JP2003321734A - 材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法 - Google Patents
材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 コイル内材質変動、特に幅方向の降伏強度の
変動が小さく、工業的に実用可能な材質均一性に優れた
高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加
工方法を提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ≦０．１％、Ｔｉ：０．０
２〜０．２％を含み、かつＭｏ：０．０５〜０．６％、
Ｗ：０．０１〜１．５％から選ばれる１種以上を含み、
鋳造後、熱間圧延してコイルに巻き取った後に、熱処理
する工程を経ることによって、実質的にフェライト組織
に、以下の（１）を満たす範囲で、Ｔｉと、Ｍｏおよび
Ｗのうち１種以上とを含む炭化物が分散析出され、鋼板
幅方向の中央部と端部の降伏応力の差が３０ＭＰａ以下
である。 ０．１≦Ｔｉ／［４８｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝］≦３．５ …（１ ）
変動が小さく、工業的に実用可能な材質均一性に優れた
高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加
工方法を提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ≦０．１％、Ｔｉ：０．０
２〜０．２％を含み、かつＭｏ：０．０５〜０．６％、
Ｗ：０．０１〜１．５％から選ばれる１種以上を含み、
鋳造後、熱間圧延してコイルに巻き取った後に、熱処理
する工程を経ることによって、実質的にフェライト組織
に、以下の（１）を満たす範囲で、Ｔｉと、Ｍｏおよび
Ｗのうち１種以上とを含む炭化物が分散析出され、鋼板
幅方向の中央部と端部の降伏応力の差が３０ＭＰａ以下
である。 ０．１≦Ｔｉ／［４８｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝］≦３．５ …（１ ）
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、自動車等の輸送機
に使用される部材に適した、材質均一性に優れた高成形
性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
に関する。
に使用される部材に適した、材質均一性に優れた高成形
性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車を代表する輸送機分野にお
いて、燃費向上を目的に車体の軽量化が検討されてい
る。この車体軽量化の検討の一つとして、使用鋼板の高
強度化が推進されている。また、自動車用部材は難加工
であるため、加工性も要求されている。
いて、燃費向上を目的に車体の軽量化が検討されてい
る。この車体軽量化の検討の一つとして、使用鋼板の高
強度化が推進されている。また、自動車用部材は難加工
であるため、加工性も要求されている。
【０００３】特開平６−２００３５１号公報および特開
平６−２８７６８５号公報には、フェライトを主体とす
る組織で、析出強化した高強度熱延鋼板に関する技術が
提案されている。前者では、組織の大部分をポリゴナル
フェライトにして所要の加工性を確保し、ＴｉＣを中心
とした析出強化と固溶強化により高強度化を実現してい
る。また、後者では、組織の大部分をフェライトにして
所要の加工性を確保し、ＴｉとＣｕとの添加量を制御す
ることによってＴｉＣおよびＣｕを中心とした析出強化
と固溶強化によって高強度化している。
平６−２８７６８５号公報には、フェライトを主体とす
る組織で、析出強化した高強度熱延鋼板に関する技術が
提案されている。前者では、組織の大部分をポリゴナル
フェライトにして所要の加工性を確保し、ＴｉＣを中心
とした析出強化と固溶強化により高強度化を実現してい
る。また、後者では、組織の大部分をフェライトにして
所要の加工性を確保し、ＴｉとＣｕとの添加量を制御す
ることによってＴｉＣおよびＣｕを中心とした析出強化
と固溶強化によって高強度化している。
【０００４】しかしながら、これらの鋼板では、ＴｉＣ
の析出温度が狭範囲であり、かつＴｉＣは熱的に不安定
で粗大化しやすいため、熱延ランナウトテーブルからコ
イラにかけての幅方向中央部と端部の冷却履歴の違いに
よる幅方向の材質変化や圧延速度の変化で生じるランナ
ウトテーブル状のストリップの冷却速度変化等によっ
て、鋼板幅方向中央部と端部とで降伏強度の不均一が生
じるという問題があった。
の析出温度が狭範囲であり、かつＴｉＣは熱的に不安定
で粗大化しやすいため、熱延ランナウトテーブルからコ
イラにかけての幅方向中央部と端部の冷却履歴の違いに
よる幅方向の材質変化や圧延速度の変化で生じるランナ
ウトテーブル状のストリップの冷却速度変化等によっ
て、鋼板幅方向中央部と端部とで降伏強度の不均一が生
じるという問題があった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】このように、従来技術
では、比較的良好な加工性を有する高張力熱延鋼板が得
られているものの、コイル内の引張特性の変動が大きく
なるため、鋼板をプレス成形する際の形状凍結性や最終
製品の強度特性に支障をきたしている。
では、比較的良好な加工性を有する高張力熱延鋼板が得
られているものの、コイル内の引張特性の変動が大きく
なるため、鋼板をプレス成形する際の形状凍結性や最終
製品の強度特性に支障をきたしている。
【０００６】本発明はかかる事情に鑑みてなされたもの
であって、コイル内材質変動、特に幅方向の降伏強度の
変動が小さく、工業的に実用可能な材質均一性に優れた
高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加
工方法を提供することを目的とする。
であって、コイル内材質変動、特に幅方向の降伏強度の
変動が小さく、工業的に実用可能な材質均一性に優れた
高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加
工方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、コイル内
の降伏強度の変動を小さくするために鋭意研究を重ねた
結果、フェライト単相組織を、所定の原子比を満たす微
細析出物で強化することにより、所望の範囲内の変動に
低減可能であることを見出した。
の降伏強度の変動を小さくするために鋭意研究を重ねた
結果、フェライト単相組織を、所定の原子比を満たす微
細析出物で強化することにより、所望の範囲内の変動に
低減可能であることを見出した。
【０００８】本発明はこのような知見に基づいてなされ
たものであって、以下の（１）〜（１２）を提供する。
たものであって、以下の（１）〜（１２）を提供する。
【０００９】（１）重量％で、Ｃ≦０．１％、Ｔｉ：
０．０２〜０．２％を含み、かつＭｏ：０．０５〜０．
６％、Ｗ：０．０１〜１．５％から選ばれる１種以上を
含み、鋳造後、熱間圧延してコイルに巻き取った後に、
熱処理する工程を経ることによって、実質的にフェライ
ト組織に、以下の（１）式を満たす範囲で、Ｔｉと、Ｍ
ｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物が分散析出さ
れ、鋼板幅方向の中央部と端部の降伏応力の差が３０Ｍ
Ｐａ以下であることを特徴とする材質均一性に優れた高
成形性高張力熱延鋼板。 ０．１≦Ｔｉ／［４８｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝］≦３．５ …（ １） ただし、上記（１）式中、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分の重
量％を表す。
０．０２〜０．２％を含み、かつＭｏ：０．０５〜０．
６％、Ｗ：０．０１〜１．５％から選ばれる１種以上を
含み、鋳造後、熱間圧延してコイルに巻き取った後に、
熱処理する工程を経ることによって、実質的にフェライ
ト組織に、以下の（１）式を満たす範囲で、Ｔｉと、Ｍ
ｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物が分散析出さ
れ、鋼板幅方向の中央部と端部の降伏応力の差が３０Ｍ
Ｐａ以下であることを特徴とする材質均一性に優れた高
成形性高張力熱延鋼板。 ０．１≦Ｔｉ／［４８｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝］≦３．５ …（ １） ただし、上記（１）式中、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分の重
量％を表す。
【００１０】（２）上記（１）において、重量％で、さ
らに、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．０１〜
０．１％から選ばれる１種以上を含むことを特徴とする
材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。
らに、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．０１〜
０．１％から選ばれる１種以上を含むことを特徴とする
材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。
【００１１】（３）重量％で、Ｃ≦０．１％、Ｓｉ≦
０．５％、Ｍｎ≦２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１
％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｃｒ≦０．５
％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％を含み、さらにＭｏ：
０．０５〜０．６％、Ｗ：０．０１〜１．５％から選ば
れる１種以上を含み、残部が実質的にＦｅからなり、鋳
造後、熱間圧延してコイルに巻き取った後に、熱処理す
る工程を経ることによって、実質的にフェライト組織
に、以下の（１）式を満たす範囲で、Ｔｉと、Ｍｏおよ
