JP2000282175A

JP2000282175A - 加工性に優れた超高強度熱延鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JP2000282175A
Application number: JP9611099A
Authority: JP
Inventors: Hidenao Kawabe; 英尚川辺; Akio Tosaka; 章男登坂; Osamu Furukimi; 古君　　修
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1999-04-02
Filing date: 1999-04-02
Publication date: 2000-10-10

Abstract

(57)【要約】（修正有）【課題】 980 ＭＰａ以上の引張強度を達成するすとも
に、伸びフランジ性と強度延性バランスがともに優れ、
かつ低降伏比であるた、加工性に優れた超高強度熱延鋼
板およびその製造方法を提案する。【解決手段】Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Nb、Ti、Cr、Al、
Ni、等を含有し、残部はFeからなり、この鋼スラブを連
続鋳造後、直ちに又は一旦冷却して、1100〜1300℃に加
熱したのち、仕上げ圧延終了温度 950〜800 ℃にて熱間
圧延し、圧延終了後 0.5秒以内に冷却を開始して、30℃
／sec 以上の冷却速度で冷却を行い、500 〜300 ℃で巻
取ることにより、体積分率で60〜90％未満のベイナイト
を主相、パーライト、フェライト、残留オーステナイ
ト、マルテンサイトのうちの少なくとも１種を第２相と
し、しかもベイナイト相の平均粒径を４μｍ未満とした
金属組織になす。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車の耐衝突安
全性の向上を目的として使用される自動車部品、例えば
ドアインパクトビーム、バンパーなどに用いて好適な熱
延鋼板に関し、とくに引張強さTSが980 MPa 以上で、加
工性に優れる超高強度熱延鋼板およびその製造方法に関
するものである。

【０００２】

【従来の技術】最近、自動車の製造分野においては、車
体の軽量化を図り、しかも衝突時におけるキャビンの変
形を抑制し安全性を向上させるために、バンパーやイン
パクトビームなどの部品には高強度鋼板が使用されてき
ており、その強度もますます高強度化する傾向にある。
また、これら部品は、プレス成形、ロール成形、穴拡げ
加工、曲げ加工など種々の成形加工の工程を経て製造さ
れる。したがって、上記高強度鋼板には、これらの加工
性を具えた材料が必要となる。

【０００３】ところで、鋼の強化機構には、従来から、
加工強化、組織強化、析出強化等が広く知られている。
しかし、これらの強化機構を利用すれば、鋼板の強度は
確保できるものの、一方で、加工性の低下を招くという
のが実情であった。具体的には、従来の高強度鋼板で
は、組織的不均一、硬質相と軟質相の局所的混在などの
ために、穴拡げ試験時に亀裂の起点となる場所が多数存
在することになり、これが穴拡げ性の低下を招いていた
のである。しかもこのような加工性は、高強度鋼になれ
ばなるほど、大きく低下するのが一般的であった。ま
た、低降伏比に最も有利と言われる組織強化を用いて
も、980 ＭＰa 以上の強度では、十分低い降伏が得られ
なくなり、形状凍結性等に問題があった。このため、従
来の鋼板製造技術では、高強度化と引き替えに、延性、
曲げ性、伸びフランジ性、低降伏比などの加工特性を犠
牲にしなければならないのが実状であった。なお、加工
性を確保するために、熱処理によって組織の適正化を図
ることも考えられるが、そのためには例えば焼き戻し工
程等の調質処理を余分に付加しなければならず、必然的
にコスト上昇を招き採用の障害となっており、また、焼
戻し処理等によっては、降伏比が逆に低くなりすぎて強
度確保上好ましくない、という事態も生じる問題があっ
た。

