JP6287623B2 - 高強度熱延鋼板とその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車の足回り部材等に使用する高強度熱延鋼板、特に、せん断端面や打抜き端面においてはがれの発生がなく、端面性状及び穴拡げ性に優れ、かつ、アーク溶接時のスラグ被包性に優れた高強度熱延鋼板と、その製造方法に関する。

従来から、自動車部材の軽量化を目的として、鋼板の高強度化が進められているが、鋼板には、高強度化に加えて、穴拡げ加工性、疲労耐久性、及び、耐食性等の向上が求められている。

自動車部材には、せん断加工や打抜き加工で形成された端面が多数存在するが、そこに大きな損傷（はがれ）が存在すると、破壊の起点や疲労き裂の起点となることがあり、穴拡げ加工性、伸びフランジ加工性、疲労耐久性等を低下させる。このため、自動車部材の加工の際、端面に損傷（はがれ）を生じさせないことが必要である。さらに、自動車部材には美観も求められるので、Ｓｉスケール模様の無い良好な表面性状が必要である。

また、自動車部材をアーク溶接（ＭＡＧ溶接、ＣＯ₂溶接）で組み立てる際、溶接ビードの表面にスラグが生成して残留することがある。スラグの生成量が多いと、溶接ビードの表面に塗装被膜が形成され難いことや、スラグ剥離による塗装剥離が起きることがあり、自動車部材の耐食性が低下する。

特許文献１には、はがれの発生がなく、表面性状及び穴拡げ性に優れる高強度熱延鋼板と、その製造方法が開示されている。しかし、特許文献１に開示の高強度熱延鋼板において、スラグ被包性の改善効果は認められない。また、特許文献１に開示の高強度熱延鋼板の製造方法においては、良好な表面性状を確保するために、スラブ加熱温度を１１７０℃未満にする必要がある。

通常、スラブ加熱温度は１２００℃程度であり、特定鋼種についてスラブ加熱温度を下げることは製造条件の制限になるので、生産性の低下を招くことになる。また、スラブ内の温度は、加熱炉のスキッド部（炉床）で低下するので、スラブ加熱温度を、特定の温度域に厳密に制御することは困難である。スラブ内の低温部では、ＴｉやＮｂの溶体化が不十分になる可能性があり、材質に影響を及ぼす。

特許文献２には、溶接後の電着塗装において、溶接ビードの表面を清浄に保ち、スラグ剥離による塗装剥離を防止するため、溶接ビード上に生成するスラグを低減する溶接ワイヤが開示されている。しかし、この溶接ワイヤが、すべての鋼板に対し効果を発揮するとはいえない。

さらに、上記溶接ワイヤは、Ｓを０．０５％以上含有しているので、凝固割れの懸念や溶接金属の脆化が懸念される。特に、自動車用鋼板の中でも比較的板厚が厚い足回り部材（板厚２〜４ｍｍ程度）に７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を用いる場合、上記脆化の懸念が増大する。それ故、一般的な溶接ワイヤを用いても、良好なスラグ被包性を備える鋼板が求められている。

国際公開第２００８／１２３３６６号 特開２００８−１７８９０６号公報

本発明は、上記従来技術を踏まえ、高強度鋼板において、せん断端面や打抜き端面にて“はがれ”の発生を抑制し、表面性状及び穴拡げ性を改善し、かつ、アーク溶接時のスラグ被包性を改善することを課題とし、該課題を解決する高強度熱延鋼板と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、上記課題を解決する手法について鋭意検討した。その結果、（ｉ）Ｓｉを低減し、Ｓｉの低減に見合う分、Ａｌを増加し、（ii）オーステナイト生成元素のＭｎ量と、フェライト生成元素のＳｉとＡｌの合計量の比を、所要の範囲内に調整すれば、上記課題を解決できることを見いだした。

