JPH0949026A - 強度−伸びバランス及び伸びフランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
強度−伸びバランス及び伸びフランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板の製造方法Info
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- JPH0949026A JPH0949026A JP7200897A JP20089795A JPH0949026A JP H0949026 A JPH0949026 A JP H0949026A JP 7200897 A JP7200897 A JP 7200897A JP 20089795 A JP20089795 A JP 20089795A JP H0949026 A JPH0949026 A JP H0949026A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】フェライト・ベイナイト・マルテンサイト３相
組織熱延鋼板であって、強度−伸びバランス及び伸びフ
ランジ性にすぐれる低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法
を提供する。 【解決手段】Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｓを含み、残部鉄
及び不可避的不純物よりなる鋼を仕上温度Ａr3点以上の
温度で熱間圧延し、Ａr1点までを平均冷却速度５〜７０
℃／秒にて冷却し、次いで、その温度から２〜２０秒
間、放冷又は徐冷し、その後、平均冷却速度２０〜７０
℃／秒にて５５０〜３００℃の範囲の温度まで冷却し
て、巻取ることによって、その組織がベイナイト及びマ
ルテンサイト残部がポリゴナルフェライトからなり、且
つ、マルテンサイト周囲の長さ（ＬM ）とマルテンサイ
ト−フェライト境界の長さ（ＬM-F ) が次式 （ＬM-F ／ＬM ）＋0.０５×ＶｆＭ≦1.１５ を満足する熱延鋼板を得る。
組織熱延鋼板であって、強度−伸びバランス及び伸びフ
ランジ性にすぐれる低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法
を提供する。 【解決手段】Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｓを含み、残部鉄
及び不可避的不純物よりなる鋼を仕上温度Ａr3点以上の
温度で熱間圧延し、Ａr1点までを平均冷却速度５〜７０
℃／秒にて冷却し、次いで、その温度から２〜２０秒
間、放冷又は徐冷し、その後、平均冷却速度２０〜７０
℃／秒にて５５０〜３００℃の範囲の温度まで冷却し
て、巻取ることによって、その組織がベイナイト及びマ
ルテンサイト残部がポリゴナルフェライトからなり、且
つ、マルテンサイト周囲の長さ（ＬM ）とマルテンサイ
ト−フェライト境界の長さ（ＬM-F ) が次式 （ＬM-F ／ＬM ）＋0.０５×ＶｆＭ≦1.１５ を満足する熱延鋼板を得る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、強度−伸びバラン
ス及び伸びフランジ性にすぐれる低降伏比高強度熱延鋼
板の製造方法に関し、特に、自動車の足回り部材やホイ
ールディスク等の素材として好適に用いることができる
熱延鋼板の製造方法に関する。
ス及び伸びフランジ性にすぐれる低降伏比高強度熱延鋼
板の製造方法に関し、特に、自動車の足回り部材やホイ
ールディスク等の素材として好適に用いることができる
熱延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車の安全向上及び燃費向上の
観点から、自動車用鋼板の高強度薄肉化が広く推進され
ている。これらのなかでも、ばね下部材となるホイール
や足回り部材の軽量化は、自動車の燃費向上に極めて有
効な手段であるので、その強度クラスも、従来の引張強
さ４９０〜５９０Ｎ／ｍｍ2 級から、最近では６９０〜
７８０Ｎ／ｍｍ2 級主体へと移行しつつある。
観点から、自動車用鋼板の高強度薄肉化が広く推進され
ている。これらのなかでも、ばね下部材となるホイール
や足回り部材の軽量化は、自動車の燃費向上に極めて有
効な手段であるので、その強度クラスも、従来の引張強
さ４９０〜５９０Ｎ／ｍｍ2 級から、最近では６９０〜
７８０Ｎ／ｍｍ2 級主体へと移行しつつある。
【０００３】ホイールや足回り部材に用いられる加工用
の高強度熱延鋼板としては、フェライト・マルテンサイ
ト複合組織鋼板、所謂デュアル・フェイズ鋼板（ＤＰ鋼
板）が既に知られている。この鋼板は、降伏比が低く、
強度−伸びパランス及び疲労特性にすぐれているが、反
面、伸びフランジ性に劣り、また、溶接熱影響部での軟
化が起こりやすいという問題を有している。
の高強度熱延鋼板としては、フェライト・マルテンサイ
ト複合組織鋼板、所謂デュアル・フェイズ鋼板（ＤＰ鋼
板）が既に知られている。この鋼板は、降伏比が低く、
強度−伸びパランス及び疲労特性にすぐれているが、反
面、伸びフランジ性に劣り、また、溶接熱影響部での軟
化が起こりやすいという問題を有している。
【０００４】更に、最近では、特開平３−１００４９号
公報に記載されているように、強度−伸びバランスにす
ぐれた鋼板として、残留オーステナイトを含む高強度鋼
板が提案されているが、上記ＤＰ鋼板と同様に、伸びフ
ランジ性の面で劣る問題がある。
公報に記載されているように、強度−伸びバランスにす
ぐれた鋼板として、残留オーステナイトを含む高強度鋼
板が提案されているが、上記ＤＰ鋼板と同様に、伸びフ
ランジ性の面で劣る問題がある。
【０００５】一方、伸びフランジ性にすぐれる熱延鋼板
としては、例えば、特開昭５７−１７２９２０号公報に
記載されているように、フェライト・ベイナイト複合組
織鋼板が知られている。しかし、この鋼板は、降伏比が
高く、また、強度−伸びバランスも十分とはいえない。
としては、例えば、特開昭５７−１７２９２０号公報に
記載されているように、フェライト・ベイナイト複合組
織鋼板が知られている。しかし、この鋼板は、降伏比が
高く、また、強度−伸びバランスも十分とはいえない。
【０００６】このように、同一強度の鋼板で比較すれ
ば、通常、低降伏比で強度−伸びバランスにすぐれる鋼
板は、伸びフランジ性に劣り、伸びフランジ性にすぐれ
る鋼板は、低降伏比特性及び強度−伸びバランスに劣る
傾向にあり、かくして、従来、両方の特性を兼備させる
のは困難であった。
ば、通常、低降伏比で強度−伸びバランスにすぐれる鋼
板は、伸びフランジ性に劣り、伸びフランジ性にすぐれ
る鋼板は、低降伏比特性及び強度−伸びバランスに劣る
傾向にあり、かくして、従来、両方の特性を兼備させる
のは困難であった。
【０００７】このような問題を解決し、強度−伸びバラ
ンス、伸びフランジ性の両方にすぐれる低降伏比の鋼板
として、フェライト・ベイナイト・マルテンサイトから
なる複合組織を最適に調整した所謂トライ・フェイズ鋼
板が特開昭５７−７０２５７号公報、特開昭５７−１４
５９６５号公報等に提案されている。しかし、この鋼板
は、引張強度が６９０Ｎ／ｍｍ2 までは、強度−伸びバ
ランス、伸びフランジ性及び低降伏比特性を兼ね備えて
いるが、最近の更なる高強度化の動きのなかで要求され
ている引張強度６９０Ｎ／ｍｍ2 以上の領域では、すべ
ての面ですぐれた特性を有せしめることは困難である。
ンス、伸びフランジ性の両方にすぐれる低降伏比の鋼板
として、フェライト・ベイナイト・マルテンサイトから
なる複合組織を最適に調整した所謂トライ・フェイズ鋼
板が特開昭５７−７０２５７号公報、特開昭５７−１４
５９６５号公報等に提案されている。しかし、この鋼板
