JP3602350B2 - 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は伸びフランジ性に極めて優れた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、自動車における鋼板部材の軽量化の要求が大きく、この要求を満足すべく高強度の熱延鋼板が用いられている。特に、自動車の足回り部材において、熱延鋼板に優れた伸びフランジ性が要求されることがある。高強度かつ伸びフランジ性に優れた鋼板として、例えば特開昭５７−１０１６４９号公報、特開昭６１−１３０４５４号公報に開示されているように、フェライト・ベイナイト組織鋼板が知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
フェライト・ベイナイト組織は、従来のフェライト・マルテンサイト組織に比べると高い伸びフランジ性を有するが、複合組織のために伸びフランジ性は不十分である。また、フェライト単相組織であってもフェライト中の固溶Ｃ量が多いために、十分な伸びフランジ性を得ることができなかった。
【０００４】
また、組織をアシキュラー・フェライト（アシキュラー状フェライト）単相組織として強度の向上を図りつつ、ＴｉやＮｂを添加してＴｉＣやＮｂＣを析出させ、析出強化を図るとともに伸びフランジ性を向上させることも試みられているが、近年の厳しい伸びフランジ性の要求には十分に応えているとはいえないのが実情である。
【０００５】
本発明はかかる問題に鑑みなされたものであり、従来に比して優れた伸びフランジ性を有する高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、主組織を転位密度の高いアシキュラー・フェライト組織とし、さらに熱延以降の冷却速度などを制御することで、固溶Ｃ量を可及的に低減させることにより、高強度かつ極めて優れた伸びフランジ性が得られることを見出して本発明を完成するに至った。
【０００７】
すなわち、本発明の熱延鋼板は、mass％で、
Ｃ ：０．０２〜０．１０％、
Ｍｎ：２．５％以下、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｐ ：０．０８％以下、
Ｓ ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｔｉ：０．０５〜０．５％、又はＴｉ：０．０５〜０．５％及びＮｂ：０．０３〜０．５％で、Ｃ＜｛（Ｔｉ−３．４３Ｎ−１．５Ｓ）／４＋Ｎｂ／７．７５｝
を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、Ａ．Ｉ．（時効指数）≦１５Ｎ／mm2 を満足し、実質的にアシキュラー・フェライト単相組織を有するものである。なお、不等式中の元素記号は、その元素の含有量を示す。
【０００８】
まず、本発明の熱延鋼板の成分限定理由について説明する。
Ｃ：０．０２〜０．１０％
Ｃは強度を得るとともに、転位密度の高いアシキュラー・フェライト組織を得るのに重要である。Ｃ量が過少では、熱延直後の冷却中に転位密度の高いアシキュラー・フェライト組織を得ることができず、ポリゴナル・フェライト組織となるために十分な強度を確保することができないので、下限を０．０２％、好ましくは０．０３％とする。一方、Ｃ量が過多では、フェライト・べイナイト組織が生じ易く、伸びフランジ性を劣化させるので、上限を０．１０％、好ましくは０．０８％とする。
【０００９】
Ｍｎ：２．５％以下
Ｓｉ：２．０％以下
ＭｎやＳｉは固溶強化元素として有効である。しかし、Ｍｎが２．５％を越えるとスラブの中心偏析の原因となり、加工割れや加工劣化の原因となるため、Ｍｎの上限を２．５％とする。一方、Ｓｉが２．０％を越えて添加されると、組織中にポリゴナル・フェライト組織が生成し易くなり、フェライト・べイナイト組織になりやすく、伸びフランジ性が劣化するようになるため、Ｓｉの上限を２．０％、好ましくは１．５％とする。
