸化物を形成して、鋼板の化
成処理性を劣化させる。そこで、本発明に従って、良好
な化成処理性を得るために、その添加量を0.１％未満と
する。Ｍｎは、本発明で規定する範囲のＣ量において
適切なベイナイト面積率を確保して、所要の強度を得る
ために必要な元素であって、少なくとも１％の添加が必
要である。しかし、過多に添加するときは、フェライト
変態及びベイナイト変態が抑制されて、第１の発明にお
いては、十分なフェライトが得られず、第２の発明にお
いては、十分なポリゴナルフェライトが得られず、ま
た、マルテンサイト組織の生成によって、伸びフランジ
性が低下する。従って、本発明においては、添加量の上
限を３％とする。特に、本発明によれば、１〜２％の範
囲が好ましく、これによって、最良の加工特性を得るこ
とができる。
【００１８】Ｓは、伸びフランジ性を劣化させる硫化物
を生成するので、可能な限りに低減することが好まし
い。そこで、本発明における伸びフランジ性の向上を考
慮して、その上限を0.００６％とするが、好ましくは、
0.００３％とする。Ｔｉは、フェライト変態の細粒化と
析出強化の作用を有し、鋼を強化するのに有効な元素で
あり、本発明が目的とする熱延鋼板において、所要の高
強度とすぐれた加工性を得るためには、Ｃ及びＮｂの添
加量と共に、それらの添加量とのバランスを考慮して、
最適の量を添加することが重要である。本発明に従っ
て、熱延鋼板において、所要の強度を得るためには、少
なくとも0.１５％必要であるが、しかし、過多に添加す
るときは、上記効果が飽和するのみならず、経済的にも
不利であるので、添加量の上限を0.３％とする。しか
し、現状の製鋼技術と熱間圧延技術を考慮し、また、得
られる熱延鋼板の化成処理性、延性及び溶接性を考慮す
れば、0.２％以下とするのが好ましい。
を生成するので、可能な限りに低減することが好まし
い。そこで、本発明における伸びフランジ性の向上を考
慮して、その上限を0.００６％とするが、好ましくは、
0.００３％とする。Ｔｉは、フェライト変態の細粒化と
析出強化の作用を有し、鋼を強化するのに有効な元素で
あり、本発明が目的とする熱延鋼板において、所要の高
強度とすぐれた加工性を得るためには、Ｃ及びＮｂの添
加量と共に、それらの添加量とのバランスを考慮して、
最適の量を添加することが重要である。本発明に従っ
て、熱延鋼板において、所要の強度を得るためには、少
なくとも0.１５％必要であるが、しかし、過多に添加す
るときは、上記効果が飽和するのみならず、経済的にも
不利であるので、添加量の上限を0.３％とする。しか
し、現状の製鋼技術と熱間圧延技術を考慮し、また、得
られる熱延鋼板の化成処理性、延性及び溶接性を考慮す
れば、0.２％以下とするのが好ましい。
【００１９】Ｎｂは、Ｔｉと共に、本発明による熱延鋼
板において、最も重要な添加元素であり、本発明による
第１の熱延鋼板においては、フェライト変態を制御する
効果を利用して、フェライトの細粒化とその適正な面積
率を得るために添加される。このような効果を有効に得
るためには、少なくとも0.０４％の添加を必要とする。
しかし、過多に添加するときは、フェライトを十分に得
ることができず、延性が低下するので、その上限を0.０
８％とする。
板において、最も重要な添加元素であり、本発明による
第１の熱延鋼板においては、フェライト変態を制御する
効果を利用して、フェライトの細粒化とその適正な面積
率を得るために添加される。このような効果を有効に得
るためには、少なくとも0.０４％の添加を必要とする。
しかし、過多に添加するときは、フェライトを十分に得
ることができず、延性が低下するので、その上限を0.０
８％とする。
【００２０】Ｎｂは、本発明による第２の熱延鋼板にお
いては、ベイナイトの細粒化とその適正な面積率を得る
ために添加される。このような効果を有効に得るために
は、少なくとも0.０４％の添加を必要とする。しかし、
過多に添加するときは、ポリゴナルフェライトを十分に
得ることができず、延性が低下するので、その上限を0.
０８％とする。
いては、ベイナイトの細粒化とその適正な面積率を得る
ために添加される。このような効果を有効に得るために
は、少なくとも0.０４％の添加を必要とする。しかし、
過多に添加するときは、ポリゴナルフェライトを十分に
得ることができず、延性が低下するので、その上限を0.
