JP3858540B2 - 材質均一性に優れた高加工性熱延高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、材質均一性に優れた高加工性熱延高張力鋼板の製造方法に関し、とくに、自動車用鋼板として好適な材質均一性に優れた高加工性熱延高張力鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の軽量化が試行される中、より成形性に優れる高強度薄鋼板を要求する声が高まってきている。さらに経済性に対する配慮も必要とされ、この必要からすれば冷延鋼板よりも熱延鋼板の方が有利である。
これらの点を踏まえて、これまでに成形性を考慮した高強度熱延鋼板が種々開発されており、なかでも強度−伸びバランスの優れた鋼として従来使用されているものとして、フェライト＋マルテンサイト複合組織を有するデュアルフェイズ鋼（Dual-Phase鋼；以下ＤＰ鋼という）がある。しかし、ＤＰ鋼では、ＴＳ×Ｅｌは高々20000MPa・％程度までが限度であり、現在の厳しいユーザニーズに応えるには不十分である。
【０００３】
一方、特公平６−41617 号公報、特公平５−65566 号公報、特公平５−67682 号公報には、ＴＳ×Ｅｌが20000MPa・％を超える高加工性高強度熱延鋼板として、残留オーステナイトを５％以上有し残部がフェライトとベイナイトの複合組織をもつ、いわゆる変態誘起塑性鋼（Transformation Induced Plasticity 鋼；以下ＴＲＩＰ鋼という）の製造方法が開示されている。
【０００４】
これらの公報にはＴＲＩＰ鋼の製造方法として、熱間圧延後に初析フェライト（ポリゴナルフェライトともいう）を析出させ、同時に未変態オーステナイト相への固溶炭素の濃縮を促進してオーステナイトの安定度を増した後、ベイナイト域で巻き取り、この領域にて巻き取ったコイルを空冷し、あるいは水中浸漬、ミスト噴霧等により冷却速度30℃/h以上で200 ℃以下まで強制冷却することによって、ベイナイト変態を生じさせつつオーステナイトを残留させることが記載されている。
【０００５】
このとき、ベイナイト変態量が少ないとオーステナイト中への固溶炭素の濃化が不足し、室温に冷却されるまでに、オーステナイトがマルテンサイト変態し残留オーステナイトは得られない。また逆にベイナイト変態が過度に進行すると炭化物が形成され、残留オーステナイトは得られなくなる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、前記公報に記載された製造方法では、熱間圧延した鋼帯をコイル状に巻き取った後、空冷あるいは強制冷却するため、コイル半径方向の内外端部と中央部とでは冷却速度に大差が生じ、冷却速度は前者では速く後者では遅い。ベイナイト変態は冷却速度が速いほど起こりにくく、冷却速度が遅いほど起こりやすいため、コイル内での位置による冷却速度の差が大きいと、それに伴って残留オーステナイト量の変動も大きくなってコイル内の材質のばらつきが大きくなる。このようなコイル内材質変動は、自動車用鋼板のプレス工程におけるプレス不良の原因となることから、コイル内材質変動の小さい熱延ＴＲＩＰ鋼の開発が切望されていた。
【０００７】
そこで、本発明は、コイル内材質変動の小さい熱延ＴＲＩＰ鋼すなわち材質均一性に優れた高加工性熱延高張力鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明は、mass％で、Ｃ：0.05〜0.40％、Si：1.0〜3.0％、Mn：0.6〜3.0％、Al：０〜0.3％、Ｐ：0.2％以下を含み残部 Fe および不可避的不純物からなる鋼組成になるスラブを加熱し、粗圧延後、圧延終了温度が780〜980℃となる仕上圧延を行い、次いで620〜780℃の範囲内の第１の温度まで急冷し、この第１の温度に1.0〜10秒間等温保持するかまたは前記第１の温度から該第１の温度未満600℃以上の範囲内の第２の温度まで冷却速度20℃/s以下で1.0〜10秒間徐冷し、次いで300〜500℃の範囲内の第３の温度まで冷却して巻き取り、巻き取ったコイルを300〜500℃の温度範囲で、コイル最外周幅端部での温度変化速度が−30℃/h以上30℃/h以下の範囲として30〜300分保持した後、空冷することを特徴とする材質均一性に優れた高加工性熱延高張力鋼板の製造方法である。なお、 Al ：０〜 0.3 ％に代えて、 Al ： 0.01 〜 0.3 ％とするのが好ましい。
