WO2005024082A1

WO2005024082A1 - 熱延鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: WO2005024082A1
Application number: PCT/JP2004/013088
Authority: WO
Inventors: Tatsuo Yokoi; Tetsuya Yamada; Osamu Kawano
Original assignee: Nippon Steel Corporation
Priority date: 2003-09-05
Filing date: 2004-09-02
Publication date: 2005-03-17
Also published as: TW200514854A; EP1669470B1; KR101005706B1; KR20090016518A; TWI251027B; CN100381597C; US7662243B2; EP1669470A4; CA2537560A1; JP4580157B2; KR20060069480A; CN1846009A; US20060266445A1; EP1669470A1; JP2005082841A; CA2537560C

Abstract

この熱延鋼板は、質量%にて、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%、残部としてFe及び不可避的不純物を含有し、ミクロ組織が主に均一な連続冷却変態組織であり、ミクロ組織の平均粒径が8μmよりも大きく30μm以下である。この熱延鋼板の製造方法は、前記組成を有する鋼片を粗圧延して粗バーとする工程と、終了温度が(Ar3変態点温度+50℃)の温度以上である条件で、粗バーを仕上げ圧延し圧延材とする工程と、仕上げ圧延の終了から0.5秒以上経過した後に圧延材をAr3変態点以上で冷却し始め、少なくともAr3変態点温度～500℃の温度域を80℃/sec以上の冷却速度で冷却しさらに500℃以下の温度域まで冷却して熱延鋼板とし巻き取る工程と、を有する。

Description

熱延鋼板およびその製造方法技術分野

本発明は、 B H性と伸ぴフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板およびその製造方法に関する。

本願は、 2003年 9月 5日に出願された日本国特許出願第 2003-314 明

590号に対し優先権を主張し、その内容をここに援用する。

糸 1

書

背景技術

近年、自動車の燃費向上などのために軽量化を目的として、 A 1合金等の軽金属ゃ高強度鋼板の自動車部材への適用が進められている。ただし、 A 1合金等の軽金属は比強度が高!/、という利点があるものの鋼に比較して著しく高価であるためその適用は特殊な用途に限られている。従って、より安価かつ広い範囲に自動車の軽量化を推進するためには鋼板の高強度化が必要とされている。

材料の高強度化は一般的に成形性（加工性）等の材料特性を劣化させるため、材料特性を劣化させずにいかに高強度化を図るかが高強度鋼板開発のカギになる。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伸びフランジ性、延性、疲労耐久性および耐食性等が重要であり、高強度とこれら特性をいかに高次元でバランスさせるかが重要である。

例えば、特開 2000— 169935号公報、特開 2000— 169936号公報では、高強度化と諸特性、特に成形性とを両立するために鋼のミクロ組織中に、残留オーステナイトを含むことで成形中に TR I P (TRa n s f o rma t i o n I n du c e d P l a s t i c i t y) 現象を発現させ、これにより飛躍的に成形性（延性および深絞り性）を向上させた TR I P鋼が開示されている。

当該技術は 59 OMP a程度の強度レベルでは残留オーステナイトの TR I P 現象で 35 %を超える破断伸ぴと優れた深絞り性（ L D R：限界絞り比）を示す。しかし、 370〜 54 OMP aの強度範囲の鋼板を得るためには必然的に C, S i , Mn等の元素を低減させなければならず、 C, S i， Mn等の元素を 370 〜54 OMP aの強度範囲のレベルまで低減すると、 TR I P現象を得るために必要な残留オーステナイトを室温でミク口組織中に保つことができないという問題点がある。また、上記技術は伸ぴフランジ性を向上させることを念頭に置いたものではない。従って、現状で 270〜 34 OMP a級程度の鋼板が使われている部材に 54 OMP a級以上の高強度鋼板を適用することはプレス現場での操業、設備改善の前提なしでは難しく、当面は 370〜490MP a級程度の鋼板の使用がより現実的な解決策となる。一方、自動車車体軽量化を達成するためのゲージダゥンへの要求は近年益々高まっており、ゲージダゥンを前提にいかにしてプレス品強度を維持するかが車体軽量化の課題である。

このような課題を解決する手段としてプレス成形時には強度が低く、プレスによるひずみの導入と後の焼き付け塗装処理にてプレス品の強度を向上させる BH (B a k e Ha r d e n i n g) 鋼板が提案されている。

BH性を向上させるためには固溶 Cや Nを増加させることが有効であるが、一方でこれら固溶元素の増加は常温での時効劣化を悪化させる。このため B H性と耐常温時効劣化を両立させることが重要な技術となる。

以上のような必要性から、例えば、特開平 10— 183301号公報、特開平 2000-297350号公報では、固溶 Nの増加により BH性を向上させ、結晶粒の細粒ィ匕により増加した粒界面積の効果で常温における固溶 C， Nの拡散を抑制することで B H性と耐常温時効劣化を両立させる技術が開示されている。しかしながら、結晶粒の細粒化はプレス成形性を劣化させ、固溶 Nの増加は時効性を劣化させる恐れがある。また、足回り部品、内板部品を対象とする場合、優れた伸ぴフランジ性が必要となるにも係らず、ミクロ糸且織がフェライトーパーライトで平均結晶粒径も 8 μπι以下のため伸びフランジ性については不適であると考えられる。発明の開示