【００１０】
Ｐ：０．０８％以下
Ｐは固溶強化として有効な元素であるが、多量に添加した場合には偏析しやすく、割れや加工性劣化を招くため、上限を０．０８％、好ましくは０．０５％とする。
【００１１】
Ｓ：０．０５％以下
ＳはＭｎＳの形態で介在物として鋼中に存存して、熱間割れや加工割れ発生の原因となる。また、この硫化物系介在物は伸びフランジ性を劣化させるため、上限を０．０５％、好ましくは０．０２％とする。
【００１２】
Ｔｉ：０．０５〜０．５％、又はＴｉ：０．０５〜０．５％及びＮｂ：０．０３〜０．５％で、
Ｃ＜｛（Ｔｉ−３．４３Ｎ−１．５Ｓ）／４＋Ｎｂ／７．７５｝…(1)
ＴｉやＮｂは、ＴｉＣやＮｂＣ炭化物を生成して、鋼を析出強化させることができる。さらに、アシキュラー・フェライト中の固溶Ｃを低減させるために有効である。これらの作用を有効にするには、Ｔｉを０．０５％以上含有させることが必要であり、Ｎｂを併用する場合は０．０３％以上含有させることが好ましい。一方、０．５％を越えて添加しても、その効果が飽和するため、各々０．５％以下とする。また、Ｔｉ、Ｎｂの添加量はさらにＣ量との関係において、上記(1) 式の関係を満たすことが必要で、この関係を満たさない場合には、固溶Ｃを低減することができない。
【００１３】
Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは鋼の脱酸成分として、０．０２％〜０．１０％程度存在する。多量にＡｌを添加した場合にはアルミナなどの介在物が生成して材質劣化を招くので、上限を０．１０％とする。
【００１４】
本発明の鋼板は上記成分を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるものであるが、上記主成分の作用を損なわない範囲で他の元素、例えば下記のＭｏ、Ｃｒ、Ｃａを補助的に含有することができ、下記(1) 、(2) の組成（残部Ｆｅ及び不可避的不純物）とすることができる。
(1) 主成分にさらにＭｏ、Ｃｒの１種以上を含有する。
(2) 主成分あるいは上記(1) の成分にさらにＣａを含有する。
【００１５】
Ｍｏ、Ｃｒ：各０．５％以下
これらの元素は強度を向上させる固溶強化元素として有効である。その効果はそれぞれ０．５％を越えて添加しても飽和するため、各元素の上限を０．５％とする。
【００１６】
Ｃａ：０．００２０％以下
Ｃａは鋼中の硫化物の形態を制御して、伸びフランジ性を向上させる作用を有する。０．００２０％を越えても添加しても効果が飽和するため、経済性を考慮して上限を０．００２０％とする。
【００１７】
次に、本発明熱延鋼板の組織について説明する。組織は転位密度が高く、粒界が針状となるアシキュラー・フェライトの単相組織が良い。１００％アシキュラー・フェライト組織がもっとも好ましいが、実質的にアシキュラー・フェライト組織であればよい。すなわち、製造上、不可避的組織としてセメンタイトやポリゴナル・フェライト組織が生成する場合があるが、アシキュラー・フェライト組織の特性が損なわれない範囲、少なくとも面積％で５％以下、好ましくは数％程度以下であれば、これらの組織も許容される。
【００１８】
本発明の熱延鋼板は、上記成分、組織のほか、さらにＡ．Ｉ．（時効指数）が１５Ｎ／ｍｍ２ 以下とされる。本発明ではＴｉ及び／又はＮｂを所定量添加して、鋼中の固溶Ｃ量を減少させ、伸びフランジ性を向上させるものであるが、本発明ではさらにフェライト中の固溶Ｃ量を微量領域に制限して伸びフランジを極限まで向上させるものである。微量領域の固溶Ｃ量を測定することは困難であるので、本発明では微量領域の固溶Ｃ量を評価する尺度としてＡ．Ｉ．を導入し、Ａ．Ｉ．を１５Ｎ／ｍｍ２ 以下、好ましくは１０Ｎ／ｍｍ２ 以下とする。Ａ．Ｉ．が１５Ｎ／ｍｍ２ を越えると、後述の実施例から明らかなとおり、所定量のＴｉ及び／又はＮｂを添加していても、伸びフランジ性が劣化するようになり、本発明の目的を達成することができないようになる。