【０００９】
本発明では、前記第１の温度または第２の温度から第３の温度まで冷却速度50℃/s以上で冷却することが好ましい。
また、本発明では、前記鋼組成がさらに必要に応じて、mass％で、以下の▲１▼〜▲３▼のうち少なくとも１つを含むことが好ましい。
▲１▼Cr：0.2 〜2.0 ％
▲２▼Ti：0.005 〜0.25％、Nb：0.003 〜0.1 ％のうちから選ばれた１種または２種▲３▼Ca：0.001 〜0.01％
【００１０】
【発明の実施の形態】
図１は、本発明方法の骨子を模式的に示す連続冷却変態図（ＣＣＴ図）である。図示のように、鋼を熱間圧延後に初析フェライト域に若干保持することにより体積率で60〜85％の初析フェライト（ポリゴナルフェライト）を析出させ、同時に未変態オーステナイト相への固溶炭素の濃縮を促進してオーステナイトの安定度を増した後、ベイナイト域で巻き取りを行う。この段階までは、本発明は従来に準ずるが、これ以降、従来では引き続き空冷あるいは強制冷却を行うのに対し、本発明では、300 〜500 ℃の温度域で30〜300 分間コイルの温度変化速度が−30℃/h以上30℃/h以下の範囲となるように保持した後、空冷する。巻き取り後にこのように、コイルに急激な温度変化を与えないようにすることにより、コイル内の全域にわたってオーステナイト中に固溶炭素が十分に濃化し、その後室温まで空冷しても、コイル内位置による冷却速度の違いにより材質が変動することがなくなる。ここで、コイルの温度変化速度は、コイル最外周幅端部が最も温度変化速度が大きくなるので、この部分を上記の温度変化速度の範囲とする。かくして、本発明によれば、コイル内の材質均一性に優れるＴＲＩＰ鋼を製造することができる。
【００１１】
次に、各要件の限定理由を説明する。
まず、残留オーステナイトを体積率で５％以上含み残部がフェライト＋ベイナイトになる組織を得るための鋼組成について説明する。なお、鋼組成を構成する成分元素の含有量はmass％で表した。
・Ｃ：0.05〜0.40％
Ｃは、残留オーステナイトを得る上で有用な元素であるとともに、鋼の強化にも寄与する。しかしながら、含有量が0.05％未満ではその効果に乏しく、一方、0.40％を超えると溶接性を低下させるので、Ｃ含有量は0.05〜0.40％の範囲とすることが好ましい。
・Si：1.0〜3.0％
Siは、残留オーステナイトの生成に不可欠な元素であり、そのためには少なくとも1.0％の添加を必要とする。しかし、3.0％を超える添加は、延性の低下を招くだけでなく、スケール性状を低下させて表面品質上にも問題を及ぼすので、Si含有量は1.0〜3.0％の範囲とすることが好ましい。
・Mn：0.6〜3.0％
Mnは、残留オーステナイトを得る上で有用な元素であるとともに、鋼の強化にも寄与する。しかしながら、含有量が0.6％未満ではその効果に乏しく、一方、3.0％を超えると延性の低下を招くので、Mn含有量は0.6〜3.0％の範囲とすることが好ましい。
・Ｐ：0.2％以下
Ｐは、0.2％を超えると耐二次加工脆性が劣化するので、0.2％以下とする。またＰはオーステナイト生成元素として有用であるので0.01％以上添加することが好ましい。
・Al：０〜0.3％
Alは、0.3％を超えると延性の低下を招くので、０〜0.3％とする。また、AlはＰと同様オーステナイト生成元素として有用であるので、0.01％以上添加することが好ましい。
【００１２】
本発明ではさらに、必要に応じてCr、Ti，Nbの１種または２種、Caを適宜添加・含有させてもよい。それぞれの元素の好ましい添加量（含有量）を以下に説明する。
・Cr：0.2 〜2.0 ％
Crは、オーステナイト生成元素として有用であるが、含有量が0.2 ％に満たないとその添加効果に乏しく、一方、2.0 ％を超えて添加すると粗大なCr炭化物が生成して延性が阻害されるので、添加する場合には0.2 〜2.0 ％の範囲とすることが望ましい。
・Nb：0.003 〜0.1 ％、Ti：0.005 〜0.25％
NbおよびTiはいずれも、主相であるフェライトを細粒化させることによって、強度の向上に有効に寄与するので、必要に応じて添加することができる。Nb、Tiはそれぞれ0.003 ％、0.005 ％未満の含有では、その効果が期待できない。一方、Nb、Tiは、それぞれ0.1 ％、0.25％を超えて含有すると延性の低下を招く。このため、Nbは0.003 〜0.1 ％、Tiは0.005 〜0.25％の範囲とするのが好ましい。・Ca：0.001 〜0.01％