本発明は、優れた伸ぴフランジ性を有するとともに、 370〜 490 MP a級の強度範囲で安定して 5 OMP a以上の BH量を得られる BH性と伸ぴフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板およびその製造方法を提供する。すなわち、本発明は、優れた伸びフランジ性を発現させる均一なミクロ組織を有し、 370〜490M P a級の引張強度の鋼板であってもプレスによるひずみ導入と塗装焼き付け処理により 540〜 640 MP a級鋼板を適用した場合の設計強度に相当するプレス品強度を得ることができる B H性と伸ぴフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板およびその鋼板を安価に安定して製造できる方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、 B H性に優れかつ優れた伸ぴフランジ性を備えた鋼板を得るために鋭意研究を重ねた。

その結果、 C=0. 01〜0. 2%、 S i =0. 01〜2%、 Mn = 0. 1〜 2%、 P≤0. 1%、 S≤ 0. 03%、 A 1 =0. 001〜0. 1 %、 N≤ 0. 01%、を含み、残部が F e及ぴ不可避的不純物からなる鋼板であって、そのミク口組織が主に均一な連続冷却変態組織であり、ミク口組織の平均粒径が 8 m よりも大きく 30 ;zm以下であることが非常に有効であることを新たに見出し、本発明を完成させた。

即ち、本発明の要旨は、以下の通りである。

本発明にかかる熱延鋼板は、質量％にて、 C=0. 01〜0. 2%、 S i =0. 01〜2%、 Mn = 0. ：!〜 2%、 P≤ 0. 1 %、 S≤ 0. 03%、 A 1 =0. 001〜0. 1%、 N O. 01%、残部として F e及び不可避的不純物を含有し、ミクロ組織が主に均一な連続冷却変態組織であり、ミクロ組織の平均粒径が 8 μ mよりも大きく 30 At m以下である。

本発明の前記態様によれば、優れた B H性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板が実現できる。この熱延鋼板では、 370〜49 OMP a級の強度範囲で安定して 50 MP a以上の BH量を得られるので、 370〜 490 MP a級の引張強度の鋼板であっても、プレスによるひずみ導入と塗装焼き付け処理により 54 0〜64 OMP a級鋼板を適用した場合の設計強度に相当するプレス品強度を得ることができる。このため、これらの鋼板を用いることにより、厳しい伸びブランジ加工が要求される部品でも容易に成形できる。このように本発明は、工業的価値が高い発明である。 ' 前記態様では、さらに質量⁰ にて、 B = 0. 0002〜0. 002%、 Cu = 0. 2〜1. 2%、 N i =0. 1〜0. 6%、 Mo = 0. 05〜1%、 V=0. 02〜0. 2%、 C r =0. 01〜1%、から選択される一種または二種以上を含有してもよい。

前記態様では、さらに質量％にて、 Ca = 0. 0005〜0. 005%、 RE M=0. 0005〜0. 02%、の一種または二種を含有してもよい。ここで、 REMとは、希土類金属であり、 Sc, Yおよびランタノイドの La， Ce, Pr, Nd, Pm， Sm, Eu, Gd, Tb， Dy, Ho, Er， Tm, Yb， Luから選択される 1種以上である。前記態様では、亜鉛めつきが施されてもよい。

本発明にかかる熱延鋼板の製造方法は、質量％にて、 C = 0. 01〜 0. 2 %、 S i =0. 01〜2%、 Mn = 0. 1〜2%、 P≤ 0. 1 %、 S≤ 0. 03%、 A 1 =0. 001〜0. 1%、 N≤0. 01 %、残部として F e及ぴ不可避的不純物を含有する鋼片を粗圧延することによって粗バーとする工程と、終了温度が、 (A r ₃変態点温度 + 50°C) の温度以上である条件で、前記粗バーを仕上げ圧延し圧延材とする工程と、仕上げ圧延の終了から 0. 5秒以上経過した後に圧延材を A r ₃変態点以上で冷却し始め、少なくとも A r ₃変態点温度〜 500 °Cの温度域を 80°C/s e c以上の冷却速度で冷却しさらに 500°C以下の温度域まで冷却して熱延鋼板とし、巻き取る工程と、を有する。

前記態様では、仕上げ圧延の開始温度を 1000°C以上としてもよい。

前記態様では、粗バーを仕上げ圧延する工程を開始するまでの間、および Zまたは粗バーを仕上げ圧延する工程中に粗パーまたは圧延材を加熱してもよい。前記態様では、鋼片を粗圧延する工程の終了時点から粗パーを仕上げ圧延する工程の開始時点までの間に、デスケーリングを行ってもよい。

前記態様では、得られた熱延鋼板を亜鉛めつき浴中に浸積させて熱延鋼板の表面を亜鉛めつきしてもよい。

前記態様では、亜鉛めつき後、合金化処理してもよい。図面の簡単な説明

1Aは、 BH量と、ミクロ組織の平均ビッカース硬度の差（ΔΗν) 係を示す図である。

図 1 Bは、穴拡げ値 (λ) と、ミクロ組織の平均ビッカース硬度の差（ΔΗν ) との関係を示す図である。

図 2は、穴拡げ値（λ) と、連続冷却変態組織の平均結晶粒径 (d_m) との関係を示す図である。

図 3は、 Zw組織の体積分率と、仕上げ圧延終了から冷却開始までの時間との関係を示す図である。発明を実施するための最良の形態

以下、図面を参照しつつ、本発明の好適な実施形態について説明する。ただし、本発明は以下の各実施形態に限定されるものではなく、例えばこれら実施形態の構成要素同士を適宜組み合わせてもよい。