は、引張強度が６９０Ｎ／ｍｍ2 までは、強度−伸びバ
ランス、伸びフランジ性及び低降伏比特性を兼ね備えて
いるが、最近の更なる高強度化の動きのなかで要求され
ている引張強度６９０Ｎ／ｍｍ2 以上の領域では、すべ
ての面ですぐれた特性を有せしめることは困難である。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明者らは、フェラ
イト・ベイナイト・マルテンサイト３相複合組織鋼板の
高強度化に伴う強度−伸びバランス及び伸びフランジ性
の劣化の問題を解決するために鋭意研究した結果、上記
３相組織鋼板において、ベイナイト及びマルテンサイト
の面積率をそれぞれ最適に規制することによって、フェ
ライトとマルテンサイトが直接に接するのを防止して、
フェライトとマルテンサイトの間の歪みの差をなくする
と共に、低降伏比化し、且つ、マルテンサイトの周囲の
長さに占めるフェライト−マルテンサイトの境界長さの
割合を規制することによって、局部変形時の亀裂の発生
を制御して、伸びフランジ性を高め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。
イト・ベイナイト・マルテンサイト３相複合組織鋼板の
高強度化に伴う強度−伸びバランス及び伸びフランジ性
の劣化の問題を解決するために鋭意研究した結果、上記
３相組織鋼板において、ベイナイト及びマルテンサイト
の面積率をそれぞれ最適に規制することによって、フェ
ライトとマルテンサイトが直接に接するのを防止して、
フェライトとマルテンサイトの間の歪みの差をなくする
と共に、低降伏比化し、且つ、マルテンサイトの周囲の
長さに占めるフェライト−マルテンサイトの境界長さの
割合を規制することによって、局部変形時の亀裂の発生
を制御して、伸びフランジ性を高め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。
【０００９】即ち、本発明は、フェライト・ベイナイト
・マルテンサイト３相組織熱延鋼板であって、強度−伸
びバランス及び伸びフランジ性にすぐれる低降伏比高強
度熱延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
・マルテンサイト３相組織熱延鋼板であって、強度−伸
びバランス及び伸びフランジ性にすぐれる低降伏比高強
度熱延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明による強度−伸び
バランス及び伸びフランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板
の製造方法は、重量％にて Ｃ 0.０５〜0.３０％、 Ｓｉ 0.５〜2.５％ Ｍｎ 0.５〜3.０％ Ａｌ 0.０１〜0.１０％ Ｓ 0.０１％以下を含み、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を仕上温度Ａr3点
以上の温度で熱間圧延し、熱間圧延仕上温度からＡr3点
〜Ａr1点の範囲の温度までを平均冷却速度５〜７０℃／
秒にて冷却し、次いで、その温度から２〜２０秒間、放
冷又は徐冷し、その後、平均冷却速度２０〜７０℃／秒
にて５５０〜３００℃の範囲の温度まで冷却して、巻取
り、その組織がベイナイト面積率（ＶｆＢ）１０〜４０
％及びマルテンサイト面積率（ＶｆＭ）３〜１５％、残
部が実質的にポリゴナルフェライトからなり、且つ、マ
ルテンサイト周囲の長さ（ＬM ）とマルテンサイト−フ
ェライト境界の長さ（ＬM-F ) が次式 （ＬM-F ／ＬM ）＋0.０５×ＶｆＭ≦1.１５ を満足することを特徴とする。ここに、本発明におい
て、上記マルテンサイト周囲の長さ（ＬM ）とマルテン
サイト−フェライト境界の長さ（ＬM-F ) は、いずれも
平均値である。
バランス及び伸びフランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板
の製造方法は、重量％にて Ｃ 0.０５〜0.３０％、 Ｓｉ 0.５〜2.５％ Ｍｎ 0.５〜3.０％ Ａｌ 0.０１〜0.１０％ Ｓ 0.０１％以下を含み、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を仕上温度Ａr3点
以上の温度で熱間圧延し、熱間圧延仕上温度からＡr3点
〜Ａr1点の範囲の温度までを平均冷却速度５〜７０℃／
秒にて冷却し、次いで、その温度から２〜２０秒間、放
冷又は徐冷し、その後、平均冷却速度２０〜７０℃／秒
にて５５０〜３００℃の範囲の温度まで冷却して、巻取
り、その組織がベイナイト面積率（ＶｆＢ）１０〜４０
％及びマルテンサイト面積率（ＶｆＭ）３〜１５％、残
部が実質的にポリゴナルフェライトからなり、且つ、マ
ルテンサイト周囲の長さ（ＬM ）とマルテンサイト−フ
ェライト境界の長さ（ＬM-F ) が次式 （ＬM-F ／ＬM ）＋0.０５×ＶｆＭ≦1.１５ を満足することを特徴とする。ここに、本発明におい
て、上記マルテンサイト周囲の長さ（ＬM ）とマルテン
サイト−フェライト境界の長さ（ＬM-F ) は、いずれも
平均値である。
【００１１】
【発明の実施の形態】先ず、本発明による方法において
用いる鋼の化学成分について説明する。Ｃは、鋼の強化
に効果を有し、特に、ベイナイト及びマルテンサイト等
の低温変態生成物を形成するために必要な元素であり、
そのためには少なくとも0.０５％を添加する必要があ
る。しかし、過多に添加するときは、延性の劣化が著し
く、溶接性も低下するので、その上限を0.３０％とす
る。
用いる鋼の化学成分について説明する。Ｃは、鋼の強化
に効果を有し、特に、ベイナイト及びマルテンサイト等
の低温変態生成物を形成するために必要な元素であり、
そのためには少なくとも0.０５％を添加する必要があ
る。しかし、過多に添加するときは、延性の劣化が著し
く、溶接性も低下するので、その上限を0.３０％とす
る。
【００１２】Ｓｉは、本発明において重要な元素であ
る。即ち、Ｓｉは、固溶強化元素として、引張強さの向
上に非常に有効であるばかりでなく、フェライトの強度
を高めることによって、第２相との強度差を低減し、フ
ェライトに変形が集中することを防ぐので、伸びフラン
ジ性の向上にも寄与する。また、本発明のような複合組
織鋼板においては、熱延後のγ−α（オーステナイト−
フェライト）変態において、αへの変態を促進すると共
に、α中の固溶炭素をγ中へ排出する作用があり、その
結果、α相の清浄性を高め、強度−延性バランスの向上
にも有効である。これらの効果を発揮させるためには、
少なくとも0.５％以上の添加を必要とするが、しかし、
過多に添加するときは、溶接部の脆化を招くだけでな
く、酸化スケールの生成によって、表面性状が悪化する
ので、添加量は2.５％を上限とする。
る。即ち、Ｓｉは、固溶強化元素として、引張強さの向
上に非常に有効であるばかりでなく、フェライトの強度
を高めることによって、第２相との強度差を低減し、フ
ェライトに変形が集中することを防ぐので、伸びフラン
ジ性の向上にも寄与する。また、本発明のような複合組
織鋼板においては、熱延後のγ−α（オーステナイト−
フェライト）変態において、αへの変態を促進すると共
に、α中の固溶炭素をγ中へ排出する作用があり、その
結果、α相の清浄性を高め、強度−延性バランスの向上
にも有効である。これらの効果を発揮させるためには、
少なくとも0.５％以上の添加を必要とするが、しかし、
過多に添加するときは、溶接部の脆化を招くだけでな
く、酸化スケールの生成によって、表面性状が悪化する
ので、添加量は2.５％を上限とする。
【００１３】Ｍｎは、焼き入れ性を向上させ、ベイナイ
ト及びマルテンサイトを生成させるために必要な元素で
ある。この効果を有効に発揮させるには、少なくとも0.