本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。

（１）成分組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０４〜０．０６％、
Ｓｉ：０．０２〜０．１５％、
Ｍｎ：１．６〜２．０％、
Ａｌ：０．２０〜０．５０％、
Ｎｂ：０．０２〜０．０５％、
Ｔｉ：０．１０〜０．１５％、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ｎ ：０．００５％以下、
残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、Ｍｎ、Ｓｉ、及び、Ａｌの含有量を、それぞれ、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、及び、［Ａｌ］としたとき、
［Ｍｎ］／（［Ｓｉ］＋［Ａｌ」）が、３．４〜６．７であり、
組織が、ベイナイトを主とし、フェライト分率が５〜３０％のフェライト・ベイナイトの複合組織である
ことを特徴とする高強度熱延鋼板。

（２）前記高強度熱延鋼板の引張強度が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする前記（１）に記載の高強度熱延鋼板。

（３）ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６に記載の穴拡げ試験方法で測定した前記高強度熱延鋼板の穴拡げ率が６０％以上であることを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の高強度熱延鋼板。

（４）前記高強度熱延鋼板の板厚が２〜４ｍｍであることを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。

（５）前記（１）〜（４）のいずれかに記載の高強度熱延鋼板の製造方法において、前記（１）に記載の成分組成のスラブを、１２２０〜１２６０℃の温度域に加熱し、その後、粗圧延に供し、８８０〜９５０℃の温度域で仕上げ圧延を終了し、その後、３秒以内に、平均冷却速度７０℃／秒以上で冷却を開始し、６６０〜７４０℃の温度域まで冷却し、その後、平均冷却速度５℃／秒以下で３〜１０秒間保持しその後、平均冷却速度２０℃／秒以上で４００〜５５０℃の温度域に冷却し、次いで、巻き取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。

本発明によれば、せん断端面や打抜き端面にてはがれの発生がなく、表面性状及び穴拡げ性に優れ、かつ、スラグ被包性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することができる。

したがって、本発明の高強度熱延鋼板は、耐久性と信頼性（疲労・腐食）が求められ、せん断加工、打抜き加工、穴拡げ加工等で製造する鋼部材の素材として好適な鋼板である。また、本発明の高強度熱延鋼板は、スラグ被包性が従来の鋼板に比べ優れているので、特別な溶接ワイヤを使用せずともスラグ剥離し難く、塗装耐食性の高い汎用性のある鋼板である。

Ａｌ（％）とスラグ被包率（％）の関係を示す図である。 フェライト分率（％）と穴拡げ率の変化率（％）の関係を示す図である。 巻取り温度（ＣＴ）（℃）と、はがれ評点（点）の関係を示す図である。 溶接ビードの外観を示す図である。

本発明の高強度熱延鋼板（以下「本発明鋼板」ということがある。）は、
成分組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０４〜０．０６％、
Ｓｉ：０．０２〜０．１５％、
Ｍｎ：１．６〜２．０％、
Ａｌ：０．２０〜０．５０％、
Ｎｂ：０．０２〜０．０５％、
Ｔｉ：０．１０〜０．１５％、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ｎ ：０．００５％以下、
残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、Ｍｎ、Ｓｉ、及び、Ａｌの含有量を、それぞれ、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、及び、［Ａｌ］としたとき、
［Ｍｎ］／（［Ｓｉ］＋［Ａｌ」）が、３．４〜６．７であり
組織が、ベイナイトを主とし、フェライト分率が５〜３０％のフェライト・ベイナイトの複合組織である
ことを特徴とする。

また、本発明の高強度熱延鋼板の製造方法（以下「本発明方法」ということがある。）は、本発明鋼板の成分組成のスラブを、１２２０〜１２６０℃の温度域に加熱し、その後、粗圧延に供し、８８０〜９５０℃の温度域で仕上げ圧延を終了し、その後、３秒以内に、平均冷却速度７０℃／秒以上で冷却を開始し、６６０〜７４０℃の温度域まで冷却し、その後、平均冷却速度５℃／秒以下で３〜１０秒間保持し、その後、平均冷却速度２０℃毎秒以上で４００〜５５０℃の温度域に冷却し、次いで、巻き取ることを特徴とする。

まず、本発明鋼板の成分組成の限定理由について説明する。以下、％は質量％である。

Ｃ：０．０４〜０．０６％
Ｃは、鋼板の強度を高め、せん断加工や打抜き加工時、鋼板端面での「はがれ」（破断面割れ）の発生を抑制する元素である。また、Ｃは、Ｎｂ、Ｔｉ等と炭化物を形成し、強度の向上に寄与する元素である。