【００１９】
なお、Ａ．Ｉ．はＡ．Ｉ．＝σＹＳ−σ５％によって求められた値である。前記σ５％は引張試験片に５％の予歪を与えて測定した降伏応力であり、前記σＹＳは前記予歪を与えた試験片をさらに１００℃×１ｈｒ保持後、空冷する熱処理を与えた後に測定した降伏応力である。
【００２０】
本発明の熱延鋼板は、請求項４に記載したとおり、上記成分を有する鋼を、１１００℃以上に加熱後、（Ａｒ３点＋１００）℃〜（Ａｒ３点−３０）℃にて熱間圧延を終了し、１次平均冷却速度を３０℃／ｓｅｃ 以上で冷却後に、４００〜６００℃にて巻き取り、巻き取り後の２次平均冷却速度を３０℃／ｍｉｎ 未満で冷却することによって製造される。
【００２１】
鋼加熱温度を１１００℃以上とするのは、１１００℃以上、好ましくは１２００℃以上に加熱することにより、ＴｉＣ等の析出物を固溶させることができ、熱延以降の巻き取りまでの冷却中に生成するアシキュラー・フェライト組織の生成を促進させるためである。
【００２２】
熱間圧延はＡｒ３点以上のγ域にて行うことが基本であるが、（Ａｒ３点＋１００）℃を越えるとγ粒が粗大化し、特性が劣化するので、熱延仕上温度の上限を（Ａｒ３点＋１００）℃とする。一方、γ域以下であっても、（Ａｒ３点−３０）℃までであれば特性はさほど劣化しないので、下限を（Ａｒ３点−３０）℃とする。
【００２３】
加熱以降から熱間圧延およびその後の冷却中には固溶Ｃが多く含まれており、熱延直後の冷却（１次冷却）速度を調整することにより、アシキュラー・フェライト組織とすることができる。このアシキュラー・フェライト組織を得るためには１次平均冷却速度を３０℃／ｓｅｃ 以上とすることが必要で、３０℃／ｓｅｃ 未満ではポリゴナル・フェライト組織が生成して伸びフランジ性を劣化させる。
【００２４】
また、巻取温度を４００〜６００℃とするのは、この温度範囲でＴｉＣ、ＮｂＣなどの炭化物を生成させることができ、析出強化に有効であるとともに、特にフェライト中の固溶Ｃ量を低減させることができるからである。次に説明する２次平均冷却速度にもよるが、４００〜６００℃、好ましくは４５０〜５５０℃での巻き取りが最もフェライト中の固溶Ｃ量が低くなる温度域である。
【００２５】
巻き取り以後の冷却（２次冷却）速度は、フェライト中の固溶Ｃを微量領域まで低減させるのに重要な条件であり、２次平均冷却速度を３０℃／ｍｉｎ 未満、好ましくは１０℃／ｍｉｎ 以下とすることで、フェライト中の固溶Ｃ量を微量領域まで十分低減させることができ、これによってＡ．Ｉ．を１５Ｎ／ｍｍ２ 以下に低減することができ、伸びフランジ性を著しく向上させることができる。なお、前記２次平均冷却速度は、巻取コイルを炉冷や保温冷却することで得られる。
【００２６】
【実施例】
表１に示した鋼を真空溶製し、３０ｍｍ厚の実験スラブとした後、これを１１５０℃に加熱後、熱延仕上温度（ＦＤＴ）を８６０℃前後として、板厚３．０ｍｍまで熱間圧延を行い、表２に記載の１次平均冷却速度（ＣＲ１）、巻取温度（ＣＴ）、２次平均冷却速度（ＣＲ２）にて熱延鋼板を製造した。なお、ＣＲ２につき、試料Ｎｏ． １〜２９（注：Ｎｏ．２９はＣＲ２＝１０℃／ｍｉｎ です。）は炉冷により冷却し、３２℃／ｍｉｎ 以上は空冷、強制空冷により冷却した。
【００２７】
得られた熱延鋼板の断面組織を光学顕微鏡で観察した。また、この熱延鋼板を表裏面研削した後に、ＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張試験を行ない、機械的性質および既述の条件によりＡ．Ｉ．を求めた。また、７０×７０ｍｍの試験片を採取し、伸びフランジ性を調べるため、穴拡げ試験を行った。穴拡げ試験は、前記試験片の中心にφ１０ｍｍの初期穴ｄ１を打抜き、初期穴に頂角６０°の円錐ポンチを押し込んで穴を拡げ、穴の内面にクラックが板厚を貫通した直後の穴径ｄ２を求めるもので、下記式にて穴拡げ率λを求めた。