【０００４】高強度鋼板の技術として、例えば、特開平
5-105986号公報、特開昭60-181231号公報、特開昭50-15
06622号公報には、強度延性バランスが良好で、穴拡げ
性も優れた鋼板が開示されているが、これら開示技術に
おける引張強度は、いずれも980 ＭＰａに満たないレベ
ルのものである。また特開平3-277742号公報および特開
平4-236741号公報には、引張強度980 ＭＰａ以上の鋼板
について開示されているが、穴拡げ率は低く、十分な加
工性を有するものであるとは言いがたい。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】上述したように、強度
と加工性は相反する傾向を示すのが一般的であり、現状
では、伸びフランジ性をはじめとする良好な加工性を具
え、引張強度が980 ＭＰａ以上である超高張力鋼は知ら
れていない。また、かかる強度を具えた超高強度鋼板
は、ロール成形により所定の形状の製品に成形する際、
縁波、しわなどの成形不良を発生するという問題も抱え
ていた。本発明は、このような従来技術の問題を解決す
るための新規な熱延鋼板を提案するものであり、980 Ｍ
Ｐａ以上の引張強度を達成するすともに、伸びフランジ
性と強度延性バランスがともに優れ、かつ低降伏比をも
具えた、加工性に優れた超高強度熱延鋼板およびその製
造方法を提案することにある。また、本発明が目指す目
標特性は、伸びフランジ性を表す指標として、ＴＳ×λ
（穴拡げ率）≧60000 ＭＰａ・％、強度延性バランスの
指標として、ＴＳ×Ｅｌ≧16000 ＭＰａ・％、また降伏
比ＹＲ：60〜70％とする。さらに、上記各材料特性に加
えて、薄鋼板をロール成形により所定の形状の製品に成
形する際に、縁波、しわなどの成形不良をも発生させな
い特性を持ち合わせることも目標とする。さらにまた、
本発明は、成形後における遅れ破壊が発生しないことを
目標の１つとする。

【０００６】

【課題を解決するための手段】発明者らは、上記の目的
を達成すべく、鋼成分、製造条件、金属組織などの面か
ら鋭意実験を行い検討を重ねた。その結果、成分と製造
条件を適正範囲に制御して、組織を微細化するととも
に、体積分率を管理したベイナイト主体の組織とするこ
とにより、加工時のわれ発生起点が減少し、強度レベル
を低下させることなく、従来にはない優れた伸びフラン
ジ性と、高い強度延性バランスを付与でき、また降伏比
ＹＲ：60％〜70％を満たすことが可能となり、プレス成
形の改善がはかられ、波及的にロール成形における縁
波、しわ等の成形不良をも防止できることを知見した。
また同時に、かかる手段を採用することにより、遅れ破
壊等を発生することがなくなり、加工後部品の信頼性を
高めることも可能であることがわかった。

【０００７】本発明はこのような知見に基づいて完成さ
れたものであり、その要旨とするところは次のとおりで
ある。 (1) Ｃ：0.05〜0.20wt％、Si：0.05〜0.50wt％、Mn：
1.0 〜3.5 wt％、Ｐ：0.05wt％以下、Ｓ：0.01wt％以
下、Nb：0.005 〜0.30wt％、Ti：0.001 〜0.100 wt％、
Cr：0.01〜1.0 wt％およびAl：0.1 wt％以下を含有し、
残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなり、かつ上
記Si、Ｐ、Cr、Ti、NbおよびMnの各含有量は次式： 0.05≦((wt％)Si ＋ (wt％) Ｐ) ／((wt％)Cr ＋ (wt
％)Ti ＋ (wt％)Nb ＋ (wt％)Mn)≦0.5 の関係を満たして含有し、金属組織が、体積分率で60〜
90％未満のベイナイトを主相とし、パーライト、フェラ
イト、残留オーステナイト、マルテンサイトのうちの少
なくとも１種を第２相とする組織であり、しかもベイナ
イト相の平均粒径が４μｍ未満であることを特徴とす
る、加工性に優れた超高強度熱延鋼板。

【０００８】(2)上記 (1)に記載の鋼板において、上記
成分の他にさらに、Ａ群； Cu：0.01〜1.0 wt％、Ni：0.01〜1.0 wt％、M
o：0.01〜1.0 wt％、Ｖ：0.01〜0.3 wt％、Zr：0.01〜
0.3 wt％およびＢ：0.0001〜0.0050wt％Ｂ群； Ca：0.0001〜0.0050wt％およびREM ：0.0001〜
0.0050wt％のいずれか１群または２群から選ばれるいずれか１種ま
たは２種以上を含有することを特徴とする、加工性に優
れた超高強度熱延鋼板。