Caは伸びフランジ性向上のために好ましくは0.001 ％以上添加することができる。ただし、0.01％を超える添加は耐食性の低下を招くので、添加する場合には0.001 〜0.01％の範囲とするのが好ましい。
【００１３】
上記の成分以外の残部は実質的にFeである。なお、不可避的不純物としては、Ｓ：0.01％以下、Ｎ：0.01％以下、Ｏ：0.01％以下が許容できる。
次に、本発明の熱間圧延条件について説明する。
・スラブの加熱
スラブの加熱温度は、1000℃に満たないと鋼板の表面品質の劣化が著しく、一方、1300℃を超えると鋼の結晶粒が粗大化して、材質の均質性および延性の劣化を招くので、1000〜1300℃の範囲が好ましい。なお、加熱時間については、あまりに長いと結晶粒が粗大化するので、60分以下程度とすることが好ましい。
【００１４】
ついで、スラブは粗圧延を施され、シートバーとされる。粗圧延条件については、特に規定する必要はない。
粗圧延後、シートバーは仕上圧延を施される。
・仕上圧延における圧延終了温度：780 〜980 ℃
仕上圧延終了温度（ＦＤＴ）が780 ℃に満たないと鋼中に加工組織が残存して延性の劣化を招き、一方、980 ℃を超えると組織が粗大化し、フェライト変態が遅延して成形性の低下を招く。このため、ＦＤＴは780 〜980 ℃の範囲とする。・仕上圧延後、620 〜780 ℃の範囲内の第１の温度まで急冷し、この第１の温度に1.0 〜10秒間等温保持するかまたは前記第１の温度から該第１の温度未満600 ℃以上の範囲内の第２の温度まで冷却速度20℃/s以下で徐冷
仕上圧延後、初析フェライト域のノーズ近傍である620 〜780 ℃の範囲内の第１の温度まで急冷し、この第１の温度に１〜10秒間等温保持するかまたは前記第１の温度から該第１の温度未満600 ℃以上の範囲内の第２の温度まで冷却速度20℃/s以下で徐冷することにより、主相である初析フェライトを容易に得ることができる。ＦＤＴから第１の温度までの急冷の冷却速度はフェライト変態の促進および結晶粒微細化の観点から50℃/s以上が好ましい。
【００１５】
等温保持処理の場合、保持時間が10秒を超えると仕上圧延機出側の等温保持ゾーンを長大にする必要があり、実機ラインでは実施困難である。一方、保持時間が１秒未満ではフェライトの生成量が不足する。
また、徐冷処理の場合、第１の温度から第２の温度までの冷却速度が20℃/sを超えるとフェライトの生成量が不足する。また、徐冷を停止する温度すなわち第２の温度は、600 ℃を下回るとパーライト変態が生じる可能性があるので、600 ℃以上とする。
【００１６】
徐冷手段としては、冷却ゾーンにおける注水を停止し、鋼板表面上の冷却水を除去する方法等が採用できる。
・300 〜500 ℃の範囲内の第３の温度まで冷却して巻き取り、巻き取ったコイルを300 〜500 ℃の温度範囲で、温度変化速度が−30℃/h以上30℃/h以下の範囲として30〜300 分保持
第３の温度（巻き取り温度あるいは巻き取り後の保持温度）が500 ℃を超えるとベイナイト変態が過度に進行し、一方、第３の温度が300 ℃未満では過度にベイナイト変態が抑制されたり、オーステナイトがマルテンサイト変態を起こすため残留オーステナイトが得られなくなる。また、300 〜500 ℃の温度範囲での保持時間が30分未満ではベイナイト変態が十分に起こらずオーステナイト中へのＣの濃化が不十分となり、300 分を超えるとＣのオーステナイトへの濃化はほぼ飽和する。また、300 〜500 ℃の温度範囲での保持中に、コイルの温度変化速度が−30℃/h以上30℃/h以下の範囲から外れる、すなわち、コイルの温度が急激に変化するとコイル内での材質のばらつきが大きくなる。よって、上記のように規定した。
【００１７】
巻き取り後の温度保持手段としては、箱型焼鈍炉のような設備を採用できる。なお、箱型焼鈍炉を用いて300 〜500 ℃の温度範囲でのコイル保持を行う場合、巻き取りの後、コイルを箱型焼鈍炉に装入するまでの間にコイルが空冷されて、コイル外表面の温度変化速度が−30℃/hを下回ってしまうことが考えられる。この状態で長時間コイルを放置するとコイルの外表面のみに部分的にマルテンサイト変態が生じてしまいコイル内部とコイル外表面とでの特性が変わってしまう。したがって、巻き取り後速やかにコイルを箱焼鈍炉に装入する必要があり、少なくともコイル外表面がマルテンサイト変態点に達する前に300 〜500 ℃の温度範囲での保持を開始する必要がある。