びＷのうち１種以上とを含む炭化物が分散析出され、鋼
板幅方向の中央部と端部の降伏応力の差が３０ＭＰａ以
下であることを特徴とする材質均一性に優れた高成形性
高張力熱延鋼板。 ０．１≦Ｔｉ／［４８｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝］≦３．５ …（ １） ただし、上記（１）式中、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分の重
量％を表す。
０．５％、Ｍｎ≦２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１
％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｃｒ≦０．５
％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％を含み、さらにＭｏ：
０．０５〜０．６％、Ｗ：０．０１〜１．５％から選ば
れる１種以上を含み、残部が実質的にＦｅからなり、鋳
造後、熱間圧延してコイルに巻き取った後に、熱処理す
る工程を経ることによって、実質的にフェライト組織
に、以下の（１）式を満たす範囲で、Ｔｉと、Ｍｏおよ
びＷのうち１種以上とを含む炭化物が分散析出され、鋼
板幅方向の中央部と端部の降伏応力の差が３０ＭＰａ以
下であることを特徴とする材質均一性に優れた高成形性
高張力熱延鋼板。 ０．１≦Ｔｉ／［４８｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝］≦３．５ …（ １） ただし、上記（１）式中、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分の重
量％を表す。
【００１２】（４）重量％で、Ｃ≦０．１％、Ｓｉ≦
０．５％、Ｍｎ≦２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１
％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｃｒ≦０．５
％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％を含み、さらにＭｏ：
０．０５〜０．６％、Ｗ：０．０１〜１．５％から選ば
れる１種以上を含み、かつＮｂ：０．００５〜０．１
％、Ｖ：０．０１〜０．１％から選ばれる１種以上を含
み、残部が実質的にＦｅからなり、鋳造後、熱間圧延し
てコイルに巻き取った後に、熱処理する工程を経ること
によって、実質的にフェライト組織に、以下の（１）式
を満たす範囲でＭｏおよびＷのうち１種以上とＴｉとを
含む炭化物が分散析出され、鋼板幅方向の中央部と端部
の降伏応力の差が３０ＭＰａ以下であることを特徴とす
る材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。 ０．１≦Ｔｉ／［４８｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝］≦３．５ …（ １） ただし、上記（１）式中、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分の重
量％を表す。
０．５％、Ｍｎ≦２％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１
％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｃｒ≦０．５
％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％を含み、さらにＭｏ：
０．０５〜０．６％、Ｗ：０．０１〜１．５％から選ば
れる１種以上を含み、かつＮｂ：０．００５〜０．１
％、Ｖ：０．０１〜０．１％から選ばれる１種以上を含
み、残部が実質的にＦｅからなり、鋳造後、熱間圧延し
てコイルに巻き取った後に、熱処理する工程を経ること
によって、実質的にフェライト組織に、以下の（１）式
を満たす範囲でＭｏおよびＷのうち１種以上とＴｉとを
含む炭化物が分散析出され、鋼板幅方向の中央部と端部
の降伏応力の差が３０ＭＰａ以下であることを特徴とす
る材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。 ０．１≦Ｔｉ／［４８｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝］≦３．５ …（ １） ただし、上記（１）式中、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分の重
量％を表す。
【００１３】（５）上記（１）または（３）において、
Ｃと、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを以下の
（２）式を満足するように含有することを特徴とする材
質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４） ｝≦１．５ …（２） ただし、上記（２）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分
の重量％を表す。
Ｃと、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを以下の
（２）式を満足するように含有することを特徴とする材
質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４） ｝≦１．５ …（２） ただし、上記（２）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分
の重量％を表す。
【００１４】（６）上記（２）または（４）において、
Ｃと、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上と、Ｎｂお
よびＶのうち１種以上を以下の（３）式を満足するよう
に含有することを特徴とする材質均一性に優れた高成形
性高張力熱延鋼板。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４） ＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）｝≦１．５ …（３） ただし、上記（３）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、
Ｖは各成分の重量％を表す。
Ｃと、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上と、Ｎｂお
よびＶのうち１種以上を以下の（３）式を満足するよう
に含有することを特徴とする材質均一性に優れた高成形
性高張力熱延鋼板。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４） ＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）｝≦１．５ …（３） ただし、上記（３）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、
Ｖは各成分の重量％を表す。
【００１５】（７）上記（１）〜（６）のいずれかにお
いて、表面に溶融亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴
とする材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。
いて、表面に溶融亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴
とする材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。
【００１６】（８）上記（１）〜（６）のいずれかの成
分組成を有する鋳片をオーステナイト単相域の温度に加
熱後、熱間圧延を行うにあたり、８００℃以上で仕上圧
延を完了し、６７５℃以下で巻取った後、５７５〜７５
０℃で熱処理することを特徴とする材質均一性に優れた
高成形性高張力熱延鋼板の製造方法。
分組成を有する鋳片をオーステナイト単相域の温度に加
熱後、熱間圧延を行うにあたり、８００℃以上で仕上圧
延を完了し、６７５℃以下で巻取った後、５７５〜７５
０℃で熱処理することを特徴とする材質均一性に優れた
高成形性高張力熱延鋼板の製造方法。
【００１７】（９）上記（８）において、巻取後の熱処
理を以下の（４）式を満たすように行うことを特徴とす
る材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板の製造方
法。１６５００≦（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１
６｝≦１９５００ …（４）ただし、Ｔ：熱処理温度
（℃）、ｔ：熱処理時間（秒）
理を以下の（４）式を満たすように行うことを特徴とす
る材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板の製造方
法。１６５００≦（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１
６｝≦１９５００ …（４）ただし、Ｔ：熱処理温度
（℃）、ｔ：熱処理時間（秒）
【００１８】（１０）上記（１）〜（７）のいずれかの
鋼板からなる部材を準備する第１の工程と、前記部材に
プレス成形を施して所望の形状のプレス成形品に加工す
る第２の工程とを有する高成形性高張力熱延鋼板の加工
方法。
鋼板からなる部材を準備する第１の工程と、前記部材に
プレス成形を施して所望の形状のプレス成形品に加工す
る第２の工程とを有する高成形性高張力熱延鋼板の加工
方法。
【００１９】（１１）上記（１０）において、プレス成
形品は、自動車用部品、特に自動車用足廻り部材である
高成形性高張力熱延鋼板の加工方法。
形品は、自動車用部品、特に自動車用足廻り部材である
高成形性高張力熱延鋼板の加工方法。
【００２０】（１２）上記（１）から（７）のいずれか
に記載の鋼板により製造された自動車用部品。
に記載の鋼板により製造された自動車用部品。
【００２１】このような構成の本発明によれば、（１）
フェライト組織が形成され、セメンタイト等の製造熱履