０．０４％未満であると、添加効果が十分に発現しないので、０．０４％以上とする。好ましくは０．０４５％以上である。一方、０．０６％を超えると、穴拡げ割れの起点となる炭化物が増加し、穴拡げ性が低下するので、０．０６％以下とする。好ましくは０．０５５％以下である。

Ｓｉ：０．０２〜０．１５％
Ｓｉは、固溶強化で、鋼板の強度を高める元素である。０．０２％未満であると、添加効果が十分に発現しないので、０．０２％以上とする。好ましくは０．０５％以上である。一方、０．１５％を超えると、鋼板表面にＳｉ系スケールが残存して表面性状が悪化するので、０．１５％以下とする。好ましくは０．１０％以下である。

Ｍｎ：１．６〜２．０％
Ｍｎは、焼入れ性を高め、また、固溶強化で、鋼板の強度を高める元素である。１．６％未満では、添加効果が十分に発現しないので、１．６％以上とする。好ましくは１．７％以上である。一方、２．０％を超えると、靱性や延性が低下するので、２．０％以下とする。好ましくは１．９％以下である。

Ａｌ：０．２０〜０．５０％
Ａｌは、鋼板のスラグ被包性を改善する元素であり、本発明鋼板において重要な元素である。Ａｌは、Ｓｉ：０．０２〜０．１５％、及び、Ｍｎ：１．６〜２．０％のもとで、０．２０〜０．５０％添加する。

このとき、Ｍｎ％（［Ｍｎ］）と、Ｓｉ％（［Ｓｉ］）とＡｌ％（［Ａｌ］）の合計％（［Ｓｉ］＋［Ａl］）の比、［Ｍｎ］／（［Ｓｉ］＋［Ａl］）が、本発明鋼板を得るうえで重要な指標となる。この点については後述する。

ここで、図１に、Ａｌ（％）とスラグ被包率（％）の関係を示す。スラグ被包率（％）は、アーク溶接ビードの表面積に対するスラグの面積の比率である。

スラグ被包率（％）は、Ａｌ：０．２０％以上で７％以下に低下し、Ａｌ：０．２５％以上で５％以下に低下する。スラグ被包率が７％を超えると、塗装性が低下してくるため、Ａｌは、０．２０％以上とする。好ましくは０．２５％以上である。

図１に示すように、Ａｌを増大するとスラグ被包率は２％まで低下するが、一方で、スラブの鋳造性が低下するうえ、フェライト分率が３０％を超えるので、０．５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下である。

Ａｌ量を増加すると、スラグ被包率（％）が低下（スラグ被包性が向上）する理由は、現在、明らかでないが、ＡｌはＭｎやＳｉより酸化し易い元素であるので、Ａｌが、代表的なスラグ成分のＭｎＯやＳｉＯ₂を還元して、スラグ成分を低減したと推測される。

Ｎｂ：０．０２〜０．０５％
Ｎｂは、結晶粒微細化効果を発揮して強度向上に寄与するとともに、炭化物を形成してＣを固定し、穴拡げ性に有害なセメンタイトの生成を抑制する元素である。また、Ｎｂ炭化物は鋼板の強度向上に寄与する（析出強化）。０．０２％未満では、添加効果が十分に発現しないので、０．０２％以上とする。好ましくは０．０２５％以上である。

一方、０．０５％を超えると、添加効果が飽和するうえ、スラブ加熱時の溶体化温度の過度な上昇を招くので、０．０５％以下とする。好ましくは０．０４５％以下である。

Ｔｉ：０．１０〜０．１５％
Ｔｉは、Ｎｂと同様に、炭化物を形成してＣを固定し、穴拡げ性に有害なセメンタイトの生成を抑制する元素である。また、Ｔｉ炭化物は、鋼板の強度向上に寄与する（析出強化）。０．１０％未満では、添加効果が十分に発現しないので、０．１０％以上とする。好ましくは０．１２％以上である。

