JP2007277661A - バーリング加工性に優れた高ヤング率薄鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】バーリング加工性に優れた高ヤング率薄鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】ミクロ組織が連続冷却変態組織であり、板面の｛１００｝面＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比の平均値が２．５以上であることを特徴とするバーリング加工性に優れた高ヤング率薄鋼板および該成分を有する薄鋼板を得るための熱間圧延する際に、Ｎｂ炭化物の溶体化温度以上に加熱し、さらに粗圧延後に６００ｍｐｍ以上の圧延速度で、最終段とその前段の合計圧下率が２５％以上かつ、Ａｒ_３変態点温度以上Ａｒ_３変態点温度＋１００℃以下の温度域で仕上げ圧延を終了し、冷却開始から巻き取るまでの温度域を２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で４００℃以上６００℃以下の温度域まで冷却し巻き取る。
【選択図】 図２

Description

本発明は、自動車用の鋼板として好適なバーリング加工性に優れた高ヤング率薄鋼板およびその製造方法に関するものである。

近年、自動車の安全性能向上や燃費向上のための軽量化を目的として、高強度鋼板の適用が進められている。しかしながら、衝突安全性と同様に自動車の安全性や操縦安定性に関わる車体剛性は、一般的に素材のヤング率、板厚、更には構造に支配される。このため、素材としての鋼板を高強度化するだけでは剛性の向上が望めず、特に部材剛性が要求される構造部材等では高強度鋼板の適用による軽量化はあまり進んでいないのが現状である。

板厚の増加に伴う重量増加を抑制しつつ、部材の剛性を向上させる方法としては、従来において例えば比強度が高いＡｌ合金等の軽金属を採用する方法が提案されている。しかしながら、このＡｌ合金をはじめとした軽金属は、鋼と比較して著しく高価であるという問題点がある。このため、かかるＡｌ合金の適用は、特殊な用途に限られるのが現状である。

従って、自動車中の多くの部材に、安価でしかも剛性の高い素材を適用することにより自動車全体の軽量化を推進するためには、Ａｌ合金をはじめとした軽金属を用いることによる対応ではなく、あくまで鋼板を用いることにより対応する必要があった。実際に鋼板による対応を図るためには、鋼板のヤング率を向上させる必要があった。

一方、部材剛性を高める方法としては、例えばビードの付与等を行うことにより、構造の最適化を図る方法もある。しかしながら、近年の自動車部材の精密化、複雑化に対応するためには、より優れた成形性や加工性、特にバーリング加工性や伸びフランジ加工性が要求される。一般に高強度化を行うと、成形性や加工性等の材料特性を劣化させてしまう。このため、かかる材料特性を劣化させることなくいかに高強度化を図るかが高強度鋼板開発のキーポイントになる。特に内板部材、構造部材、足廻り部材用鋼板に求められる特性としてはバーリング加工性、フランジ加工性、延性、疲労耐久性および耐食性等が重要であり、高強度化と共にこれらの特性をいかにバランスよく引き出せるかが重要となる。

バーリング加工性、フランジ加工性を向上させる技術としては、例えば、ミクロ組織をアシキュラーフェライト組織とし、更にＴｉＣ及び／又はＮｂＣを析出させることにより、引張強度が７０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の高強度であっても、優れた伸びフランジ性が得られる技術等が開示されている（例えば、特許文献１参照。）。

また特許文献２には、主組織を転位密度の高いアシキュラーフェライト組織とするとともに、さらに熱延以降の冷却速度等を制御することにより、固溶Ｃ量を可及的に低減させた伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。

さらに特許文献３には、ミクロ組織及び化学成分を規定するとともに、特に析出物のサイズと個数を制御することにより、優れた伸び及び伸びフランジ性を発揮する成形性に優れた熱延鋼板が開示されている。

しかしながら、これら特許文献１〜３の開示技術では、あくまで伸びフランジ性の向上を目的としているため、鋼板のヤング率を向上させることにつき何ら想定するものではなく、そのヤング率向上のための技術は全く開示されていない。

一方、鋼板自体のヤング率を向上させる技術として、Ａｒ_３変態点以下のα＋γ二相域温度にて圧延を行う技術が開示されている。（例えば、特許文献４、５参照）しかしながら、当該技術はヤング率を高める技術については言及しているものの伸びフランジ性等の加工性を高める技術の開示がないばかりか、Ａｒ_３変態点以下のα＋γ二相域温度にて圧延を行うために板厚精度が悪化し、生産性が著しく悪化するという問題点があった。

このため従来より、厳しいバーリング加工性や伸びフランジ加工性が要求される部品でも容易に成形でき、加工された後に部品としてこれまで以上の曲げ、ねじれ剛性を得ることができる鋼板が望まれていた。
特開平０７−０１１３８２号公報 特開２０００−１４４２５９号公報 特開２００４−３０７９１９号公報 特開平０１−０１１９２６号公報 特開平０９−０５３１１８号公報

そこで本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、バーリング加工性に優れた高ヤング率薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、現在通常に採用されている製造設備により工業的規模で生産されている４９０〜９８０ＭＰａ級鋼板の製造プロセスを念頭において、バーリング加工性に優れかつ従来鋼板と比較して高いヤング率を備えた鋼板を得るべく鋭意研究を重ねた。

その結果、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ≦０．１％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ≦０．０１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００１〜０．２％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、そのミクロ組織が連続冷却変態組織であり、板面の｛１００｝面＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比の平均値が２．５以上であることが非常に有効であることを新たに見出した。