０８％とする。
【００２１】Ａｌは、鋼の溶製時の脱酸剤として添加さ
れる元素であって、添加量は、0.０１〜0.１％の範囲が
適当である。Ｐは、固溶強化元素として有効な元素であ
るが、0.０８％を超えて添加するときは、加工後の遷移
温度が低下するので、添加量は0.０８％以下とする。
れる元素であって、添加量は、0.０１〜0.１％の範囲が
適当である。Ｐは、固溶強化元素として有効な元素であ
るが、0.０８％を超えて添加するときは、加工後の遷移
温度が低下するので、添加量は0.０８％以下とする。
【００２２】本発明による熱延鋼板においては、上記合
金元素に加えて、更に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ及びＮｉ
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有す
ることができる。これらの元素は、いずれも強化元素と
して有効であるが、反面、過多に添加するときは、延性
の劣化や化成処理性を劣化させることがあるので、添加
量は、Ｃｒは0.０１〜１％、Ｍｏは0.０１〜0.５％、Ｖ
は0.０１〜0.３％、Ｃｕは0.１〜１％、Ｎｉは0.１〜１
％の範囲とする。
金元素に加えて、更に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ及びＮｉ
よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有す
ることができる。これらの元素は、いずれも強化元素と
して有効であるが、反面、過多に添加するときは、延性
の劣化や化成処理性を劣化させることがあるので、添加
量は、Ｃｒは0.０１〜１％、Ｍｏは0.０１〜0.５％、Ｖ
は0.０１〜0.３％、Ｃｕは0.１〜１％、Ｎｉは0.１〜１
％の範囲とする。
【００２３】更に、本発明による熱延鋼板においては、
上記合金元素と共に、又は上記合金元素とは別に、Ｃａ
及びＲＥＭよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元
素を含有することができる。これらの元素は、伸びフラ
ンジ性を低下させる硫化物を低減させるために添加され
る。しかし、過多に添加しても、その効果が飽和して、
経済的に不利であるので、それぞれの元素について、そ
の上限を0.００５％とする。
上記合金元素と共に、又は上記合金元素とは別に、Ｃａ
及びＲＥＭよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元
素を含有することができる。これらの元素は、伸びフラ
ンジ性を低下させる硫化物を低減させるために添加され
る。しかし、過多に添加しても、その効果が飽和して、
経済的に不利であるので、それぞれの元素について、そ
の上限を0.００５％とする。
【００２４】次に、本発明による第１の熱延鋼板につい
て説明する。本発明による第１の熱延鋼板は、微細なフ
ェライト・ベイナイトの複合組織を有するが、本発明に
よる所期の特性を得るには、それぞれの組織の寸法と面
積率を規制する必要があり、本発明によれば、ポリゴナ
ルフェライトは、平均粒径を６μｍ以下とし、その面積
率を１０％以上とすることが必要であり、更に、ベイナ
イトは、平均粒径を１０μｍ以下とし、面積率を５％以
上とすることが必要である。
て説明する。本発明による第１の熱延鋼板は、微細なフ
ェライト・ベイナイトの複合組織を有するが、本発明に
よる所期の特性を得るには、それぞれの組織の寸法と面
積率を規制する必要があり、本発明によれば、ポリゴナ
ルフェライトは、平均粒径を６μｍ以下とし、その面積
率を１０％以上とすることが必要であり、更に、ベイナ
イトは、平均粒径を１０μｍ以下とし、面積率を５％以
上とすることが必要である。
【００２５】ポリゴナルフェライトの面積率が１０％未
満のときは、伸びが低下し、引張強さが７４０Ｎ／mm2
以上で、且つ、（引張強さ）×（伸び）が１５５００Ｎ
／mm 2 ・％以上を得ることはできない。また、ベイナイ
ト面積率が５％未満のときは、組織強化が不十分であっ
て、析出強化を利用して、引張強さを７４０Ｎ／mm2以
上にすると、（引張強さ）×（伸び）が１５５００Ｎ／
mm2 ・％以上及び（引張強さ）×（穴拡げ率）が６３０
００Ｎ／mm2 ・％以上を得ることができない。
満のときは、伸びが低下し、引張強さが７４０Ｎ／mm2
以上で、且つ、（引張強さ）×（伸び）が１５５００Ｎ
／mm 2 ・％以上を得ることはできない。また、ベイナイ
ト面積率が５％未満のときは、組織強化が不十分であっ
て、析出強化を利用して、引張強さを７４０Ｎ／mm2以
上にすると、（引張強さ）×（伸び）が１５５００Ｎ／
mm2 ・％以上及び（引張強さ）×（穴拡げ率）が６３０
００Ｎ／mm2 ・％以上を得ることができない。
【００２６】本発明による第１の熱延鋼板においては、
組織を上述したものに調節することによって、引張強さ
が７４０Ｎ／mm2 以上であって、しかも、（引張強さ）
×（伸び）が１５５００Ｎ／mm2 ・％以上で、且つ、
（引張強さ）×（穴拡げ率）が６３０００Ｎ／mm2 ・％
以上を有し、張出加工と特に伸びフランジ加工が良好で
あって、ホイール等の自動車部材のプレス成形に適した