λ（％）＝（ｄ２−ｄ１）×１００／ｄ１
【００２８】
これらの試験結果を表２に併せて示す。表２中の組織につき、ａ・Ｆはアシキュラー・フェライト、ｐ・Ｆ又はＦはポリゴナル・フェライト、Ｂはベイナイトである。また、鋼種Ｎｏ．３および６にかかる試料Ｎｏ． １〜１６につき、Ａ．Ｉ．に及ぼす巻取温度（ＣＴ）の影響を整理したグラフを図１に示す。また、鋼種３を用いた試料Ｎｏ． ５、２６〜２８につきＡ．Ｉ．に及ぼす１次平均冷却速度（ＣＲ１）の影響を整理したグラフを図２に示す。また、鋼種３を用いた試料Ｎｏ． ５、２９〜３２につきＡ．Ｉ．に及ぼす２次平均冷却速度（ＣＲ２）の影響を整理したグラフを図３に示す。なお、図中の矢印は、本発明範囲を示す。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
表２より、発明例では高強度かつ高λの優れた伸びフランジ性を備えていることがわかる。一方、比較例では、Ｔｉ、Ｎｂの添加量が発明範囲外である鋼種Ｎｏ． １、２、４及び５を用いた試料Ｎｏ． １７〜２０は、Ａ．Ｉ．が１７以上であり、λが低い。また、Ｃ量が発明外の鋼種Ｎｏ． ７、８を用いた試料Ｎｏ． ２１、２２は、組織がアシキュラー・フェライトになっておらず、引張強さＴＳが極端に低かったり、λが低下している。
【００３２】
また、巻取温度ＣＴについては、発明成分を有する鋼種３、４を用いたものでも、ＣＴが発明範囲外の試料１、７、８、９、１５、１６は、Ａ．Ｉ．が１５Ｎ／ｍｍ２ 超となり、やはりλが低下している（図１参照）。
また、１次平均冷却速度ＣＲ１については、発明範囲未満の試料Ｎｏ． ２６は、ＴＳ、λの低下が著しい（図２参照）。
また、２次平均冷却速度ＣＲ２については、Ｔｉ、Ｎｂ量が発明範囲内であっても、ＣＲ２が発明範囲を越えて高い試料Ｎｏ． ３０〜３２はＡ．Ｉ．が１７以上であり、λが低下している（図３参照）。
【００３３】
【発明の効果】
本発明によれば、組織を実質的に転移密度の高いアシキュラー・フェライト単相組織とし、熱延以降の冷却速度などを制御することで、フェライト中の固溶Ｃ量を可及的に低減させ、Ａ．Ｉ．を１５Ｎ／ｍｍ２ 以下とすることで、高強度かつ優れた伸びフランジ性を有する熱延鋼板を得ることができたものであり、例えば自動車の足回り部材用熱延鋼板として好適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例におけるＡ．Ｉ．に及ぼす巻取温度（ＣＴ）の影響を整理したグラフである。
【図２】実施例におけるＡ．Ｉ．に及ぼす１次平均冷却速度（ＣＲ１）の影響を整理したグラフである。
【図３】実施例におけるＡ．Ｉ．に及ぼす２次平均冷却速度（ＣＲ２）の影響を整理したグラフである。
【発明が属する技術分野】
本発明は伸びフランジ性に極めて優れた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、自動車における鋼板部材の軽量化の要求が大きく、この要求を満足すべく高強度の熱延鋼板が用いられている。特に、自動車の足回り部材において、熱延鋼板に優れた伸びフランジ性が要求されることがある。高強度かつ伸びフランジ性に優れた鋼板として、例えば特開昭５７−１０１６４９号公報、特開昭６１−１３０４５４号公報に開示されているように、フェライト・ベイナイト組織鋼板が知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