即ち、本願の請求項１に係る発明は、上述した課題を解決するために、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．００３〜２％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｐ≦０．１％、Ｓ≦０．０３％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ≦０．０１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．２％、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、そのミクロ組織が連続冷却変態組織であり、板面の｛１００｝面＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比の平均値が２．５以上であることを特徴とする。

また、本願の請求項２に係る発明は、請求項１に記載の発明において、さらに質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００２％、Ｃｕ：０．２〜１．２％、Ｎｉ：０．１〜０．６％、Ｍｏ：０．０５〜１％、Ｖ：０．０２〜０．２％、Ｃｒ：０．０１〜１％の一種または二種以上を含有することを特徴とする。

また、本願の請求項３に係る発明は、請求項１又は２記載の発明において、さらに質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％の一種または二種を含有することを特徴とする。

本願の請求項４に係る発明は、請求項１〜３の何れか１項記載の発明において、表面処理が施されていることを特徴とする。

本願の請求項５に係る発明は、請求項１〜３のいずれか１項に記載の成分を含有する薄鋼板を得るための熱間圧延する際に、Ｎｂ炭化物の溶体化温度以上に加熱し、さらに粗圧延後に６００ｍｐｍ以上の圧延速度で、最終段とその前段の合計圧下率を２５％以上とし、仕上げ圧延をＡｒ_３変態点温度以上Ａｒ_３変態点温度＋１００℃以下の温度域で実行し、冷却開始から巻き取るまでの温度域を２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で４００℃以上６００℃以下の温度域まで冷却し、巻き取ることを特徴とする。

本願の請求項６に係る発明は、請求項５記載の発明において、仕上げ圧延開始温度を１０００℃以上とすることを特徴とする。

本願の請求項７に係る発明は、請求項５又は６記載の発明において、鋼片を、粗圧延終了した後の粗バーを仕上げ圧延開始までの間、及び／又は、粗バーの仕上げ圧延中に、加熱することを特徴とする。

本願の請求項８に係る発明は、請求項５〜７のうち何れか１項記載の発明において、粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの間にデスケーリングを行うことを特徴とする。

本願の請求項９に係る発明は、請求項５〜８のうち何れか１項記載の発明において、熱間圧延後に得られた鋼板をさらに冷間圧延することを特徴とする。

本願の請求項１０に係る発明は、請求項５〜９のうち何れか１項記載の製造工程の後、得られた鋼板をさらに焼鈍処理することを特徴とする。

本願の請求項１１に係る発明は、請求項５〜１０のうち何れか１項記載の製造工程の後、得られた鋼板表面を表面処理することを特徴とする。

本発明は、ミクロ組織を連続冷却変態組織とし、板面の｛１００｝面＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比の平均値が２．５以上とすることにより、厳しいバーリング加工性や伸びフランジ加工性が要求される部品でも容易に成形できるだけでなく加工された後に部品としてこれまで以上の曲げ、ねじれ剛性を得ることができるため、本発明は工業的価値が高い発明であると言える。

以下、本発明を実施するための最良の形態として、バーリング加工性に優れた高ヤング率薄鋼板の製造方法について詳細に説明をする。

本発明者は、鋼板の集合組織がヤング率に関わる部品の曲げ剛性に影響をあると考え次のような実験を行った。実験では表１に示す鋼成分の鋳片を溶製した。この表１では、後において詳述する集合組織の影響を及ぼすＮｂ添加した鋼ＡとＮｂを添加しない鋼Ｂの２種類準備した。なお、Ｎｂを添加した鋼ＡのＮｂＣの溶体化温度は９８７℃であり、Ａｒ_３変態点温は８２８℃である。またＮｂが含有していない鋼ＢのＡｒ_３変態点温度は８４５℃である。

表１に示す成分の２５２ｍｍ厚の鋼と、加熱温度９１０〜１２３０℃、圧下率１０〜３５％、圧延速度１２０〜８７０ｍｐｍ、圧延温度８６０〜１１００℃で互いに製造条件を異ならせて３．２ｍｍ厚の鋼板を準備し、それらについてＸ線面強度および部品の曲げ剛性を調査した。

部品の曲げ剛性の評価は、図１に示すプレス形状品１にて行った。このプレス形状品は、溝部２が形成されるようにプレス成形されてなり、溝部２の幅ｗ１が１００ｍｍ、溝部の厚さｄが８０ｍ超、長手方向の長さＬａが６００ｍｍで構成されている。溝部２は、途中で角度θ（＝１５°）で拡径される結果、幅ｗ１が１４０ｍｍとなる。

上記にて採取した切り板サンプルより、プレス成形品１の長手方向が圧延方向と平行（図１中０°方向）、垂直（図１中９０°方向）、さらに４５°方向（図１参照）のいずれかになるようにブランクを切り出し、プレス試験に供した後に曲げ剛性を評価するために部品の長手方向をクランプして曲げモーメントを負荷し、その時の荷重と変位より、曲げ剛性を求めた。

図２に測定結果を基に板面の｛１００｝面＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比（面強度）の平均値と曲げ剛性の関係を整理した図を示す。図２より圧延条件に関わらず板面の｛１００｝面＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比（面強度）の平均値が２．５以上であれば、高ヤング率の基準となる曲げ剛性が３００ＭＮｍ^２以上の良好な部品曲げ剛性が得られることが判明した。但し、曲げ剛性が３００ＭＮｍ^２以上となるものは何れもＮｂを添加した鋼Ａであった。このメカニズムは必ずしも明らかではないが、Ｎｂが添加された鋼では、仕上げ圧延時に鋼中に固溶状態で存在しているＮｂ量がある特定範囲に限定し、さらに特定の温度、圧延速度、圧下率条件にて仕上げ圧延を行うとＮｂのソリュートドラッグ現象によりオーステナイト再結晶が抑制され、その未再結晶状態のオーステナイトからγ→α変態により得られた連続冷却変態組織の結晶方位が集合組織として選択的に｛１００｝面＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比大きくなり、鋼板の特定方位のヤング率が向上し、部品としての曲げ剛性が向上したものと推定される。