以下に、本発明に至った基礎的研究結果にっ、て説明する。

BH性、伸ぴフランジ性と鋼板のミク口組織との関係を調查するために次のような実験を行った。表 1に示す鋼成分の鋼片を溶製し様々な製造プロセスで製造した 2 mm厚の鋼板を準備し、それらにつ、て B H性と伸びフランジ性おょぴミクロ組織を調査した。

(質量％)

BH性は以下の手順に従い評価した。それぞれの鋼板より J I S Z 220 1に記載の 5号試験片を切出し、これら試験片に 2 %の引張り予ひずみを試験片に付与した後、 170°Cで 20分間の塗装焼き付け工程に相当する熱処理を施してから再度引張試験を実施した。引張試験は J I S Z 2241の方法に従つた。ここで BH量とは、再引張での上降伏点から 2%の引張り予ひずみの流動応力を差し引いた値と定義される。

伸ぴフランジ性は、日本鉄鋼連盟規格 J FS 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。

一方、ミクロ組織の調查は以下の方法により行った。鋼板の板幅（W) の 1Z 4Wもしくは 3Z4Wの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た。光学顕微鏡を用い 2 00〜5 0 0倍の倍率で、表層下 0. 2mm、板厚（t ) の 1/4 t、 1 / 2 tにおける視野を写真により撮影した。

ミクロ組織の体積分率とは、上記した金属組織写真における面積分率で定義される。次に連続冷却変態組織の平均粒径の測定は、本来ポリゴナルなフライト粒の結晶粒度を求める方法である J I S G 0 5 5 2記載の切断法をあえて用いて行った。この切断法により得られた測定値より求めた粒度番号 Gより、断面積 lmm²当たりの結晶粒の値 mを m= 8 X 2 ^Gより求め、このより d_m=lZ mで得られる平均粒径 d _mを連続冷却変態組織の平均粒径と定義する。

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べイナイト調査研究部会編集， "低炭素鋼のべィナイト組織と変態挙動に関する最近の研究一べイナィト調査研究部会最終報告書一"， 1 9 94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ゃ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口組織である。

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 1 2 5〜1 2 7項にあるように、そのミクロ組織は主に B a i n i t i c f e r r i t e (a °_B)、 G r a n u l a r b a i n i t i c f e r r i t e (a_B)、 Q u a s i— p o l y g o n a l f e r r i t e ( _q) 力ら構成され、さらに少量の残留オーステナイト（T _r)、 Ma r t e n s i t e _ a u s t e n i t e (MA) を含むミクロ組織であると定義されている。

a _qとは、ポリゴナルフェライト（P F) と同様に、エッチングにより内部構造が現出しないが、形状がァシユキユラ一であり P F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 1 q、その円相当径を d qとすると、それらの比（1 q/d q) が 1 qZd q≥ 3. 5を満たす粒が _{α q}である。

本発明における連続冷却変態組織 (Zw) とは、このうち α°_Β、 α_Β、 Qi _q、 7 _r、 MAの一種または二種以上を含むミクロ組織と定義される。ただし、少量の y _r、 MAはその合計量を 3%以下とする。

均一な連続冷却変態組織が得られているかどうかは、上記ミクロ組織観察とともに表層下 0. 2mm、板厚（t) の l/4 t、 1 / 2 tにおける平均ビッカース硬度の差で確認し、本発明で均一であるとは、この平均ビッカース硬度の差（ ΔΗν) が 15Ην以下と定義する。なお平均ビッカース硬度とは、 J I S Z 2244に記載の方法にて試験荷重を 9. 8 Nとした場合において、それぞれ 1 0点以上測定し、そのそれぞれの最大値および最小値を除外した後の平均値である。

上記の方法にて BH量、穴拡げ値を測定した結果において、 BH量と、ミクロ組織ごとの平均ビッカース硬度の差（ΔΗν) との関係を図 1 Αに示し、穴拡げ値（え）と、ミクロ組織ごとの平均ビッカース硬度の差（ΔΗν) との関係を図' 1 Bに示し、穴拡げ値（λ) と、連続冷却変態組織の平均結晶粒径 (d_m) との関係を図 2に示す。

ここで、図 1 A、図 1 B中、黒印は、ミク口組織が主に連続冷却変態組織 (Z w) を有する熱延鋼板であることを示し、白印は、ミク口組織がポリゴナルフェライト（PF) とパーライト（P) からなる熱延鋼板であることを示す。

平均ビッカース硬度の差（ΔΗν) は、 ΒΗ量おょぴ穴拡げ値 (λ) と、非常に強い相関がある。特に ΔΗνが 15以下、すなわちミクロ組織が均一な連続冷却変態組織である場合、 ΒΗ量と穴拡げ値 (λ) が高い値で両立でき、かつ、図 2に示すように、連続冷却変態組織の場合であっても平均結晶粒径（d_ra) が 8 μιηよりも大きく 3 Ομπι以下の場合、穴拡げ値（λ) がさらに優れることを新たに知見した。