【００１８】
なお、第１〜第２の温度から第３の温度までの冷却速度は、50℃/s未満であるとパーライト変態が生じる可能性があり、パーライト変態が生じると所望の特性を得難いので、50℃/s以上とするのが好ましい。
【００１９】
【実施例】
表１に示す種々の鋼組成になるスラブを、1200℃に加熱後、粗圧延し、次いでＦＤＴが860 ℃になる仕上圧延を行った後、冷却速度60℃/sで第１の温度（700 ℃を選択）まで冷却し、この温度に10秒間等温保持してから、冷却速度60℃/sで第３の温度（400 ℃を選択）まで冷却し、コイル状に巻き取った後、この温度に180 分等温保持してから、室温まで空冷し、板厚2.9mm の熱延鋼板とした。得られた熱延鋼板の長手方向中央部からＪＩＳ５号引張試験片を切り出し、引張試験を行った。その結果を表２に示す。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】
本発明では、ＴＳ×Ｅｌ：25000MPa・％以上を目標としている。表２より、ＴＳ×Ｅｌは、鋼組成、熱間圧延条件とも本発明範囲内にある実施例では目標に達するが、鋼組成が本発明範囲を外れる比較例では達していない。
また、表１に示した各スラブを、1200℃に加熱後、粗圧延した後、図２に示すパターンに従い、ＦＤＴで仕上圧延後、冷却速度60℃/sで初析フェライト域のノーズ近傍の第１の温度Ｔ1 （℃）まで冷却した後、時間ｔ1 （ｓ）の等温保持、または第１の温度Ｔ1 （℃）から第２の温度Ｔ2 （℃）まで冷却速度CR1 （℃/s）で時間ｔ2 の間徐冷を行い、次いで第３の温度Ｔ3 （℃）まで冷却速度CR2 （℃/s）で冷却し巻き取り、そのまま時間ｔ3 （min ）の間300 〜500 ℃の温度範囲にコイルの温度制御を行った後、室温まで空冷して、板厚2.9mm の熱延鋼板とした。ここで、コイルの温度制御は、巻き取り後にコイルを箱型焼鈍炉に装入することにより行い、温度制御中はコイル外周面幅端部の温度を測定し、温度変化が最も急激となった時の温度変化速度CR3 （℃/h）を求めた。なお、比較のためにコイルの温度制御を行わないで、巻き取り後空冷という条件も一部の鋼について追加した。得られた熱延鋼板の長手方向の複数部位からＪＩＳ５号引張試験片を切り出し、引張試験を行った。
【００２３】
ＦＤＴ、および圧延後の温度条件ならびにこれら条件にて製造したコイルの鋼板長手方向中央部の引張特性、および長手方向の材質差（長手方向各部位の材質データ範囲）を表３に示す。また、鋼板長手方向にわたる伸びの分布例をコイルＮo.１（実施例）とＮo.７（比較例）について図３に示す。
【００２４】
【表３】
【００２５】
【表４】
【００２６】
表３より明らかなように、本発明に従い製造した実施例では、ＴＳ×Ｅｌが目標をクリアし、しかも長手方向の材質差が極めて小さい。これに対し、本発明を逸脱して製造した比較例では、長手方向の材質差が大きいか、または材質差が小さくても目標とするＴＳ×Ｅｌが得られていない。
【００２７】
【発明の効果】
かくして本発明によれば、材質が巻き取り後の冷却速度の影響を受けにくくなり、鋼板長手あるいは幅方向で均一な材質を有する高加工性熱延高張力鋼板を得ることができるという優れた効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明方法の骨子を模式的に示す連続冷却変態図（ＣＣＴ図）である。
【図２】本発明に従う熱延後冷却パターンを示す模式図である。
【図３】鋼板長手方向にわたる伸びの分布例を示すグラフである。
【発明の属する技術分野】
本発明は、材質均一性に優れた高加工性熱延高張力鋼板の製造方法に関し、とくに、自動車用鋼板として好適な材質均一性に優れた高加工性熱延高張力鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の軽量化が試行される中、より成形性に優れる高強度薄鋼板を要求する声が高まってきている。さらに経済性に対する配慮も必要とされ、この必要からすれば冷延鋼板よりも熱延鋼板の方が有利である。