歴で形態が変化する粗大Ｆｅ炭化物の析出がないか、も
しくは最小限に抑制されること、および（２）広い温度
域で安定である炭化物が鋼板全域に均一微細に析出する
ことにより、降伏強度の均一性に優れた鋼板が得られ
る。また、実質的にフェライト組織に上述のような微細
な炭化物が分散析出するため、高成形性でかつ高強度が
実現される。
フェライト組織が形成され、セメンタイト等の製造熱履
歴で形態が変化する粗大Ｆｅ炭化物の析出がないか、も
しくは最小限に抑制されること、および（２）広い温度
域で安定である炭化物が鋼板全域に均一微細に析出する
ことにより、降伏強度の均一性に優れた鋼板が得られ
る。また、実質的にフェライト組織に上述のような微細
な炭化物が分散析出するため、高成形性でかつ高強度が
実現される。
【００２２】
【発明の実施の形態】以下、本発明について具体的に説
明する。本発明に係る熱延鋼板は、重量％で、Ｃ≦０．
１％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％を含み、かつＭｏ：
０．０５〜０．６％、Ｗ：０．０１〜１．５％から選ば
れる１種以上を含み、鋳造後、熱間圧延してコイルに巻
き取った後に、熱処理する工程を経ることによって、実
質的にフェライト組織に、以下の（１）を満たす範囲
で、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化
物が分散析出されたものであり、鋼板幅方向の中央部と
端部の降伏応力の差が３０ＭＰａ以下である。また、さ
らに、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．０１〜
０．１％から選ばれる１種以上を含んでもよい。 ０．１≦Ｔｉ／［４８｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝］≦３．５ …（ １） （ただし、上記（１）式中、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分の
重量％を表す。）
明する。本発明に係る熱延鋼板は、重量％で、Ｃ≦０．
１％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％を含み、かつＭｏ：
０．０５〜０．６％、Ｗ：０．０１〜１．５％から選ば
れる１種以上を含み、鋳造後、熱間圧延してコイルに巻
き取った後に、熱処理する工程を経ることによって、実
質的にフェライト組織に、以下の（１）を満たす範囲
で、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化
物が分散析出されたものであり、鋼板幅方向の中央部と
端部の降伏応力の差が３０ＭＰａ以下である。また、さ
らに、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．０１〜
０．１％から選ばれる１種以上を含んでもよい。 ０．１≦Ｔｉ／［４８｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝］≦３．５ …（ １） （ただし、上記（１）式中、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分の
重量％を表す。）
【００２３】熱間圧延してコイルに巻き取った後に、熱
処理する工程を経るのは、熱間圧延ままでは中央部と端
部で差異の生じやすい微細炭化物の析出および組織をよ
り均一化するためである。
処理する工程を経るのは、熱間圧延ままでは中央部と端
部で差異の生じやすい微細炭化物の析出および組織をよ
り均一化するためである。
【００２４】マトリックスを実質的にフェライト組織と
したのは、複合組織では２種以上の組織形成を制御しな
ければならず、材質均一性を実現するのが困難であるの
に対し、フェライト単相では複数の組織を同時に制御す
る困難性を解消することができるからである。たとえ
ば、Ｆｅ炭化物はストリップやコイルの熱履歴により形
態が変化し、これが多量に含まれていると材質変動の原
因となる。
したのは、複合組織では２種以上の組織形成を制御しな
ければならず、材質均一性を実現するのが困難であるの
に対し、フェライト単相では複数の組織を同時に制御す
る困難性を解消することができるからである。たとえ
ば、Ｆｅ炭化物はストリップやコイルの熱履歴により形
態が変化し、これが多量に含まれていると材質変動の原
因となる。
【００２５】本発明では実質的にフェライト組織になっ
ていればよいのであって、完全に１００％フェライトに
なっている必要はなく、具体的には断面組織観察などに
よる体積％で９５％以上がフェライトとなっていればよ
い。好ましくは９８％以上である。また、微細析出物以
外の粗大なＦｅ炭化物は体積％で１％未満であれば本発
明の効果を損なうことがない。
ていればよいのであって、完全に１００％フェライトに
なっている必要はなく、具体的には断面組織観察などに
よる体積％で９５％以上がフェライトとなっていればよ
い。好ましくは９８％以上である。また、微細析出物以
外の粗大なＦｅ炭化物は体積％で１％未満であれば本発
明の効果を損なうことがない。
【００２６】マトリックスが実質的にフェライトからな
る本発明の熱延鋼板では、微細析出物により強度を担保
する。Ｔｉと、ＭｏおよびＷの１種以上とを含む炭化物
からなる微細析出物において、これら元素が適正比率と
なっていない場合には、ストリップやコイルの熱履歴に
より析出物の形態が変化しやすく、加熱による粗大化の
進行が速い。このため、熱間圧延ままコイルでみられる
幅方向中央部と端部で生じる冷却速度差やコイル外周部
と中央部で生じる冷却速度差に起因するコイル内での強
度変動は、そのコイルをさらに熱処理したとしても大き
い。これは、加熱による粗大化の進行が速いため、熱延
後の巻取り時に微細炭化物が析出していたところは熱処
理により炭化物が粗大化し、巻取り時に未析出であった
ところで熱処理により微細炭化物が析出するといったよ
うになり、やはりコイル内で強度変動が生じるためであ
る。これに対して、Ｔｉと、ＭｏおよびＷの１種以上と
を含む炭化物であって、これら元素が適正比率である場
合、加熱による粗大化の進行が遅い。このため、熱間圧
延ままコイルをさらにコイル内が均質なフェライト組織
になるように熱処理した際に、コイル全域において均質
に微細炭化物が析出し、コイル内の強度変動が低減され
る。そして、強度変動のうちでも降伏強度の変動に対す
る効果が顕著である。
る本発明の熱延鋼板では、微細析出物により強度を担保
する。Ｔｉと、ＭｏおよびＷの１種以上とを含む炭化物
からなる微細析出物において、これら元素が適正比率と
なっていない場合には、ストリップやコイルの熱履歴に
より析出物の形態が変化しやすく、加熱による粗大化の
進行が速い。このため、熱間圧延ままコイルでみられる
幅方向中央部と端部で生じる冷却速度差やコイル外周部
と中央部で生じる冷却速度差に起因するコイル内での強
度変動は、そのコイルをさらに熱処理したとしても大き
い。これは、加熱による粗大化の進行が速いため、熱延
後の巻取り時に微細炭化物が析出していたところは熱処
理により炭化物が粗大化し、巻取り時に未析出であった
ところで熱処理により微細炭化物が析出するといったよ
うになり、やはりコイル内で強度変動が生じるためであ
る。これに対して、Ｔｉと、ＭｏおよびＷの１種以上と
を含む炭化物であって、これら元素が適正比率である場
合、加熱による粗大化の進行が遅い。このため、熱間圧
延ままコイルをさらにコイル内が均質なフェライト組織
になるように熱処理した際に、コイル全域において均質
に微細炭化物が析出し、コイル内の強度変動が低減され
る。そして、強度変動のうちでも降伏強度の変動に対す
る効果が顕著である。
【００２７】微細炭化物中のＴｉ、Ｍｏ、Ｗの重量％に
より計算される上記Ｔｉ／［４８｛（Ｍｏ／９６）＋
（Ｗ／１８４）｝］の値を０．１〜３．５にしたのは、
０．１未満あるいは３．５超の場合には、均質に微細炭
化物が析出せず、材質変動を低減することができないか
らである。望ましくは０．７〜１．５である。
より計算される上記Ｔｉ／［４８｛（Ｍｏ／９６）＋
（Ｗ／１８４）｝］の値を０．１〜３．５にしたのは、
０．１未満あるいは３．５超の場合には、均質に微細炭
化物が析出せず、材質変動を低減することができないか
らである。望ましくは０．７〜１．５である。
【００２８】次に、上記組成について説明する。
Ｃ：ＣはＴｉ、Ｍｏ、Ｗを含む炭化物として固定され、
鋼の強度を担うのに必要不可欠な元素である。しかし、
その含有量が０．１％を超えると粗大なＦｅ炭化物の生
成や、島状マルテンサイトの生成により延性が劣化す
る。そのため、Ｃ量の上限を０．１％とした。Ｆｅ炭化
物の生成量を低減する観点からは０．０８％以下が望ま
しい。一方、５４０ＭＰａ以上の強度を維持するために
は０．０１％以上含有させることが望ましい。
鋼の強度を担うのに必要不可欠な元素である。しかし、
その含有量が０．１％を超えると粗大なＦｅ炭化物の生
成や、島状マルテンサイトの生成により延性が劣化す
る。そのため、Ｃ量の上限を０．１％とした。Ｆｅ炭化
物の生成量を低減する観点からは０．０８％以下が望ま
しい。一方、５４０ＭＰａ以上の強度を維持するために
は０．０１％以上含有させることが望ましい。
【００２９】Ｔｉ：ＴｉはＭｏ、Ｗとともに微細炭化物
を形成し、鋼板の強度を担う。しかし、その含有量が
０．０２％未満では必要な強度を確保するためには不十
分であり、一方、０．２％を超えると変態点の著しい上
昇を招き、仕上圧延をオーステナイト域で終了させるこ
とが困難となり加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含
有量を０．０２〜０．２％とした。
を形成し、鋼板の強度を担う。しかし、その含有量が
０．０２％未満では必要な強度を確保するためには不十
分であり、一方、０．２％を超えると変態点の著しい上
昇を招き、仕上圧延をオーステナイト域で終了させるこ
とが困難となり加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含
有量を０．０２〜０．２％とした。
【００３０】Ｍｏ、Ｗ：Ｍｏ、Ｗは、ともに微細炭化物
の熱による粗大化を遅延し、熱間圧延後の熱処理工程を
経ることでコイル内の強度変動を低減するのに有効であ
るため、少なくとも１種を添加する。Ｍｏが０．０５％