一方、０．１５％を超えると、添加効果が飽和するうえ、スラブ加熱時の溶体化温度の過度な上昇を招くので、０．１５％以下とする。好ましくは０．１４５％以下である。

Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に存在する不純物元素である。０．０２％を超えると、粒界に偏析し、靭性、穴拡げ性、溶接性等を阻害するので、０．０２％以下とする。好ましくは０．０１５％以下である。Ｐは、少ないほど好ましいが、０．００１％以下に低減することは、製造コストの上昇を招くので、０．００１％が実用上の下限である。

Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、鋼中に不可避的に存在する不純物元素である。０．００５％を超えると、熱間圧延時に割れが生じたり、Ａ系介在物が生成して穴拡げ性が阻害されたりするので、０．００５％以下とする。好ましくは０．００３５％以下である。Ｓは、少ないほど好ましいが、０．００１％以下に低減することは、製造コストの上昇を招くので、０．００１％が実用上の下限である。

Ｎ：０．００５％以下
Ｎは、鋼の精錬時に不可避的に混入する不純物であり、Ｔｉ、Ｎｂ等と結合して窒化物を形成する元素である。０．００５％を超えると、窒化物が比較的高温で析出して粗大化し、穴拡げ割れの起点となるので、０．００５％以下とする。好ましくは０．００３５％以下である。

Ｎは、少ないほど好ましいが、０．００１％以下に低減することは、製造コストの上昇を招くので、０．００１％が実用上の下限である。

本発明鋼板は、本発明鋼板の特性を損なわない範囲で、必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素）を含有してもよい。

［Ｍｎ］／（［Ｓｉ］＋［Ａl］）：３．４〜６．７
Ｍｎはオーステナイト形成元素であり、ＳｉとＡｌはフェライト形成元素であるので、フェライト分率５〜３０％を確保するうえで、［Ｍｎ］／（［Ｓｉ］＋［Ａl］）は重要な指標である。

［Ｍｎ］／（［Ｓｉ］＋［Ａｌ」）が、３．４未満では、フェライト分率が３０％を超え、所要の穴拡げ率を確保することができない。また、６．７％を超えると、フェライトの分率が５％未満となり、伸びが低下するうえ、主組織に対する析出強化フェライトの分率が低下するため強度が低下する。

次に、本発明鋼板の組織について説明する。

本発明鋼板の組織は、フェライト分率が５〜３０％で、残部がベイナイトのフェライト・ベイナイトの複合組織とする。図２に、フェライト分率（％）と穴拡げ率の変化率（％）の関係を示す。穴拡げ率の変化率（％）は、フェライト分率が３０％の時の穴拡げ率を基準として、フェライト分率が増減した際の穴拡げ率の変化率を示すものである。

図２に示すように、フェライト分率が３０％を超えると、穴拡げ率の変化率（％）が低下（穴拡げ性が低下）する。これは、フェライト分率が３０％を超えると、穴拡げ時にフェライトとベイナイトの硬度差に起因するボイドの発生確率が高まることによると推測される。それ故、フェライト分率は３０％以下とする。好ましくは２５％以下である。

フェライト分率が低いと、穴拡げ性が良好となるが、伸びが低下するうえ強度が低下するので、フェライト分率は５％以上とする。好ましくは１０％以上である。

なお、フェライト分率は次の方法で算出した。即ち、鋼板のＬ断面（圧延方向かつ板厚方向と平行な断面）をコロイダルシリカを用いて研磨し、その後、ＥＢＳＤ法を用いてＫＡＭ値（Kernel Average Misorientation）を算出し、ＫＡＭ値が１度以下の面積率をフェライト分率とした。このとき、測定範囲は、板厚の４分の１深さを中心に圧延方向に２５０μｍ、板厚方向に１５０μｍとし、測定ピッチを０．５μｍとした。また、ＫＡＭ値は第３近接の値を用いた。

本発明鋼板の成分組成及び組織によれば、本発明鋼板は、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有することが可能である。

また、本発明鋼板の成分組成及び組織によれば、本発明鋼板は、穴拡げ性に優れている。穴拡げ性の指標である穴拡げ率は、例えば、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６に記載の穴拡げ試験方法に従って算出できるが、通常、上記規格に示されている試験条件範囲は広いため、その違いによって変動する。