このメカニズムは必ずしも明らかではないが、 F eの拡散による炭化物の析出抑制の結果としてミクロ組織が連続冷却変態組織 (Zw) となり、炭化物析出の抑制はすなわち固溶 Cの増加につながり B H量を向上させたと推定される。また、この連続冷却変態組織 (Zw) は均一なミクロ組織となり、伸ぴフランジ割れの起点となるボイドの発生源である硬質相と軟質相の界面が存在しないばかり力 \ やはり伸ぴフランジ割れの起点となる炭化物の析出が抑制もしくは微細化されているので伸びフランジも優れると推定される。

ただし、平均結晶粒径が 8 m以下であると、ミクロ組織の均一性が害され（ミク口組織中に含まれる炭化物の影響が顕著となる等）穴拡げ性が低下する傾向が表れると推測される。さらに、平均結晶粒径が 8 μ m以下では、降伏点が上昇し、加工性を劣化させる恐れもある。

■本榮明においては上記で評価した 2%予ひずみでの BH量が優れるのみでなく、 1 0%予ひずみでの BH量が 3 OMP a以上、 1 0 %予ひずみでの引張強度の上昇代（AT S) が 3 OMP a以上得られることも付記しておく。

次に本発明における鋼板のミク口組織ついて詳細に説明する。

B H性と伸びフランジ性とを両立させるためには、そのミクロ組織が主に均一な連続冷却変態組織であり、その平均粒径が 8 μ mよりも多いことが必要である。さらに、平均粒径が 3 0 μ mよりも多い場合、穴拡げ値が低下する傾向があるので平均粒径の上限は 3 0 μ mとする。肌荒れ等の観点から 2 5 μ m以下が望ましい。

ミクロ組織が主に均一な連続冷却変態組織として、優れた B H性と伸びフランジ性とを両立させるためには、連続冷却変態組織が上述した特性を有し、ミクロ組織の全てを連続冷却変態組織とすることが好ましい。しかし、鋼板のミクロ組織として、連続冷却変態糸且織以外にポリゴナルフェライトを含んでもその特性を大幅に劣化させるものではないが、伸ぴフランジ性を劣化させないためには最大 2 0%以下とすることが望ましい。

本発明の熱延鋼板では、鋼板表面の最大高さ R yは 1 5 μ πι (1 5 ^mRy, 1 2. 5mm, 1 n 1 2. 5mm) 以下が望ましい。これは、例えば金属材料疲労設計便覧、日本材料学会編集、 84ページに記載されているように、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 R yと相関があることから明らかである。

続いて、本努明の化学成分の限定理由について説明する。

Cは、本発明において最も重要な元素の一つである。 0. 2%よりも多く含有していると、伸びフランジ割れの起点となる炭化物が増加し、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。このため、 0. 2%以下とする。延性を考慮すると 0. 1%未満が望ま-しい。また、 0. 01%未満では、連続冷却変態組織が得られず BH量を低下させてしまう怖れがあるので、 0. 0 1%以上とする。

S i、 Mnは、本発明において重要な元素である。これら元素は 49 OMP a 以下の低強度でありながら、本発明の要件である連続冷却変態組織を得るために特定量含有させる必要がある。

特に Mnはオーステナイト域温度を低温側に拡大させ圧延終了後の冷却中に、本発明の要件である連続冷却変態組織を得やすくする効果があるので 0. 1 %以上添加する。しかしながら、 Mnは 2%よりも多く添カ卩してもその効果が飽和するのでその上限を 2 %とする。

一方、 S iは冷却中に伸ぴフランジ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. 01%以上添加する。しかし、 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 0. 3%よりも多い場合、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 0. 3 %とする。

また、 M n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。んで Mn/S≥20となる Mn量を添加することが望ましい。さらに、 S i +Mnを 1. 5%よりも多く添加すると強度が高くなりすぎ、加工性が劣化するので、その上限を 1. 5%とすることが望ましい。

Pは、不純物であり低いほど望ましく、 0. 1%よりも多く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。

Sは、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 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%以下が望ましく、さらに高い穴拡げが要求される場合は、 0. 00 3%以下が望ましい。

A 1は、溶鋼脱酸のために 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ぴを劣化させるので望ましくは 0· 06%以下とする。さらに、 ΒΗ量を増大させるためには 0. 015%以下が望ましい。

Νは、一般的に ΒΗ量を向上させるためには好ましい元素である。し力し、 0. 01 %よりも多く添加しても効果が飽和するのでその上限を 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、 Νを 0. 006%よりも多く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とする場合は、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。

Βは、焼き入れ性を向上させ、本発明の要件である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%よりも多く添加すると、効果が飽和する。よって、 Β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 0. 2〜： 1. 2%の Cu、 0. ：!〜 0. 6%の N i、 0. 05〜1%の]^ 0、 0. 02〜0. 2%の、 0. 01〜0. 1 %の C rから選択される析出強化元素または固溶強化元素の一種または二種以上を含有してもよい。いずれの元素についても、上記範囲よりも含有量が少ない場合、その効果を得ることができない。上記範囲よりも含有量が多い場合、効果は飽和し含有量が増加しても効果はさらに増加しない。