未満では十分に炭化物として析出することができず、一
方０．６％を超えると熱間強度が高くなり、熱間圧延が
困難となる。したがって、Ｍｏ含有量を０．０５〜０．
６％とした。望ましくは０．５％以下である。また、Ｗ
が０．０１％未満では十分に炭化物として析出すること
ができず、一方１．５％を超えると熱間強度が高くな
り、熱間圧延が困難となる。したがって、Ｗ含有量を
０．０１〜１．５％とした。
の熱による粗大化を遅延し、熱間圧延後の熱処理工程を
経ることでコイル内の強度変動を低減するのに有効であ
るため、少なくとも１種を添加する。Ｍｏが０．０５％
未満では十分に炭化物として析出することができず、一
方０．６％を超えると熱間強度が高くなり、熱間圧延が
困難となる。したがって、Ｍｏ含有量を０．０５〜０．
６％とした。望ましくは０．５％以下である。また、Ｗ
が０．０１％未満では十分に炭化物として析出すること
ができず、一方１．５％を超えると熱間強度が高くな
り、熱間圧延が困難となる。したがって、Ｗ含有量を
０．０１〜１．５％とした。
【００３１】Ｎｂ、Ｖ：Ｎｂ、Ｖはともに炭化物を形成
し、鋼板の強度を担うのに有効であり、これらの少なく
とも１種を添加することができる。しかし、Ｎｂが０．
００５％未満ではＮｂ炭化物析出の効果を得ることがで
きず、０．１％を超えると熱間強度が高くなって熱間圧
延が困難となる。また、Ｖが０．０１％未満ではＶ炭化
物析出の効果を得ることができず、０．１％を超えても
その効果が飽和する。したがって、Ｎｂを添加する場合
には、その含有量を０．００５〜０．１％とし、Ｖを添
加する場合には、その含有量を０．０１〜０．１％とす
る。
し、鋼板の強度を担うのに有効であり、これらの少なく
とも１種を添加することができる。しかし、Ｎｂが０．
００５％未満ではＮｂ炭化物析出の効果を得ることがで
きず、０．１％を超えると熱間強度が高くなって熱間圧
延が困難となる。また、Ｖが０．０１％未満ではＶ炭化
物析出の効果を得ることができず、０．１％を超えても
その効果が飽和する。したがって、Ｎｂを添加する場合
には、その含有量を０．００５〜０．１％とし、Ｖを添
加する場合には、その含有量を０．０１〜０．１％とす
る。
【００３２】本発明におけるより好ましい成分組成は、
重量％で、Ｃ≦０．１％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦２
％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１
％、Ｎ≦０．００６％、Ｃｒ≦０．５％、Ｔｉ：０．０
２〜０．２％を含み、さらにＭｏ：０．０５〜０．６
％、Ｗ：０．０１〜１．５％から選ばれる１種以上を含
み、かつ必要に応じて、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｖ：０．０１〜０．１％から選ばれる１種以上を含み、
残部が実質的にＦｅからなるものである。以下に上記
Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ以外の成分について説明する。
重量％で、Ｃ≦０．１％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦２
％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１
％、Ｎ≦０．００６％、Ｃｒ≦０．５％、Ｔｉ：０．０
２〜０．２％を含み、さらにＭｏ：０．０５〜０．６
％、Ｗ：０．０１〜１．５％から選ばれる１種以上を含
み、かつ必要に応じて、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｖ：０．０１〜０．１％から選ばれる１種以上を含み、
残部が実質的にＦｅからなるものである。以下に上記
Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ以外の成分について説明する。
【００３３】Ｓｉ：Ｓｉは固溶強化元素としてよく用い
られてきた。しかしながら、Ｓｉは赤スケールを生成
し、表面性状を劣化させてしまう。したがって、Ｓｉ量
は０．５％以下が好ましい。さらには、０．２％以下が
望ましい。
られてきた。しかしながら、Ｓｉは赤スケールを生成
し、表面性状を劣化させてしまう。したがって、Ｓｉ量
は０．５％以下が好ましい。さらには、０．２％以下が
望ましい。
【００３４】Ｍｎ：Ｍｎは固溶強化元素として使用され
る。しかし、２％を超えると鋳造時の偏析が生じやすく
なる。したがって、Ｍｎ含有量は２％以下が好ましい。
る。しかし、２％を超えると鋳造時の偏析が生じやすく
なる。したがって、Ｍｎ含有量は２％以下が好ましい。
【００３５】Ｐ：Ｐは固溶強化元素であるが、０．０６
％を超えて添加されると粒界への著しい偏析を招き延性
が劣化するので、０．０６％以下が好ましい。
％を超えて添加されると粒界への著しい偏析を招き延性
が劣化するので、０．０６％以下が好ましい。
【００３６】Ｓ：ＳはＭｎＳ、ＴｉＳとして固定され
る。このためＳは材質特性に有効に作用するＭｎ、Ｔｉ
量を低減させ、また延性も低下させることから、０．０
１％以下が好ましい。さらに好ましくは０．００５％以
下である
る。このためＳは材質特性に有効に作用するＭｎ、Ｔｉ
量を低減させ、また延性も低下させることから、０．０
１％以下が好ましい。さらに好ましくは０．００５％以
下である
【００３７】Ａｌ：鋼中Ａｌは脱酸材として使用され
る。しかし、その含有量が０．１％を超えると鋼の延性
低下を招くことから、０．１％以下が好ましい。
る。しかし、その含有量が０．１％を超えると鋼の延性
低下を招くことから、０．１％以下が好ましい。
【００３８】Ｎ：Ｎは鋼中の不純物である。その含有量
が０．００６％を超えると延性を低下させる粗大な窒化
物形成の原因となることから、０．００６％以下が好ま
しい。
が０．００６％を超えると延性を低下させる粗大な窒化
物形成の原因となることから、０．００６％以下が好ま
しい。
【００３９】Ｃｒ：Ｃｒはフェライト変態抑制効果があ
る。仕上圧延後ランナウトテーブル上で７５０℃以上で
フェライト変態が進行した場合、粗大なＴｉ、Ｍｏ、Ｗ
を含む炭化物が形成されてしまい、一度生成した粗大炭
化物は、その後の熱履歴により再び微細化することはな
いため鋼を効果的に強化できなくなるが、Ｃｒを添加す
ることにより、そのようなことを抑制することができ
る。しかし、Ｃｒが０．５％を超えると表面性状を劣化
させることから、０．５％以下が好ましい。このような
効果を有効に発揮させるためには０．０４％以上が好ま
しい。
る。仕上圧延後ランナウトテーブル上で７５０℃以上で
フェライト変態が進行した場合、粗大なＴｉ、Ｍｏ、Ｗ
を含む炭化物が形成されてしまい、一度生成した粗大炭
化物は、その後の熱履歴により再び微細化することはな
いため鋼を効果的に強化できなくなるが、Ｃｒを添加す
ることにより、そのようなことを抑制することができ
る。しかし、Ｃｒが０．５％を超えると表面性状を劣化
させることから、０．５％以下が好ましい。このような
効果を有効に発揮させるためには０．０４％以上が好ま
しい。
【００４０】また、本発明では、上記組成に加えて、以
下の（２）式を満たすことが好ましい。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４） ｝≦１．５ …（２） （ただし、上記（２）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成
分の重量％を表す。） これは、鋼中のＣと（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）との原子数比、
すなわち、（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／
９６）＋（Ｗ／１８４）｝の値が０．５〜１．５となる
ように、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗの含有量を調整することに
より、強度確保に対して効果的にＴｉ、Ｍｏ、Ｗを含む
炭化物が均質微細に分散析出しやすくなるからである。
上記（２）式の値が０．５未満ではコイル全域での強度
の均一化が図られず、１．５を超えると炭化物が粗大化
するとともに伸びフランジ性を損ねるパーライトが形成
され、強度および加工性を劣化させる。
下の（２）式を満たすことが好ましい。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４） ｝≦１．５ …（２） （ただし、上記（２）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成
分の重量％を表す。） これは、鋼中のＣと（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）との原子数比、
すなわち、（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／
９６）＋（Ｗ／１８４）｝の値が０．５〜１．５となる
ように、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗの含有量を調整することに
より、強度確保に対して効果的にＴｉ、Ｍｏ、Ｗを含む
炭化物が均質微細に分散析出しやすくなるからである。
上記（２）式の値が０．５未満ではコイル全域での強度
の均一化が図られず、１．５を超えると炭化物が粗大化
するとともに伸びフランジ性を損ねるパーライトが形成
され、強度および加工性を劣化させる。
【００４１】また、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗに加え、Ｎｂ、
Ｖの１種以上を添加する場合には、以下の（３）式を満
たすことが好ましい。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４） ＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）｝≦１．５ …（３） （ただし、上記（３）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎ
ｂ、Ｖは各成分の重量％を表す。） この場合も上記の場合と同様で、鋼中のＣと（Ｔｉ＋Ｍ
ｏ＋Ｗ＋Ｎｂ＋Ｖ）との原子数比、すなわち（Ｃ／１