高強度熱延鋼板を得ることができる。
組織を上述したものに調節することによって、引張強さ
が７４０Ｎ／mm2 以上であって、しかも、（引張強さ）
×（伸び）が１５５００Ｎ／mm2 ・％以上で、且つ、
（引張強さ）×（穴拡げ率）が６３０００Ｎ／mm2 ・％
以上を有し、張出加工と特に伸びフランジ加工が良好で
あって、ホイール等の自動車部材のプレス成形に適した
高強度熱延鋼板を得ることができる。
【００２７】かかる本発明による第１の高強度熱延鋼板
は、本発明に従って、前述した化学成分を有する鋼を熱
間圧延するに際して、加熱温度を１２４０〜１３４０℃
の範囲の温度とし、仕上温度を８００〜９５０℃の範囲
の温度とし、平均冷却速度２０℃／秒以上にて、６００
℃以下まで冷却し、４００〜５５０℃の範囲の温度にて
巻取ることによって、製造することができる。
は、本発明に従って、前述した化学成分を有する鋼を熱
間圧延するに際して、加熱温度を１２４０〜１３４０℃
の範囲の温度とし、仕上温度を８００〜９５０℃の範囲
の温度とし、平均冷却速度２０℃／秒以上にて、６００
℃以下まで冷却し、４００〜５５０℃の範囲の温度にて
巻取ることによって、製造することができる。
【００２８】かかる本発明の方法において、鋼の熱間圧
延に際しては、Ｎｂ及びＴｉの溶体化のために、鋼を少
なくとも１２４０℃温度に加熱する。加熱温度が１２４
０℃よりも低いときは、鋼板の表面性状が悪いのみなら
ず、Ｎｂ及びＴｉの溶体化が不十分であるので、所要の
強度を得ることができない。しかし、加熱温度が１３４
０℃を超えるときは、加熱炉における燃料コストが増大
し、また、耐火物の負荷も大きくなるので好ましくな
い。
延に際しては、Ｎｂ及びＴｉの溶体化のために、鋼を少
なくとも１２４０℃温度に加熱する。加熱温度が１２４
０℃よりも低いときは、鋼板の表面性状が悪いのみなら
ず、Ｎｂ及びＴｉの溶体化が不十分であるので、所要の
強度を得ることができない。しかし、加熱温度が１３４
０℃を超えるときは、加熱炉における燃料コストが増大
し、また、耐火物の負荷も大きくなるので好ましくな
い。
【００２９】仕上圧延温度は、８００〜９５０℃の範囲
の温度とする。仕上温度が９５０℃を超えるときは、現
状の熱延設備によってフェライトの細粒化を実現するの
が困難であり、他方、８００℃未満のときは、２相域圧
延による延性の劣化が生じる。このような熱間圧延の後
の冷却条件は、本発明による熱延鋼板における組織を得
るために重要であり、本発明によれば、圧延後、６００
℃以下の温度まで、平均冷却速度２０℃／秒以上、好ま
しくは、１００℃／秒以下にて冷却し、巻取を４００〜
５５０℃の範囲の温度で行なう。
の温度とする。仕上温度が９５０℃を超えるときは、現
状の熱延設備によってフェライトの細粒化を実現するの
が困難であり、他方、８００℃未満のときは、２相域圧
延による延性の劣化が生じる。このような熱間圧延の後
の冷却条件は、本発明による熱延鋼板における組織を得
るために重要であり、本発明によれば、圧延後、６００
℃以下の温度まで、平均冷却速度２０℃／秒以上、好ま
しくは、１００℃／秒以下にて冷却し、巻取を４００〜
５５０℃の範囲の温度で行なう。
【００３０】熱間圧延後の平均冷却速度が１００℃／秒
を越えるときは、温度制御が困難となって、安定した材
質を得ることができない。また、冷却停止温度が６００
℃を越えるときは、パーライトが生成して、得られる鋼
板において、十分な強度を得ることができないうえ、伸
びフランジ性も劣る。巻取温度が５５０℃を超えるとき
は、析出強化が増大することによって、延性が低下し、
本発明による所期の特性を得ることができない。他方、
巻取温度が４００℃よりも低いときは、ＴｉＣを主とす
る析出強化とマルテンサイト等による変態組織強化との
バランスが悪くなり目的とするすぐれた加工性を得るこ
とができない。
を越えるときは、温度制御が困難となって、安定した材
質を得ることができない。また、冷却停止温度が６００
℃を越えるときは、パーライトが生成して、得られる鋼
板において、十分な強度を得ることができないうえ、伸
びフランジ性も劣る。巻取温度が５５０℃を超えるとき
は、析出強化が増大することによって、延性が低下し、
本発明による所期の特性を得ることができない。他方、
巻取温度が４００℃よりも低いときは、ＴｉＣを主とす
る析出強化とマルテンサイト等による変態組織強化との
バランスが悪くなり目的とするすぐれた加工性を得るこ
とができない。
【００３１】本発明によれば、このようにして、適正な
ＴｉＣを主とする析出強化とマルテンサイトによる変態
組織強化とのバランスを達成して、目的とする引張強度
と加工性を有する高強度熱延鋼板を得ることができる。
ＴｉＣを主とする析出強化とマルテンサイトによる変態
組織強化とのバランスを達成して、目的とする引張強度
と加工性を有する高強度熱延鋼板を得ることができる。
【００３２】次に、本発明による第２の熱延鋼板につい
て説明する。本発明による第２の熱延鋼板も、微細なフ
ェライト・ベイナイトの複合組織を有するが、本発明に
よる所期の特性を得るには、それぞれの組織の寸法と面
積率を規制する必要があり、本発明によれば、ポリゴナ
ルフェライトは、粒径１０μｍ以上のものを面積率で２
０％以上とすると共に、粒径１０μｍ未満のものを含め