これらの点を踏まえて、これまでに成形性を考慮した高強度熱延鋼板が種々開発されており、なかでも強度−伸びバランスの優れた鋼として従来使用されているものとして、フェライト＋マルテンサイト複合組織を有するデュアルフェイズ鋼（Dual-Phase鋼；以下ＤＰ鋼という）がある。しかし、ＤＰ鋼では、ＴＳ×Ｅｌは高々20000MPa・％程度までが限度であり、現在の厳しいユーザニーズに応えるには不十分である。
【０００３】
一方、特公平６−41617 号公報、特公平５−65566 号公報、特公平５−67682 号公報には、ＴＳ×Ｅｌが20000MPa・％を超える高加工性高強度熱延鋼板として、残留オーステナイトを５％以上有し残部がフェライトとベイナイトの複合組織をもつ、いわゆる変態誘起塑性鋼（Transformation Induced Plasticity 鋼；以下ＴＲＩＰ鋼という）の製造方法が開示されている。
【０００４】
これらの公報にはＴＲＩＰ鋼の製造方法として、熱間圧延後に初析フェライト（ポリゴナルフェライトともいう）を析出させ、同時に未変態オーステナイト相への固溶炭素の濃縮を促進してオーステナイトの安定度を増した後、ベイナイト域で巻き取り、この領域にて巻き取ったコイルを空冷し、あるいは水中浸漬、ミスト噴霧等により冷却速度30℃/h以上で200 ℃以下まで強制冷却することによって、ベイナイト変態を生じさせつつオーステナイトを残留させることが記載されている。
【０００５】
このとき、ベイナイト変態量が少ないとオーステナイト中への固溶炭素の濃化が不足し、室温に冷却されるまでに、オーステナイトがマルテンサイト変態し残留オーステナイトは得られない。また逆にベイナイト変態が過度に進行すると炭化物が形成され、残留オーステナイトは得られなくなる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、前記公報に記載された製造方法では、熱間圧延した鋼帯をコイル状に巻き取った後、空冷あるいは強制冷却するため、コイル半径方向の内外端部と中央部とでは冷却速度に大差が生じ、冷却速度は前者では速く後者では遅い。ベイナイト変態は冷却速度が速いほど起こりにくく、冷却速度が遅いほど起こりやすいため、コイル内での位置による冷却速度の差が大きいと、それに伴って残留オーステナイト量の変動も大きくなってコイル内の材質のばらつきが大きくなる。このようなコイル内材質変動は、自動車用鋼板のプレス工程におけるプレス不良の原因となることから、コイル内材質変動の小さい熱延ＴＲＩＰ鋼の開発が切望されていた。
【０００７】
そこで、本発明は、コイル内材質変動の小さい熱延ＴＲＩＰ鋼すなわち材質均一性に優れた高加工性熱延高張力鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明は、mass％で、Ｃ：0.05〜0.40％、Si：1.0〜3.0％、Mn：0.6〜3.0％、Al：０〜0.3％、Ｐ：0.2％以下を含み残部 Fe および不可避的不純物からなる鋼組成になるスラブを加熱し、粗圧延後、圧延終了温度が780〜980℃となる仕上圧延を行い、次いで620〜780℃の範囲内の第１の温度まで急冷し、この第１の温度に1.0〜10秒間等温保持するかまたは前記第１の温度から該第１の温度未満600℃以上の範囲内の第２の温度まで冷却速度20℃/s以下で1.0〜10秒間徐冷し、次いで300〜500℃の範囲内の第３の温度まで冷却して巻き取り、巻き取ったコイルを300〜500℃の温度範囲で、コイル最外周幅端部での温度変化速度が−30℃/h以上30℃/h以下の範囲として30〜300分保持した後、空冷することを特徴とする材質均一性に優れた高加工性熱延高張力鋼板の製造方法である。なお、 Al ：０〜 0.3 ％に代えて、 Al ： 0.01 〜 0.3 ％とするのが好ましい。
【０００９】
本発明では、前記第１の温度または第２の温度から第３の温度まで冷却速度50℃/s以上で冷却することが好ましい。
また、本発明では、前記鋼組成がさらに必要に応じて、mass％で、以下の▲１▼〜▲３▼のうち少なくとも１つを含むことが好ましい。
▲１▼Cr：0.2 〜2.0 ％
▲２▼Ti：0.005 〜0.25％、Nb：0.003 〜0.1 ％のうちから選ばれた１種または２種▲３▼Ca：0.001 〜0.01％
【００１０】
【発明の実施の形態】