５％を添加する必要がある。しかし、過多に添加すると
きは、延性を低下させるのみならず、溶接性をも害する
ので、その上限を3.０％とする。Ｓは、伸びフランジ性
の改善のために、0.０１％以下とする。
ト及びマルテンサイトを生成させるために必要な元素で
ある。この効果を有効に発揮させるには、少なくとも0.
５％を添加する必要がある。しかし、過多に添加すると
きは、延性を低下させるのみならず、溶接性をも害する
ので、その上限を3.０％とする。Ｓは、伸びフランジ性
の改善のために、0.０１％以下とする。
【００１４】Ａｌは、脱酸のために添加するが、0.１０
％を超えて加えるときは、アルミナ系の介在物が増加
し、加工性を劣化させるので、Ａｌ量は0.１０％以下と
する。本発明の方法においては、上記元素に加えて、 Ｍｏ 0.０５〜1.０％ Ｖ 0.０１〜0.５％ Ｔｉ 0.０１〜0.３％ Ｎｂ 0.０１〜0.３％ よりなる第１の群から選ばれる少なくとも１種の元素を
鋼に添加することができる。
％を超えて加えるときは、アルミナ系の介在物が増加
し、加工性を劣化させるので、Ａｌ量は0.１０％以下と
する。本発明の方法においては、上記元素に加えて、 Ｍｏ 0.０５〜1.０％ Ｖ 0.０１〜0.５％ Ｔｉ 0.０１〜0.３％ Ｎｂ 0.０１〜0.３％ よりなる第１の群から選ばれる少なくとも１種の元素を
鋼に添加することができる。
【００１５】これらの元素は、析出強化元素であり、得
られる熱延鋼板の強度上昇に必要であるのみならず、Ｍ
ｎと共存して熱延後の変態組織に影響を与え、低温変態
生成物を得やすくする作用がある。また、これらの元素
は、組織を微細化し、伸びフランジ性を向上させると共
に、溶接後の熱影響部の硬度低下を防止し、疲労強度を
改善するのに役立つ。これらの効果を有効に発揮させる
ために、添加量は上記下限量が必要である。しかし、過
多に添加するときは、降伏比の上昇や延性の低下を招く
ので、それぞれ上記を上限量とする。
られる熱延鋼板の強度上昇に必要であるのみならず、Ｍ
ｎと共存して熱延後の変態組織に影響を与え、低温変態
生成物を得やすくする作用がある。また、これらの元素
は、組織を微細化し、伸びフランジ性を向上させると共
に、溶接後の熱影響部の硬度低下を防止し、疲労強度を
改善するのに役立つ。これらの効果を有効に発揮させる
ために、添加量は上記下限量が必要である。しかし、過
多に添加するときは、降伏比の上昇や延性の低下を招く
ので、それぞれ上記を上限量とする。
【００１６】更に、本発明においては、 Ｃｒ 0.０５〜1.０％、 Ｂ 0.０００５〜0.０１％ よりなる第２の群から選ばれる少なくとも１種の元素を
鋼に添加することができる。
鋼に添加することができる。
【００１７】Ｃｒは、焼き入れ性を向上させて、所望の
組織を有利に与える元素である。この効果を有効に得る
ためには、少なくとも0.０５％を添加する必要がある。
しかし、過多に添加しても、上記効果が飽和するのみな
らず、製造費用の上昇を招くので、添加量の上限を1.０
％とする。Ｂは、焼き入れ性を向上させ、所望の組織を
得るうえで有用な元素であり、この効果を有効に得るた
めには、0.０００５％以上を添加することが必要であ
る。しかし、過多に添加しても、その効果が飽和し、ま
た、経済的にも不利であるので、上限を0.０１％とす
る。
組織を有利に与える元素である。この効果を有効に得る
ためには、少なくとも0.０５％を添加する必要がある。
しかし、過多に添加しても、上記効果が飽和するのみな
らず、製造費用の上昇を招くので、添加量の上限を1.０
％とする。Ｂは、焼き入れ性を向上させ、所望の組織を
得るうえで有用な元素であり、この効果を有効に得るた
めには、0.０００５％以上を添加することが必要であ
る。しかし、過多に添加しても、その効果が飽和し、ま
た、経済的にも不利であるので、上限を0.０１％とす
る。
【００１８】更に、本発明においては、 Ｃａ 0.００５％以下、 希土類元素 0.００５％以下 よりなる第３の群から選ばれる少なくとも１種の元素を
鋼に添加することができる。
鋼に添加することができる。
【００１９】これらの元素は、硫化物の形態の制御を通
じて、延性、特に、伸びフランジ性を改善する効果を有
する。このような効果を有効に得るためには、それぞれ
上記の下限量の添加を必要とするが、しかし、過多に添
加しても、上記効果が飽和し、また、製造費用を高める
ので、それぞれ上記を上限とする。本発明においては、
上記第１、第２及び第３の群の元素は、それぞれ単独で
添加してもよく、また、複合添加してもよい。
じて、延性、特に、伸びフランジ性を改善する効果を有
する。このような効果を有効に得るためには、それぞれ
上記の下限量の添加を必要とするが、しかし、過多に添
加しても、上記効果が飽和し、また、製造費用を高める
ので、それぞれ上記を上限とする。本発明においては、
上記第１、第２及び第３の群の元素は、それぞれ単独で
添加してもよく、また、複合添加してもよい。
【００２０】本発明の方法によれば、上述したような化
学成分を有する鋼を仕上温度Ａr3点以上の温度で熱間圧
延し、熱間圧延仕上温度からＡr3点〜Ａr1点の範囲の温
度までを平均冷却速度５〜７０℃／秒にて冷却（一次冷
却）し、次いで、その温度から、２〜２０秒間、放冷又
は徐冷し、その後、平均冷却速度２０〜７０℃／秒にて
５５０〜３００℃の範囲の温度まで冷却（二次冷却）し
て、巻取る。
学成分を有する鋼を仕上温度Ａr3点以上の温度で熱間圧
延し、熱間圧延仕上温度からＡr3点〜Ａr1点の範囲の温
度までを平均冷却速度５〜７０℃／秒にて冷却（一次冷
却）し、次いで、その温度から、２〜２０秒間、放冷又
は徐冷し、その後、平均冷却速度２０〜７０℃／秒にて
５５０〜３００℃の範囲の温度まで冷却（二次冷却）し
て、巻取る。
【００２１】本発明の方法において、熱間圧延での仕上
温度は、Ａr3点以上の温度であることが必要である。仕
上温度がＡr3点よりも低いときは、加工フェライト組織
や混粒相が生じて、得られる熱延鋼板が延性において劣
化する。
温度は、Ａr3点以上の温度であることが必要である。仕
上温度がＡr3点よりも低いときは、加工フェライト組織
や混粒相が生じて、得られる熱延鋼板が延性において劣
化する。
【００２２】仕上圧延後、熱間圧延仕上温度からＡr3点
〜Ａr1点の範囲の温度までの冷却（一次冷却）に際し
て、その平均冷却速度は、５〜７０℃／秒の範囲であ
る。平均冷却速度が５℃／秒よりも遅いときは、Ａr3点
までにオーステナイトの再結晶−結晶粒成長が進行し、
フェライト変態促進の効果が低下するうえ、操業上、時
間がかかりすぎるので好ましくない。他方、平均冷却速
度が７０℃／秒を越えるときは、鋼板の温度制御が困難
となる。特に、本発明においては、上記一次冷却におけ
る平均冷却速度は、好ましくは、３０〜７０℃／秒の範
囲である。
〜Ａr1点の範囲の温度までの冷却（一次冷却）に際し
て、その平均冷却速度は、５〜７０℃／秒の範囲であ
る。平均冷却速度が５℃／秒よりも遅いときは、Ａr3点
までにオーステナイトの再結晶−結晶粒成長が進行し、
フェライト変態促進の効果が低下するうえ、操業上、時
間がかかりすぎるので好ましくない。他方、平均冷却速
度が７０℃／秒を越えるときは、鋼板の温度制御が困難
となる。特に、本発明においては、上記一次冷却におけ
る平均冷却速度は、好ましくは、３０〜７０℃／秒の範
囲である。
【００２３】本発明によれば、このように、Ａr3点〜Ａ
r1点の間の温度まで制御冷却した後、鋼板をその温度か
ら放冷又は徐冷する。この放冷又は徐冷は、フェライト