て、合計面積率で３０％以上とすることが必要があり、
更に、ベイナイトは、平均粒径が１０μｍ以下であり、
その面積率を５％以上とする必要がある。
て説明する。本発明による第２の熱延鋼板も、微細なフ
ェライト・ベイナイトの複合組織を有するが、本発明に
よる所期の特性を得るには、それぞれの組織の寸法と面
積率を規制する必要があり、本発明によれば、ポリゴナ
ルフェライトは、粒径１０μｍ以上のものを面積率で２
０％以上とすると共に、粒径１０μｍ未満のものを含め
て、合計面積率で３０％以上とすることが必要があり、
更に、ベイナイトは、平均粒径が１０μｍ以下であり、
その面積率を５％以上とする必要がある。
【００３３】粒径１０μｍ以上のポリゴナルフェライが
面積率で２０％未満であるか、又はポリゴナルフェライ
トの合計面積率が３０％未満であるときは、伸びが低下
し、引張強さが７４０Ｎ／mm2 以上で、且つ、（引張強
さ）×（伸び）が１８０００Ｎ／mm2 ・％以上の延性を
得ることができない。また、ベイナイト面積率が５％未
満であるときは、組織強化が不十分であって、析出強化
を利用して、引張強さを７４０Ｎ／mm2 以上とするとき
は、（引張強さ）×（伸び）が１８０００Ｎ／mm2 ・％
以上か、又は（引張強さ）×（穴拡げ率）が４００００
N/mm2 ・％以上か、又はこれら双方の特性を得ることが
できない。
面積率で２０％未満であるか、又はポリゴナルフェライ
トの合計面積率が３０％未満であるときは、伸びが低下
し、引張強さが７４０Ｎ／mm2 以上で、且つ、（引張強
さ）×（伸び）が１８０００Ｎ／mm2 ・％以上の延性を
得ることができない。また、ベイナイト面積率が５％未
満であるときは、組織強化が不十分であって、析出強化
を利用して、引張強さを７４０Ｎ／mm2 以上とするとき
は、（引張強さ）×（伸び）が１８０００Ｎ／mm2 ・％
以上か、又は（引張強さ）×（穴拡げ率）が４００００
N/mm2 ・％以上か、又はこれら双方の特性を得ることが
できない。
【００３４】本発明による第２の熱延鋼板においては、
組織を上述したものに調節することによって、引張強さ
が７４０Ｎ／mm2 以上であって、しかも、（引張強さ）
×（伸び）が１８０００Ｎ／mm2 ・％以上で、且つ、
（引張強さ）×（穴拡げ率）が４００００Ｎ／mm2 ・％
以上を有し、張出加工と特に伸びフランジ加工が良好で
あって、ホイール等の自動車部材のプレス成形に適した
高強度熱延鋼板を得ることができる。
組織を上述したものに調節することによって、引張強さ
が７４０Ｎ／mm2 以上であって、しかも、（引張強さ）
×（伸び）が１８０００Ｎ／mm2 ・％以上で、且つ、
（引張強さ）×（穴拡げ率）が４００００Ｎ／mm2 ・％
以上を有し、張出加工と特に伸びフランジ加工が良好で
あって、ホイール等の自動車部材のプレス成形に適した
高強度熱延鋼板を得ることができる。
【００３５】かかる第２の熱延鋼板は、本発明に従っ
て、前述したような化学成分を有する鋼を熱間圧延する
に際して、加熱温度を１２４０〜１３４０℃の範囲の温
度とし、仕上を８４０〜９５０℃の範囲の温度にて行な
った後、７００〜８００℃の範囲のある温度まで、平均
冷却速度２０℃／秒以上で冷却し、その温度から平均冷
却速度２０℃／秒以下にて５秒間以上徐冷し、続いて、
平均冷却速度２０℃／秒以上にて６５０℃以下の温度ま
で冷却し、５５０〜６５０℃の範囲の温度で巻取ること
によって製造することができる。
て、前述したような化学成分を有する鋼を熱間圧延する
に際して、加熱温度を１２４０〜１３４０℃の範囲の温
度とし、仕上を８４０〜９５０℃の範囲の温度にて行な
った後、７００〜８００℃の範囲のある温度まで、平均
冷却速度２０℃／秒以上で冷却し、その温度から平均冷
却速度２０℃／秒以下にて５秒間以上徐冷し、続いて、
平均冷却速度２０℃／秒以上にて６５０℃以下の温度ま
で冷却し、５５０〜６５０℃の範囲の温度で巻取ること
によって製造することができる。
【００３６】熱間圧延に際して、鋼は、Ｎｂ及びＴｉの
溶体化のために、少なくとも１２４０℃の温度に加熱す
ることが必要である。加熱温度が１２４０℃よりも低い
ときは、鋼板の表面性状が悪いのみならず、Ｎｂ及びＴ
ｉの溶体化が不十分であって、所定の引張強度を得るこ
とができない。しかし、加熱温度が１３４０℃を超える
ときは、加熱炉における燃料コストが増大し、また、耐
火物の負荷も大きくなるので好ましくない。
溶体化のために、少なくとも１２４０℃の温度に加熱す
ることが必要である。加熱温度が１２４０℃よりも低い
ときは、鋼板の表面性状が悪いのみならず、Ｎｂ及びＴ
ｉの溶体化が不十分であって、所定の引張強度を得るこ
とができない。しかし、加熱温度が１３４０℃を超える
ときは、加熱炉における燃料コストが増大し、また、耐
火物の負荷も大きくなるので好ましくない。
【００３７】仕上温度は、８４０〜９５０℃の範囲の温
度とする。仕上温度が９５０℃を超えるときは、ポリゴ
ナルフェライトとベイナイトの粒径を制御して、現状の
熱延設備で本発明による組織を得るのが困難であり、他
方、８４０℃よりも低いときは、ポリゴナルフェライト
が細粒化し、１０μｍ以上のポリゴナルフェライトを得
るのが困難となる。
度とする。仕上温度が９５０℃を超えるときは、ポリゴ