図１は、本発明方法の骨子を模式的に示す連続冷却変態図（ＣＣＴ図）である。図示のように、鋼を熱間圧延後に初析フェライト域に若干保持することにより体積率で60〜85％の初析フェライト（ポリゴナルフェライト）を析出させ、同時に未変態オーステナイト相への固溶炭素の濃縮を促進してオーステナイトの安定度を増した後、ベイナイト域で巻き取りを行う。この段階までは、本発明は従来に準ずるが、これ以降、従来では引き続き空冷あるいは強制冷却を行うのに対し、本発明では、300 〜500 ℃の温度域で30〜300 分間コイルの温度変化速度が−30℃/h以上30℃/h以下の範囲となるように保持した後、空冷する。巻き取り後にこのように、コイルに急激な温度変化を与えないようにすることにより、コイル内の全域にわたってオーステナイト中に固溶炭素が十分に濃化し、その後室温まで空冷しても、コイル内位置による冷却速度の違いにより材質が変動することがなくなる。ここで、コイルの温度変化速度は、コイル最外周幅端部が最も温度変化速度が大きくなるので、この部分を上記の温度変化速度の範囲とする。かくして、本発明によれば、コイル内の材質均一性に優れるＴＲＩＰ鋼を製造することができる。
【００１１】
次に、各要件の限定理由を説明する。
まず、残留オーステナイトを体積率で５％以上含み残部がフェライト＋ベイナイトになる組織を得るための鋼組成について説明する。なお、鋼組成を構成する成分元素の含有量はmass％で表した。
・Ｃ：0.05〜0.40％
Ｃは、残留オーステナイトを得る上で有用な元素であるとともに、鋼の強化にも寄与する。しかしながら、含有量が0.05％未満ではその効果に乏しく、一方、0.40％を超えると溶接性を低下させるので、Ｃ含有量は0.05〜0.40％の範囲とすることが好ましい。
・Si：1.0〜3.0％
Siは、残留オーステナイトの生成に不可欠な元素であり、そのためには少なくとも1.0％の添加を必要とする。しかし、3.0％を超える添加は、延性の低下を招くだけでなく、スケール性状を低下させて表面品質上にも問題を及ぼすので、Si含有量は1.0〜3.0％の範囲とすることが好ましい。
・Mn：0.6〜3.0％
Mnは、残留オーステナイトを得る上で有用な元素であるとともに、鋼の強化にも寄与する。しかしながら、含有量が0.6％未満ではその効果に乏しく、一方、3.0％を超えると延性の低下を招くので、Mn含有量は0.6〜3.0％の範囲とすることが好ましい。
・Ｐ：0.2％以下
Ｐは、0.2％を超えると耐二次加工脆性が劣化するので、0.2％以下とする。またＰはオーステナイト生成元素として有用であるので0.01％以上添加することが好ましい。
・Al：０〜0.3％
Alは、0.3％を超えると延性の低下を招くので、０〜0.3％とする。また、AlはＰと同様オーステナイト生成元素として有用であるので、0.01％以上添加することが好ましい。
【００１２】
本発明ではさらに、必要に応じてCr、Ti，Nbの１種または２種、Caを適宜添加・含有させてもよい。それぞれの元素の好ましい添加量（含有量）を以下に説明する。
・Cr：0.2 〜2.0 ％
Crは、オーステナイト生成元素として有用であるが、含有量が0.2 ％に満たないとその添加効果に乏しく、一方、2.0 ％を超えて添加すると粗大なCr炭化物が生成して延性が阻害されるので、添加する場合には0.2 〜2.0 ％の範囲とすることが望ましい。
・Nb：0.003 〜0.1 ％、Ti：0.005 〜0.25％
NbおよびTiはいずれも、主相であるフェライトを細粒化させることによって、強度の向上に有効に寄与するので、必要に応じて添加することができる。Nb、Tiはそれぞれ0.003 ％、0.005 ％未満の含有では、その効果が期待できない。一方、Nb、Tiは、それぞれ0.1 ％、0.25％を超えて含有すると延性の低下を招く。このため、Nbは0.003 〜0.1 ％、Tiは0.005 〜0.25％の範囲とするのが好ましい。・Ca：0.001 〜0.01％
Caは伸びフランジ性向上のために好ましくは0.001 ％以上添加することができる。ただし、0.01％を超える添加は耐食性の低下を招くので、添加する場合には0.001 〜0.01％の範囲とするのが好ましい。
【００１３】
上記の成分以外の残部は実質的にFeである。なお、不可避的不純物としては、Ｓ：0.01％以下、Ｎ：0.01％以下、Ｏ：0.01％以下が許容できる。
次に、本発明の熱間圧延条件について説明する。
・スラブの加熱