【０００９】(3) Ｃ：0.05〜0.20wt％、Si：0.05〜0.5
0wt％、Mn：1.0 〜3.5 wt％、Ｐ：0.05wt％以下、Ｓ：
0.01wt％以下、Nb：0.005 〜0.30wt％、Ti：0.001 〜0.
100 wt％、Cr：0.01〜1.0 wt％およびAl：0.1 wt％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からな
り、かつ上記Si、Ｐ、Cr、Ti、NbおよびMnの各含有量は
次式： 0.05≦((wt％)Si ＋ (wt％) Ｐ) ／((wt％)Cr ＋ (wt
％)Ti ＋ (wt％)Nb ＋ (wt％)Mn)≦0.5 の関係を満たして含有する鋼スラブを連続鋳造後、直ち
に又は一旦冷却して、1100〜1300℃に加熱したのち、仕
上げ圧延終了温度 950〜800 ℃にて熱間圧延し、圧延終
了後 0.5秒以内に冷却を開始して、30℃／sec 以上の冷
却速度で冷却を行い、500 〜300 ℃で巻取ることを特徴
とする、加工性に優れた超高強度熱延鋼板の製造方法。

【００１０】(4)上記 (3)に記載の方法において、上記
成分の他にさらに、Ａ群； Cu：0.01〜1.0 wt％、Ni：0.01〜1.0 wt％、M
o：0.01〜1.0 wt％、Ｖ：0.01〜0.3 wt％、Zr：0.01〜
0.3 wt％およびＢ：0.0001〜0.0050wt％Ｂ群； Ca：0.0001〜0.0050wt％およびREM ：0.0001〜
0.0050wt％のいずれか１群または２群から選ばれるいずれか１種ま
たは２種以上を含有することを特徴とする、加工性に優
れた超高強度熱延鋼板の製造方法。

【００１１】

【発明の実施の形態】次に、上記要旨構成のとおりに限
定した理由について説明する。Ｃ：0.05〜0.20wt％Ｃは、低温変態相を利用して鋼を強化するために必要不
可欠な元素である。引張強度 980ＭＰａ以上を得るには
0.05wt％以上の含有が必要であるが、0.2 wt％を超えて
含有すると、溶接性が劣化するので、Ｃ量は0.05〜0.20
wt％の範囲とする。

【００１２】Si：0.05〜0.50wt％ Siは、強度向上に寄与する元素であり、その効果は0.05
wt％未満では発揮されない。一方、0.50wt％を超えて含
有させると、フェライト変態が促進され、低温変態相に
よる強化が不十分となり、また強度を上げても降伏比が
高くなる傾向にある。よって、Si量は0.05〜0.50wt％の
範囲で含有させる。

【００１３】Mn：1.0 〜3.5 wt％ Mnは、ベイナイト組織を得るために重要な役割を担って
いる元素である。熱延終了後の冷却過程において、他の
変態相の生成を抑制し、安定的にベイナイト主体の組織
となすには1.0 wt％以上のMn量が必要であるが、3.5 wt
％を超えて含有させても、前記効果は飽和する。よっ
て、Mn量は1.0 〜3.5 wt％の範囲で添加する。

【００１４】Ｐ：0.05wt％以下Ｐは、強度の向上に寄与するとともに、鋼中の蓄積水素
に起因する水素脆性および遅れ破壊を防止する効果を有
する元素である。しかし、過多に含有させると、組織の
不均一をもたらし、鋳造時の凝固偏析が著しく、内部割
れや加工性の劣化を招くことになるので0.05wt％以下の
範囲で含有させる。

【００１５】Ｓ：0.01wt％以下Ｓは、鋼中で非金属介在物として存在し、伸びフランジ
成形時の応力集中源となるため、その含有量は低いこと
が望まれる。Ｓ含有量が0.01wt％以下の範囲では、超高
強度であっても、穴拡げ性に大きな悪影響を及ぼさない
ので0.01wt％を上限として含んでもよい。