次にミクロ組織について説明する。前記板面の｛１００｝面＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比（面強度）の平均値が２．５以上の鋼板からサンプルを切り出してミクロ組織を調査した。

ミクロ組織の調査は鋼板板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より切出した試料を圧延方向断面に研磨し、ナイタール試薬を用いてエッチングし、光学顕微鏡を用い２００〜５００倍の倍率で観察された板厚の１／４ｔにおける視野の写真にて行った。その結果、そのミクロ組織がフェライト組織、連続冷却変態組織であることが判った。

ここで連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは日本鉄鋼協会基礎研究会ベイナイト調査研究部会/編；低炭素鋼のベイナイト組織と変態挙動に関する最近の研究−ベイナイト調査研究部会最終報告書−（１９９４年 日本鉄鋼協会）に記載されているように拡散的機構により生成するポリゴナルフェライトやパーライトを含むミクロ組織と無拡散でせん断的機構により生成するマルテンサイトの中間段階にある変態組織と定義されるミクロ組織である。すなわち、連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは光学顕微鏡観察組織として上記参考文献１２５〜１２７項にあるようにそのミクロ組織は主にＢａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ（α°_Ｂ）、Ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ（α_Ｂ）、Ｑｕａｓｉ−ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ（α_ｑ）から構成され、さらに少量の残留オーステナイト（γ_ｒ）、Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−ａｕｓｔｅｎｉｔｅ（ＭＡ）を含むミクロ組織であると定義されている。α_ｑとはポリゴナルフェライト（ＰＦ）と同様にエッチングにより内部構造が現出しないが、形状がアシュキュラーでありＰＦとは明確に区別される。ここでは、対象とする結晶粒の周囲長さｌｑ、その円相当径をｄｑとするとそれらの比（ｌｑ／ｄｑ）がｌｑ／ｄｑ≧３．５を満たす粒がα_ｑである。

連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは前記のようにα０Ｂ、αＢ、αｑ、γｒ、ＭＡの一種または二種以上を含むミクロ組織であり、少量のγ、ＭＡはその合計量を３％以下とするものである。なお、必ずしもフェライト組織又は連続冷却変態組織の単独である必要はなく、これらの複合組織であることでも構わない。

続いて、本発明の化学成分の限定理由について説明する。以下、組織における質量％は単に％と記載する。

Ｃ ：０．０１〜０．２％
Ｃは、オーステナイト相中に十分なＣを固溶させ、室温でも所望のオーステナイト相を残留させる為に重要な元素であり、強度−伸びフランジ性のバランスを高めるのに有用であり、本発明において最も重要な元素の一つである。０．２％超含有しているとバーリング割れの起点となる炭化物としてのＦｅ_３Ｃが増加し、穴拡げ値が劣化するだけでなく強度が上昇してしまい加工性が劣化するので、上限を０．２％とする。因みに延性の低下を防止する観点からは０．１％未満が望ましい。また、０．０１％未満では、構造材として目的とする強度が得られないので０．０１％以上とする。

Ｓｉ：０．００３〜２％
Ｓｉは、冷却中にバーリング割れの起点となる鉄炭化物の析出を抑制する効果があるので０．００３％以上添加するが、２％を超えて添加してもその効果が飽和する。従って、その上限を２％とする。さらに１％超ではタイガーストライブ状のスケール槙様を発生させ表面の美観が損なわれるとともに化成処理性を劣化させる恐れがあるので、望ましくは、その上限を１％とする。また、ウロコ状スケール欠陥抑制の観点からはＳｉ含有量は０．１％以上とすることが望ましい。

Ｍｎ：０．１〜２％
Ｍｎは、いわゆるオーステナイト安定化元素であり、オーステナイト温度域を低温側に拡大させ、圧延終了後の冷却中に、本発明ミクロ組織の構成要件の一つである連続冷却変態組織を得やすくする効果がある。本発明では、オーステナイトからの低温変態相を得ることにより、連続冷却変態組織を安定的に得るために、このＭｎを０．１％以上添加する。しかしながら、Ｍｎは２％超添加してもその効果が飽和するのでその上限を２％とする。また、Ｍｎ以外にＳによる熱間割れの発生を抑制する元素が十分に添加されない場合には質量％でＭｎ／Ｓ≧２０となるＭｎ量を添加することが望ましい。

Ｐ ≦０．１％、
Ｐは、不可避的不純物であり低いほど望ましく、０．１％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすので、０．１％以下とする。ただし、穴拡げ性や溶接性を考慮すると０．０２％以下が望ましい。但し、このＰの含有率は０を超えているものとする。

Ｓ ≦０．０３％
Ｓは、不可避的不純物であり、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、多すぎると穴拡げ性を劣化させるＭｎＳ等のＡ系介在物を生成するので極力低減させるべきであるが、０．０３％以下ならば許容できる範囲である。ただし、ある程度の穴拡げ性を必要とする場合は０．０１％以下が、さらに高い穴拡げが要求される場合は、０．００３以下が望ましい。但し、このＳの含有率は０を超えているものとする。

Ａｌ：０．００１〜０．１％
Ａｌは、脱酸剤とし作用するが、鋼中のＮと結合しオーステナイト結晶粒度の粗大化を抑制する。溶鋼脱酸させるために、このＡｌを少なくとも０．００１％以上添加する必要があるが、コストの上昇を招くため、その上限を０．１％とする。また、あまり多量に添加すると、非金属介在物を増大させ伸びを劣化させるので望ましくは０．０６％以下とする。