スラブの加熱温度は、1000℃に満たないと鋼板の表面品質の劣化が著しく、一方、1300℃を超えると鋼の結晶粒が粗大化して、材質の均質性および延性の劣化を招くので、1000〜1300℃の範囲が好ましい。なお、加熱時間については、あまりに長いと結晶粒が粗大化するので、60分以下程度とすることが好ましい。
【００１４】
ついで、スラブは粗圧延を施され、シートバーとされる。粗圧延条件については、特に規定する必要はない。
粗圧延後、シートバーは仕上圧延を施される。
・仕上圧延における圧延終了温度：780 〜980 ℃
仕上圧延終了温度（ＦＤＴ）が780 ℃に満たないと鋼中に加工組織が残存して延性の劣化を招き、一方、980 ℃を超えると組織が粗大化し、フェライト変態が遅延して成形性の低下を招く。このため、ＦＤＴは780 〜980 ℃の範囲とする。・仕上圧延後、620 〜780 ℃の範囲内の第１の温度まで急冷し、この第１の温度に1.0 〜10秒間等温保持するかまたは前記第１の温度から該第１の温度未満600 ℃以上の範囲内の第２の温度まで冷却速度20℃/s以下で徐冷
仕上圧延後、初析フェライト域のノーズ近傍である620 〜780 ℃の範囲内の第１の温度まで急冷し、この第１の温度に１〜10秒間等温保持するかまたは前記第１の温度から該第１の温度未満600 ℃以上の範囲内の第２の温度まで冷却速度20℃/s以下で徐冷することにより、主相である初析フェライトを容易に得ることができる。ＦＤＴから第１の温度までの急冷の冷却速度はフェライト変態の促進および結晶粒微細化の観点から50℃/s以上が好ましい。
【００１５】
等温保持処理の場合、保持時間が10秒を超えると仕上圧延機出側の等温保持ゾーンを長大にする必要があり、実機ラインでは実施困難である。一方、保持時間が１秒未満ではフェライトの生成量が不足する。
また、徐冷処理の場合、第１の温度から第２の温度までの冷却速度が20℃/sを超えるとフェライトの生成量が不足する。また、徐冷を停止する温度すなわち第２の温度は、600 ℃を下回るとパーライト変態が生じる可能性があるので、600 ℃以上とする。
【００１６】
徐冷手段としては、冷却ゾーンにおける注水を停止し、鋼板表面上の冷却水を除去する方法等が採用できる。
・300 〜500 ℃の範囲内の第３の温度まで冷却して巻き取り、巻き取ったコイルを300 〜500 ℃の温度範囲で、温度変化速度が−30℃/h以上30℃/h以下の範囲として30〜300 分保持
第３の温度（巻き取り温度あるいは巻き取り後の保持温度）が500 ℃を超えるとベイナイト変態が過度に進行し、一方、第３の温度が300 ℃未満では過度にベイナイト変態が抑制されたり、オーステナイトがマルテンサイト変態を起こすため残留オーステナイトが得られなくなる。また、300 〜500 ℃の温度範囲での保持時間が30分未満ではベイナイト変態が十分に起こらずオーステナイト中へのＣの濃化が不十分となり、300 分を超えるとＣのオーステナイトへの濃化はほぼ飽和する。また、300 〜500 ℃の温度範囲での保持中に、コイルの温度変化速度が−30℃/h以上30℃/h以下の範囲から外れる、すなわち、コイルの温度が急激に変化するとコイル内での材質のばらつきが大きくなる。よって、上記のように規定した。
【００１７】
巻き取り後の温度保持手段としては、箱型焼鈍炉のような設備を採用できる。なお、箱型焼鈍炉を用いて300 〜500 ℃の温度範囲でのコイル保持を行う場合、巻き取りの後、コイルを箱型焼鈍炉に装入するまでの間にコイルが空冷されて、コイル外表面の温度変化速度が−30℃/hを下回ってしまうことが考えられる。この状態で長時間コイルを放置するとコイルの外表面のみに部分的にマルテンサイト変態が生じてしまいコイル内部とコイル外表面とでの特性が変わってしまう。したがって、巻き取り後速やかにコイルを箱焼鈍炉に装入する必要があり、少なくともコイル外表面がマルテンサイト変態点に達する前に300 〜500 ℃の温度範囲での保持を開始する必要がある。
【００１８】
なお、第１〜第２の温度から第３の温度までの冷却速度は、50℃/s未満であるとパーライト変態が生じる可能性があり、パーライト変態が生じると所望の特性を得難いので、50℃/s以上とするのが好ましい。
【００１９】
【実施例】
表１に示す種々の鋼組成になるスラブを、1200℃に加熱後、粗圧延し、次いでＦＤＴが860 ℃になる仕上圧延を行った後、冷却速度60℃/sで第１の温度（700 ℃を選択）まで冷却し、この温度に10秒間等温保持してから、冷却速度60℃/sで第３の温度（400 ℃を選択）まで冷却し、コイル状に巻き取った後、この温度に180 分等温保持してから、室温まで空冷し、板厚2.9mm の熱延鋼板とした。得られた熱延鋼板の長手方向中央部からＪＩＳ５号引張試験片を切り出し、引張試験を行った。その結果を表２に示す。