【００１６】Nb：0.005 〜0.30wt％ Nbは、NbＣなどの析出物の存在形態、再結晶温度に影響
する元素である。とくに本発明では、Nbは組織の微細均
一化に有効に作用するほか、降伏強度の低下の原因とな
る軟質なフェライト、パーライト相の生成を抑制し、低
温変態相であるベイナイト主体となる組織とすることに
より、高強度にもかかわらず高い伸び、穴拡げ性をもた
らすという効果を有している。このような効果は0.005
wt％以上の添加で発現するが、0.30wt％を超えて含有さ
せると鋼中に硬質な析出物を多量形成し、伸びフランジ
性を低下させる。よって、Nb量は0.005 〜0.30wt％の範
囲とする。なお、好ましくは0.01〜0.1 wt％とする。

【００１７】Ti：0.001 〜0.100 wt％ Tiは、Nbと同様に、析出物の存在形態、再結晶温度に影
響し、組織の微細均一化をもたらし、降伏強度、伸び、
穴拡げ性の各特性を向上させるために有効な元素であ
る。これらの好ましい効果は、0.001 wt％以上の添加で
得られる。また、このTiを上記Nbと併用して添加する
と、フェライト変態が起きない最小の冷却速度が小さく
なり、焼入れ性が向上するという効果がもたらされる。
一方、0.100wt％を超えるTiを含有させると、硬質な炭
化物等を形成し、伸びフランジ性を低下させるため、Ti
量は0.001 〜0.100 wt％とする。なお、好ましくは 0.0
05〜0.05wt％とする。

【００１８】Cr：0.01〜1.0 wt％ Crは、伸びを大きく低下させたりＹＳを大きく上昇させ
たりすることなく、強度を向上させるのに有効な元素で
あるが、0.01wt％未満ではその効果は少なく、また1.0
wt％を超えて多量に含有させてもさらなる効果はなく、
経済的に不利になる。よって、Cr量は0.01〜1.0 wt％と
する。なお、好ましくは0.05〜0.5 wt％とする。

【００１９】Al：0.1 wt％以下 Alは、脱酸および炭化物形成元素の歩留りを向上させる
ために有効な元素であるが、0.1 wt％を超えて添加して
も効果が飽和するのみでなく、加工性の劣化のほかに表
面性状も劣化するので 0.1wt％以下とする。

【００２０】Cu：0.01〜1.0 wt％、Ni：0.01〜1.0 wt
％、Mo：0.01〜1.0 wt％、Ｖ：0.01〜0.3 wt％、Zr：0.
01〜0.3 wt％およびＢ：0.0001〜0.0050wt％これらの元素は、鋼板の強度を上昇させるに有効な元素
であり、その効果はいずれの元素とも0.01wt％以上で得
られる。また、ＶおよびZrは、前記効果に加えて、局部
伸びを向上させる元素でもある。しかし、これら元素の
うち、Cu、Ni、Moではそれぞれ1.0 wt％超えて、また
Ｖ、Zrではそれぞれ0.3 wt％を超えて添加しても、さら
なる効果は得られず、徒にコストの上昇を招くことにな
る。よって、Cu、Ni、Moの各元素は0.01〜1.0 wt％、Ｖ
およびZrは0.01〜0.3 wt％の範囲で添加する。なお、い
ずれの元素とも、単独でも複合添加でも同様の挙動を示
す。Ｂも、強度の向上に有効な元素である。Ｂを添加す
ることにより、熱延終了後の急冷時において、軟質相の
生成を抑制しベイナイト相を形成することが容易とな
る。このような効果を得るためには、0.0001wt％以上の
添加が必要であるが、0.0050wt％を超えて添加してもさ
らなる効果が得られないので、0.0050wt％を上限として
添加する。

【００２１】 Ca：0.0001〜0.0050wt％、REM ：0.0001〜0.0050wt％ CaおよびREM は、硫化物等の析出物を球状化して、鋭角
的な析出物を減少させ、応力集中を減少させることによ
り、伸びフランジ性の低下を抑制する効果を有してい
る。これらの元素の添加量が、それぞれ0.0001wt％未満
では添加の効果が発揮されず、一方0.0050wt％を超えて
添加してもその効果が飽和する。よって、Ca、REM と
も、0.0001〜0.0050wt％の範囲で添加する。