ナルフェライトとベイナイトの粒径を制御して、現状の
熱延設備で本発明による組織を得るのが困難であり、他
方、８４０℃よりも低いときは、ポリゴナルフェライト
が細粒化し、１０μｍ以上のポリゴナルフェライトを得
るのが困難となる。
【００３８】このような熱間圧延の後の冷却条件は、本
発明による熱延鋼板における組織を得るために重要であ
り、本発明によれば、圧延後、７００〜８００℃の範囲
のある温度まで、平均冷却速度２０℃／秒以上で冷却し
（便宜上、この冷却を第１の冷却という。）、その温度
から平均冷却速度２０℃／秒以下にて５秒間以上徐冷し
（便宜上、この冷却を単に徐冷という。）、続いて、平
均冷却速度２０℃／秒以上にて６５０℃以下の温度まで
冷却する（便宜上、この冷却を第２の冷却という。）。
発明による熱延鋼板における組織を得るために重要であ
り、本発明によれば、圧延後、７００〜８００℃の範囲
のある温度まで、平均冷却速度２０℃／秒以上で冷却し
（便宜上、この冷却を第１の冷却という。）、その温度
から平均冷却速度２０℃／秒以下にて５秒間以上徐冷し
（便宜上、この冷却を単に徐冷という。）、続いて、平
均冷却速度２０℃／秒以上にて６５０℃以下の温度まで
冷却する（便宜上、この冷却を第２の冷却という。）。
【００３９】上記第１の冷却において、平均冷却速度
は、１００℃／秒以下であることが好ましい。平均冷却
速度が１００℃／秒を越えるときは、温度制御が困難と
なって、材質の安定した鋼板を得ることができない。上
記徐冷における平均冷却速度は、通常、５℃／秒以上で
ある。平均冷却速度がこれよりも小さいときは、保温の
ための設備が必要となるので、実用上、不利である。ま
た、徐冷時間は、通常、２０秒以下である。これよりも
長いときは、パーライトが生成するおそれがあるうえ
に、ランナウトテーブルの長さからも、自ずから制約を
受ける。
は、１００℃／秒以下であることが好ましい。平均冷却
速度が１００℃／秒を越えるときは、温度制御が困難と
なって、材質の安定した鋼板を得ることができない。上
記徐冷における平均冷却速度は、通常、５℃／秒以上で
ある。平均冷却速度がこれよりも小さいときは、保温の
ための設備が必要となるので、実用上、不利である。ま
た、徐冷時間は、通常、２０秒以下である。これよりも
長いときは、パーライトが生成するおそれがあるうえ
に、ランナウトテーブルの長さからも、自ずから制約を
受ける。
【００４０】この徐冷に引き続く第２の冷却において、
平均冷却速度は、１００℃／秒以下であることが好まし
い。平均冷却速度が１００℃／秒を越えるときは、温度
制御が困難となって、材質の安定した鋼板を得ることが
できない。巻取温度は、５５０〜６５０℃の範囲の温度
である。巻取温度が６５０℃を超えるときは、パーライ
トの生成によって、ベイナイトの生成が減少し、本発明
による所期の特性を得ることができない。
平均冷却速度は、１００℃／秒以下であることが好まし
い。平均冷却速度が１００℃／秒を越えるときは、温度
制御が困難となって、材質の安定した鋼板を得ることが
できない。巻取温度は、５５０〜６５０℃の範囲の温度
である。巻取温度が６５０℃を超えるときは、パーライ
トの生成によって、ベイナイトの生成が減少し、本発明
による所期の特性を得ることができない。
【００４１】本発明によれば、このようにして、適正な
ＴｉＣを主とする析出強化を得ることができ、これによ
って、引張強さ７４０Ｎ／mm2 以上とすぐれた加工性を
有する熱延鋼板を得ることができる。
ＴｉＣを主とする析出強化を得ることができ、これによ
って、引張強さ７４０Ｎ／mm2 以上とすぐれた加工性を
有する熱延鋼板を得ることができる。
【００４２】
【実施例】以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、
本発明はこれら実施例により何ら限定されるものではな
い。
本発明はこれら実施例により何ら限定されるものではな
い。
【００４３】実施例１ （第１の熱延鋼板の製造及び性質）表１に示す化学成分
を有する鋼を溶製し、表２に熱延条件にて熱延し、冷却
し、巻き取って、熱延鋼板を製造した。その組織及び機
械的性質を表３に示す。表１において、供試鋼Ａ〜Ｅ及
びＬ〜Ｎは本発明鋼であり、供試鋼Ｆ〜Ｋは比較鋼であ
る。表２に示した機械的性質は、板厚2.９mmのＪＩＳ５
号引張試験片を用いて測定したものであり、穴拡げ率
（λ）は直径１０mmのポンチ打抜きした穴を先端角６０
°の円錐ポンチで試験した結果である。
を有する鋼を溶製し、表２に熱延条件にて熱延し、冷却
し、巻き取って、熱延鋼板を製造した。その組織及び機
械的性質を表３に示す。表１において、供試鋼Ａ〜Ｅ及
びＬ〜Ｎは本発明鋼であり、供試鋼Ｆ〜Ｋは比較鋼であ
る。表２に示した機械的性質は、板厚2.９mmのＪＩＳ５
号引張試験片を用いて測定したものであり、穴拡げ率
（λ）は直径１０mmのポンチ打抜きした穴を先端角６０
°の円錐ポンチで試験した結果である。
【００４４】得られた熱延鋼板の組織の面積率及び平均
粒径は光学顕微鏡観察により測定し、残留オーステナト
体積率はＸ線解析によって求めた。熱延鋼板の化成処理
性は、通常の化学処理を施した後、電着塗装し、中塗
り、上塗りし、１mm角のクロスカットをして、耐水密着