C aおよび REMは、破壊の起点となったり、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、〇&ならば0. 005%よりも多く、 REMならば 0. 02%よりも多く添加してもその効果が飽和する。このため C a = 0. 0005 〜0. 005%、 REM=0. 0005〜0. 02 %添加することが望ましい。なお、これらを主成分とする鋼は T i、 Nb、 Z r、 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 S n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。

本発明の熱延鋼板は、铸造後の鋼片を熱間圧延した後に冷却する方法や、熱間圧延後の圧延材または熱延鋼板をさらに溶融めつきラインにて熱処理を施す方法、更にはこれらの鋼板に別途表面処理を施す方法によって製造される。

本発明の熱延鋼板の製造方法は、鋼片を熱間圧延することによつて熱延鋼板とする方法であり、鋼片を圧延し粗パー（シートバーとも言う。）とする粗圧延工程と、粗バーを圧延して圧延材とする仕上げ圧延工程と、圧延材を冷却し熱延銅板とする冷却工程と、を有する。

本発明において熱間圧延に先行する製造方法、すなわち鋼片の製造方法は特に限定するものではない。例えば、高炉、転炉ゃ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、次いで通常の連続鎳造、ィンゴット法による铸造の他、薄スラブ铸造などの方法で錶造すればよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。連続铸造によって得たスラブの場合には高温鍀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。

鋼片の再加熱温度については特に制限はないが、 1 4 0 0 °C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 1 4 0 0 °C未満が望ましい。また、 1 0 0 0 °C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、鋼片の再加熱温度は 1 0 0 0 °C以上が望ましい。さらには、 1 1 0 o°c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ため、鋼片の再加熱温度は 1 1 0 o °c以上が望ましい。

熱間圧延工程は、粗圧延の工程と、この粗圧延の終了後の仕上げ圧延の工程と、を有するが、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 1 0 0 0 °C以上とする。さらに 1 0 5 0 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または/および仕上げ圧延中に、粗パーまたは圧延材を加熱することが望ましい。

特に本発明のうちでも優れた破断延ぴを安定して得るためには、 Mn S等の微細析出を抑制することが有効である。通常、 Mn S等の析出物は 1 2 5 0 °C程度の鋼片の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、鋼片の再加熱温度を 1150°C程度に制御し Mn S等の再固溶を抑制できれば延性を改善できる。

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 (MP a) X流量 L (リットル/ cm²) ≥ 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"， 1 9 91， v o l . 77, No. 9, p. 1450参照）

P (MP a) =5. 64XP_QXV/H²

ただし、

P。 (MP a) ：液圧力

V (リツトル Zm i n) : 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 Z cm²) =V/ (WX v)

ただし、

V (リツトル/ m i n) : ノズル流液量

W ( c m) ：ノズル当たり噴射液が鋼板表面に当たっている幅

V ( c m/m i n) :通极速度

衝突圧 P X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。

デスケーリングを行うことによって、仕上げ圧延後の鋼板表面の最大高さ Ry が 15 μπι (1 5 tmRy, 1 2. 5 mm, 1 n 12. 5 mm) 以下となるように、鋼板表面のスケールを除去することが望ましい。

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!/、。

また、粗圧延と仕上げ圧延の間にシートパーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしてもよい。その際に粗パーを一旦コイル状に卷き、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 +50°C) 以上とする。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 A r 3= 910-310 X % C + 25 X % S i一 80 X% Mn e q

ただし、 Mn e q=%Mn+%C r +%Cu+%Mo+%N iZ2 + l 0 (%N b-0. 02)

または B添加の場合、 Mn e q=%Mn+%C r +% C u +%M o +%N ϊ/2 + 10 (%Nb - 0. 02) +1である。

ここで、式中の⁰ /oC, % S i , %Mn, % C r , %Cu, %M o , %N i , % Nbは、各元素 C, S i , Mn, C r， Cu, Mo, N i , Nbの鋼片中の含有量（質量％) を示す。

仕上げ圧延終了温度 (FT) 力 S (Ar ₃変態点温度 +50°C) 未満であると、フェライト変態が進行し易くなり目的とするミクロ組織が得られなくなるので、

(Ar ₃変態点温度 +50°C) 以上とする。仕上げ圧延終了温度（FT) の上限は特に設けないが、（Ar ₃変態点温度 + 200°C) よりも高い温度を得るためには、加熱炉の温度の維持、あるいは粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの間または Zおよび仕上げ圧延中における粗パーまたは圧延材の加熱が設備的に負荷が大きいので、その上限は（Ar ₃変態点温度 +200°C) 以下が望ましい。

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または/およぴ仕上げ圧延中に、粗パーまたは圧延材を加熱することが有効な手段となる。なお、この場合の加熱装置はどのような方式でも構わないが、板厚表面の温度が上昇しやすいソレノィド型誘導加熱よりも板厚方向に均熱できるトランスパース型誘導加熱が特に望ましい。