本発明鋼板においては、日本鉄鋼連盟規格で測定した穴拡げ率６０％以上を出荷試験目標値とするので、穴拡げ率は６０％以上が好ましい。穴拡げ率が６０％未満であると、本発明鋼板の適用対象である自動車の足回り部材などで要求される穴拡げ加工に耐えられず、割れてしまう。

本発明鋼板の板厚は特に限定しないが、汎用鋼板としては、２〜４ｍｍが好ましい。

本発明方法について説明する。

本発明方法は、本発明鋼板の成分組成のスラブを、１２２０〜１２６０℃の温度域に加熱した後粗圧延に供し、８８０〜９５０℃の温度域で仕上げ圧延を終了し、その後３秒以内に平均冷却速度７０℃毎秒以上で冷却を開始し６６０〜７４０℃の温度域まで冷却し、その後平均冷却速度５℃毎秒以下で３〜１０秒間保持した後、平均冷却速度２０℃毎秒以上で４００〜５５０℃の温度域に冷却した後、巻き取ることを特徴とする。

スラブ加熱温度（ＳＲＴ）：１２２０〜１２６０℃
熱間圧延に先立ち、鋼中のＴｉ炭化物及びＮｂ炭化物を溶体化するため、スラブを十分に加熱する必要がある。スラブ加熱温度が１２２０℃未満であると、加熱が不十分となり、Ｔｉ炭化物及びＮｂ炭化物が十分に容体化しない。その結果、析出強化に必要なＴｉ及びＮｂが不足するため、析出強化能が低減し強度が不足する。

一方、スラブ加熱温度が１２６０℃を超えると、スラブ表面にスケールが大量に発生し、歩留りが低下するうえ、圧延後の表面性状が悪化する。それ故、スラブの加熱温度は１２２０〜１２６０℃とする。好ましくは１２３０〜１２５０℃である。

仕上げ温度（ＦＴ：℃）：８８０〜９５０℃
１２２０〜１２６０℃に加熱したスラブを粗圧延に供し、８８０〜９５０℃で仕上げ圧延を行う。これら熱間圧延自体は、通常の熱間圧延でよいが、仕上げ温度が８８０℃未満であると、圧下荷重が増大し圧延機の負荷が増大するうえ、鋼板の集合組織が発達し、組織異方性が増大して穴拡げ率が低下するので、仕上げ温度は８８０℃以上とする。好ましくは９００℃以上である。

一方、仕上げ温度が９５０℃を超えると、圧延終了後の冷却開始までにオーステナイト（γ）粒が成長し、結晶粒が粗大化する。そのため、鋼板強度が低下する恐れがある。よって、仕上げ温度は９５０℃以下とする。好ましくは９４０℃以下である。

６６０〜７４０℃までの前段冷却工程
仕上げ圧延終了後３秒以内に平均冷却速度７０℃／秒以上で冷却を開始し、前段冷却停止温度の６６０〜７４０℃まで冷却する。この工程を前段冷却工程という。仕上げ圧延終了後の高温域ではγ粒が粗大化し易いこと、スケールが生成し易いことから、速やかに冷却を開始することが好ましく、平均冷却速度も速い方が好ましい。よって、仕上げ圧延終了後２秒以内に冷却を開始することが好ましい。

低冷却速度による中間冷却工程
次に、前段冷却停止温度（６６０〜７４０℃）から、平均冷却速度５℃／秒以下で３〜１０秒間保持する。この工程を中間冷却工程という。この温度域で数秒間保持することにより、Ｔｉ及びにＮｂの炭化物によって析出強化されたフェライトが生成し、かつ、必要なフェライト分率（５〜３０％）を確保することができる。この保持時間を中間冷却時間という。なお、析出強化フェライトは、主組織であるベイナイトとの硬度差の低減に寄与し、穴拡げ率を向上させるうえ、鋼板の強度確保に寄与する。

前段冷却停止温度が６６０℃未満であると、中間冷却時間を長くしてもフェライトが生成し難くなる。そのため、前段冷却停止温度は６６０℃以上とする。好ましくは６８０℃以上である。また、前段冷却停止温度が７４０℃を超えると、同じくフェライトが生成し難くなるうえ、析出物の間隔が広くなり、かつ、粗大になって、析出強化能が低減する。そのため、前段冷却停止温度は７４０℃以下とする。好ましくは７３０℃以下である。