２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８
４）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）｝の値が０．５〜
１．５となるように、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖの
含有量を調整することにより、炭化物が均質微細に分散
析出しやすくなるからである。上記（３）式の値が０．
５未満ではコイル全域での強度の均一化が図られず、
１．５を超えると炭化物が粗大化するとともに伸びフラ
ンジ性を損ねるパーライトが形成され、強度および加工
性を劣化させる。
Ｖの１種以上を添加する場合には、以下の（３）式を満
たすことが好ましい。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４） ＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）｝≦１．５ …（３） （ただし、上記（３）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎ
ｂ、Ｖは各成分の重量％を表す。） この場合も上記の場合と同様で、鋼中のＣと（Ｔｉ＋Ｍ
ｏ＋Ｗ＋Ｎｂ＋Ｖ）との原子数比、すなわち（Ｃ／１
２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８
４）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）｝の値が０．５〜
１．５となるように、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖの
含有量を調整することにより、炭化物が均質微細に分散
析出しやすくなるからである。上記（３）式の値が０．
５未満ではコイル全域での強度の均一化が図られず、
１．５を超えると炭化物が粗大化するとともに伸びフラ
ンジ性を損ねるパーライトが形成され、強度および加工
性を劣化させる。
【００４２】上記（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋
（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝の値、および（Ｃ／
１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１
８４）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）｝の値は０．８
〜１．３がより望ましい。
（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝の値、および（Ｃ／
１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１
８４）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）｝の値は０．８
〜１．３がより望ましい。
【００４３】なお、本発明の効果が維持される範囲で上
記以外の元素を微量に添加してもよく、また他の不可避
的な不純物元素が含有されていてもよい。
記以外の元素を微量に添加してもよく、また他の不可避
的な不純物元素が含有されていてもよい。
【００４４】次に、以上のような本発明の熱延鋼板の好
ましい製造条件について述べる。ここでは、上記成分組
成を有する鋼をオーステナイト単相域の温度に加熱後、
熱間圧延するにあたり、８００℃以上で仕上圧延を完了
し、６７５℃以下で巻取った後、５７５〜７５０℃で熱
処理する。
ましい製造条件について述べる。ここでは、上記成分組
成を有する鋼をオーステナイト単相域の温度に加熱後、
熱間圧延するにあたり、８００℃以上で仕上圧延を完了
し、６７５℃以下で巻取った後、５７５〜７５０℃で熱
処理する。
【００４５】鋳片をオーステナイト単相域の温度にす
る：熱間圧延する前に、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗの炭
化物を固溶させるために鋳片をオーステナイト単相域の
温度にする。望ましくは、１２００℃以上とする。
る：熱間圧延する前に、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗの炭
化物を固溶させるために鋳片をオーステナイト単相域の
温度にする。望ましくは、１２００℃以上とする。
【００４６】仕上圧延温度を８００℃以上：仕上圧延温
度は材質均一化のために重要である。８００℃未満では
圧延中に炭化物の歪誘起析出が生じるが、この析出は高
温で起こるため、炭化物が粗大化してしまい、その後の
熱履歴において再び微細化することがなく、そのため、
炭化物が強度上昇に有効に作用しない。よって、仕上圧
延温度を８００℃以上とした。
度は材質均一化のために重要である。８００℃未満では
圧延中に炭化物の歪誘起析出が生じるが、この析出は高
温で起こるため、炭化物が粗大化してしまい、その後の
熱履歴において再び微細化することがなく、そのため、
炭化物が強度上昇に有効に作用しない。よって、仕上圧
延温度を８００℃以上とした。
【００４７】巻取り温度を６７５℃以下：本発明鋼で
は、熱延巻取り後、炭化物を析出させないか、あるいは
炭化物を微細に析出させた状態とする必要がある。巻取
温度が６７５℃を超えると、熱延巻取り後の炭化物が粗
大化してしまい、その後の熱履歴により再び微細化する
ことはないため、鋼を効果的に強化することができなく
なる。このため、巻取温度を６７５℃以下とした。
は、熱延巻取り後、炭化物を析出させないか、あるいは
炭化物を微細に析出させた状態とする必要がある。巻取
温度が６７５℃を超えると、熱延巻取り後の炭化物が粗
大化してしまい、その後の熱履歴により再び微細化する
ことはないため、鋼を効果的に強化することができなく
なる。このため、巻取温度を６７５℃以下とした。
【００４８】５７５〜７５０℃で熱処理：本発明では、
熱間圧延して巻取ったコイルをさらに熱処理する。これ
により、コイル全域での材質均一性を高める。熱処理温
度が５７５℃未満では、コイル全域でフェライト組織お
よび炭化物の析出の均質化が達成できず、７５０℃を超
えると、炭化物が粗大化して強度が低下してしまう。
熱間圧延して巻取ったコイルをさらに熱処理する。これ
により、コイル全域での材質均一性を高める。熱処理温
度が５７５℃未満では、コイル全域でフェライト組織お
よび炭化物の析出の均質化が達成できず、７５０℃を超
えると、炭化物が粗大化して強度が低下してしまう。
【００４９】より好ましい熱延コイル巻取り後の熱処理
条件は、以下の（４）式に示すものである。 １６５００≦（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１６｝≦１９５００ …（４） （ただし、Ｔ：熱処理温度（℃）、ｔ：熱処理時間
（秒）） このように、（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１６｝の
値が１６５００以上になることにより、降伏強度の均一
性がさらに高まる。ただし、その値が１９５００を超え
ると炭化物の粗大化が進み、本発明の特徴である炭化物
による強化効果を有効に発揮させることが困難となる。
条件は、以下の（４）式に示すものである。 １６５００≦（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１６｝≦１９５００ …（４） （ただし、Ｔ：熱処理温度（℃）、ｔ：熱処理時間
（秒）） このように、（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１６｝の
値が１６５００以上になることにより、降伏強度の均一
性がさらに高まる。ただし、その値が１９５００を超え
ると炭化物の粗大化が進み、本発明の特徴である炭化物
による強化効果を有効に発揮させることが困難となる。
【００５０】本発明の高張力熱延鋼板には、表面に溶融
亜鉛系めっき皮膜を形成し、溶融亜鉛系めっき鋼板とし
たものも含む。本発明の高張力熱延鋼板は良好な加工性
を有することから、溶融亜鉛系めっき皮膜を形成しても
良好な加工性を維持することができる。ここで、溶融亜
鉛系めっきとは、亜鉛および亜鉛を主体とした溶融めっ
きであり、亜鉛の他にＡｌ、Ｃｒ等の合金元素を含んだ
ものを含む。このような溶融亜鉛系めっきを施した本発
明の高張力熱延鋼板は、めっきままでもめっき後合金化
処理を行ってもかまわない。めっき前焼鈍温度について
は、４５０℃未満ではめっきがつかず、７５０℃超えで
は強度低下が生じやすい。そのため、焼鈍温度は４５０
℃以上、７５０℃以下が好ましい。
亜鉛系めっき皮膜を形成し、溶融亜鉛系めっき鋼板とし
たものも含む。本発明の高張力熱延鋼板は良好な加工性
を有することから、溶融亜鉛系めっき皮膜を形成しても
良好な加工性を維持することができる。ここで、溶融亜
鉛系めっきとは、亜鉛および亜鉛を主体とした溶融めっ
きであり、亜鉛の他にＡｌ、Ｃｒ等の合金元素を含んだ
ものを含む。このような溶融亜鉛系めっきを施した本発
明の高張力熱延鋼板は、めっきままでもめっき後合金化
処理を行ってもかまわない。めっき前焼鈍温度について
は、４５０℃未満ではめっきがつかず、７５０℃超えで
は強度低下が生じやすい。そのため、焼鈍温度は４５０
℃以上、７５０℃以下が好ましい。
【００５１】なお、本発明の熱延鋼板は、黒皮ままでも
酸洗材でもその特性に差違はない。調質圧延についても
通常行われているものであれば特に規定はない。また、
上記溶融亜鉛めっきは酸洗後でも黒皮ままでも問題はな
い。亜鉛めっきについては電気めっきも可能である。化
成処理についても特に問題はない。鋳造後直ちにもしく
は補熱を目的とした加熱を施した後にそのまま熱間圧延
を行う直送圧延を行っても本発明の効果に影響はない。
さらに、粗圧延後に仕上圧延前で、圧延材を加熱して
も、粗圧延後、圧延材を接合して行う連続圧延を行って
も、さらには圧延材の加熱と連続圧延を同時に行っても
本発明の効果は損なわれない。
酸洗材でもその特性に差違はない。調質圧延についても
通常行われているものであれば特に規定はない。また、
上記溶融亜鉛めっきは酸洗後でも黒皮ままでも問題はな
い。亜鉛めっきについては電気めっきも可能である。化
成処理についても特に問題はない。鋳造後直ちにもしく