仕上げ圧延終了後、 A r ₃変態点温度〜 500 °Cの温度域を 80 °C/ s e c以上の冷却速度で冷却するが、 A r ₃変態点温度以上より冷却を開始しないとフエライト変態が進行し目的とするミクロ組織が得られなくなる。従って、冷却は A r ₃変態点以上にて開始する。さらに均一なミクロ組織を得るためには 1 30°C Z s e c以上が望ましい。一方、 500°C以上で冷却を停止するとやはり、フエライト変態が進行し目的とするミクロ組織が得られなくなる恐れがある。

ただし、仕上げ圧延終了後 0 . 5秒以内に冷却を開始すると、オーステナイトの再結晶および粒成長が不十分となり、図 3に示すようにフェライト変態が進行し目的とするミク口組織が得られなくなる恐れがあるので、仕上げ圧延終了後 0 . 5秒以降に冷却を開始する。仕上げ圧延後の冷却開始までの時間の上限は、温度が A r ₃変態点以上であれば特に定めないが、 5秒以上では効果が飽和するので 5秒以下とする。

また、冷却速度は 8 0 °C/ s e c未満では、フェライト変態が進行し目的とするミクロ組織が得られず、 B H性が十分確保できない。従って、冷却速度は 8 0 °C/ s e c以上とする。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が、熱ひずみによる板そりが懸念されることから、 2 5 0 °CZ s 以下とすることが望ましい。

卷取温度は 5 0 0 °Cよりも高い場合、当該温度域では Cの拡散が容易であり、 B H性を高める固溶 Cが十分確保できないため、巻取温度は、 5 0 0 °C以下限定する。巻取温度の下限値は特に限定しないが、 3 5 0 °C未満であると冷却時の熱ひずみ等により板形状が劣化するので、 3 5 0 °C以上が望ましい。

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 1 0 %以下のスキンパスまたは圧下率 4 0 %程度までの冷間圧延を施しても構わない。

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つきを施すためには、亜鉛めつき浴中に浸漬し、必要に応じて合金化処理してもよい。実施例

. 以下に、実施例により本発明をさらに説明する。

表 2に示す化学成分を有する A〜 J， Xの鋼は、転炉にて溶製して、連続铸造後、直送もしくは再加熱し、粗圧延に続く仕上げ圧延で 1 . 2〜5 . 5 mmの板厚にした後に巻き取った。ここで、表中の化学組成についての表示は質量％であ表 2

製造条件の詳細を表 3に示す。ここで、 "粗パー加熱"は粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの間または/および仕上げ圧延中における、粗バーまたは圧延材の加熱を示しており、この加熱を行ったかどうかを有無で表している。 "FT0"は仕上げ圧延の開始温度を示している。 "FT"は仕上げ圧延の終了温度を示している。 "冷却開始までの時間"は、仕上げ圧延終了から冷却を開始するまでの時間を示している。 "Ar ₃ 500°Cでの冷却速度" は、冷却時に A r ₃変態点温度〜 500°Cの温度域を通過する時の平均冷却速度を示している。 "CT"は、卷取温度を示している。

表 3に示すように、実施例 5については、粗圧延後に種 ί突圧 2. 7MP a、流量 0. 001リツトル /cm²の条件でデスケーリングを施した。また、実施例 10については、亜鉛めつきを施した。表 3

製造条件ミク口組織機械的 ι·生質 ΒΗ性冷却開始 Ar₃~ 平均

鋼片粗バー FT0 FT Ar₃ Ar₃+50 までの 500ででの CT 結晶均一性 ΥΡ TS EI λ 2細

No. 備考ミクロ組織

No. 加熱 CO (°C) (。C) (°C) 時間冷却速度 (°C) 粒径 ( ΔΗν) (MPa) (MPa) (%) ( ) (MPa)

(sec) (。C/ secノ ( β m) 実施例 1 A 有 1100 860 791 841 1. 0 200 450 Zw+5%PF 11 7 297 391 36 146 70 実施例 2 A 有 960 860 791 841 1. 0 200 450 Zw+18%PF 9 13 283 384 37 122 51 実施例 3 A 有 1100 860 791 841 0. 7 200 450 Zw+10%PF 10 11 295 390 36 133 68 実施例 4 C 有 1100 860 788 838 0. 8 200 450 Zw 11 8 362 410 34 113 71 実施例 5 D 有 1100 900 816 866 1. 0 - 150 400 *1 Zw 13 7 303 381 37 143 64 実施例 6 E 有 1100 870 723 • 773 1. 0 150 400 Zw 11 9 331 431 33 135 78 実施例 7 F 有 1100 870 809 859 1. 0 150 400 Zw 12 10 310 400 36 145 66 実施例 8 G 有 1100 870 803 853 1. 0 150 400 Zw 11 9 346 444 33 134 74 実施例 9 H 挺 1100 870 793 843 1. 0 100 400 Zw+15%PF 9 14 325 418 34 95 58 実施例 10 I 1100 870 788 838 1. 0 100 400 *2 Zw+10%PF 10 12 355 434 34 110 60 比較例 1 A 有 1100 810 791 841 1. 0 200 450 25%PF+Z 7 25 299 396 37 69 45 比較例 2 A 有 1100 860 791 841 0. 4 80 450 35%PF+Zw 6 20 318 404 35 62 45 比較例 3 A 有 1100 860 791 841 1. 0 40 450 PF+P 9 28 284 385 38 65 40 比較例 4 A 有 1100 860 791 841 1. 0 200 600 PF+P 12 25 280 382 38 62 11 比較例 5 B 有 1100 890 886 936 1. 0 70 く 150 PF+M+P 7 38 410 570 24 51 12 比較例 6 J 杯 1100 860 813 863 1. 0 70 く 150 PF+ +P 7 45 356 614 32 48 45 比較例 7 X 1100 875 791 841 1. 0 70 400 50%PF+Z +13% y _r 6 34 566 794 33 51 46