後段冷却工程及び巻取り工程
続いて、平均冷却速度２０℃／秒以上で４００〜５５０℃の温度域まで冷却し、その後、同温度域にて鋼板を巻き取る。巻き取るまでのこの工程を後段冷却工程という。巻取り温度（ＣＴ：℃）を４００〜５５０℃としたのは、中間冷却工程にて必要なフェライト分率を確保した後、残部をベイナイト組織とし、鋼板強度を確保するためである。よって、巻取り温度までは速やかに冷却する必要がある。このときの平均冷却速度は、前段冷却工程での冷却速度ほど速い必要はないが、冷却中のフェライト生成を抑制するため２０℃／秒以上とする。

なお、仕上げ圧延終了から巻取り工程までの所要時間は、圧延速度とランナウトテーブルの長さから決定される。そこで、前段冷却停止温度及び中間冷却時間を確保するために、前段冷却工程及び後段冷却工程の平均冷却速度は下限を下回らない範囲で適宜調整して構わない。そのため、平均冷却速度の上限は特に設けない。また、後段冷却工程で巻取り温度域まで冷却した後、コイラーまで距離がある場合は、低冷却速度で冷却するか、又は、冷却を行わずに空走しても構わない。

以上説明した製造方法において、いずれの数値指標も、本発明鋼板を提供するための重要な指標であるが、その中で、スラブ加熱温度、仕上げ温度、前段冷却停止温度、中間冷却時間、及び、巻取り温度が最も重要な指標である。

図３に、巻取り温度（℃）と、はがれ評点（点）の関係を示す。はがれ評点は、打抜き穴の内周における「はがれ」の存在状態に対して付与する評点である。具体的には、上述の穴拡げ試験方法と同じ方法で鋼板を打抜き、その内周を１２に区画、即ち、３０°間隔に仮想的に区切る。なお、打抜きは、ポンチ径１０ｍｍ、クリアランス（Ｃ）と板厚（ｔ）の比Ｃ/ｔは、１２〜１４％の範囲に収まるようダイス径を選択した。

「はがれ」が小さく、１区画３０°以下の範囲で存在する場合は、「はがれ」ひとつにつき、１点を与える。また、３０°超の範囲で存在する場合は、存在区画数（最小２、最大１２）に対して２点を掛けたものを与える。はがれ評点は、それらの合計点数とする。よって、はがれ評点の最高点は１２区画×２点＝２４点である。なお、はがれ評点は、３試料の平均点とした。

はがれ評点が４以下であれば、打抜き条件を調整することで、はがれ評点を“０”にすることができる。それ故、巻取り温度は４００〜５５０℃とする。ただし、巻取り温度が低い領域では、鋼板の冷却が不安定になるため、温度制御性が低下する。そこで、安定的な巻取り温度の確保、「はがれ」の低減、及び、所要強度の確保の点から、４３０〜５３０℃の温度域で巻き取ることが好ましい。

次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

（実施例）
表１に示す成分組成の鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｐの鋼を、転炉にて溶製して、連続鋳造し、その後、スラブを再加熱し、粗圧延に供し、続く仕上げ圧延で２．３〜３．６ｍｍの板厚に圧下し、ランナウトテーブルで冷却後、巻き取り、熱延鋼板を製造した。表２に、熱延鋼板の製造条件を示す。なお、表１に示す成分組成において、残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。

表２において、「スラブ加熱温度」は、熱間圧延に供する前にスラブを加熱炉にて加熱する際の温度であり、「仕上げ温度」は、仕上げ圧延工程を終了する温度であり、「前段冷却終了温度」は、前段冷却工程終了時の平均温度であり、「中間冷却時間」は、中間冷却工程で低冷却速度にて保持する時間であり、「巻取り温度」は、巻取り工程においてコイラーで巻き取る温度である。

表３に、得られた熱延鋼板の諸特性を示す。

「ミクロ組織」は、鋼板のＬ断面で板厚の４分の１深さにおけるミクロ組織である。「引張強度」は、圧延方向と直行方向（Ｃ方向）から採取したＪＩＳ５号試験片を用いた引張強度である。「降伏強度」は、降伏点又は０．２％耐力である。「穴拡げ率」は、ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６に記載の穴拡げ試験方法で得た穴拡げ率である。