は補熱を目的とした加熱を施した後にそのまま熱間圧延
を行う直送圧延を行っても本発明の効果に影響はない。
さらに、粗圧延後に仕上圧延前で、圧延材を加熱して
も、粗圧延後、圧延材を接合して行う連続圧延を行って
も、さらには圧延材の加熱と連続圧延を同時に行っても
本発明の効果は損なわれない。
【００５２】本発明の熱延鋼板は、成形性に優れ、コイ
ル内材質変動も少ないのでこれをプレス成形した場合、
その特質が活かされ、自動車用部材、特にサスペンショ
ンアーム等の足廻り部材のようなプレス時の断面形状が
複雑な部材を良好な品質で製造することができ、特に、
プレス成形品の軽量化に資することができる。以下に具
体的に、本発明に係る熱延鋼板の加工方法、換言すれば
プレス成形品の製造方法について説明する。
ル内材質変動も少ないのでこれをプレス成形した場合、
その特質が活かされ、自動車用部材、特にサスペンショ
ンアーム等の足廻り部材のようなプレス時の断面形状が
複雑な部材を良好な品質で製造することができ、特に、
プレス成形品の軽量化に資することができる。以下に具
体的に、本発明に係る熱延鋼板の加工方法、換言すれば
プレス成形品の製造方法について説明する。
【００５３】図１は、本発明に係る熱延鋼板の加工方法
の作業フローの一例を示すフローチャートである。この
作業フローは、通常、本発明に係る鋼板を製造すること
またはその製造された鋼板を例えばコイルにして目的場
所に搬送することを前工程としており、まず、本発明に
係る熱延鋼板を準備することから始まる（Ｓ０、Ｓ
１）。この鋼板に対してプレス加工を施す前に、鋼板に
対して前処理的な加工を施すこともあれば（Ｓ２）、裁
断機により所定の寸法や形状に加工することもある（Ｓ
３）。前者のＳ２の工程では、例えば鋼板の幅方向の所
定箇所に切り込みや穿孔を行い、引き続くプレス加工を
終えた段階またはそのプレス加工の過程で、所定の寸法
および形状のプレス成形品または被プレス加工部材とし
て切り離すことができるようにしておく。後者のＳ３の
工程では、最終的なプレス成形品の寸法、形状等を予め
考慮して、所定の寸法および形状の鋼板部材に加工（し
たがって裁断）するようにしておく。その後、Ｓ２およ
びＳ３の工程を経由した部材には、プレス加工が施さ
れ、最終的に目的とする寸法・形状の所望のプレス成形
品が製造される（Ｓ４）。このプレス加工は、通常は多
段階で行われ、３段階以上７段階以下であることが多
い。
の作業フローの一例を示すフローチャートである。この
作業フローは、通常、本発明に係る鋼板を製造すること
またはその製造された鋼板を例えばコイルにして目的場
所に搬送することを前工程としており、まず、本発明に
係る熱延鋼板を準備することから始まる（Ｓ０、Ｓ
１）。この鋼板に対してプレス加工を施す前に、鋼板に
対して前処理的な加工を施すこともあれば（Ｓ２）、裁
断機により所定の寸法や形状に加工することもある（Ｓ
３）。前者のＳ２の工程では、例えば鋼板の幅方向の所
定箇所に切り込みや穿孔を行い、引き続くプレス加工を
終えた段階またはそのプレス加工の過程で、所定の寸法
および形状のプレス成形品または被プレス加工部材とし
て切り離すことができるようにしておく。後者のＳ３の
工程では、最終的なプレス成形品の寸法、形状等を予め
考慮して、所定の寸法および形状の鋼板部材に加工（し
たがって裁断）するようにしておく。その後、Ｓ２およ
びＳ３の工程を経由した部材には、プレス加工が施さ
れ、最終的に目的とする寸法・形状の所望のプレス成形
品が製造される（Ｓ４）。このプレス加工は、通常は多
段階で行われ、３段階以上７段階以下であることが多
い。
【００５４】Ｓ４の工程は、Ｓ２およびＳ３の工程を経
由した部材に対してさらに所定の寸法や形状に裁断する
工程を含む場合もある。この場合の「裁断」という作業
は、例えば、少なくともプレス加工の過程で、Ｓ２およ
びＳ３の工程を経由した部材の端部のような最終的なプ
レス成形品には不要部分を切り離す作業であっても構わ
ないし、また、Ｓ２の工程で設けられた鋼板の幅方向の
切り込みや穿孔に沿って被プレス加工部材を切り離す作
業であっても構わない。
由した部材に対してさらに所定の寸法や形状に裁断する
工程を含む場合もある。この場合の「裁断」という作業
は、例えば、少なくともプレス加工の過程で、Ｓ２およ
びＳ３の工程を経由した部材の端部のような最終的なプ
レス成形品には不要部分を切り離す作業であっても構わ
ないし、また、Ｓ２の工程で設けられた鋼板の幅方向の
切り込みや穿孔に沿って被プレス加工部材を切り離す作
業であっても構わない。
【００５５】なお、図１中、Ｎ１ないしＮ３は、鋼板、
部材、プレス成形品を、機械的にあるいは作業員による
搬送作業である場合がある。
部材、プレス成形品を、機械的にあるいは作業員による
搬送作業である場合がある。
【００５６】こうして製造されるプレス成形品は、必要
に応じて次工程に送られる。次工程としては、例えば、
プレス成形品にさらに機械加工を施し、寸法や形状を調
整する工程、プレス成形品を所定場所に搬送し、格納す
る工程、プレス成形品に表面処理を施す工程、プレス成
形品を用いて自動車のような目的物を組み立てる組立工
程がある。
に応じて次工程に送られる。次工程としては、例えば、
プレス成形品にさらに機械加工を施し、寸法や形状を調
整する工程、プレス成形品を所定場所に搬送し、格納す
る工程、プレス成形品に表面処理を施す工程、プレス成
形品を用いて自動車のような目的物を組み立てる組立工
程がある。
【００５７】図２は、図１に示した作業を実際に行う装
置と鋼板、部材、プレス成形品の流れとの関係を示すブ
ロック図である。この図においては、本発明に係る熱延
鋼板はコイル状で準備されており、プレス加工機により
プレス成形品が製造される。プレス加工機は多段プレス
を行う機種のものであるが、本件発明はこれに限定され
ない。
置と鋼板、部材、プレス成形品の流れとの関係を示すブ
ロック図である。この図においては、本発明に係る熱延
鋼板はコイル状で準備されており、プレス加工機により
プレス成形品が製造される。プレス加工機は多段プレス
を行う機種のものであるが、本件発明はこれに限定され
ない。
【００５８】プレス加工機の前段に、裁断機その他の前
処理機械を設置する場合（図２の（ａ））もあれば、設
置しない場合（図２の（ｂ））もある。裁断機が設置さ
れる場合には、コイルから供給される長尺の本発明に係
る鋼板から、必要な寸法又は形状の部材を裁断し、この
部材がプレス加工機においてプレス加工され、所定のプ
レス成形品となる。鋼板の幅方向に切り欠きや穿孔を施
す前処理機械が設置される場合には、プレス加工機にお
いてその切り欠きや穿孔に沿って裁断が行われても構わ
ない。前処理機械を設置しない場合には、プレス加工機
において鋼板がプレス加工される過程で、裁断が行わ
れ、最終的に所定の寸法、形状を有するプレス成形品が
製造される。なお、図２における「裁断」の意味は、図
１における裁断と同じである。
処理機械を設置する場合（図２の（ａ））もあれば、設
置しない場合（図２の（ｂ））もある。裁断機が設置さ
れる場合には、コイルから供給される長尺の本発明に係
る鋼板から、必要な寸法又は形状の部材を裁断し、この
部材がプレス加工機においてプレス加工され、所定のプ
レス成形品となる。鋼板の幅方向に切り欠きや穿孔を施
す前処理機械が設置される場合には、プレス加工機にお
いてその切り欠きや穿孔に沿って裁断が行われても構わ
ない。前処理機械を設置しない場合には、プレス加工機
において鋼板がプレス加工される過程で、裁断が行わ
れ、最終的に所定の寸法、形状を有するプレス成形品が
製造される。なお、図２における「裁断」の意味は、図
１における裁断と同じである。
【００５９】こうして製造されるプレス成形品は、その
原材料として表面性状と延性に優れ、コイル内材質変動
も少ない本発明に係る鋼板を使用しているので、良好で
均一な品質を有するに至り、かかるプレス成型品の製造
歩留も高い。このような特長は、プレス成形品が自動車
用部材、特にサスペンションアーム等の足廻り部材であ
る場合に特に有用である。
原材料として表面性状と延性に優れ、コイル内材質変動
も少ない本発明に係る鋼板を使用しているので、良好で
均一な品質を有するに至り、かかるプレス成型品の製造
歩留も高い。このような特長は、プレス成形品が自動車
用部材、特にサスペンションアーム等の足廻り部材であ
る場合に特に有用である。
【００６０】
【実施例】（実施例１）表１に示す化学成分を有する鋼
を溶製し、加熱温度１２５０℃、仕上圧延温度約９００
℃、巻取温度約６１０℃で熱間圧延を行い、板厚が２．
３ｍｍの鋼板を作製した。そのコイルから引張試験用サ
ンプルと穴広げ試験用サンプルを採取した後、前記熱延
コイルを連続焼鈍設備で熱処理した。このとき、連続焼
鈍設備内で加熱される条件は、７００℃、２分間であっ
た。得られた最終熱処理鋼板から引張試験用サンプルと
穴広げ試験用サンプルを採取するとともに、薄膜を採取
し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による析出物の観察と
析出物中のＴｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖの組成をＴＥＭに
装備されたエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）で
分析した。また、マトリックスの組織観察を走査型電子
顕微鏡（ＳＥＭ）により行った。これらの結果を表１に
併記する。なお、表１中、Ａ値は、Ｔｉ／［４８｛（Ｍ
ｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝］の値を示し、Ｂ値は、
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋
（Ｗ／１８４）｝または（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４
８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｎｂ／９
３）＋（Ｖ／５１）｝の値を示す。
を溶製し、加熱温度１２５０℃、仕上圧延温度約９００
℃、巻取温度約６１０℃で熱間圧延を行い、板厚が２．
３ｍｍの鋼板を作製した。そのコイルから引張試験用サ
ンプルと穴広げ試験用サンプルを採取した後、前記熱延
コイルを連続焼鈍設備で熱処理した。このとき、連続焼