試験することによって評価し、表中、剥離なしを○、５
点未満の剥離ありを△、５点未満の剥離ありを×で表し
た。
粒径は光学顕微鏡観察により測定し、残留オーステナト
体積率はＸ線解析によって求めた。熱延鋼板の化成処理
性は、通常の化学処理を施した後、電着塗装し、中塗
り、上塗りし、１mm角のクロスカットをして、耐水密着
試験することによって評価し、表中、剥離なしを○、５
点未満の剥離ありを△、５点未満の剥離ありを×で表し
た。
【００４５】表１から表３に示す結果から明らかなよう
に、本発明による熱延鋼板は、いずれも引張強さが７４
０Ｎ／mm2 以上であり、（引張強さ）×（伸び）が１５
５００Ｎ／mm2 ・％以上で、（引張強さ）×（穴拡げ
率）が６３０００Ｎ／mm2 ・％以上であって、良好な加
工性と化成処理性とを有する。これに対して、比較鋼
は、引張強さの不足、（引張強さ）×（伸び）の不足、
（引張強さ）×（穴拡げ率）の不足、又は化成処理性が
悪い、のいずれかがあてはまる。
に、本発明による熱延鋼板は、いずれも引張強さが７４
０Ｎ／mm2 以上であり、（引張強さ）×（伸び）が１５
５００Ｎ／mm2 ・％以上で、（引張強さ）×（穴拡げ
率）が６３０００Ｎ／mm2 ・％以上であって、良好な加
工性と化成処理性とを有する。これに対して、比較鋼
は、引張強さの不足、（引張強さ）×（伸び）の不足、
（引張強さ）×（穴拡げ率）の不足、又は化成処理性が
悪い、のいずれかがあてはまる。
【００４６】
【表１】
【００４７】
【表２】
【００４８】
【表３】
【００４９】実施例２ （第２の熱延鋼板の製造及び性質）表１に示す化学成分
を有する鋼を溶製し、表４及び表５に示す熱延条件にて
熱延し、冷却し、巻き取って、熱延鋼板を製造した。そ
の組織及び機械的性質を表６に示す。。表６に示した機
械的性質は、板厚2.９mmのＪＩＳ５号引張試験片を用い
て測定したものであり、穴拡げ率（λ）は直径１０mmの
ポンチ打抜きした穴を先端角６０°の円錐ポンチで試験
した結果である。
を有する鋼を溶製し、表４及び表５に示す熱延条件にて
熱延し、冷却し、巻き取って、熱延鋼板を製造した。そ
の組織及び機械的性質を表６に示す。。表６に示した機
械的性質は、板厚2.９mmのＪＩＳ５号引張試験片を用い
て測定したものであり、穴拡げ率（λ）は直径１０mmの
ポンチ打抜きした穴を先端角６０°の円錐ポンチで試験
した結果である。
【００５０】得られた熱延鋼板の組織の面積率及び平均
粒径は光学顕微鏡観察により測定し、残留オーステナト
体積率はＸ線解析によって求めた。熱延鋼板の化成処理
性は、通常の化学処理を施した後、電着塗装し、中塗
り、上塗りし、１mm角のクロスカットをして、耐水密着
試験することによって評価し、表中、剥離なしを○、５
点未満の剥離ありを△、５点未満の剥離ありを×で表し
た。
粒径は光学顕微鏡観察により測定し、残留オーステナト
体積率はＸ線解析によって求めた。熱延鋼板の化成処理
性は、通常の化学処理を施した後、電着塗装し、中塗
り、上塗りし、１mm角のクロスカットをして、耐水密着
試験することによって評価し、表中、剥離なしを○、５
点未満の剥離ありを△、５点未満の剥離ありを×で表し
た。
【００５１】表４から表６に示す結果から明らかなよう
に、本発明による熱延鋼板は、いずれも引張強さが７４
０Ｎ／mm2 以上であり、（引張強さ）×（伸び）が１８
０００Ｎ／mm2 ・％以上で、（引張強さ）×（穴拡げ
率）が４００００Ｎ／mm2 ・％以上であって、良好な加
工性と化成処理性とを有する。これに対して、比較鋼
は、引張強さの不足、（引張強さ）×（伸び）の不足、
（引張強さ）×（穴拡げ率）の不足、又は化成処理性が
悪い、のいずれかがあてはまる。
に、本発明による熱延鋼板は、いずれも引張強さが７４
０Ｎ／mm2 以上であり、（引張強さ）×（伸び）が１８
０００Ｎ／mm2 ・％以上で、（引張強さ）×（穴拡げ
率）が４００００Ｎ／mm2 ・％以上であって、良好な加
工性と化成処理性とを有する。これに対して、比較鋼
は、引張強さの不足、（引張強さ）×（伸び）の不足、
（引張強さ）×（穴拡げ率）の不足、又は化成処理性が
悪い、のいずれかがあてはまる。
【００５２】
【表４】
【００５３】
【表５】
【００５４】
【表６】
Claims (8)
- 【請求項１】重量％にてＣ 0.０４〜0.１２％、 Ｓｉ 0.１％未満、 Ｍｎ １〜３％、 Ｓ 0.００６％以下、 Ｔｉ 0.１５〜0.３％、 Ｎｂ 0.０２〜0.０８％、 sol. Ａｌ 0.０１〜0.１％、及びＰ 0.０８％以下
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、(a) ポ
リゴナルフェライトの平均粒径が６μｍ以下であり、そ
の面積率が１０％以上であるか、又は(b) 粒径１０μｍ
以上のポリゴナルフェライトの面積率が２０％以上であ
り、且つ、ポリゴナルフェライトの合計面積率が３０％
以上であり、ベイナイトの平均粒径が１０μｍ以下であ
り、その面積率が５％以上の組織からなる引張強さ７４
０Ｎ／mm2 以上の化成処理性の良好な高強度熱延鋼板。 - 【請求項２】重量％にて (A) Ｃ 0.０４〜0.１２％、Ｓｉ 0.１％未満、Ｍｎ
１〜３％、Ｓ 0.００６％以下、Ｔｉ 0.１５〜0.