フェライト・ベイナイト組織は、従来のフェライト・マルテンサイト組織に比べると高い伸びフランジ性を有するが、複合組織のために伸びフランジ性は不十分である。また、フェライト単相組織であってもフェライト中の固溶Ｃ量が多いために、十分な伸びフランジ性を得ることができなかった。
【０００４】
また、組織をアシキュラー・フェライト（アシキュラー状フェライト）単相組織として強度の向上を図りつつ、ＴｉやＮｂを添加してＴｉＣやＮｂＣを析出させ、析出強化を図るとともに伸びフランジ性を向上させることも試みられているが、近年の厳しい伸びフランジ性の要求には十分に応えているとはいえないのが実情である。
【０００５】
本発明はかかる問題に鑑みなされたものであり、従来に比して優れた伸びフランジ性を有する高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、主組織を転位密度の高いアシキュラー・フェライト組織とし、さらに熱延以降の冷却速度などを制御することで、固溶Ｃ量を可及的に低減させることにより、高強度かつ極めて優れた伸びフランジ性が得られることを見出して本発明を完成するに至った。
【０００７】
すなわち、本発明の熱延鋼板は、mass％で、
Ｃ ：０．０２〜０．１０％、
Ｍｎ：２．５％以下、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｐ ：０．０８％以下、
Ｓ ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｔｉ：０．０５〜０．５％、又はＴｉ：０．０５〜０．５％及びＮｂ：０．０３〜０．５％で、Ｃ＜｛（Ｔｉ−３．４３Ｎ−１．５Ｓ）／４＋Ｎｂ／７．７５｝
を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、Ａ．Ｉ．（時効指数）≦１５Ｎ／mm2 を満足し、実質的にアシキュラー・フェライト単相組織を有するものである。なお、不等式中の元素記号は、その元素の含有量を示す。
【０００８】
まず、本発明の熱延鋼板の成分限定理由について説明する。
Ｃ：０．０２〜０．１０％
Ｃは強度を得るとともに、転位密度の高いアシキュラー・フェライト組織を得るのに重要である。Ｃ量が過少では、熱延直後の冷却中に転位密度の高いアシキュラー・フェライト組織を得ることができず、ポリゴナル・フェライト組織となるために十分な強度を確保することができないので、下限を０．０２％、好ましくは０．０３％とする。一方、Ｃ量が過多では、フェライト・べイナイト組織が生じ易く、伸びフランジ性を劣化させるので、上限を０．１０％、好ましくは０．０８％とする。
【０００９】
Ｍｎ：２．５％以下
Ｓｉ：２．０％以下
ＭｎやＳｉは固溶強化元素として有効である。しかし、Ｍｎが２．５％を越えるとスラブの中心偏析の原因となり、加工割れや加工劣化の原因となるため、Ｍｎの上限を２．５％とする。一方、Ｓｉが２．０％を越えて添加されると、組織中にポリゴナル・フェライト組織が生成し易くなり、フェライト・べイナイト組織になりやすく、伸びフランジ性が劣化するようになるため、Ｓｉの上限を２．０％、好ましくは１．５％とする。
【００１０】
Ｐ：０．０８％以下
Ｐは固溶強化として有効な元素であるが、多量に添加した場合には偏析しやすく、割れや加工性劣化を招くため、上限を０．０８％、好ましくは０．０５％とする。
【００１１】
Ｓ：０．０５％以下
ＳはＭｎＳの形態で介在物として鋼中に存存して、熱間割れや加工割れ発生の原因となる。また、この硫化物系介在物は伸びフランジ性を劣化させるため、上限を０．０５％、好ましくは０．０２％とする。
【００１２】
Ｔｉ：０．０５〜０．５％、又はＴｉ：０．０５〜０．５％及びＮｂ：０．０３〜０．５％で、
Ｃ＜｛（Ｔｉ−３．４３Ｎ−１．５Ｓ）／４＋Ｎｂ／７．７５｝…(1)