*1：粗圧延後衝突圧 2. 7MPa、流量 0. 001 リットル/ cm²のデスケーリングを実施

*2：亜鉛メツキ工程を通板

発明を実施するための最良の形態にて述べた評価方法と同様にして、熱延鋼板の B H性と伸びフランジ性を評価した。

また、前述した方法により、熱延鋼板のミクロ組織を観察し、体積分率、連続冷却変態組織の平均粒径、平均ビッカース硬度の差（ΔΗν) を測定した。

表 3中、 "ミク口組織"にてミク口組織の観察結果を示した。 P Fは、ポリゴナルフェライトを示し、 Ρは、パーライトを示し、 Μは、マルテンサイトを示し、 o _rは、残留オーステナイトを示す。

実施例 1〜10では、いずれも引張強度（TS) が 370〜49 OMP aであり、かつ穴拡げ値が 90 %以上で伸びフランジ性に優れ、かつ 2 % B H量が 50 MP a以上で BH性にも優れている。

実施例にて用いられた鋼片の組成についてみると、実施例 4のみ A 1の含有量が 0. 015%以下である（鋼片 C)。このため実施例 4では、 2%BH量が 70 MP a以上であり、より優れた BH性が得られている。

仕上げ圧延の開始温度 (FTO)についてみると、実施例のうち実施例 2のみ、仕上げ圧延の開始温度 (FT0) が 960°Cであり、 1050°C未満である。このため、ミクロ組織においてポリゴナルフェライトの体積比率が多くなり、他の実施例に比べて BH性がやや劣っている。仕上げ圧延の開始温度は、 1050°C 以上が好ましく、これにより実施例 1， 3〜 10のように、更に優れた伸びフランジ'性と BH†生が得られる。

仕上げ圧延工程の終了温度 (FT) についてみると、実施例では 860〜90 0°Cである。これは、実施例では、種々の組成の鋼片が用いられており、用いられた鋼片の組成によって決定される A r ₃変態点温度に応じて、終了温度が（A r ₃変態点温度 +50°C) の温度以上となるように定められているためである。実施例 4〜8では、ポリゴナルフェライトが含まれず、連続冷却変態組織のみからなるミク口組織が形成されている。

A r ₃変態点温度〜 500 °Cの温度域での冷却速度についてみると、実施例 9， 10では、冷却速度が 130°C未満である。これに対して、実施例 1〜 8では、冷却速度が 130°C以上である。

実施例 9， 10に比べて、実施例 1〜 8では、冷却速度が 130 °C以上であるために、平均ビッカース硬度の差（Δ Η ν ) が小さく、より均一性に優れた連続冷却変態組織が得られたと考えられる。これにより、実施例 1〜8では、実施例 9， 1 0に比べて、さらに優れた伸ぴフランジ性と Β Η性が得られている。

また、実施例 1〜 8では、粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの間または Ζおよび仕上げ圧延中に、粗バーまたは圧延材を加熱したことによって、粗バーまたは圧延材の温度を精度良く調整でき、温度ムラなどの発生を抑えることができたと考えられる。このことも実施例 1〜8では、実施例 9 , 1 0に比べて、さらに優れた伸ぴフランジ性と Β Η性が得られた要因であると考えられる。

比較例 1では、仕上げ圧延工程の終了温度（F T) 1S (A r ₃変態点温度 + 5 0 °C) の温度未満であった。このため、製造された熱延鋼板のミクロ組織には、 2 5体積分率でポリゴナルフェライトが含有されており、目的とするミクロ組織が得られなかった。これにより十分な穴拡げ値が得られていない。

比較例 2では、仕上げ圧延の終了から冷却開始までの時間が 0 . 5秒未満であつた。このため、製造された熱延鋼板のミクロ組織には、 3 5体積分率でポリゴナルフェライトが含有されており、目的とするミクロ組織が得られなかった。これにより十分な穴拡げ値が得られていない。

比較例 3では、 A r ₃変態点温度〜 5 0 0 °Cの温度域での冷却速度が 8 0。CZ s e c未満であった。このため製造された熱延鋼板のミクロ組織は、ポリゴナルフヱライトとパーライトとからなり、目的とするミクロ糸且織が得られなかった。これにより十分な穴拡げ値と B H量が得られていない。

比較例 4では、卷き取り温度 (C T) が 5 0 0 °Cよりも高い温度であった。このため製造された熱延鋼板のミクロ組織は、ポリゴナルフヱライトとノ一ライトとからなり、目的とするミクロ組織が得られなかった。これにより十分な穴拡げ値と B H量が得られていない。

比較例 5では、圧延終了温度（F T) が（A r ₃変態点温度 + 5 0 °C) の温度未満であり、 A r ₃変態点温度〜 5 0 0 °Cの温度域での冷却速度が 8 0。じ/ s e c未満であった。また卷き取り温度（C T) が 3 5 0 °C未満であった。このため製造された熱延鋼板のミクロ組織は、ポリゴナルフェライト、マルテンサイト、パーライトからなり、目的とするミクロ組織が得られなかった。これにより十分な穴拡げ値と B H量が得られていない。