Ｎ ≦０．０１％
Ｎは、鋼中に不可避的に混入する元素であり、Ｔｉ、Ｎｂ等の窒化物を形成する元素である。この窒化物は比較的高温で析出するために粗大化してバーリング割れの起点となる恐れがある。また、後述するようにＮｂ、Ｔｉを有効活用するためには少ない方が好ましい。従ってその上限を０．０１％とする。ただし、時効劣化が問題となる部品に適用する場合は、Ｎを０．００６％超添加すると時効劣化が激しくなるので０．００６％以下が望ましい。さらに、製造後二週間以上室温で放置した後、加工に供することを前提にする場合は耐時効性の観点から０．００５％以下が望ましい。また、夏季の高温での放置や船舶での輸送時に赤道を越えるような輸出を考慮すると望ましくは０．００３％未満である。但し、このＮの含有率は０を超えているものとする。

Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｎｂは、本発明において最も重要な元素の一つである。Ｎｂは固溶状態でのドラッキング効果および／または炭窒化析出物としてのピンニング効果により圧延中もしくは圧延後のオーステナイトの回復・再結晶および粒成長を抑制し、ヤング率向上に効果的な板面の｛１００｝面＋｛２１１｝面の集積を向上させる作用を有する。ただし、これらの効果を得るためには少なくとも０．００５％以上の添加が必要である。望ましくは０．０１％超である。一方、０．１％超添加してもその効果が飽和するのでその上限を０．１％とする。

Ｔｉ：０．００１〜０．２％
Ｔｉは、本発明において最も重要な元素の一つである。微細な炭化物を形成し析出強化による強度上昇に寄与するだけでなく、γ／α変態においてフェライトの核生成を抑制し、連続冷却変態組織の生成を促進する効果がある。ただし、この効果を得るためには少なくとも０．００１％以上の添加が必要である。望ましくは０．００５％以上である。一方、Ｔｉを有効活用するためには熱延工程でのスラブ加熱において鋳造時に形成された炭窒化物を溶解させる必要があるが、０．２％超添加するとその温度が高温化して事実上操業範囲を逸脱するのでその上限を０．２％とする。

Ｂ ：０．０００２〜０．００２％
Ｂは、焼き入れ性を向上させ、連続冷却変態組織を得やすくする効果があるので必要に応じ添加する。ただし、０．０００２％未満ではその効果を得るために不十分であり、０．００２％超添加するとスラブ割れが起こる。よって、Ｂの添加は、０．０００２％以上、０．００２％以下とする。

さらに、強度を付与するためにＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒの析出強化もしくは固溶強化元素の一種または二種以上を添加してもよい。ただし、それぞれ、０．２％、０．１％、０．０５％、０．０２％、０．０１％未満ではその効果を得ることができない。また、それぞれ、１．２％、０．６％、１％、０．２％、１％を超え添加してもその効果は飽和する。

ＣａおよびＲＥＭは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる非金属介在物の形態を変化させて無害化する元素である。ただし、０．０００５％未満添加してもその効果がなく、Ｃａならば０．００５％超、ＲＥＭならば０．０２％超添加してもその効果が飽和するのでＣａは０．０００５〜０．００５％の範囲内で、ＲＥＭは０．０００５〜０．０２％の範囲内で添加することが望ましい。

なお、これらを主成分とする鋼にＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｍｇを合計で１％以下含有しても構わない。しかしながらＳｎは熱間圧延時に疵が発生する恐れがあるので０．０５％以下が望ましい。

次に、本発明の製造方法の限定理由について、以下に詳細に述べる。

Ｎｂ固溶量は圧延前の鋳片加熱温度に関わるため、加熱温度と固溶Ｎｂ量の関係を調査した。図３は表１でＮｂ添加した鋼Ａの加熱温度と固溶Ｎｂ量の関係を示す。図３に示すように固溶Ｎｂ量はＮｂの溶体化温度以下ではスラブ加熱温度とともに変化するが、溶体化温度以上では加熱温度に関わらず安定した固溶Ｎｂが得られることから、確実にＮｂ添加の効果を得るためにはＮｂの溶体化温度以上に加熱することが必要であることが判った。

次に鋳片加熱温度以外の製造条件と｛１００｝面＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比の関係を調査した。

先ず、仕上圧延の際の圧下率について調査を行った。通常仕上げ圧延機は複数の圧延機群によって所定の厚さまで順次圧延されるが、仕上圧延機群の最終段とその前段の圧下率が仕上圧延機群の前段よりも面強度に及ぼす影響が大きいと考えられることから、最終段とその前段の合計圧下率と板面の｛１００｝＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比を調査した。試験では表１の鋼Ａを用いて、最終段とその前段の合計圧下率を変化させ、それ以外の操業条件を一定（加熱温度１２００℃、圧延速度６００ｍｐｍ、圧延温度９００℃）として、得られた鋼板の｛１００｝＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比を測定した。図４にその結果を示すが、仕上圧延機の最終段とその前段の圧下率が２５％以上で｛１００｝＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比が目標の２．５を超えて著しく増加することが判った。

次に仕上圧延速度による板面の｛１００｝＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比の関係を調査した。前記同様に鋼Ａを用いて圧延速度を変化させ、それ以外の操業条件を一定（加熱温度１２００℃、圧下率２５％、圧延温度９００℃）として、得られた鋼板の｛１００｝＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比を測定した。その結果、図５に示すように圧延速度が６００ｍｐｍ以上では｛１００｝＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比が目標の２．５を超えて著しく増加することが判った。