鈍設備内で加熱される条件は、７００℃、２分間であっ
た。得られた最終熱処理鋼板から引張試験用サンプルと
穴広げ試験用サンプルを採取するとともに、薄膜を採取
し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による析出物の観察と
析出物中のＴｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖの組成をＴＥＭに
装備されたエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）で
分析した。また、マトリックスの組織観察を走査型電子
顕微鏡（ＳＥＭ）により行った。これらの結果を表１に
併記する。なお、表１中、Ａ値は、Ｔｉ／［４８｛（Ｍ
ｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝］の値を示し、Ｂ値は、
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋
（Ｗ／１８４）｝または（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４
８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｎｂ／９
３）＋（Ｖ／５１）｝の値を示す。
【００６１】引張試験は、幅方向中央部と最端部よりコ
イル長手方向にＪＩＳ５号試験片を採取して行った。幅
方向での降伏応力の比較は、強度差の絶対値で行った。
また、鋼板の伸びフランジ性（λ）を評価する穴広げ試
験は、日本鉄鋼連盟規格に従って行った。これら特性を
表２に示す。
イル長手方向にＪＩＳ５号試験片を採取して行った。幅
方向での降伏応力の比較は、強度差の絶対値で行った。
また、鋼板の伸びフランジ性（λ）を評価する穴広げ試
験は、日本鉄鋼連盟規格に従って行った。これら特性を
表２に示す。
【００６２】表１に示すように、Ｎｏ．１〜１３は、化
学成分組成が本発明の範囲内であり、マトリックス組織
がフェライトであり、析出物のＡ値が０．１以上３．５
以下であって、本発明例であり、表２に示すように、良
好な材質特性および材質均一性を得ることができた。
学成分組成が本発明の範囲内であり、マトリックス組織
がフェライトであり、析出物のＡ値が０．１以上３．５
以下であって、本発明例であり、表２に示すように、良
好な材質特性および材質均一性を得ることができた。
【００６３】一方、Ｃが多量に含まれているＮｏ．１４
では、パーライトが生成し、伸びフランジ性が低下して
いるとともに熱処理後の幅方向中央部と端部の降伏強度
も不均一である。パーライトが形成され、Ａ値が０．１
未満であるＮｏ．１５では、伸びフランジ性が特に低
く、熱処理後の幅方向中央部と端部の降伏強度も不均一
である。Ａ値が０．１未満で、Ｂ値が０．５未満である
Ｎｏ．１６でも、熱処理後に幅方向中央部と端部の降伏
強度不均一が解消されていない。Ａ値が０．１未満で、
Ｂ値が１．５を超えるＮｏ．１７では、パーライトが生
成するため伸びフランジ性が低く、熱処理後に幅方向中
央部の強度低下が大きくかつ幅方向中央部と端部の降伏
強度不均一が解消されていない。Ａ値が３．５を超える
Ｎｏ．１８では、熱処理後の幅方向での降伏強度不均一
が解消されていない。
では、パーライトが生成し、伸びフランジ性が低下して
いるとともに熱処理後の幅方向中央部と端部の降伏強度
も不均一である。パーライトが形成され、Ａ値が０．１
未満であるＮｏ．１５では、伸びフランジ性が特に低
く、熱処理後の幅方向中央部と端部の降伏強度も不均一
である。Ａ値が０．１未満で、Ｂ値が０．５未満である
Ｎｏ．１６でも、熱処理後に幅方向中央部と端部の降伏
強度不均一が解消されていない。Ａ値が０．１未満で、
Ｂ値が１．５を超えるＮｏ．１７では、パーライトが生
成するため伸びフランジ性が低く、熱処理後に幅方向中
央部の強度低下が大きくかつ幅方向中央部と端部の降伏
強度不均一が解消されていない。Ａ値が３．５を超える
Ｎｏ．１８では、熱処理後の幅方向での降伏強度不均一
が解消されていない。
【００６４】
【表１】
【００６５】
【表２】
【００６６】（実施例２）表１に示した鋼Ｎｏ．６の鋳
造片を用いて、加熱温度１２５０℃、仕上げ圧延温度約
９００℃、巻取温度約６００℃で熱間圧延を行い、板厚
２．３ｍｍの熱延コイルを作製した。そのコイルから、
幅方向中央部と端部から引張試験用サンプルを採取し、
種々の条件で熱処理を行った。図３にその際の熱処理温
度および熱処理時間における、幅方向中央部と端部の降
伏強度の応力差ΔＹＳを示す。この図に示すように、熱
処理温度が５５０℃ではΔＹＳが熱延ままからあまり低
下していないが、６００〜８００℃ではΔＹＳが３０Ｍ
Ｐａ以下となった。この結果から熱処理温度が５７５℃
以上で低いΔＹＳが得られることが把握される。また、
図４にその際の熱処理温度および熱処理時間における、
幅方向中央部の引張強度ＴＳを示す。この図に示すよう
に、熱処理温度が７５０℃を超えるとＴＳが大幅に低下
し、炭化物による強化効果が消滅していることが把握さ
れる。
造片を用いて、加熱温度１２５０℃、仕上げ圧延温度約
９００℃、巻取温度約６００℃で熱間圧延を行い、板厚
２．３ｍｍの熱延コイルを作製した。そのコイルから、
幅方向中央部と端部から引張試験用サンプルを採取し、
種々の条件で熱処理を行った。図３にその際の熱処理温
度および熱処理時間における、幅方向中央部と端部の降
伏強度の応力差ΔＹＳを示す。この図に示すように、熱
処理温度が５５０℃ではΔＹＳが熱延ままからあまり低
下していないが、６００〜８００℃ではΔＹＳが３０Ｍ
Ｐａ以下となった。この結果から熱処理温度が５７５℃
以上で低いΔＹＳが得られることが把握される。また、
図４にその際の熱処理温度および熱処理時間における、
幅方向中央部の引張強度ＴＳを示す。この図に示すよう
に、熱処理温度が７５０℃を超えるとＴＳが大幅に低下
し、炭化物による強化効果が消滅していることが把握さ
れる。
【００６７】図３で得られた熱処理温度および時間とΔ
ＹＳの値とから、（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１
６｝とΔＹＳとの関係を求めた。その結果を図５に示
す。図５に示すように、（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）
＋１６｝が１６５００以上で特にΔＹＳが低減されるこ
とが確認された。また、図４で得られた熱処理温度およ
び時間と幅方向中央部の引張強度ＴＳの値とから、（Ｔ
＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１６｝と幅方向中央部の引
張強度ＴＳとの関係を求めた。その結果を図６に示す。
図６に示すように、（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１
６｝が１９５００以下で特にＴＳの低下が小さくなるこ
とが確認された。
ＹＳの値とから、（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１
６｝とΔＹＳとの関係を求めた。その結果を図５に示
す。図５に示すように、（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）
＋１６｝が１６５００以上で特にΔＹＳが低減されるこ
とが確認された。また、図４で得られた熱処理温度およ
び時間と幅方向中央部の引張強度ＴＳの値とから、（Ｔ
＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１６｝と幅方向中央部の引
張強度ＴＳとの関係を求めた。その結果を図６に示す。
図６に示すように、（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１
６｝が１９５００以下で特にＴＳの低下が小さくなるこ
とが確認された。
【００６８】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
鋼の成分組成を適切に制御し、鋳造後、熱間圧延してコ
イルに巻き取った後に、熱処理する工程を経ることによ
って、実質的にフェライト組織に、特定組成のＴｉと、
ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物が分散析出
させた構成としたので、セメンタイト等の製造熱履歴で
形態が変化する粗大Ｆｅ炭化物の析出を最小限に抑える
ことができ、広い温度域で安定である炭化物が鋼板全域
に均一微細に析出することにより、降伏強度の均一性に
優れた鋼板が得られる。また、実質的にフェライト組織
に上述のような微細な炭化物が分散析出するため、高成
形性でかつ高強度が実現される。
鋼の成分組成を適切に制御し、鋳造後、熱間圧延してコ
イルに巻き取った後に、熱処理する工程を経ることによ
って、実質的にフェライト組織に、特定組成のＴｉと、
ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物が分散析出
させた構成としたので、セメンタイト等の製造熱履歴で
形態が変化する粗大Ｆｅ炭化物の析出を最小限に抑える
ことができ、広い温度域で安定である炭化物が鋼板全域
に均一微細に析出することにより、降伏強度の均一性に
優れた鋼板が得られる。また、実質的にフェライト組織
に上述のような微細な炭化物が分散析出するため、高成
形性でかつ高強度が実現される。
【図１】本発明に係る熱延鋼板の加工方法の作業フロー
の一例を示すフローチャート。
の一例を示すフローチャート。
【図２】図１に示した作業を実際に行う装置と鋼板、部
材、プレス成形品の流れとの関係を示すブロック図。
材、プレス成形品の流れとの関係を示すブロック図。
【図３】種々の熱処理温度および熱処理時間における、
幅方向中央部と端部の降伏強度の応力差ΔＹＳを示すグ
ラフ。
幅方向中央部と端部の降伏強度の応力差ΔＹＳを示すグ
ラフ。
【図４】種々の熱処理温度および熱処理時間における、
幅方向中央部の引張強度ＴＳを示すグラフ。
幅方向中央部の引張強度ＴＳを示すグラフ。
【図５】図３で得られた熱処理温度および時間とΔＹＳ
の値とから求めた、（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１
６｝とΔＹＳとの関係を示すグラフ。