「はがれ評価」のうち「はがれ評点」は、上述の評価方法にて付与した評点であり、同「はがれ判定」は、はがれ評点が４以下の場合をＯＫとし、４超の場合をＮＧとする判定である。「表面性状」は、Ｓｉスケール欠陥の有無を目視にて確認した結果を示し、スケール欠陥がない場合をＯＫとし、スケール欠陥がある場合をＮＧとした。

「巻取り温度安定性」は、巻取り温度が４００℃以上の場合をＯＫとし、４００℃未満の場合をＮＧとした。

「スラグ被包率」は、後述する溶接方法にて作製した溶接ビード表面のスラグ被包率を示し、「スラグ被包率判定」は、スラグ被包率が７％以下の場合をＯＫとし、７％超の場合をＮＧとする判定である。

スラグ被包率を評価するための溶接は、シールドガスとして“Ａｒ＋２０％ＣＯ₂”を採用したパルスＭＡＧ溶接を、デジタルパルス溶接電源を用いて行った。溶接形態は、トーチ角度が鉛直下向きのビードオンプレート溶接とし、溶接速度は０．８ｍ／分とした。

溶接条件は、チップ・母材間距離１５ｍｍ、ワイヤ送給速度４ｍ／分、電流及び電圧は、それぞれ、約１２０Ａ及び約２２Ｖとした。溶接ワイヤは、ＪＩＳ Ｚ３３１２ ＹＧＷ１５規格に準ずる直径１．２ｍｍのソリッドワイヤを用いた。

表１〜３に示すように、成分組成及び製造条件が本発明の範囲内にある発明例（製造Ｎｏ．１、２、４、５、７、８、１０、１１、１３、１４、１６、１７、１９、２０、２２、２３、２５、２６、２８、２９、３１、及び、３２）においては、フェライト分率が５〜３０％で、引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上、穴拡げ率が６０％以上、さらに、はがれ判定、表面性状、スラグ被包性、及び、巻取り温度安定性が、いずれもＯＫである。

製造Ｎｏ．３、６、９、１２、１５、１８、２１、２４、２７、３０、及び、３３の比較例は、いずれも、成分組成が本発明の範囲内にあるが（表中、鋼Ｎｏ．参照）、製造方法が本発明の範囲外である。

製造Ｎｏ．３の比較例においては、スラブ加熱温度が本発明の範囲を上回り、表面性状が劣化している。

製造Ｎｏ．６の比較例においては、仕上げ温度が本発明の範囲を上回り、強度が不足している。

製造Ｎｏ．９の比較例においては、前段冷却停止温度が本発明の範囲を下回り、かつ、中間冷却時間が本発明の範囲を上回っている。そのため、フェライト分率が不足し伸びが低値であるうえ、強度が不足している。中間冷却時間の増大はフェライト分率の増加に寄与するが、適正な前段冷却停止温度を選択する必要があることを示している。