さらに仕上圧延温度ＦＴも面強度に及ぼす影響が大きいと考えられることから、仕上圧延温度による板面の｛１００｝＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比の関係を調査した。鋼の仕上圧延温度ＦＴを変化させ、得られた鋼板の｛１００｝＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比を測定した。その結果、図６に示すように仕上げ温度が９３０℃以下では、Ｘ線のランダム強度比が目標の２．５を超えて著しく増加することが判った。

上記以外の熱間圧延方法及び熱間圧延工程の前後の工程について好ましい製造方法について以下説明する。本発明において熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。

本発明は、鋳造後、熱間圧延後冷却したままもしくは熱間圧延後、あるいは熱延鋼板を溶融めっきラインにて熱処理を施したまま、更にはこれらの鋼板に別途溶融亜鉛めっきを施すことによっても得られる。これにより、耐食性をより向上させることが可能となる。

本発明において熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉、転炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の２次精練で目的の成分含有量になるように成分調整を行い、次いで通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。連続鋳造よって得たスラブの場合には高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。

スラブ再加熱温度（ＳＲＴ）は、
ＳＲＴ（℃）＝６６７０／（２．２６−ｌｏｇ〔％Ｎｂ〕〔％Ｃ〕）−２７３
等にて算出される温度以上とする。この温度未満であるとＮｂの炭窒化物が十分に溶解せず後の圧延工程においてＮｂによるオーステナイトの回復・再結晶および粒成長の抑制やγ／α変態の遅延による結晶方位の集積効果が得られない。従って、スラブ再加熱温度（ＳＲＴ）は上式にて算出される温度以上とする。ただし、１４００℃以上であると、スケールオフ量が多量になり歩留まりが低下するので、再加熱温度は１４００℃未満が望ましい。また、１０００℃未満の加熱ではスケジュール上操業効率を著しく損なうため、スラブ再加熱温度は１０００℃以上が望ましい。さらには、１１００℃未満の加熱ではスケールオフ量が少なくスラブ表層の介在物をスケールと共に後のデスケーリングによって除去できなくなる可能性があることから、スラブ再加熱温度は１１００℃以上が望ましい。 スラブ加熱時間については特に定めないが、Ｎｂの炭窒化物の溶解を十分に進行させるためには当該温度に達してから３０分以上保持することが望ましい。ただし、鋳造後の鋳片を高温のまま直送して圧延する場合にこの限りではない。

熱間圧延工程は、粗圧延を終了後、仕上げ圧延を行うが、板厚方向により均一な連続冷却変態組織を得るためには仕上げ圧延開始温度を１０００℃以上とする。さらに１０５０℃以上が望ましい。そのためには必要に応じて粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの間、又は／及び仕上げ圧延中に粗バーまたは圧延材を加熱する。特に本発明のうちでも優れた破断延びを安定して得るためにはＭｎＳ等の微細析出を抑制することが有効である。この場合の加熱装置はどのような方式でも構わないが、トランスバース型であれば板厚方向に均熱できるのでトランスバース型が望ましい。通常、ＭｎＳ等の析出物は１２５０℃程度のスラブ再加熱で再固溶が起こり、後の熱間圧延中に微細析出する。従って、スラブ再加熱温度を１１５０℃程度に制御しＭｎＳ等の再固溶を抑制できれば延性を改善できる。ただし、圧延終了温度を本発明の範囲にするためには粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの間、又は／及び仕上げ圧延中での粗バーまたは圧延材の加熱が有効な手段となる。

また、粗圧延と仕上げ圧延の間にシートバーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしてもよい。その際に粗バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行ってもよい。

仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）をＡｒ_３変態点温度以上Ａｒ_３変態点温度＋１００℃以下の温度域とする。ここでＡｒ_３変態点温度とは、例えば以下の計算式により鋼成分との関係で簡易的に示される。すなわち
Ａｒ_３＝９１０−３１０×％Ｃ＋２５×％Ｓｉ−８０×％Ｍｎｅｑ
ただし、Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｎｉ／２＋１０（Ｎｂ−０．０２）
または、Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｎｉ／２＋１０（Ｎｂ−０．０２）＋１：Ｂ添加の場合

仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）はＡｒ_３変態点温度未満であるとα＋γの二相域圧延となる可能性があり圧延後のフェライト粒に加工組織が残留し延性が劣化するのでＡｒ_３変態点温度以上とする。一方、Ａｒ_３変態点温度＋１００℃超では、Ｎｂ添加によるドラッキングおよび／またはピンニングでのオーステナイトの回復・再結晶および粒成長を抑制する効果が失われ、回復・再結晶および粒成長の抑制やγ／α変態の遅延による結晶方位の集積効果が得られない恐れがある。仕上げ圧延の各スタンドでの圧延パススケジュールについては特に限定しなくても本発明の効果が得られるが、板形状精度の観点からは最終スタンドにおける圧延率は１０％未満が望ましい。

仕上げ圧延終了後、４００℃以上６００℃以下の温度域までの温度域を２０℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で冷却する。冷却開始温度は特に限定しないがＡｒ_３変態点温度以上より冷却を開始するとミクロ組織は主に連続冷却変態組織となり、Ａｒ_３変態点温度未満より冷却を開始するとミクロ組織中にポリゴナルフェライトが含有されるようになる。何れにしても上記冷却速度未満ではオーステナイトの回復・再結晶および粒成長して結晶方位の集積効果が得られない恐れがある。冷却速度の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができると思われるが、５００℃／ｓｅｃ以上では、降伏比が上昇する恐れがあるので５００℃／ｓｅｃ以下が望ましい。さらに熱ひずみによる板そりが懸念されることから、２５０℃／ｓｅｃ以下とすることが望ましい。また、バーリング加工性を向上させるためには均一なミクロ組織が望ましく、そのようなミクロ組織を得るためには１３０℃／ｓｅｃ以上が望ましい。一方、６００℃以上で冷却を停止すると加工性に好ましくないパーライト等の粗大炭化物を含む相が生成する恐れがある。従って、冷却を実施する温度域は６００℃までである。ただし、仕上げ圧延終了後冷却を５秒以内に開始しないとオーステナイトの回復・再結晶および粒成長して結晶方位の集積効果が得られない恐れがあるので、仕上げ圧延終了後冷却を５秒以内に冷却を開始することが望ましい。