変態ノーズ付近で行なわれるので、多数のフェライトの
核が生成し、短時間にて所定のフェライト量を得ること
ができる。また、この放冷又は徐冷の間に変態したフェ
ライト相中の固溶炭素は、未変態オーステナイト相中に
濃縮されるが、多数の核によって生成したフェライト
は、未変態オーステナイト中に均一に分散しているの
で、オーステナイト中に濃縮された炭素の量は、どの結
晶粒においても、ほぼ同じ量となる。極端に炭素が濃縮
された未変態オーステナイト粒が存在するときは、その
後の冷却によってベイナイトを生成せず、マルテンサイ
ト変態するため、孤立したマルテンサイトとなり、伸び
フランジ性が劣化する。
r1点の間の温度まで制御冷却した後、鋼板をその温度か
ら放冷又は徐冷する。この放冷又は徐冷は、フェライト
変態ノーズ付近で行なわれるので、多数のフェライトの
核が生成し、短時間にて所定のフェライト量を得ること
ができる。また、この放冷又は徐冷の間に変態したフェ
ライト相中の固溶炭素は、未変態オーステナイト相中に
濃縮されるが、多数の核によって生成したフェライト
は、未変態オーステナイト中に均一に分散しているの
で、オーステナイト中に濃縮された炭素の量は、どの結
晶粒においても、ほぼ同じ量となる。極端に炭素が濃縮
された未変態オーステナイト粒が存在するときは、その
後の冷却によってベイナイトを生成せず、マルテンサイ
ト変態するため、孤立したマルテンサイトとなり、伸び
フランジ性が劣化する。
【００２４】上記徐冷又は放冷の時間は、余りに短いと
きは、所定のフェライト量を得ることができず、他方、
長すぎるときは、パーライト変態が起こり、更に、ラン
アウトテーブルの長さによっても、自ずと制限されるこ
とから、放冷又は徐冷時間は、２〜２０秒の間が適当で
ある。次いで、上記放冷又は徐冷後の冷却（二次冷却）
は、未変態のオーステナイトから硬質の低温変態生成物
を得るためであって、その平均冷却速度は、２０〜７０
℃／秒の範囲である。この二次冷却に際して、平均冷却
速度が２０℃／秒よりも遅いときは、未変態オーステナ
イトの一部又は全部がすべてパーライト変態し、他方、
７０℃／秒よりも早いときは、強度−延性バランスを悪
くすると共に、降伏比を高めることとなる。
きは、所定のフェライト量を得ることができず、他方、
長すぎるときは、パーライト変態が起こり、更に、ラン
アウトテーブルの長さによっても、自ずと制限されるこ
とから、放冷又は徐冷時間は、２〜２０秒の間が適当で
ある。次いで、上記放冷又は徐冷後の冷却（二次冷却）
は、未変態のオーステナイトから硬質の低温変態生成物
を得るためであって、その平均冷却速度は、２０〜７０
℃／秒の範囲である。この二次冷却に際して、平均冷却
速度が２０℃／秒よりも遅いときは、未変態オーステナ
イトの一部又は全部がすべてパーライト変態し、他方、
７０℃／秒よりも早いときは、強度−延性バランスを悪
くすると共に、降伏比を高めることとなる。
【００２５】このように、本発明によれば、冷却速度が
比較的遅くても、硬質相を得ることができるのは、それ
までの過程において、未変態オーステナイトの安定度が
高められているためであり、かくして、熱間圧延仕上温
度からこの二次冷却開始までの過程が重要である。更
に、本発明によれば、硬質相をベイナイト主体にしてい
ることも、比較的ゆっくりとした冷却を可能とする一因
であって、これによって鋼板の強度−延性バランスの改
善に寄与する。
比較的遅くても、硬質相を得ることができるのは、それ
までの過程において、未変態オーステナイトの安定度が
高められているためであり、かくして、熱間圧延仕上温
度からこの二次冷却開始までの過程が重要である。更
に、本発明によれば、硬質相をベイナイト主体にしてい
ることも、比較的ゆっくりとした冷却を可能とする一因
であって、これによって鋼板の強度−延性バランスの改
善に寄与する。
【００２６】この二次冷却の後、鋼板を巻取るが、その
温度が３００℃よりも低いときは、過剰で孤立したマル
テンサイトの生成によって伸びフランジ性が劣化する。
他方、５５０℃越える場合には、多量の合金元素を添加
しないときは、パーライト変態が生じて、強度が不足す
ることとなるうえに、伸びフランジ性も却って劣化す
る。かくして、巻取温度は５５０℃以下とする。
温度が３００℃よりも低いときは、過剰で孤立したマル
テンサイトの生成によって伸びフランジ性が劣化する。
他方、５５０℃越える場合には、多量の合金元素を添加
しないときは、パーライト変態が生じて、強度が不足す
ることとなるうえに、伸びフランジ性も却って劣化す
る。かくして、巻取温度は５５０℃以下とする。
【００２７】次に、本発明による熱延鋼板の金属組織に
ついて説明する。本発明による熱延鋼板は、その組織が
ベイナイト面積率（ＶｆＢ）１０〜４０％及びマルテン
サイト面積率（ＶｆＭ）３〜１５％、残部が実質的にポ
リゴナルフェライトからなると共に、マルテンサイト周
囲の長さ（ＬM ）とマルテンサイト−フェライト境界の
長さ（ＬM-F ) が次式 （ＬM-F ／ＬM ）＋0.０５×ＶｆＭ≦1.１５ （１） を満足する。以下、上記式（１）の左辺の値を単に式値
ということがある。
ついて説明する。本発明による熱延鋼板は、その組織が
ベイナイト面積率（ＶｆＢ）１０〜４０％及びマルテン
サイト面積率（ＶｆＭ）３〜１５％、残部が実質的にポ
リゴナルフェライトからなると共に、マルテンサイト周
囲の長さ（ＬM ）とマルテンサイト−フェライト境界の
長さ（ＬM-F ) が次式 （ＬM-F ／ＬM ）＋0.０５×ＶｆＭ≦1.１５ （１） を満足する。以下、上記式（１）の左辺の値を単に式値
ということがある。
【００２８】ベイナイトは、得られる熱延鋼板が所要の
強度を有するように、本発明によれば、その量が面積率
にて１０％以上であることが必要であるが、しかし、面
積率にて４０％を超えるときは、却って強度−延性バラ
ンスが低下するので、その量は、面積率で１０％〜４０
％の範囲とする。
強度を有するように、本発明によれば、その量が面積率
にて１０％以上であることが必要であるが、しかし、面
積率にて４０％を超えるときは、却って強度−延性バラ
ンスが低下するので、その量は、面積率で１０％〜４０
％の範囲とする。
【００２９】マルテンサイトは、その存在によって、低
降伏比化と強度−伸びバランスに対して好ましい効果を
与える。しかし、マルテンサイト量が面積率で３％より
も少ないときは、低降伏比化の効果が殆どなく、他方、
面積率で１５％を超えるときは、ベイナイトと接するこ
となく、孤立して、フェライト中に存在するマルテンサ
イト量が増加して、伸びフランジ性が著しく低下する。
かくして、本発明においては、マルテンサイト量は、面
積率にて１〜１５％の範囲とする。
降伏比化と強度−伸びバランスに対して好ましい効果を
与える。しかし、マルテンサイト量が面積率で３％より
も少ないときは、低降伏比化の効果が殆どなく、他方、
面積率で１５％を超えるときは、ベイナイトと接するこ
となく、孤立して、フェライト中に存在するマルテンサ
イト量が増加して、伸びフランジ性が著しく低下する。
かくして、本発明においては、マルテンサイト量は、面
積率にて１〜１５％の範囲とする。
【００３０】本発明に従って、各相の面積率が上記の範
囲内にあるとき、得られる熱延鋼板は、強度−延性バラ
ンス及び低降伏比特性について満足すべき特性を有する
が、更に、本発明によれば、マルテンサイト周囲の長さ
（ＬM ）とフェライト−マルテンサイト境界の長さ（Ｌ
M-F ) とマルテンサイト面積率ＶｆＭが前記式（１）を
満足するときに、同じベイナイト、マルテンサイト面積
