(57)【要約】      （修正有）【課題】引張強度５９０ＭＰａ以上、延性・伸びフランジ性に優れ、鋼板表面に島状スケール疵・赤スケールのない、安価な熱延鋼板とその製造方法を提供する。【解決手段】Ｃ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．００７％以下、Ａｌ：０．０２〜２．０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．３％およびＮｂ：０．０１〜０．１％、必要により、さらにＣａ：０．００１０〜０．００７０％および／またはＭｇ：０．００１０〜０．００７０％、残部Ｆｅ・不純物からなり、フェライトを面積率で９０％以上、引張強度：５９０ＭＰａ以上、引張強度（ＭＰａ）と穴拡げ率（％）との積：６５０００ＭＰａ・％以上とする。製造に当たっては、規定する温度ＴＳＲＴとした後に粗熱間圧延を施し、得られた粗バーに、規定する温度ＴＢＲＴでデスケーリングを施す。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．００７％以下、Ａｌ：０．０２〜２．０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．３％およびＮｂ：０．０１〜０．１％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、かつ下記（１）式および（２）式を満足するものであり、鋼組織が、フェライトを面積率で９０％以上を含有するものであり、機械特性が、引張強度：５９０ＭＰａ以上、引張強度（ＭＰａ）と穴拡げ率（％）との積：６５０００ＭＰａ・％以上、引張強度（ＭＰａ）と全伸び（％）との積：１５４００ＭＰａ・％以上であり、鋼板表面に島状スケール疵および赤スケールを実質的に有しないことを特徴とする高強度熱延鋼板。
０．８≦（Ｃ／１２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）≦３．０      （１）
０．１≦（Ａｌ＋５Ｐ）／Ｓｉ      （２）
ここで、式中のＣ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ、ＰおよびＳｉはそれぞれの元素の含有量（単位：質量％）を表す。
【請求項２】
前記鋼組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．００１０〜０．００７０％およびＭｇ：０．００１０〜０．００７０％からなる群から選択される１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
【請求項３】
請求項１または２に記載の鋼組成を備える鋼塊または鋼片を下記（３）式で規定する温度ＴＳＲＴとした後に粗熱間圧延を施して粗バーとすること、得られた粗バーが下記（４）式で規定する温度ＴＢＲＴである状態で該粗バーにデスケーリングを施した後に圧延完了温度をＡｒ３点以上とする仕上げ熱間圧延を施して熱延鋼板とすること、および得られた熱延鋼板を仕上げ圧延完了後３０℃／秒以上の平均冷却速度で６００〜７８０℃の温度域まで冷却し、次いで前記温度域で１０秒超１８０秒以下の時間滞在させ、その後巻取ることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
ＴＳＲＴ≧１６００＋１００ｌｎ（Ｔｉ×Ｃ）      （３）
ＴＢＲＴ≧１０５０−３６．４ｌｎ（（Ａｌ＋５Ｐ）／Ｓｉ）      （４）
ここで、式中のＴｉ、Ｃ、Ａｌ、ＰおよびＳｉはそれぞれの元素の含有量（単位：質量％）を表し、ＴＳＲＴおよびＴＢＲＴの単位は℃である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、伸びフランジ性および表面性状に優れ、５９０ＭＰａ以上の引張強さを備える高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。 
【背景技術】
【０００２】
自動車産業界における近年の低燃費化傾向に伴い、車両重量軽減の観点から、その主たる構造材料である鋼板には薄肉化・高強度化が求められてきている。同時に自動車の製造コストを削減する目的から、外部から直接視認されない部分、例えばロアアーム等の足廻り部品には安価な熱延鋼板が用いられる。このような部品は通常のプレス成型の他、ブランキングの後に穴拡げ加工を施されるため、鋼板は高強度であると同時に延性および伸びフランジ性（局部延性）が求められることが多い。
【０００３】
従来において、高延性と高強度を具備する鋼板としては、フェライト組織中にマルテンサイト組織を分散させたＤｕａｌ  Ｐｈａｓｅ鋼（以下、「ＤＰ鋼」という。）が知られている。しかしながら、ＤＰ鋼はフェライト相とマルテンサイト相の硬度差に起因して、両者の界面が穴拡げ加工時にミクロクラック・ボイドの発生起点となるため、伸びフランジ性に劣ることが知られている。
【０００４】
特許文献１では、フェライトとベイナイトの二相組織による伸びフランジ性に優れた鋼が提案されているが、Ｃｒを必須添加としており、化成処理性に課題が残る。