冷却終了後に巻取り処理を行うが、巻取温度が６００℃超では、当該温度域では加工性に好ましくないパーライト等の粗大炭化物を含む相が生成する恐れがあり、さらにＴｉＣ等の析出強化が過時効ため失われ強度が低下する恐れがあるため、巻取温度は６００℃以下とする。一方、４００℃未満ではＴｉＣ等の析出強化が発現せず目的とした強度が得られない恐れがあるので巻取温度は４００℃以上とする。

本発明は、鋳造後、熱間圧延後冷却したままもしくは熱間圧延後、あるいは熱延鋼板を溶融めっきラインにて熱処理を施したまま、更にはこれらの鋼板に別途溶融亜鉛めっきを施すことによって得られる。これにより、耐食性をより向上させることが可能となる。

熱間圧延工程終了後は必要に応じて酸洗し、その後インラインまたはオフラインで圧下率１０％以下のスキンパスまたは圧下率４０％程度までの冷間圧延を施しても構わない。

この冷間圧延において、熱間での仕上げ圧延に続く酸洗後の冷間圧延の合計圧下率は８０％未満とするようにしてもよい。これは、冷間圧延の合計圧下率が８０％以上であると、一般的な冷間圧延ー再結晶集合組織である板面に平行な結晶面の｛１１１｝面や｛５５４｝面のＸ線回折積分面強度比が高くなり、目的する板面の｛１００｝面＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比の平均値が２．５以上得られなくなるためである。また、望ましくは７０％以下である。冷間圧延率の下限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができるが、結晶方位の強度を適当な範囲に制御するためには３％以上とすることが望ましい。

このように冷間圧延された鋼板の熱処理は、連続焼鈍工程を前提としている。

まず、その熱処理温度の下限温度をＡｃ１ 変態点温度以上とする。この下限温度がＡｃ１ 変態点温度未満の場合には、目的とする連続冷却変態組織が得られない。ここで、バーリング性をそれほど劣化させずに延性との両立を目指す場合は、連続冷却変態組織を構成するミクロ組織うちα_ｑの体積分率を増加させるためにその温度域をＡｃ１変態点温度以上Ａｃ３ 変態点温度以下（フェライトとオーステナイトの二相域）の温度域とする。また、更に良好なバーリング性を得るためには、連続冷却変態組織うちα°_Ｂ、α_Ｂの体積分率を増加させるため、Ａｃ３ 変態点温度以上Ａｃ３ 変態点温度＋１００℃以下の温度域が望ましい。

次に、冷却工程については本発明で特に定めないが、前記熱処理温度がＡｃ１変態点温度以上Ａｃ３ 変態点温度以下の場合においては、２０℃／ｓ以上の冷却速度で６００〜４００℃の温度域まで冷却する。これは、冷却速度が２０℃／ｓ未満では、炭化物を多量に含むベイナイトもしくはパーライト変態のノーズにかかる恐れがあるためである。また、冷却終了温度は、４００℃以下ではバーリング性に有害と考えられているγ_ｒ、ＭＡが多量に生成する恐れがあるため、４００℃超が望ましい。さらに、冷却工程の終了温度は、６００℃超では時効性が劣化する恐れがあるので６００℃以下とする。また、その後の冷却については特に定めないが２０℃／ｓ以上の冷却速度では、バーリング性に有害と考えられているγ_ｒ、ＭＡが多量に生成する恐れがあるため、２０℃／ｓ未満の冷却速度が望ましい。また、このときの冷却の下限は、水冷もしくはミストで冷却する場合、コイルが長時間水濡れの状態にあると錆による外観不良が懸念されるため、５０℃以上が望ましい。

さらにその後、必要に応じてスキンパス圧延を実施する。ただしこの場合、摩擦係数を低減させる効果を得るためには、スキンパス後の鋼板表裏の表面のうち、少なくとも一方の算術平均粗さＲａが１〜３．５μｍであるようにスキンパス圧下率を制御することが望ましい。

酸洗後の熱延鋼板、もしくは上記の再結晶熱処理終了後の冷延鋼板に亜鉛めっきを施すためには、亜鉛めっき浴中に浸漬し、必要に応じて合金化処理してもよい。

なお、鋼板形状の矯正や可動転位導入による延性の向上のためには０．１％以上２％以下のスキンパス圧延を施すことが望ましい。

酸洗後の熱延鋼板に亜鉛めっきを施すためには、亜鉛めっき浴中に浸積し、必要に応じて合金化処理してもよい。

なお、本発明においては、粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの間にデスケーリングを行うようにしてもよい。粗圧延終了と仕上げ圧延開始の間にデスケーリングを行う場合は、鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐ（ＭＰａ）×流量Ｌ（リットル／ｃｍ^２）≧０．００２５の条件を満たすことが望ましい。鋼板表面での高圧水の衝突圧Ｐは以下のように記述される。（「鉄と鋼」１９９１ ｖｏｌ．７７ Ｎｏ．９ ｐ１４５０参照）
Ｐ（ＭＰａ）＝５．６４×Ｐ_０×Ｖ／Ｈ^２
ただし、
Ｐ_０（ＭＰａ）：液圧力
Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量
Ｈ（ｃｍ）：鋼板表面とノズル間の距離