３％、Ｎｂ 0.０２〜0.０８％、sol. Ａｌ 0.０１〜
0.１％、及びＰ 0.０８％以下を含有し、更に、 (B) Ｃｒ 0.０１〜１％、Ｍｏ 0.０１〜0.５％、Ｖ
0.０１〜0.３％、Ｃｕ 0.１〜１％、及びＮｉ 0.１
〜１％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を
含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、(a) ポリ
ゴナルフェライトの平均粒径が６μｍ以下であり、その
面積率が１０％以上であるか、又は(b) 粒径１０μｍ以
上のポリゴナルフェライトの面積率が２０％以上であ
り、且つ、ポリゴナルフェライトの合計面積率が３０％
以上であり、ベイナイトの平均粒径が１０μｍ以下であ
り、その面積率が５％以上の組織からなる引張強さ７４
０Ｎ／mm2 以上の化成処理性の良好な高強度熱延鋼板。 - 【請求項３】重量％にて (A) Ｃ 0.０４〜0.１２％、Ｓｉ 0.１％未満、Ｍｎ
１〜３％、Ｓ 0.００６％以下、Ｔｉ 0.１５〜0.
３％、Ｎｂ 0.０２〜0.０８％、sol. Ａｌ 0.０１〜
0.１％、及びＰ 0.０８％以下を含有し、更に、 (B) Ｃａ 0.００５％以下、及びＲＥＭ 0.００５％以
下よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有
し、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、(a) ポリゴナ
ルフェライトの平均粒径が６μｍ以下であり、その面積
率が１０％以上であるか、又は(b) 粒径１０μｍ以上の
ポリゴナルフェライトの面積率が２０％以上であり、且
つ、ポリゴナルフェライトの合計面積率が３０％以上で
あり、ベイナイトの平均粒径が１０μｍ以下であり、そ
の面積率が５％以上の組織からなる引張強さ７４０Ｎ／
mm2 以上の化成処理性の良好な高強度熱延鋼板。 - 【請求項４】重量％にて (A) Ｃ 0.０４〜0.１２％、Ｓｉ 0.１％未満、Ｍｎ
１〜３％、Ｓ 0.００６％以下、Ｔｉ 0.１５〜0.
３％、Ｎｂ 0.０２〜0.０８％、sol. Ａｌ 0.０１〜
0.１％、及びＰ 0.０８％以下を含有し、更に、 (B) Ｃｒ 0.０１〜１％、Ｍｏ 0.０１〜0.５％、Ｖ
0.０１〜0.３％、Ｃｕ 0.１〜１％、及びＮｉ 0.１
〜１％よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
と、 (C) Ｃａ 0.００５％以下、及びＲＥＭ 0.００５％以
下よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有
し、残部鉄及び不可避的不純物よりなり、(a) ポリゴナ
ルフェライトの平均粒径が６μｍ以下であり、その面積
率が１０％以上であるか、又は(b) 粒径１０μｍ以上の
ポリゴナルフェライトの面積率が２０％以上であり、且
つ、ポリゴナルフェライトの合計面積率が３０％以上で
あり、ベイナイトの平均粒径が１０μｍ以下であり、そ
の面積率が５％以上の組織からなる引張強さ７４０Ｎ／
mm2 以上の化成処理性の良好な高強度熱延鋼板。 - 【請求項５】重量％にてＣ 0.０４〜0.１２％、 Ｓｉ 0.１％未満、 Ｍｎ １〜３％、 Ｓ 0.００６％以下、 Ｔｉ 0.１５〜0.３％、 Ｎｂ 0.０２〜0.０８％、 sol. Ａｌ 0.０１〜0.１％、及びＰ 0.０８％以下
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間
圧延するに際して、加熱温度を１２４０〜１３４０℃の
範囲の温度とし、仕上温度を８００〜９５０℃の範囲の
温度とし、平均冷却速度２０℃／秒以上にて、６００℃
以下の温度まで冷却し、４００〜５５０℃の範囲の温度
にて巻取って、ポリゴナルフェライトの平均粒径が６μ
ｍ以下であり、その面積率が１０％以上であり、ベイナ
イトの平均粒径が１０μｍ以下であり、その面積率が５
％以上である組織からなる引張強さ７４０Ｎ／mm2 以上
の化成処理性の良好な高強度熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項６】重量％にて(A) Ｃ 0.０４〜0.１２％、 Ｓｉ 0.１％未満、 Ｍｎ １〜３％、 Ｓ 0.００６％以下、 Ｔｉ 0.１５〜0.３％、 Ｎｂ 0.０２〜0.０８％、 sol. Ａｌ 0.０１〜0.１％、及びＰ 0.０８％以下
を含有し、更に、(B) Ｃｒ 0.０１〜１％、 Ｍｏ 0.０１〜0.５％、 Ｖ 0.０１〜0.３％、 Ｃｕ 0.１〜１％、及びＮｉ 0.１〜１％よりなる群か
ら選ばれる少なくとも１種の元素、及び／又は(C) Ｃａ
0.００５％以下、及びＲＥＭ 0.００５％以下よりな
る群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し、残部
鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延するに際し
て、加熱温度を１２４０〜１３４０℃の範囲の温度と
し、仕上温度を８００〜９５０℃の範囲の温度とし、平
均冷却速度２０℃／秒以上にて、６００℃以下の温度ま
で冷却し、４００〜５５０℃の範囲の温度にて巻取っ
て、ポリゴナルフェライトの平均粒径が６μｍ以下であ
り、その面積率が１０％以上であり、ベイナイトの平均
粒径が１０μｍ以下であり、その面積率が５％以上であ
る組織からなる引張強さ７４０Ｎ／mm2 以上の化成処理
性の良好な高強度熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項７】重量％にてＣ 0.０４〜0.１２％、 Ｓｉ 0.１％未満、 Ｍｎ １〜３％、 Ｓ 0.００６％以下、 Ｔｉ 0.１５〜0.３％、 Ｎｂ 0.０２〜0.０８％、 sol. Ａｌ 0.０１〜0.１％、及びＰ 0.０８％以下