ＴｉやＮｂは、ＴｉＣやＮｂＣ炭化物を生成して、鋼を析出強化させることができる。さらに、アシキュラー・フェライト中の固溶Ｃを低減させるために有効である。これらの作用を有効にするには、Ｔｉを０．０５％以上含有させることが必要であり、Ｎｂを併用する場合は０．０３％以上含有させることが好ましい。一方、０．５％を越えて添加しても、その効果が飽和するため、各々０．５％以下とする。また、Ｔｉ、Ｎｂの添加量はさらにＣ量との関係において、上記(1) 式の関係を満たすことが必要で、この関係を満たさない場合には、固溶Ｃを低減することができない。
【００１３】
Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは鋼の脱酸成分として、０．０２％〜０．１０％程度存在する。多量にＡｌを添加した場合にはアルミナなどの介在物が生成して材質劣化を招くので、上限を０．１０％とする。
【００１４】
本発明の鋼板は上記成分を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるものであるが、上記主成分の作用を損なわない範囲で他の元素、例えば下記のＭｏ、Ｃｒ、Ｃａを補助的に含有することができ、下記(1) 、(2) の組成（残部Ｆｅ及び不可避的不純物）とすることができる。
(1) 主成分にさらにＭｏ、Ｃｒの１種以上を含有する。
(2) 主成分あるいは上記(1) の成分にさらにＣａを含有する。
【００１５】
Ｍｏ、Ｃｒ：各０．５％以下
これらの元素は強度を向上させる固溶強化元素として有効である。その効果はそれぞれ０．５％を越えて添加しても飽和するため、各元素の上限を０．５％とする。
【００１６】
Ｃａ：０．００２０％以下
Ｃａは鋼中の硫化物の形態を制御して、伸びフランジ性を向上させる作用を有する。０．００２０％を越えても添加しても効果が飽和するため、経済性を考慮して上限を０．００２０％とする。
【００１７】
次に、本発明熱延鋼板の組織について説明する。組織は転位密度が高く、粒界が針状となるアシキュラー・フェライトの単相組織が良い。１００％アシキュラー・フェライト組織がもっとも好ましいが、実質的にアシキュラー・フェライト組織であればよい。すなわち、製造上、不可避的組織としてセメンタイトやポリゴナル・フェライト組織が生成する場合があるが、アシキュラー・フェライト組織の特性が損なわれない範囲、少なくとも面積％で５％以下、好ましくは数％程度以下であれば、これらの組織も許容される。
【００１８】
本発明の熱延鋼板は、上記成分、組織のほか、さらにＡ．Ｉ．（時効指数）が１５Ｎ／ｍｍ２ 以下とされる。本発明ではＴｉ及び／又はＮｂを所定量添加して、鋼中の固溶Ｃ量を減少させ、伸びフランジ性を向上させるものであるが、本発明ではさらにフェライト中の固溶Ｃ量を微量領域に制限して伸びフランジを極限まで向上させるものである。微量領域の固溶Ｃ量を測定することは困難であるので、本発明では微量領域の固溶Ｃ量を評価する尺度としてＡ．Ｉ．を導入し、Ａ．Ｉ．を１５Ｎ／ｍｍ２ 以下、好ましくは１０Ｎ／ｍｍ２ 以下とする。Ａ．Ｉ．が１５Ｎ／ｍｍ２ を越えると、後述の実施例から明らかなとおり、所定量のＴｉ及び／又はＮｂを添加していても、伸びフランジ性が劣化するようになり、本発明の目的を達成することができないようになる。
【００１９】
なお、Ａ．Ｉ．はＡ．Ｉ．＝σＹＳ−σ５％によって求められた値である。前記σ５％は引張試験片に５％の予歪を与えて測定した降伏応力であり、前記σＹＳは前記予歪を与えた試験片をさらに１００℃×１ｈｒ保持後、空冷する熱処理を与えた後に測定した降伏応力である。
【００２０】
本発明の熱延鋼板は、請求項４に記載したとおり、上記成分を有する鋼を、１１００℃以上に加熱後、（Ａｒ３点＋１００）℃〜（Ａｒ３点−３０）℃にて熱間圧延を終了し、１次平均冷却速度を３０℃／ｓｅｃ 以上で冷却後に、４００〜６００℃にて巻き取り、巻き取り後の２次平均冷却速度を３０℃／ｍｉｎ 未満で冷却することによって製造される。