率をもつ鋼板であっても、伸びフランジ性に一層すぐれ
ている。図１に前記式（１）の値とＴＳ（引張強さ）×
λとの積との関係を示す。伸びフランジ性λについて
は、後述する。
囲内にあるとき、得られる熱延鋼板は、強度−延性バラ
ンス及び低降伏比特性について満足すべき特性を有する
が、更に、本発明によれば、マルテンサイト周囲の長さ
（ＬM ）とフェライト−マルテンサイト境界の長さ（Ｌ
M-F ) とマルテンサイト面積率ＶｆＭが前記式（１）を
満足するときに、同じベイナイト、マルテンサイト面積
率をもつ鋼板であっても、伸びフランジ性に一層すぐれ
ている。図１に前記式（１）の値とＴＳ（引張強さ）×
λとの積との関係を示す。伸びフランジ性λについて
は、後述する。
【００３１】前記式（１）における式値によって、伸び
フランジ性が大幅に変化する理由は、３相複合組織鋼板
の局部変形時の亀裂発生場所が多くの場合、フェライト
−マルテンサイト境界であり、フェライト−ベイナイト
境界とベイナイト−マルテンサイト境界においては局部
変形時の亀裂発生が少ないので、鋼板がマルテンサイト
を同じ面積率で有していても、ＬM-F ／ＬM の値が小さ
ければ、マルテンサイトの周囲の組織がベイナイトが主
体となるので、亀裂の発生が起こり難いためであると考
えられられる。即ち、ベイナイト−マルテンサイト境
界、フェライト−ベイナイト境界はいずれも、フェライ
ト−マルテンサイト境界よりも亀裂が発生し難いからで
ある。これに対して、ＬM-F ／ＬM の値が大きいとき
は、マルテンサイトの周囲の組織が殆どフェライトであ
り、フェライト−マルテンサイト境界から亀裂が発生す
る頻度が高く、このこととから伸びフランジ性が悪い。
フランジ性が大幅に変化する理由は、３相複合組織鋼板
の局部変形時の亀裂発生場所が多くの場合、フェライト
−マルテンサイト境界であり、フェライト−ベイナイト
境界とベイナイト−マルテンサイト境界においては局部
変形時の亀裂発生が少ないので、鋼板がマルテンサイト
を同じ面積率で有していても、ＬM-F ／ＬM の値が小さ
ければ、マルテンサイトの周囲の組織がベイナイトが主
体となるので、亀裂の発生が起こり難いためであると考
えられられる。即ち、ベイナイト−マルテンサイト境
界、フェライト−ベイナイト境界はいずれも、フェライ
ト−マルテンサイト境界よりも亀裂が発生し難いからで
ある。これに対して、ＬM-F ／ＬM の値が大きいとき
は、マルテンサイトの周囲の組織が殆どフェライトであ
り、フェライト−マルテンサイト境界から亀裂が発生す
る頻度が高く、このこととから伸びフランジ性が悪い。
【００３２】
【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。表１に示す化学成分を有する鋼を真空溶解炉にて溶
製し、粗圧延により３０ｍｍ厚のスラブとした。次に、
このスラブを１２００℃に加熱し、表２及び表３に示す
熱間圧延条件にて3.５ｍｍ厚さまで圧延し、続いて、熱
間圧延仕上温度からＡr3点〜Ａr1点の間の温度まで一次
冷却し、その冷却停止温度（放冷開始温度）から放冷を
開始し、次いで、５５０〜３００℃の間の温度まで二次
冷却し、巻き取って、供試材を得た。表２及び表３に仕
上温度、一次冷却速度、放冷開始温度、放冷時間、二次
冷却速度及び巻取温度を示す。
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。表１に示す化学成分を有する鋼を真空溶解炉にて溶
製し、粗圧延により３０ｍｍ厚のスラブとした。次に、
このスラブを１２００℃に加熱し、表２及び表３に示す
熱間圧延条件にて3.５ｍｍ厚さまで圧延し、続いて、熱
間圧延仕上温度からＡr3点〜Ａr1点の間の温度まで一次
冷却し、その冷却停止温度（放冷開始温度）から放冷を
開始し、次いで、５５０〜３００℃の間の温度まで二次
冷却し、巻き取って、供試材を得た。表２及び表３に仕
上温度、一次冷却速度、放冷開始温度、放冷時間、二次
冷却速度及び巻取温度を示す。
【００３３】その後、得られた熱延鋼板の表裏面を研削
して、板厚２ｍｍにした後、ＪＩＳ５号引張試験、穴拡
げ試験及び両振平面曲げ試験に供した。伸びフランジ性
の評価として、穴拡げ率λは１０ｍｍ径の打抜き穴をあ
け、円錐ポンチにてクラックが板厚を貫通するまで押し
拡げたときの穴系ｄb と初期穴径ｄi とから、次式によ
り求めた。
して、板厚２ｍｍにした後、ＪＩＳ５号引張試験、穴拡
げ試験及び両振平面曲げ試験に供した。伸びフランジ性
の評価として、穴拡げ率λは１０ｍｍ径の打抜き穴をあ
け、円錐ポンチにてクラックが板厚を貫通するまで押し
拡げたときの穴系ｄb と初期穴径ｄi とから、次式によ
り求めた。
【００３４】 λ＝（（ｄb −ｄi ）／ｄi ）×１００（％） 得られた熱延鋼板の組織と機械的性質を表４及び表５に
示す。また、本発明鋼と比較鋼とについて、ＴＳ×Ｅｌ
（伸び）とＴＳ×λとの関係を図２に示す。
示す。また、本発明鋼と比較鋼とについて、ＴＳ×Ｅｌ
（伸び）とＴＳ×λとの関係を図２に示す。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【表３】
【００３８】
【表４】
【００３９】
【表５】
【００４０】これらの結果から明らかなように、本発明
鋼は、伸び、伸びフランジ性、降伏比（ＹＲ）のすべて
にすぐれている。特に、ＴＳ×Ｅｌが２００００Ｎ／ｍ
ｍ2・％以上、好ましくは、２００００Ｎ／ｍｍ2 ・％
以上であり、ＴＳ×λが４２０００Ｎ／ｍｍ2 ・％以
上、好ましくは、４５０００Ｎ／ｍｍ2 ・％以上であ
る。また、本発明による熱延鋼板は、伸びフランジ性に
すぐれるものであるが、疲労特性にも十分にすぐれてい
ることが示されている。
鋼は、伸び、伸びフランジ性、降伏比（ＹＲ）のすべて
にすぐれている。特に、ＴＳ×Ｅｌが２００００Ｎ／ｍ
ｍ2・％以上、好ましくは、２００００Ｎ／ｍｍ2 ・％
以上であり、ＴＳ×λが４２０００Ｎ／ｍｍ2 ・％以
上、好ましくは、４５０００Ｎ／ｍｍ2 ・％以上であ
る。また、本発明による熱延鋼板は、伸びフランジ性に
すぐれるものであるが、疲労特性にも十分にすぐれてい
ることが示されている。
【００４１】一方、比較鋼のうち、比較鋼１９はＣ量が
下限を下回るので、６９０Ｎ／ｍｍ 2 以上の引張強さを
得ることができず、また、マルテンサイトを含まないた
めに、降伏比が高くなっている。また、比較鋼２０は、
反対にＣ量が上限を超えるので、ＴＳ×Ｅｌ（伸び）、
ＴＳ×λ共に著しく劣っている。比較鋼２１は、Ｓｉが
不足しているために、強度不足であるうえに、ＴＳ×Ｅ
ｌ、ＴＳ×λ共に十分ではない。比較鋼２３は、Ｍｎ量
が不足しているところから、マルテンサイトが生成せ
ず、降伏比が高い。
下限を下回るので、６９０Ｎ／ｍｍ 2 以上の引張強さを
得ることができず、また、マルテンサイトを含まないた
めに、降伏比が高くなっている。また、比較鋼２０は、
反対にＣ量が上限を超えるので、ＴＳ×Ｅｌ（伸び）、
ＴＳ×λ共に著しく劣っている。比較鋼２１は、Ｓｉが
不足しているために、強度不足であるうえに、ＴＳ×Ｅ
ｌ、ＴＳ×λ共に十分ではない。比較鋼２３は、Ｍｎ量
が不足しているところから、マルテンサイトが生成せ
ず、降伏比が高い。
【００４２】また、比較鋼２、８、１４及び１５は化学
成分、ＶｆＢ、ＶｆＭのすべてが本発明で規定する範囲
内にあるが、前記式（１）における式値が本発明による
条件を満たさないために、ＴＳ×λの値が低い。比較鋼
６は、ベイナイ面積率が上限を超えているので、特に、
ＴＳ×Ｅｌの値が低い。
成分、ＶｆＢ、ＶｆＭのすべてが本発明で規定する範囲