【００２２】0.05≦((wt％)Si ＋ (wt％) Ｐ) ／((wt
％)Cr ＋ (wt％)Ti ＋ (wt％)Nb ＋ (wt％)Mn)≦0.5 所望のＹＲを得るには、後述する組織制御を行う必要が
ある。Si、Ｐなどフェライト生成促進元素を多量に含有
すると、熱延後の連続冷却中および巻き取り中にフェラ
イト相、パーライト相などの生成量が増加し、ベイナイ
ト相の体積分率が減少するので、伸びの低下やＹＲの低
下を招く。一方、Cr、Ti、Nbなどパーライトの生成を抑
制する炭化物形成元素も重要な役割を担っており、これ
らの元素の含有が少ないと、パーライトの生成が促進さ
れ、やはりベイナイト相の体積分率が減少し、伸びの低
下や、ＹＲの低下を招く。また、Mnは、オーステナイト
安定化元素であり、連続冷却中のフェライトの生成を抑
制し、ベイナイト相の生成を促進する一方、過多になる
と、ベイナイト相の体積分率が増加し、高ＹＲ化させる
作用を有している。このような各元素の作用を考慮して
検討したところ、目標としたＹＲを得るには、((wt％)S
i ＋ (wt％) Ｐ) ／((wt％)Cr ＋ (wt％)Ti ＋ (wt％)N
b ＋ (wt％)Mn)の値を0.05〜0.5 の範囲に制御すること
が必要である。すなわち、成分バランスをかかる範囲に
調整し、適正条件のもとで圧延することによって、体積
分率で60〜90％未満のベイナイト（主相）と、パーライ
ト、フェライト、残留オーステナイトのうちの少なくと
も１種からなる第２相の組織にすることが可能になる。

【００２３】金属組織：ベイナイト相の体積分率が多す
ぎると高ＹＳ化する傾向がある。強度、ＹＲなどの特性
を満たすためには、ベイナイト相体積分率を60〜90％未
満とする必要がある。というのは、ベイナイト相体積分
率が60％未満では局部変形能の劣化および穴拡げ性の低
下が生じ、一方この分率が90％以上になるとＹＲが高く
なりプレス成形性の低下、またロール成形での成形不良
（縁波、しわの発生）がもたらされるからである。ベイ
ナイト相の平均粒径を４μｍ未満にすることも目標とす
る材質特性を満たすために必要である。結晶粒径が微細
化し、組織が均一化すると、従来にない優れた強度一穴
拡げ率バランスを得ることが可能になる。なお、ベイナ
イト組織の平均粒径は、フェライトの平均粒径の求め方
（JIS G0552 ）に準じて算出したもので、圧延方向およ
び圧延直角方向で各板厚断面の全厚みに渡って測定した
値の平均から求めたものとする。

【００２４】このようなベイナイト相体積分率を60〜90
％とした相構成とベイナイト粒径を満たすことにより、
980 ＭＰａ以上の超高強度で、伸びフランジ性に優れ、
延性に優れた総合的な材質バランスを達成でき、良好な
プレス成形（穴拡げ加工）とロール成形性を発揮でき
る。本発明では、このような優れた特性として、ＴＳ×
λ（穴拡げ率）≧60000 ＭＰａ・％、ＴＳ×Ｅｌ≧1600
0 ＭＰａ・％、降伏比ＹＲ：60〜70％が達成できる。な
お、ＹＲが60未満では、ロール成形時縁波が生じ成形不
良を生じ、70％を超えるとロール成形後の曲げ加工時に
しわが発生する。

【００２５】次に製造条件について説明する。スラブは
成分のマクロ的な偏析を防止する上で連続鋳造法で製造
することが望ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法によっ
て製造することも可能である。製造後のスラブは、いっ
たん室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法の工程
はもちろん、温片のままで加熱炉に挿入してから圧延す
る直送圧延、あるいはわずかの保熱を行い直ちに圧延す
る直接圧延などの省エネルギープロセス工程も問題なく
適用できる。ただし、初期組織の均一かつ微細化という
観点からすれば、直送圧延などを行なう場合でも一旦、
γ→α変態を終了させたのちに再加熱を行なうほうが望
ましい。