【００２１】
鋼加熱温度を１１００℃以上とするのは、１１００℃以上、好ましくは１２００℃以上に加熱することにより、ＴｉＣ等の析出物を固溶させることができ、熱延以降の巻き取りまでの冷却中に生成するアシキュラー・フェライト組織の生成を促進させるためである。
【００２２】
熱間圧延はＡｒ３点以上のγ域にて行うことが基本であるが、（Ａｒ３点＋１００）℃を越えるとγ粒が粗大化し、特性が劣化するので、熱延仕上温度の上限を（Ａｒ３点＋１００）℃とする。一方、γ域以下であっても、（Ａｒ３点−３０）℃までであれば特性はさほど劣化しないので、下限を（Ａｒ３点−３０）℃とする。
【００２３】
加熱以降から熱間圧延およびその後の冷却中には固溶Ｃが多く含まれており、熱延直後の冷却（１次冷却）速度を調整することにより、アシキュラー・フェライト組織とすることができる。このアシキュラー・フェライト組織を得るためには１次平均冷却速度を３０℃／ｓｅｃ 以上とすることが必要で、３０℃／ｓｅｃ 未満ではポリゴナル・フェライト組織が生成して伸びフランジ性を劣化させる。
【００２４】
また、巻取温度を４００〜６００℃とするのは、この温度範囲でＴｉＣ、ＮｂＣなどの炭化物を生成させることができ、析出強化に有効であるとともに、特にフェライト中の固溶Ｃ量を低減させることができるからである。次に説明する２次平均冷却速度にもよるが、４００〜６００℃、好ましくは４５０〜５５０℃での巻き取りが最もフェライト中の固溶Ｃ量が低くなる温度域である。
【００２５】
巻き取り以後の冷却（２次冷却）速度は、フェライト中の固溶Ｃを微量領域まで低減させるのに重要な条件であり、２次平均冷却速度を３０℃／ｍｉｎ 未満、好ましくは１０℃／ｍｉｎ 以下とすることで、フェライト中の固溶Ｃ量を微量領域まで十分低減させることができ、これによってＡ．Ｉ．を１５Ｎ／ｍｍ２ 以下に低減することができ、伸びフランジ性を著しく向上させることができる。なお、前記２次平均冷却速度は、巻取コイルを炉冷や保温冷却することで得られる。
【００２６】
【実施例】
表１に示した鋼を真空溶製し、３０ｍｍ厚の実験スラブとした後、これを１１５０℃に加熱後、熱延仕上温度（ＦＤＴ）を８６０℃前後として、板厚３．０ｍｍまで熱間圧延を行い、表２に記載の１次平均冷却速度（ＣＲ１）、巻取温度（ＣＴ）、２次平均冷却速度（ＣＲ２）にて熱延鋼板を製造した。なお、ＣＲ２につき、試料Ｎｏ． １〜２９（注：Ｎｏ．２９はＣＲ２＝１０℃／ｍｉｎ です。）は炉冷により冷却し、３２℃／ｍｉｎ 以上は空冷、強制空冷により冷却した。
【００２７】
得られた熱延鋼板の断面組織を光学顕微鏡で観察した。また、この熱延鋼板を表裏面研削した後に、ＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張試験を行ない、機械的性質および既述の条件によりＡ．Ｉ．を求めた。また、７０×７０ｍｍの試験片を採取し、伸びフランジ性を調べるため、穴拡げ試験を行った。穴拡げ試験は、前記試験片の中心にφ１０ｍｍの初期穴ｄ１を打抜き、初期穴に頂角６０°の円錐ポンチを押し込んで穴を拡げ、穴の内面にクラックが板厚を貫通した直後の穴径ｄ２を求めるもので、下記式にて穴拡げ率λを求めた。
λ（％）＝（ｄ２−ｄ１）×１００／ｄ１
【００２８】
これらの試験結果を表２に併せて示す。表２中の組織につき、ａ・Ｆはアシキュラー・フェライト、ｐ・Ｆ又はＦはポリゴナル・フェライト、Ｂはベイナイトである。また、鋼種Ｎｏ．３および６にかかる試料Ｎｏ． １〜１６につき、Ａ．Ｉ．に及ぼす巻取温度（ＣＴ）の影響を整理したグラフを図１に示す。また、鋼種３を用いた試料Ｎｏ． ５、２６〜２８につきＡ．Ｉ．に及ぼす１次平均冷却速度（ＣＲ１）の影響を整理したグラフを図２に示す。また、鋼種３を用いた試料Ｎｏ． ５、２９〜３２につきＡ．Ｉ．に及ぼす２次平均冷却速度（ＣＲ２）の影響を整理したグラフを図３に示す。なお、図中の矢印は、本発明範囲を示す。