流量Ｌは以下のように記述される。
Ｌ（リットル／ｃｍ^２）＝Ｖ／（Ｗ×ｖ）
ただし、
Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量
Ｗ（ｃｍ）：ノズル当たり噴射液が鋼板表面に当たっている幅
ｖ（ｃｍ／ｍｉｎ）：通板速度

衝突圧Ｐ×流量Ｌの上限は本発明の効果を得るためには特に定める必要はないが、ノズル流液量を増加させるとノズルの摩耗が激しくなる等の不都合が生じるため、０．０２以下とすることが望ましい。

さらに、仕上げ圧延後の鋼板表面の最大高さＲｙが１５μｍ（１５μｍＲｙ，ｌ２．５ｍｍ，ｌｎ１２．５ｍｍ）以下であることが望ましい。これは、例えば金属材料疲労設計便覧、日本材料学会編、８４ページに記載されている通り熱延または酸洗ままの鋼板の疲労強度は鋼板表面の最大高さＲｙと相関があることから明らかである。また、その後の仕上げ圧延はデスケーリング後に再びスケールが生成してしまうのを防ぐために５秒以内に行うのが望ましい。

次に、本発明を適用した高ヤング率薄鋼板の実施例について詳細に説明をする。表２に示す化学成分を有する鋼番Ａ〜Ｋの鋼を転炉にて溶製して、連続鋳造後直送もしくは再加熱し、粗圧延に続く仕上げ圧延で３．２ｍｍの板厚にした後に巻き取った。

この表２において鋼番Ａ〜Ｅ、Ｉ、Ｋについては、本発明において限定した化学成分の範囲内にあるが、鋼番ＦはＮｂ並びにＴｉを、鋼番ＧはＣを、鋼番ＨはＣ並びにＴｉを、鋼番ＪはＣとＮｂとＴｉを、それぞれ本発明において限定した化学成分から逸脱させている。

また、製造条件の詳細を表３に示す。

この表３において「加熱温度実績」は、スラブ加熱抽出温度の実績、「粗バー加熱」は粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの間又は／及び仕上げ圧延中に粗バーまたは圧延材の誘導加熱による加熱の有無を、「ＦＴ」は仕上げ圧延終了温度、「圧延速度」とは仕上げ圧延終了時の通板速度を、「圧下率」とは最終段とその前段での圧延率を、「冷却速度」とは冷却開始温度から巻き取り温度域をまでの平均冷却速度を、「ＣＴ」とは巻取温度を示している。

ここで、鋼番Ａ−１〜Ａ−９は、表１の鋼番Ａの成分について各種製造条件を互いに異ならせている。鋼番Ａ−１は、本発明で規定した製造条件の範囲内に含まれるが、鋼番Ａ−２は加熱温度実績を、またＡ−３、４は、仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）を、Ａ−５は圧延速度を、Ａ−６は圧下率を、更にＡ−７は冷却速度を、Ａ−８、９はＣＴを本発明において限定した範囲から逸脱させている。また鋼番Ｄについては粗圧延後に衝突圧２．７ＭＰａ、流量０．００１リットル／ｃｍ^２の条件でデスケーリングを施した。さらに、鋼番Ｉについては、亜鉛めっき浴中に浸漬して常法通りの亜鉛めっきを施した。ここで、「ＮｂＣ溶体化温度」は前記ＳＲＴ（℃）＝６６７０／（２．２６−ｌｏｇ〔％Ｎｂ〕〔％Ｃ〕）−２７３より算出したＮｂＣの溶解に必要な加熱温度を示している。但し、Ｎｂが実質無添加の鋼番Ｆ、Ｊでは「−」とした。

このようにして得られた薄鋼板の引張試験は、コイル幅、長手方向に統計的傾向が判別できるに足る数のサンプルを採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２０１記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１記載の試験方法に従って行った。また、バーリング加工性は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の穴拡げ試験方法に従い、穴拡げ値にて評価した。

鋼番Ａ〜Ｋの鋼のうち本発明で規定した要件を満たすものは、鋼番Ａ−１、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｉ、Ｋの７鋼であり、所定の量の鋼成分を含有し、そのミクロ組織がフェライト組織、連続冷却変態組織又はこれらの混合組織であり、かつ穴拡げ値が６０％以上で、板面の｛１００｝面＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比の平均値が２．５以上であることを特徴とする薄鋼板が得られている。