【００２６】・スラブ加熱温度（ＳＲＴ）：1100〜1300℃ スラブ加熱温度は、結晶粒の均一微細化をはかるため、
1300℃以下のできるかぎり低温とすることが好ましい
が、仕上げ圧延温度を確保することも必要であるので、
1100〜1300℃の範囲とする。なお、好ましくは1200℃以
下とする。・仕上げ圧延終了温度： 800〜950 ℃ 仕上げ圧延終了温度が 800℃未満では圧延時の変形抵抗
が大きく、また組織の不均一化がおこる。一方 950℃よ
り高温では微細均一な組織が得られなくなる。よって、
仕上げ圧延終了温度は 800〜950 ℃の範囲とする。

【００２７】・熱間圧延終了後の冷却熱延終了後は0.5 秒以内に冷却を開始し、30℃／sec 以
上の冷却速度で強制冷却する。熱延終了後に放冷する
と、最終的に得られる熱延板の結晶粒径が粗大となる。
ベイナイトの平均粒径を４μｍ未満にするためには、熱
延終了後0.5 秒以内に強制的に冷却する必要がある。こ
のときの冷却速度は、熱延終了後の組織を決定するので
極めて重要である。冷却速度が30℃／sec 未満では、軟
質なフェライト相などベイナイト相以外の相が生成す
る。30℃／sec 以上の速度で冷却することにより、ベイ
ナイトを主相とする均一微細な組織を得ることが可能に
なる。・巻き取り温度：300 〜500 ℃ 巻き取り温度が低温すぎると、硬質なマルテンサイト相
が生成し、ベイナイト主体の均一な組織にならないの
で、十分な加工性が得られなくなる。一方、巻き取り温
度が高温過ぎると、低温変態相が軟化し、さらに結晶粒
が粗大化するので強度などの特性が不十分となる。

【００２８】図１は、伸びフランジ性（穴拡げ率）と引
張強度との関係を、本発明と従来のものとで比較して示
したものである。発明鋼板は、0.08〜0.15wt％Ｃ−0.20
wt％Si−3.0 wt％Mn−0.04wt％Al−0.04wt％Nb−0.020
wt％Ti−0.10wt％Cr−0.020 wt％Ｐ−0.0020wt％Ｓの鋼
スラブを、スラブ加熱温度を1150℃、仕上げ圧延終了温
度を900 ℃、熱延終了後の冷却開始を0.3 秒以内、冷却
速度を85℃/sec、巻取温度を350 〜400 ℃としたもので
あり、比較鋼板は主として加熱温度、冷却速度、巻取温
度などの条件で発明とは異なっている。図１から、本発
明に従う熱延鋼板は980 MPa 以上の引張強度が得られて
いることはもちろん、穴拡げ率が比較鋼板よりも格段に
向上していることがわかる。

【００２９】

【実施例】実施例１表１に示す成分と残部が実質的にFeからなる成分組成の
連続鋳造スラブ（スラブ厚260 ｍｍ）を、室温まで冷却
後、1048℃〜1116℃に加熱し、仕上げ圧延終了温度を87
0 〜900 ℃とする熱間圧延を行い、熱延終了後0.4 秒以
内に、冷却速度を60〜70℃／sec として冷却し、 360〜
310 ℃で巻き取り、2.0 ｍｍの熱延鋼板とした。得られ
た熱延鋼板について、以下の材料特性を実施した。・穴拡げ率：初期直径ｄ₀＝10ｍｍの穴を打抜き、60°
の円錐ポンチを上昇させ穴を拡げた際に、亀裂が板厚貫
通したところでポンチ上昇を止め、亀裂貫通後の打抜き
穴径ｄを測定し、穴拡げ率（％）＝（（ｄ−ｄ₀）／ｄ
₀）×100 として算出した。・縁波の有無：ハット形状（成形高さ50ｍｍ、ポンチ肩
10ｍｍφ、ダイス肩10ｍｍφ）にロール成形後、端面形
状を目視で判定した。・曲げ加工：鋼板を一旦断面形状が角形閉断面（コーナ
ーＲ10ｍｍφ、断面サイズ100 ｍｍ×60ｍｍ）のパイプ
状に成形したものを曲率半径500 ｍｍで曲げ加工を行
い、しわ発生の有無を目視で判定した。・遅れ破壊試験：直径50ｍｍφのポンチで絞り比1.80の
円筒に深絞り加工し、これを純水中に浸漬して約１週間
経過後の割れ発生の有無で評価した。表２に試験結果を
示す。