【００２９】
【表１】
【表２】
表２より、発明例では高強度かつ高λの優れた伸びフランジ性を備えていることがわかる。一方、比較例では、Ｔｉ、Ｎｂの添加量が発明範囲外である鋼種Ｎｏ． １、２、４及び５を用いた試料Ｎｏ． １７〜２０は、Ａ．Ｉ．が１７以上であり、λが低い。また、Ｃ量が発明外の鋼種Ｎｏ． ７、８を用いた試料Ｎｏ． ２１、２２は、組織がアシキュラー・フェライトになっておらず、引張強さＴＳが極端に低かったり、λが低下している。
【００３２】
また、巻取温度ＣＴについては、発明成分を有する鋼種３、４を用いたものでも、ＣＴが発明範囲外の試料１、７、８、９、１５、１６は、Ａ．Ｉ．が１５Ｎ／ｍｍ２ 超となり、やはりλが低下している（図１参照）。
また、１次平均冷却速度ＣＲ１については、発明範囲未満の試料Ｎｏ． ２６は、ＴＳ、λの低下が著しい（図２参照）。
また、２次平均冷却速度ＣＲ２については、Ｔｉ、Ｎｂ量が発明範囲内であっても、ＣＲ２が発明範囲を越えて高い試料Ｎｏ． ３０〜３２はＡ．Ｉ．が１７以上であり、λが低下している（図３参照）。
【００３３】
【発明の効果】
本発明によれば、組織を実質的に転移密度の高いアシキュラー・フェライト単相組織とし、熱延以降の冷却速度などを制御することで、フェライト中の固溶Ｃ量を可及的に低減させ、Ａ．Ｉ．を１５Ｎ／ｍｍ２ 以下とすることで、高強度かつ優れた伸びフランジ性を有する熱延鋼板を得ることができたものであり、例えば自動車の足回り部材用熱延鋼板として好適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例におけるＡ．Ｉ．に及ぼす巻取温度（ＣＴ）の影響を整理したグラフである。
【図２】実施例におけるＡ．Ｉ．に及ぼす１次平均冷却速度（ＣＲ１）の影響を整理したグラフである。
【図３】実施例におけるＡ．Ｉ．に及ぼす２次平均冷却速度（ＣＲ２）の影響を整理したグラフである。
Claims (4)
- mass％で、
Ｃ ：０．０２〜０．１０％、
Ｍｎ：２．５％以下、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｐ ：０．０８％以下、
Ｓ ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｔｉ：０．０５〜０．５％、又はＴｉ：０．０５〜０．５％及びＮｂ：０．０３〜０．５％で、Ｃ＜｛（Ｔｉ−３．４３Ｎ−１．５Ｓ）／４＋Ｎｂ／７．７５｝
を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、Ａ．Ｉ．（時効指数）≦１５Ｎ／mm2 を満足し、実質的にアシキュラー・フェライト単相組織を有する伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板。 - 請求項１の成分に加えて、さらに、
Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下の元素から１種以上を含有する請求項１に記載した高強度熱延鋼板。 - 請求項１又は２の成分に加えて、さらに、
Ｃａ：０．００２０％以下を含有する請求項１又は２に記載した高強度熱延鋼板。 - 請求項１、２又は３に記載した成分を有する鋼を、１１００℃以上に加熱後、（Ａｒ３点＋１００）℃〜（Ａｒ３点−３０）℃にて熱間圧延を終了し、１次平均冷却速度を３０℃／ｓｅｃ 以上で冷却後に、４００〜６００℃にて巻き取り、巻き取り後の２次平均冷却速度を３０℃／ｍｉｎ 未満で冷却する伸フランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
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