上記以外の鋼は、以下の理由によって本発明の範囲外である。すなわち、鋼番Ａ−２は、「加熱温度実績」がＮｂＣ溶体温度を超えて本発明の範囲外であるので、板面の｛１００｝面＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比の平均値が２．５以上となっていない。鋼番Ａ−３は、「ＦＴ」がＡｒ３変態点温度未満で本発明の範囲外であるので、目的とするミクロ組織が得られず、さらに、穴拡げ値が６０％以上となっていない。鋼番Ａ−４は、「ＦＴ」がＡｒ３変態点温度＋１００を超え本発明の範囲外であるので、板面の｛１００｝面＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比の平均値が２．５以上となっていない。鋼番Ａ−５は、「圧延速度」が６００ｍｐｍ未満で本発明の範囲外であるので、板面の｛１００｝面＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比の平均値が２．５以上となっていない。鋼番Ａ−６は、「圧下率」が２５％未満で本発明の範囲外であるので、板面の｛１００｝面＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比の平均値が２．５以上となっていない。鋼番Ａ−７は、「冷却速度」が２０℃／ｓｅｃ未満で本発明の範囲外であるので、目的とするミクロ組織が得られず、さらに、穴拡げ値が６０％以上となっていない。鋼番Ａ−８は、「ＣＴ」が６００℃を超え本発明の範囲外であるので、目的とするミクロ組織が得られず、さらに、穴拡げ値が６０％以上となっていない。鋼番Ａ−９は、「ＣＴ」が４００℃未満で本発明の範囲外であるので、目的とするミクロ組織が得られず、さらに、穴拡げ値が６０％以上となっていない。鋼番Ｆは、ＮｂおよびＴｉの含有量がそれぞれ０．００５質量％以上、０．００１質量％以上含有されておらず本発明の範囲外であるので目的とするミクロ組織が得られず、さらに、穴拡げ値が６０％以上で、板面の｛１００｝面＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比の平均値が２．５以上となっていない。鋼番Ｇは、Ｃの含有量が０．０１質量％未満で本発明の範囲外であるので目的とするミクロ組織が得られず、さらに、板面の｛１００｝面＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比の平均値が２．５以上となっていない。鋼番Ｈは、Ｃ含有量が０．２質量％を超え、さらにＴｉが０．００１質量％以上含有されておらず本発明の範囲外であるので目的とするミクロ組織が得られず、さらに、穴拡げ値が６０％以上となっていない。鋼番Ｊは、Ｃの含有量が０．２質量％を超え、ＮｂおよびＴｉの含有量がそれぞれ０．００５質量％以上、０．００１質量％以上含有されておらず本発明の範囲外であるので目的とするミクロ組織が得られず、さらに、穴拡げ値が６０％以上で、板面の｛１００｝面＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比の平均値が２．５以上となっていない。

曲げ剛性評価のためのプレス部品を示す図である。 板面の｛１００｝面＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比と曲げ剛性の関係を示す図である。 スラブ加熱温度と固溶Ｎｂ量の関係を示す図である 圧下率と板面の｛１００｝＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比の関係を示す図である。 圧延速度と板面の｛１００｝＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比の関係を示す図である。 ＦＴと板面の｛１００｝＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比の関係を示す図である。

符号の説明

１ プレス形状品
２ 溝部

Claims (11)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０１〜０．２％、
   Ｓｉ：０．００３〜２％、
   Ｍｎ：０．１〜２％、
   Ｐ ≦０．１％（但し０％超）、
   Ｓ ≦０．０３％（但し０％超）、
   Ａｌ：０．００１〜０．１％、
   Ｎ ≦０．０１％（但し０％超）、
   Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
   Ｔｉ：０．００１〜０．２％、
   を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、そのミクロ組織がフェライト組織、連続冷却変態組織又はこれらの混合組織であり、板面の｛１００｝面＋｛２１１｝面のＸ線ランダム強度比の平均値が２．５以上であることを特徴とするバーリング加工性に優れた高ヤング率薄鋼板。
2. さらに質量％で、
   Ｂ ：０．０００２〜０．００２％、
   Ｃｕ：０．２〜１．２％、
   Ｎｉ：０．１〜０．６％、
   Ｍｏ：０．０５〜１％、
   Ｖ ：０．０２〜０．２％、
   Ｃｒ：０．０１〜１％、
   の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１記載のバーリング加工性に優れた高ヤング率薄鋼板。
3. さらに質量％で、
   Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
   ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
   の一種または二種を含有することを特徴とする請求項１又は２記載のバーリング加工性に優れた高ヤング率薄鋼板。
4. 溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする請求項１〜３の何れか１項記載のバーリング加工性に優れた高ヤング率薄鋼板。
5. 請求項１〜３のいずれか１項に記載の成分を含有する鋼片から薄鋼板を得るための熱間圧延する際に、鋼片をＮｂ炭化物の溶体化温度以上に加熱し、さらに粗圧延後の粗バーを６００ｍｐｍ以上の圧延速度で、最終段とその前段の合計圧下率を２５％以上とし、
   仕上げ圧延をＡｒ_３変態点温度以上Ａｒ_３変態点温度＋１００℃以下の温度域で終了させ、仕上げ圧延後の冷却開始から巻き取るまでの温度域を２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で４００℃以上６００℃以下の温度域まで冷却し、巻き取ることを特徴とするバーリング加工性に優れた高ヤング率薄鋼板の製造方法。
6. 仕上げ圧延開始温度を１０００℃以上とすることを特徴とする請求項５記載のバーリング加工性に優れた高ヤング率薄鋼板の製造方法。
7. 鋼片を、粗圧延終了した後の粗バーを仕上げ圧延開始までの間、及び／又は、粗バーの仕上げ圧延中に、１０００℃以上に加熱することを特徴とする請求項５又は６記載のバーリング加工性に優れた高ヤング率薄鋼板の製造方法。
8. 粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの間にデスケーリングを行うことを特徴とする請求項５〜７のうち何れか１項記載のバーリング加工性に優れた高ヤング率薄鋼板の製造方法。
9. 熱間圧延後に得られた鋼板をさらに冷間圧延することを特徴とする請求項５〜８のうち何れか１項記載のバーリング加工性に優れた高ヤング率薄鋼板の製造方法。
10. 請求項５〜９のうち何れか１項記載の製造工程の後、得られた鋼板をさらに焼鈍処理することを特徴とするバーリング加工性に優れた高ヤング率薄鋼板の製造方法。
11. 請求項５〜１０のうち何れか１項記載の製造工程の後、得られた鋼板表面を亜鉛めっきすることを特徴とするバーリング加工性に優れた高ヤング率薄鋼板の製造方法。

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