製造Ｎｏ．１２の比較例においては、中間冷却時間が本発明の範囲を上回っている。そのため、フェライト分率が過大となり、穴拡げ率が不足している。

製造Ｎｏ．１５の比較例においては、巻取り温度が本発明の範囲を上回り、「はがれ」が多く発生し、判定はＮＧである。

製造Ｎｏ．１８の比較例においては、スラブ加熱温度が本発明の範囲を下回り、強度が不足している。

製造Ｎｏ．２１の比較例においては、巻取り温度が本発明の範囲を下回っている。この温度では、鋼板の冷却が不安定で温度制御性が低く、安定製造できない。

製造Ｎｏ．２４の比較例においては、仕上げ温度が本発明の範囲を下回り、穴拡げ率が不足している。また、低い仕上げ温度は圧下荷重の増大を招き、圧延機の負荷が増大する。

製造Ｎｏ．２７の比較例においては、中間冷却時間が本発明の範囲を下回っている。そのため、フェライト分率が不足し伸びが低値であるうえ、強度が不足している。

製造Ｎｏ．３０の比較例においては、前段冷却停止温度が本発明の範囲を上回っており、フェライト分率が不足し、伸びが低値であるうえ、強度が不足している。

製造Ｎｏ．３３の比較例においては、前段冷却停止温度が本発明の範囲を下回っており、フェライト分率が不足し、伸びが低値であるうえ、強度が不足している。

製造Ｎｏ．３４〜３８の比較例は、成分組成が本発明の範囲外の鋼（表１中、鋼Ｎｏ．Ｌ〜Ｐ、参照）を用いた比較例である。

製造Ｎｏ．３４の比較例においては、Ｓｉ量が本発明の範囲を上回り、表面性状が劣化している。製造Ｎｏ．３５の比較例においては、（１）式の値が本発明の範囲を下回り、フェライト分率が多く、穴拡げ率が不足している。製造Ｎｏ．３６の比較例においては、Ａｌ量が本発明の範囲を下回り、スラグ被包性が劣化している。

製造Ｎｏ．３７の比較例においては、Ｃ量が本発明の範囲を上回り、穴拡げ率が不足している。製造Ｎｏ．３８の比較例においては、（１）式の値が本発明の範囲を上回り、フェライト分率が不足し、他の実施例に比べて伸びが劣っているうえ、強度が不足している。

以上、発明例及び比較例の比較よれば、本発明が、高い引張強度を有し、かつ、穴拡げ性、打抜き端面の「はがれ」、鋼板の表面性状、アーク溶接時のスラグ被包性に優れた高強度熱延鋼板を提供できることは明らかである。

図４に、溶接ビードの外観を示す。図４に示す溶接ビードにおいて、スラグ被包率は２１％であった。

前述したように、本発明によれば、せん断端面や打抜き端面にてはがれの発生がなく、表面性状及び穴拡げ性に優れ、かつ、スラグ被包性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することができる。

したがって、本発明の高強度熱延鋼板は、耐久性と信頼性（疲労・腐食）が求められ、打抜き加工や穴拡げ加工で製造される部材の素材として好適な鋼板である。また、本発明の高強度熱延鋼板は、スラグ被包性が従来の鋼板に比べ優れているので、特別な溶接ワイヤを必要としない汎用性のある鋼板である。よって、本発明は、鋼板製造及び利用産業において利用可能性が高いものである。

Claims (5)

1. 成分組成が、質量％で、
   Ｃ ：０．０４〜０．０６％、
   Ｓｉ：０．０２〜０．１５％、
   Ｍｎ：１．６〜２．０％、
   Ａｌ：０．２０〜０．５０％、
   Ｎｂ：０．０２〜０．０５％、
   Ｔｉ：０．１０〜０．１５％、
   Ｐ ：０．０２％以下、
   Ｓ ：０．００５％以下、
   Ｎ ：０．００５％以下、
   残部：Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、Ｍｎ、Ｓｉ、及び、Ａｌの含有量を、それぞれ、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、及び、［Ａｌ］としたとき、
   ［Ｍｎ］／（［Ｓｉ］＋［Ａｌ」）が、３．４〜６．７であり、
   組織が、ベイナイトを主とし、フェライト分率が５〜３０％のフェライト・ベイナイトの複合組織である
   ことを特徴とする高強度熱延鋼板。
2. 前記高強度熱延鋼板の引張強度が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
3. ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６に記載の穴拡げ試験方法で測定した前記高強度熱延鋼板の穴拡げ率が６０％以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度熱延鋼板。
4. 前記高強度熱延鋼板の板厚が２〜４ｍｍであることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度熱延鋼板。
5. 請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度熱延鋼板の製造方法において、請求項１に記載の成分組成のスラブを、１２２０〜１２６０℃の温度域に加熱し、その後、粗圧延に供し、８８０〜９５０℃の温度域で仕上げ圧延を終了し、その後、３秒以内に、平均冷却速度７０℃／秒以上で冷却を開始し、６６０〜７４０℃の温度域まで冷却し、その後、平均冷却速度５℃／秒以下で３〜１０秒間保持し、その後、平均冷却速度２０℃／秒以上で４００〜５５０℃の温度域に冷却し、次いで、巻き取ることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。