の値とから求めた、（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１
６｝とΔＹＳとの関係を示すグラフ。
【図６】図４で得られた熱処理温度および時間と幅方向
中央部の引張強度ＴＳの値とから求めた、（Ｔ＋２７
３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１６｝と幅方向中央部の引張強度
ＴＳとの関係を示すグラフ。
中央部の引張強度ＴＳの値とから求めた、（Ｔ＋２７
３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１６｝と幅方向中央部の引張強度
ＴＳとの関係を示すグラフ。
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(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考）
Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58
(72)発明者 冨田 邦和
東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日
本鋼管株式会社内
Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA04 EA05 EA11 EA15
EA17 EA18 EA19 EA23 EA25
EA27 EA31 EA32 EA33 EB06
EB08 FA00 FA01 FA02 FA03
FB00 FC03 FC04 FC05 FE01
FE02 FE03 FF01 FF02 GA05
HA03 JA01 JA06
Claims (12)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ≦０．１％、 Ｔｉ：０．０２〜０．２％を含み、かつ Ｍｏ：０．０５〜０．６％、 Ｗ：０．０１〜１．５％ から選ばれる１種以上を含み、 鋳造後、熱間圧延してコイルに巻き取った後に、熱処理
する工程を経ることによって、実質的にフェライト組織
に、以下の（１）式を満たす範囲で、Ｔｉと、Ｍｏおよ
びＷのうち１種以上とを含む炭化物が分散析出され、 鋼板幅方向の中央部と端部の降伏応力の差が３０ＭＰａ
以下であることを特徴とする材質均一性に優れた高成形
性高張力熱延鋼板。 ０．１≦Ｔｉ／［４８｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝］≦３．５ …（ １） ただし、上記（１）式中、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分の重
量％を表す。 - 【請求項２】 重量％で、さらに、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｖ：０．０１〜０．１％ から選ばれる１種以上を含むことを特徴とする請求項１
に記載の材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｃ≦０．１％、 Ｓｉ≦０．５％、 Ｍｎ≦２％、 Ｐ≦０．０６％、 Ｓ≦０．０１％、 Ａｌ≦０．１％、 Ｎ≦０．００６％、 Ｃｒ≦０．５％、 Ｔｉ：０．０２〜０．２％ を含み、さらに Ｍｏ：０．０５〜０．６％、 Ｗ：０．０１〜１．５％ から選ばれる１種以上を含み、残部が実質的にＦｅから
なり、 鋳造後、熱間圧延してコイルに巻き取った後に、熱処理
する工程を経ることによって、実質的にフェライト組織
に、以下の（１）式を満たす範囲で、Ｔｉと、Ｍｏおよ
びＷのうち１種以上とを含む炭化物が分散析出され、 鋼板幅方向の中央部と端部の降伏応力の差が３０ＭＰａ
以下であることを特徴とする材質均一性に優れた高成形
性高張力熱延鋼板。 ０．１≦Ｔｉ／［４８｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝］≦３．５ …（ １） ただし、上記（１）式中、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分の重
量％を表す。 - 【請求項４】 重量％で、 Ｃ≦０．１％、 Ｓｉ≦０．５％、 Ｍｎ≦２％、 Ｐ≦０．０６％、 Ｓ≦０．０１％、 Ａｌ≦０．１％、 Ｎ≦０．００６％、 Ｃｒ≦０．５％、 Ｔｉ：０．０２〜０．２％、 を含み、さらに Ｍｏ：０．０５〜０．６％、 Ｗ：０．０１〜１．５％ から選ばれる１種以上を含み、かつ Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｖ：０．０１〜０．１％ から選ばれる１種以上を含み、残部が実質的にＦｅから
なり、 鋳造後、熱間圧延してコイルに巻き取った後に、熱処理
する工程を経ることによって、実質的にフェライト組織
に、以下の（１）式を満たす範囲でＭｏおよびＷのうち
１種以上とＴｉとを含む炭化物が分散析出され、 鋼板幅方向の中央部と端部の降伏応力の差が３０ＭＰａ
以下であることを特徴とする材質均一性に優れた高成形
性高張力熱延鋼板。 ０．１≦Ｔｉ／［４８｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝］≦３．５ …（ １） ただし、上記（１）式中、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分の重
量％を表す。 - 【請求項５】 Ｃと、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種
以上とを以下の（２）式を満足するように含有すること
を特徴とする請求項１または請求項３に記載の材質均一
性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４） ｝≦１．５ …（２） ただし、上記（２）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは各成分
の重量％を表す。 - 【請求項６】 Ｃと、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種
以上と、ＮｂおよびＶのうち１種以上を以下の（３）式
を満足するように含有することを特徴とする請求項２ま
たは請求項４に記載の材質均一性に優れた高成形性高張
力熱延鋼板。 ０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４） ＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）｝≦１．５ …（３） ただし、上記（３）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、
Ｖは各成分の重量％を表す。 - 【請求項７】 表面に溶融亜鉛系めっき皮膜を有するこ
とを特徴とする請求項１から請求項６のいずれか１項に
記載の材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板。 - 【請求項８】 請求項１から請求項６のいずれかの成分
組成を有する鋳片をオーステナイト単相域の温度に加熱
後、熱間圧延を行うにあたり、８００℃以上で仕上圧延
を完了し、６７５℃以下で巻取った後、５７５〜７５０
℃で熱処理することを特徴とする材質均一性に優れた高
成形性高張力熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項９】 巻取後の熱処理を以下の（４）式を満た
すように行うことを特徴とする請求項８に記載の材質均
一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板の製造方法。 １６５００≦（Ｔ＋２７３）｛ｌｏｇ（ｔ）＋１６｝≦１９５００ …（４） ただし、Ｔ：熱処理温度（℃）、ｔ：熱処理時間（秒） - 【請求項１０】 請求項１から請求項７のいずれかに記
載の鋼板からなる部材を準備する第１の工程と、前記部
材にプレス成形を施して所望の形状のプレス成形品に加
工する第２の工程とを有する高成形性高張力熱延鋼板の
加工方法。 - 【請求項１１】 前記プレス成形品は、自動車用部品で
ある請求項１０に記載の高成形性高張力熱延鋼板の加工
方法。 - 【請求項１２】 請求項１から請求項７のいずれかに記
載の鋼板により製造された自動車用部品。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002126687A JP3775337B2 (ja) | 2002-04-26 | 2002-04-26 | 材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002126687A JP3775337B2 (ja) | 2002-04-26 | 2002-04-26 | 材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003321734A true JP2003321734A (ja) | 2003-11-14 |
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|---|---|---|---|
| JP2002126687A Expired - Fee Related JP3775337B2 (ja) | 2002-04-26 | 2002-04-26 | 材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法 |
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|---|---|
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| WO2011122030A1 (ja) * | 2010-03-31 | 2011-10-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| WO2013099136A1 (ja) | 2011-12-27 | 2013-07-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
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