【００２０】
【表１】
【表２】
本発明では、ＴＳ×Ｅｌ：25000MPa・％以上を目標としている。表２より、ＴＳ×Ｅｌは、鋼組成、熱間圧延条件とも本発明範囲内にある実施例では目標に達するが、鋼組成が本発明範囲を外れる比較例では達していない。
また、表１に示した各スラブを、1200℃に加熱後、粗圧延した後、図２に示すパターンに従い、ＦＤＴで仕上圧延後、冷却速度60℃/sで初析フェライト域のノーズ近傍の第１の温度Ｔ1 （℃）まで冷却した後、時間ｔ1 （ｓ）の等温保持、または第１の温度Ｔ1 （℃）から第２の温度Ｔ2 （℃）まで冷却速度CR1 （℃/s）で時間ｔ2 の間徐冷を行い、次いで第３の温度Ｔ3 （℃）まで冷却速度CR2 （℃/s）で冷却し巻き取り、そのまま時間ｔ3 （min ）の間300 〜500 ℃の温度範囲にコイルの温度制御を行った後、室温まで空冷して、板厚2.9mm の熱延鋼板とした。ここで、コイルの温度制御は、巻き取り後にコイルを箱型焼鈍炉に装入することにより行い、温度制御中はコイル外周面幅端部の温度を測定し、温度変化が最も急激となった時の温度変化速度CR3 （℃/h）を求めた。なお、比較のためにコイルの温度制御を行わないで、巻き取り後空冷という条件も一部の鋼について追加した。得られた熱延鋼板の長手方向の複数部位からＪＩＳ５号引張試験片を切り出し、引張試験を行った。
【００２３】
ＦＤＴ、および圧延後の温度条件ならびにこれら条件にて製造したコイルの鋼板長手方向中央部の引張特性、および長手方向の材質差（長手方向各部位の材質データ範囲）を表３に示す。また、鋼板長手方向にわたる伸びの分布例をコイルＮo.１（実施例）とＮo.７（比較例）について図３に示す。
【００２４】
【表３】
【表４】
表３より明らかなように、本発明に従い製造した実施例では、ＴＳ×Ｅｌが目標をクリアし、しかも長手方向の材質差が極めて小さい。これに対し、本発明を逸脱して製造した比較例では、長手方向の材質差が大きいか、または材質差が小さくても目標とするＴＳ×Ｅｌが得られていない。
【００２７】
【発明の効果】
かくして本発明によれば、材質が巻き取り後の冷却速度の影響を受けにくくなり、鋼板長手あるいは幅方向で均一な材質を有する高加工性熱延高張力鋼板を得ることができるという優れた効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明方法の骨子を模式的に示す連続冷却変態図（ＣＣＴ図）である。
【図２】本発明に従う熱延後冷却パターンを示す模式図である。
【図３】鋼板長手方向にわたる伸びの分布例を示すグラフである。
Claims (4)
- mass％で、Ｃ：0.05〜0.40％、Si：1.0〜3.0％、Mn：0.6〜3.0％、Al：０〜0.3％、Ｐ：0.2％以下を含み残部 Fe および不可避的不純物からなる鋼組成になるスラブを加熱し、粗圧延後、圧延終了温度が780〜980℃となる仕上圧延を行い、次いで620〜780℃の範囲内の第１の温度まで急冷し、この第１の温度に1.0〜10秒間等温保持するかまたは前記第１の温度から該第１の温度未満600℃以上の範囲内の第２の温度まで冷却速度20℃/s以下で1.0〜10秒間徐冷し、次いで300〜500℃の範囲内の第３の温度まで冷却して巻き取り、巻き取ったコイルを300〜500℃の温度範囲で、コイル最外周幅端部での温度変化速度が−30℃/h以上30℃/h以下の範囲として30〜300分保持した後、空冷することを特徴とする材質均一性に優れた高加工性熱延高張力鋼板の製造方法。
- 前記 Al ：０〜 0.3 ％に代えて、 Al ： 0.01 〜 0.3 ％とした請求項１に記載の方法。
- 前記第１の温度または第２の温度から第３の温度まで冷却速度50℃/s以上で冷却する請求項１または２に記載の方法。
- 前記鋼組成がさらに、mass％で、Cr：0.2〜2.0％、Ti：0.005〜0.25％、Nb：0.003〜0.1％、Ca：0.001〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の方法。
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