比較例 6.では、仕上げ圧延の終了温度（F T) 力（A r ₃変態点温度 + 5 0 °C ) の温度未満であり、 A r ₃変態点温度〜 5 0 0 °Cの温度域での冷却速度が 8 0 °CZ s e c未満であった。このため、製造された熱延鋼板のミクロ組織は、ポリゴナルフェライト、マルテンサイト、パーライトからなり、目的とするミクロ組織が得られなかった。これにより強度が高く、また、十分な穴拡げ値も得られていない。

比較例 7では、鋼片 Xを用いて熱延鋼板が製造されており、 Cの含有量が 0 . 2質量％よりも多い。また、 A r ₃変態点温度〜 5 0 0 °Cの温度域での冷却速度が 8 0 °C/ s e c未満であった。このため、製造された熱延鋼板のミクロ組織は、連続冷却変態組織 ( Z w) 以外に、 5 0体積分率のポリゴナルフェライトと、 1 3体積分率の残留オーステナイトが含有されており、目的とするミクロ組織が得られなかった。これにより強度が高く、まだ、十分な穴拡げ値と B H量も得られていない。産業上の利用の可能性

この圧延鋼板は、優れた伸ぴフランジ性を発現させる均一なミク口組織を有するため、鋼板に対して高い伸ぴフランジ性が要求される条件であつても成形加工が可能である。また 3 7 0〜4 9 O M P a級の引張強度の鋼板であっても、プレスによるひずみ導入と塗装焼き付け処理により引張強度が 5 4 0〜6 4 O M P a の鋼板を用いて形成したプレス品と同等の強度を有するプレス品を形成できる。■ このため、特に自動車の車体用部品などのように、軽量化を達成するためのゲージダウンの要求の高い工業製品用の鋼板として好適に利用できる。さらに、伸ぴフランジ性に優れるため、例えば内板部材、構造部材、足廻り部材などの自動車用部品用鋼板として特に好適に利用できる。

Claims

請求の範囲

1. 熱延鋼板であって、質量。/。にて、

C =0. 01〜0. 2%、

S i = 0. 01〜 2 %、

Mn = 0. 1〜2%、

P ≤0. 1%,

S ≤0. 03%,

A 1 =0. 001〜0. 1 %、

N ≤0. 01%,

残部として F e及ぴ不可避的不純物を含有し、

ミク口組織が主に均一な連続冷却変態組織であり、ミク口組織の平均粒径が 8 μπιよりも大きく 30 μπι以下である。

2. 請求項 1に記載の熱延鋼板であって、

さらに質量％にて、

Β =0. 0002〜0. 002%、

Cu = 0. 2〜1. 2%、

N i = 0. 1〜0. 6%、

Mo = 0. 05〜 1 %、

V =0. 02〜0. 2%、

C r = 0. 01〜 1 %、

から選択される一種または二種以上を含有する。

3. 請求項 1に記載の熱延鋼板であって、

さらに質量。 /₀にて、

C a = 0. 0005〜0. 005%、

REM=0. 0005〜0. 02%、

の一種または二種を含有する。

4. 請求項 1に記載の熱延鋼板であって、亜鉛めつきが施されている。

5. 熱延鋼板の製造方法であって、

質量％にて、

C =0. 01 〜0.

S i =0. 01 〜2%

Mn = 0. 1〜 2%、

P ≤ 0. 1 %ヽ

S ≤ 0. 03 %、

A 1 =0. 00 1〜0

N ≤0. 01 %、

残部として F e及び不可避的不純物を含有する鋼片を粗圧延することによって粗パーとする工程と、

終了温度が、（Ar ₃変態点温度 +50°C) の温度以上でる条件で、前記粗バ一を仕上げ圧延し圧延材とする工程と、

仕上げ圧延の終了から 0. 5秒以上経過した後に圧延材を A r ₃変態点以上で冷却し始め、少なくとも A r ₃変態点温度〜 500 °Cの温度域を 80。C/ s e c 以上の冷却速度で冷却しさらに 500°C以下の温度域まで冷却して熱延鋼板とし、卷き取る工程と、を有する。

6. 請求項 5に記載の熱延鋼板の製造方法であって、

仕上げ圧延の開始温度を 100 o°c以上とする。

7. 請求項 5に記載の熱延鋼板の製造方法であって、

粗パーを仕上げ圧延する工程を開始するまでの間、および Zまたは粗パーを仕上げ圧延する工程中に粗パーまたは圧延材を加熱する。

8. 請求項 5に記載の熱延鋼板の製造方法であって、鋼片を粗圧延する工程の終了時点から粗パーを仕上げ圧延する工程の開始時点までの間に、デスケーリングを行う。

9 . 請求項 5に記載の熱延鋼板の製造方法であって、

得られた熱延鋼板を亜鉛めつき浴中に浸積させて熱延鋼板の表面を亜鉛めつきする。

1 0 . 請求項 9に記載の熱延鋼板の製造方法であって、

亜鉛めつき後、合金化処理する。