【００３０】実施例２次に、表１中の鋼スラブＨを用い、表３に示す各条件で
熱延鋼板を製造した。得られた熱延鋼板について、同様
な試験を行い材料特性を調査した。その結果を併せて表
３に示す。

【００３１】

【表１】

【００３２】

【表２】

【００３３】

【表３】

【００３４】本発明に従えば、 980ＭＰａ以上の引張強
度を有し、延性、穴拡げ性バランスが従来になく優れた
超高強度熱延鋼板が得られることがわかる。

【００３５】

【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
引張強度が 980ＭＰａ以上でありながら、伸びフランジ
成形性と強度延性バランスがともに優れ、かつ低降伏比
をも具えた、加工性に優れる超高強度熱延鋼板を提供す
ることができる。また、本発明によれば、ロール成形に
より発生しやすい、縁波、しわなどの成形不良も防止で
きる。したがって、本発明は、自動車の強度メンバーや
インパクトビームなどの製造に際して、一層の軽量化や
コストの低減等に大きく寄与する。

【図面の簡単な説明】

【図１】穴拡げ率と引張強度との関係を示すグラフであ
る。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (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 EA02 EA05 EA06 EA09 EA11 EA13 EA15 EA16 EA17 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA31 EA32 EA35 EA36 EB05 EB07 EB08 EB11 FA02 FA03 FC03 FC04 FD04 FE01 FE06 JA06

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：0.05〜0.20wt％、 Si：0.05〜0.50wt％、 Mn：1.0 〜3.5 wt％、Ｐ：0.05wt％以下、Ｓ：0.01wt％以下、 Nb：0.005 〜0.30wt％、 Ti：0.001 〜0.100wt ％、 Cr：0.01〜1.0 wt％および Al：0.1 wt% 以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からな
り、かつ上記Si、Ｐ、Cr、Ti、NbおよびMnの各含有量は
次式： 0.05≦((wt％)Si ＋ (wt％) Ｐ) ／((wt％)Cr ＋ (wt
％)Ti ＋ (wt％)Nb ＋ (wt％)Mn)≦0.5 の関係を満たして含有し、金属組織が、体積分率で60〜
90％未満のベイナイトを主相とし、パーライト、フェラ
イト、残留オーステナイト、マルテンサイトのうちの少
なくとも１種を第２相とする組織であり、しかもベイナ
イト相の平均粒径が４μｍ未満であることを特徴とす
る、加工性に優れた超高強度熱延鋼板。
【請求項２】請求項１に記載の鋼板において、上記成分
の他にさらに、のいずれか１群または２群から選ばれるいずれか１種ま
たは２種以上を含有することを特徴とする、加工性に優
れた超高強度熱延鋼板。
【請求項３】Ｃ：0.05〜0.20wt％、 Si：0.05〜0.50wt％、 Mn：1.0 〜3.5 wt％、Ｐ：0.05wt％以下、Ｓ：0.01wt％以下、 Nb：0.005 〜0.30wt％、 Ti：0.001 〜0.100wt ％、 Cr：0.01〜1.0 wt％および Al：0.1 wt% 以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からな
り、かつ上記Si、Ｐ、Cr、Ti、NbおよびMnの各含有量は
次式： 0.05≦((wt％)Si ＋ (wt％) Ｐ) ／((wt％)Cr ＋ (wt
％)Ti ＋ (wt％)Nb ＋ (wt％)Mn)≦0.5 の関係を満たして含有する鋼スラブを鋳造後、直ちに又
は一旦冷却して、1100〜1300℃に加熱したのち、仕上げ
圧延終了温度 950〜800 ℃にて熱間圧延し、圧延終了後
0.5秒以内に冷却を開始して、30℃／sec 以上の冷却速
度で冷却を行い、500〜300 ℃で巻取ることを特徴とす
る、加工性に優れた超高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項４】請求項３に記載の方法において、上記成
分の他にさらに、のいずれか１群または２群から選ばれるいずれか１種ま
たは２種以上を含有することを特徴とする、加工性に優
れた超高強度熱延鋼板の製造方法。