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間
圧延するに際して、加熱温度を１２４０〜１３４０℃の
範囲の温度とし、仕上を８４０〜９５０℃の範囲の温度
にて行なった後、７００〜８００℃の範囲のある温度ま
で、平均冷却速度２０℃／秒以上で冷却し、その温度か
ら平均冷却速度２０℃／秒以下にて５秒間以上徐冷し、
続いて、平均冷却速度２０℃／秒以上にて６５０℃以下
の温度まで冷却し、５５０〜６５０℃の範囲の温度で巻
取って、粒径１０μｍ以上のポリゴナルフェライトの面
積率が２０％以上であり、且つ、ポリゴナルフェライト
の合計面積率が３０％以上であり、ベイナイトの平均粒
径が１０μｍ以下であり、その面積率が５％以上である
組織からなる引張強さ７４０Ｎ／mm2 以上の化成処理性
の良好な高強度熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項８】重量％にて(A) Ｃ 0.０４〜0.１２％、 Ｓｉ 0.１％未満、 Ｍｎ １〜３％、 Ｓ 0.００６％以下、 Ｔｉ 0.１５〜0.３％、 Ｎｂ 0.０２〜0.０８％、 sol. Ａｌ 0.０１〜0.１％、及びＰ 0.０８％以下
を含有し、更に、(B) Ｃｒ 0.０１〜１％、 Ｍｏ 0.０１〜0.５％、 Ｖ 0.０１〜0.３％、 Ｃｕ 0.１〜１％、及びＮｉ 0.１〜１％よりなる群か
ら選ばれる少なくとも１種の元素、及び／又は(C) Ｃａ
0.００５％以下、及びＲＥＭ 0.００５％以下よりな
る群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し、残部
鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延するに際し
て、加熱温度を１２４０〜１３４０℃の範囲の温度と
し、仕上温度を８４０〜９５０℃の範囲の温度とし、７
００℃以上のある温度範囲にて、平均冷却速度２０℃／
秒以下で５秒間以上徐冷し、続いて、平均冷却速度２０
℃／秒以上にて６５０℃以下の温度まで冷却し、５５０
〜６５０℃の範囲の温度で巻取って、粒径１０μｍ以上
のポリゴナルフェライトの面積率が２０％以上であり、
且つ、ポリゴナルフェライトの合計面積率が３０％以上
であり、ベイナイトの平均粒径が１０μｍ以下であり、
その面積率が５％以上である組織からなる引張強さ７４
０Ｎ／mm2 以上の化成処理性の良好な高強度熱延鋼板の
製造方法。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP698495A JP3276258B2 (ja) | 1995-01-20 | 1995-01-20 | 化成処理性及び加工性の良好な高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP698495A JP3276258B2 (ja) | 1995-01-20 | 1995-01-20 | 化成処理性及び加工性の良好な高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08199298A true JPH08199298A (ja) | 1996-08-06 |
| JP3276258B2 JP3276258B2 (ja) | 2002-04-22 |
Family
ID=11653439
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP698495A Expired - Fee Related JP3276258B2 (ja) | 1995-01-20 | 1995-01-20 | 化成処理性及び加工性の良好な高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3276258B2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
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| JP2002105596A (ja) * | 2000-09-29 | 2002-04-10 | Pohang Iron & Steel Co Ltd | 高耐候性、高加工性の熱延鋼板、およびその製造方法 |
| WO2007132548A1 (ja) | 2006-05-16 | 2007-11-22 | Jfe Steel Corporation | 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| AU2005200300C1 (en) * | 2004-01-29 | 2008-03-06 | Jfe Steel Corporation | High strength steel sheet and method for manufacturing same |
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| EP4663804A1 (en) * | 2024-06-14 | 2025-12-17 | voestalpine Stahl GmbH | Micro-alloyed hot rolled strip with improved formability, up to 700 mpa |
-
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- 1995-01-20 JP JP698495A patent/JP3276258B2/ja not_active Expired - Fee Related
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