内にあるが、前記式（１）における式値が本発明による
条件を満たさないために、ＴＳ×λの値が低い。比較鋼
６は、ベイナイ面積率が上限を超えているので、特に、
ＴＳ×Ｅｌの値が低い。
【００４３】
【発明の効果】以上のように、本発明の方法によれば、
フェライト・ベイナイト・マルテンサイト三相複合組織
からなり、強度−伸びバランスと加工性、特に、伸びフ
ランジ性にすぐれた熱延鋼板を得ることができ、このよ
うな熱延鋼板は、例えば、自動車の足回り部材やホイー
ルディスク等の素材として好適に用いることができる。
フェライト・ベイナイト・マルテンサイト三相複合組織
からなり、強度−伸びバランスと加工性、特に、伸びフ
ランジ性にすぐれた熱延鋼板を得ることができ、このよ
うな熱延鋼板は、例えば、自動車の足回り部材やホイー
ルディスク等の素材として好適に用いることができる。
【図１】は、式（１）の式値とＴＳ×λの関係を示すグ
ラフである。
ラフである。
【図２】は、ＴＳ×ＥｌとＴＳ×λとの関係を示すグラ
フである。
フである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/14 Ｃ２２Ｃ 38/14 38/32 38/32 38/38 38/38
Claims (7)
- 【請求項１】重量％にて Ｃ 0.０５〜0.３０％、 Ｓｉ 0.５〜2.５％ Ｍｎ 0.５〜3.０％ Ａｌ 0.０１〜0.１０％ Ｓ 0.０１％以下を含み、残部鉄及び不可避的不純物
よりなる鋼を仕上温度Ａr3点以上の温度で熱間圧延し、
熱間圧延仕上温度からＡr3点〜Ａr1点の範囲の温度まで
を平均冷却速度５〜７０℃／秒にて冷却し、次いで、そ
の温度から２〜２０秒間、放冷又は徐冷し、その後、平
均冷却速度２０〜７０℃／秒にて５５０〜３００℃の範
囲の温度まで冷却して、巻取り、その組織がベイナイト
面積率（ＶｆＢ）１０〜４０％及びマルテンサイト面積
率（ＶｆＭ）３〜１５％、残部が実質的にポリゴナルフ
ェライトからなり、且つ、マルテンサイト周囲の長さ
（ＬM ）とマルテンサイト−フェライト境界の長さ（Ｌ
M-F ) が次式 （ＬM-F ／ＬM ）＋0.０５×ＶｆＭ≦1.１５ を満足することを特徴とする強度−伸びバランス及び伸
びフランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】重量％にて (a) Ｃ 0.０５〜0.３０％、 Ｓｉ 0.５〜2.５％ Ｍｎ 0.５〜3.０％ Ａｌ 0.０１〜0.１０％ Ｓ 0.０１％以下を含み、更に、 (b) Ｍｏ 0.０５〜1.０％ Ｖ 0.０１〜0.５％ Ｔｉ 0.０１〜0.３％ Ｎｂ 0.０１〜0.３％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含み、
残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を仕上温度Ａr3点
以上の温度で熱間圧延し、熱間圧延仕上温度からＡr3点
〜Ａr1点の範囲の温度までを平均冷却速度５〜７０℃／
秒にて冷却し、次いで、その温度から２〜２０秒間、放
冷又は徐冷し、その後、平均冷却速度２０〜７０℃／秒
にて５５０〜３００℃の範囲の温度まで冷却して、巻取
り、その組織がベイナイト面積率（ＶｆＢ）１０〜４０
％及びマルテンサイト面積率（ＶｆＭ）３〜１５％、残
部が実質的にポリゴナルフェライトからなり、且つ、マ
ルテンサイト周囲の長さ（ＬM ）とマルテンサイト−フ
ェライト境界の長さ（ＬM-F ) が次式 （ＬM-F ／ＬM ）＋0.０５×ＶｆＭ≦1.１５ を満足することを特徴とする強度−伸びバランス及び伸
びフランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項３】重量％にて (a) Ｃ 0.０５〜0.３０％、 Ｓｉ 0.５〜2.５％ Ｍｎ 0.５〜3.０％ Ａｌ 0.０１〜0.１０％ Ｓ 0.０１％以下を含み、更に、 (b) Ｃｒ 0.０５〜1.０％、 Ｂ 0.０００５〜0.０１％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含み、
残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を仕上温度Ａr3点
以上の温度で熱間圧延し、熱間圧延仕上温度からＡr3点
〜Ａr1点の範囲の温度までを平均冷却速度５〜７０℃／
秒にて冷却し、次いで、その温度から２〜２０秒間、放
冷又は徐冷し、その後、平均冷却速度２０〜７０℃／秒
にて５５０〜３００℃の範囲の温度まで冷却して、巻取
り、その組織がベイナイト面積率（ＶｆＢ）１０〜４０
％及びマルテンサイト面積率（ＶｆＭ）３〜１５％、残
部が実質的にポリゴナルフェライトからなり、且つ、マ
ルテンサイト周囲の長さ（ＬM ）とマルテンサイト−フ
ェライト境界の長さ（ＬM-F ) が次式 （ＬM-F ／ＬM ）＋0.０５×ＶｆＭ≦1.１５ を満足することを特徴とする強度−伸びバランス及び伸
びフランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】重量％にて (a) Ｃ 0.０５〜0.３０％、 Ｓｉ 0.５〜2.５％ Ｍｎ 0.５〜3.０％ Ａｌ 0.０１〜0.１０％ Ｓ 0.０１％以下を含み、更に、 (b) Ｃａ 0.００５％以下、 希土類元素 0.００５％以下 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含み、
残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を仕上温度Ａr3点
以上の温度で熱間圧延し、熱間圧延仕上温度からＡr3点
〜Ａr1点の範囲の温度までを平均冷却速度５〜７０℃／
秒にて冷却し、次いで、その温度から２〜２０秒間、放
冷又は徐冷し、その後、平均冷却速度２０〜７０℃／秒
にて５５０〜３００℃の範囲の温度まで冷却して、巻取
り、その組織がベイナイト面積率（ＶｆＢ）１０〜４０
％及びマルテンサイト面積率（ＶｆＭ）３〜１５％、残
部が実質的にポリゴナルフェライトからなり、且つ、マ
ルテンサイト周囲の長さ（ＬM ）とマルテンサイト−フ
ェライト境界の長さ（ＬM-F ) が次式 （ＬM-F ／ＬM ）＋0.０５×ＶｆＭ≦1.１５ を満足することを特徴とする強度−伸びバランス及び伸
びフランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項５】重量％にて (a) Ｃ 0.０５〜0.３０％、 Ｓｉ 0.５〜2.５％ Ｍｎ 0.５〜3.０％ Ａｌ 0.０１〜0.１０％ Ｓ 0.０１％以下を含み、更に、 (b) Ｍｏ 0.０５〜1.０％ Ｖ 0.０１〜0.５％ Ｔｉ 0.０１〜0.３％ Ｎｂ 0.０１〜0.３％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、 (c) Ｃｒ 0.０５〜1.０％、 Ｂ 0.０００５〜0.０１％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含
み、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を仕上温度Ａ
r3点以上の温度で熱間圧延し、熱間圧延仕上温度からＡ
r3点〜Ａr1点の範囲の温度までを平均冷却速度５〜７０
℃／秒にて冷却し、次いで、その温度から２〜２０秒
間、放冷又は徐冷し、その後、平均冷却速度２０〜７０
℃／秒にて５５０〜３００℃の範囲の温度まで冷却し
て、巻取り、その組織がベイナイト面積率（ＶｆＢ）１
０〜４０％及びマルテンサイト面積率（ＶｆＭ）３〜１
５％、残部が実質的にポリゴナルフェライトからなり、
且つ、マルテンサイト周囲の長さ（ＬM ）とマルテンサ
イト−フェライト境界の長さ（ＬM-F ) が次式 （ＬM-F ／ＬM ）＋0.０５×ＶｆＭ≦1.１５ を満足することを特徴とする強度−伸びバランス及び伸
びフランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項６】重量％にて (a) Ｃ 0.０５〜0.３０％、 Ｓｉ 0.５〜2.５％ Ｍｎ 0.５〜3.０％ Ａｌ 0.０１〜0.１０％ Ｓ 0.０１％以下を含み、更に、 (b) Ｍｏ 0.０５〜1.０％ Ｖ 0.０１〜0.５％ Ｔｉ 0.０１〜0.３％ Ｎｂ 0.０１〜0.３％ 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、 希土類元素 0.００５％以下 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含
み、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を仕上温度Ａ
r3点以上の温度で熱間圧延し、熱間圧延仕上温度からＡ
r3点〜Ａr1点の範囲の温度までを平均冷却速度５〜７０
℃／秒にて冷却し、次いで、その温度から２〜２０秒
間、放冷又は徐冷し、その後、平均冷却速度２０〜７０
℃／秒にて５５０〜３００℃の範囲の温度まで冷却し
て、巻取り、その組織がベイナイト面積率（ＶｆＢ）１
０〜４０％及びマルテンサイト面積率（ＶｆＭ）３〜１
５％、残部が実質的にポリゴナルフェライトからなり、
且つ、マルテンサイト周囲の長さ（ＬM ）とマルテンサ
イト−フェライト境界の長さ（ＬM-F ) が次式 （ＬM-F ／ＬM ）＋0.０５×ＶｆＭ≦1.１５ を満足することを特徴とする強度−伸びバランス及び伸
びフランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項７】重量％にて (a) Ｃ 0.０５〜0.３０％、 Ｓｉ 0.５〜2.５％ Ｍｎ 0.５〜3.０％ Ａｌ 0.０１〜0.１０％ Ｓ 0.０１％以下を含み、更に、 (b) Ｍｏ 0.０５〜1.０％ Ｖ 0.０１〜0.５％ Ｔｉ 0.０１〜0.３％ Ｎｂ 0.０１〜0.３％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、 (c) Ｃｒ 0.０５〜1.０％、 Ｂ 0.０００５〜0.０１％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、 (d) Ｃａ 0.００５％以下、 希土類元素 0.００５％以下 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含
み、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を仕上温度Ａ
r3点以上の温度で熱間圧延し、熱間圧延仕上温度からＡ
r3点〜Ａr1点の範囲の温度までを平均冷却速度５〜７０
℃／秒にて冷却し、次いで、その温度から２〜２０秒
間、放冷又は徐冷し、その後、平均冷却速度２０〜７０
℃／秒にて５５０〜３００℃の範囲の温度まで冷却し
て、巻取り、その組織がベイナイト面積率（ＶｆＢ）１
０〜４０％及びマルテンサイト面積率（ＶｆＭ）３〜１
５％、残部が実質的にポリゴナルフェライトからなり、
且つ、マルテンサイト周囲の長さ（ＬM ）とマルテンサ
イト−フェライト境界の長さ（ＬM-F ) が次式 （ＬM-F ／ＬM ）＋0.０５×ＶｆＭ≦1.１５ を満足することを特徴とする強度−伸びバランス及び伸
びフランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板の製造方法。
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Cited By (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1394276A4 (en) * | 2001-06-07 | 2006-01-18 | Jfe Steel Corp | HIGH-STRENGTH HOT-ROLLED STEEL SHEET HAVING MOLD WEAR RESISTANCE AND EXCELLENT FATIGUE CHARACTERISTICS |
| AU2005200300C1 (en) * | 2004-01-29 | 2008-03-06 | Jfe Steel Corporation | High strength steel sheet and method for manufacturing same |
| US7615126B2 (en) * | 2000-12-07 | 2009-11-10 | Nippon Steel Corporation | High strength hot rolled steel plate excellent in enlargeability and ductility and method for producing thereof |
| JP2009270171A (ja) * | 2008-05-09 | 2009-11-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱間圧延鋼板およびその製造方法 |
| CN102363857A (zh) * | 2011-11-02 | 2012-02-29 | 武汉钢铁(集团)公司 | 屈服强度≥550MPa的结构用彩涂板的生产方法 |
| EP2484792A4 (en) * | 2009-09-30 | 2013-03-06 | Jfe Steel Corp | STEEL PLATE WITH LOW BARRIER RATIO, HARD HARDNESS AND TOUGHNESS, AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF |
| CN105200321A (zh) * | 2015-10-29 | 2015-12-30 | 河北钢铁股份有限公司承德分公司 | 一种含钒微合金化800MPa级汽车边梁用热轧卷板及生产方法 |
| WO2016132545A1 (ja) * | 2015-02-20 | 2016-08-25 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
| EP2243852A4 (en) * | 2008-02-08 | 2017-04-12 | JFE Steel Corporation | High-strength hot-dip zinc coated steel sheet excellent in workability and process for production thereof |
| US10167539B2 (en) | 2011-05-25 | 2019-01-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel sheet and method for producing same |
| US10689737B2 (en) | 2015-02-25 | 2020-06-23 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet |
| US10752972B2 (en) | 2015-02-25 | 2020-08-25 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet |
| US10889879B2 (en) | 2016-08-05 | 2021-01-12 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet and plated steel sheet |
| US10913988B2 (en) | 2015-02-20 | 2021-02-09 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet |
| US11236412B2 (en) | 2016-08-05 | 2022-02-01 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet and plated steel sheet |
| US11401571B2 (en) | 2015-02-20 | 2022-08-02 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet |
-
1995
- 1995-08-07 JP JP7200897A patent/JPH0949026A/ja active Pending
Cited By (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7615126B2 (en) * | 2000-12-07 | 2009-11-10 | Nippon Steel Corporation | High strength hot rolled steel plate excellent in enlargeability and ductility and method for producing thereof |
| US7485194B2 (en) | 2001-06-07 | 2009-02-03 | Jfe Steel Corporation | High tensile hot-rolled steel sheet excellent in resistance to scuff on mold and in fatigue characteristics |
| EP1394276A4 (en) * | 2001-06-07 | 2006-01-18 | Jfe Steel Corp | HIGH-STRENGTH HOT-ROLLED STEEL SHEET HAVING MOLD WEAR RESISTANCE AND EXCELLENT FATIGUE CHARACTERISTICS |
| AU2005200300C1 (en) * | 2004-01-29 | 2008-03-06 | Jfe Steel Corporation | High strength steel sheet and method for manufacturing same |
| EP2243852A4 (en) * | 2008-02-08 | 2017-04-12 | JFE Steel Corporation | High-strength hot-dip zinc coated steel sheet excellent in workability and process for production thereof |
| JP2009270171A (ja) * | 2008-05-09 | 2009-11-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱間圧延鋼板およびその製造方法 |
| EP2484792A4 (en) * | 2009-09-30 | 2013-03-06 | Jfe Steel Corp | STEEL PLATE WITH LOW BARRIER RATIO, HARD HARDNESS AND TOUGHNESS, AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF |
| US8778096B2 (en) | 2009-09-30 | 2014-07-15 | Jfe Steel Corporation | Low yield ratio, high strength and high toughness steel plate and method for manufacturing the same |
| US10167539B2 (en) | 2011-05-25 | 2019-01-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel sheet and method for producing same |
| CN102363857A (zh) * | 2011-11-02 | 2012-02-29 | 武汉钢铁(集团)公司 | 屈服强度≥550MPa的结构用彩涂板的生产方法 |
| WO2016132545A1 (ja) * | 2015-02-20 | 2016-08-25 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
| JPWO2016132545A1 (ja) * | 2015-02-20 | 2017-11-30 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
| US10913988B2 (en) | 2015-02-20 | 2021-02-09 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet |
| US11401571B2 (en) | 2015-02-20 | 2022-08-02 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet |
| US10689737B2 (en) | 2015-02-25 | 2020-06-23 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet |
| US10752972B2 (en) | 2015-02-25 | 2020-08-25 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet |
| CN105200321A (zh) * | 2015-10-29 | 2015-12-30 | 河北钢铁股份有限公司承德分公司 | 一种含钒微合金化800MPa级汽车边梁用热轧卷板及生产方法 |
| US10889879B2 (en) | 2016-08-05 | 2021-01-12 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet and plated steel sheet |
| US11236412B2 (en) | 2016-08-05 | 2022-02-01 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet and plated steel sheet |
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