特許文献２および特許文献３では、鋼組織を微細なベイナイトを主体とする強度と伸びフランジ性とを具備する鋼を提案している。しかしながら、これらの鋼では高転位密度を有するベイナイト相により高強度を実現しているため延性に問題がある。
【０００５】
一方、特許文献４では、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトの３相よりなる伸びフランジ性に優れる鋼板の提案がなされている。これによれば伸びフランジ性と延性の両方を具備する高強度鋼が得られるとされているが、上記３相の体積分率のばらつきに起因して鋼板性能が不安定となる恐れがある。
【０００６】
さらに特許文献５では、フェライト単相組織をＭｏ炭化物あるいはＭｏを含んだ金属炭化物により高強度化した鋼が示されているが、高価なＭｏの添加が必須であるために製造コストの点で問題がある。
【０００７】
さらに５９０ＭＰａ以上の強度を有する構造用高張力鋼板については、強度・延性の両立の観点から多くの場合Ｓｉが適当量添加されるが、Ｓｉを含有する鋼材を加熱すると、鋼板表面を覆うＦｅＯと地鉄との界面近傍に ＦｅＯ−Ｆｅ２ＳｉＯ４共晶化合物層が形成され、両者は複雑に噛み合っており、通常のデスケーリングによって完全に除去することができないために、圧延工程中にＦｅ２Ｏ３となって鋼材の表面に不均一に分布するスケール（島状スケール）が発生する。この島状スケールは、仕上げ圧延後の鋼板冷却過程において鋼板の冷却温度ムラの原因となり、コイル内の鋼板特性の安定性を損なうと共に、酸洗後も凹んだスケール疵（島状スケール疵）として残るため、疲労破壊の起点となりやすい。また、酸洗を施さない鋼板（スケールまま鋼板）では、島状スケールは除去されずに赤スケールとして鋼板表面に残存し表面性状を損ねる。
【０００８】
特許文献６では、鋼板に多量のＳｉを添加することにより、鋼板全面にスケールを均一発生させて表面性状を改善する方法が開示されているが、過度のＳｉ添加は自動車用構造材に施される化成処理性を損なうため耐食性を劣化させるという問題があり、これに対してＳｉ添加量を低くするとスケールを全面に均一に発生させることが困難となり表面性状が劣化し、さらに強度−加工性バランスが低下するという問題があった。
【０００９】
【特許文献１】特開昭５７−１０１６４９号公報
【特許文献２】特開２０００−１０９９５１号公報
【特許文献３】特開２００３−１１２２０４号公報
【特許文献４】特開平６−２９３９１０号公報
【特許文献５】特開２００２−３２２５４０号公報
【特許文献６】特開平３−７９７１８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明の課題は、５９０ＭＰａ以上の引張強度を有し、延性および伸びフランジ性に優れており、且つ鋼板表面に島状スケール疵および赤スケールを実質的に有しない、安価な熱延鋼板およびその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記課題を解決すべく鋭意検討を行った結果、鋼板組織中のフェライトの面積率を９０％以上とすることにより伸びフランジ性を大幅に向上させることができるとともに高延性と両立することを見いだした。
【００１２】
そこで、本来軟質なフェライト単相組織を高強度化する手段として金属炭化物の微細分散による析出強化に注目し、強度と延性および伸びフランジ性との両立を実現する成分系ならびに製造条件についてさらに検討した結果、ＴｉおよびＮｂを含む鋼材について、熱間仕上げ圧延後に６００〜７８０℃の温度域で生成した、実質的にフェライト単相よりなり、内部にＴｉおよびＮｂの単独あるいは複合炭化析出物が微細分散した鋼が、強度と延性および伸びフランジ性とのバランスに優れるという知見を得た。
【００１３】
さらに鋼中のＳｉ、Ｐ、Ａｌの添加バランスに応じて粗圧延後の粗バーを再加熱等により適切な温度としてデスケーリングすることで、従来Ｓｉ添加鋼では除去が困難であった島状スケールを鋼板表面から容易に除去可能であるという知見を得て、本発明を完成させた。したがって、本願発明は次の通りである。
【００１４】
(1) 鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．００７％以下、Ａｌ：０．０２〜２．０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．３％およびＮｂ：０．０１〜０．１％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、かつ下記（１）式および（２）式を満足するものであり、鋼組織が、フェライトを面積率で９０％以上を含有するものであり、機械特性が、引張強度：５９０ＭＰａ以上、引張強度（ＭＰａ）と穴拡げ率（％）との積：６５０００ＭＰａ・％以上、引張強度（ＭＰａ）と全伸び（％）との積：１５４００ＭＰａ・％以上であり、鋼板表面に島状スケール疵および赤スケールを実質的に有しないことを特徴とする高強度熱延鋼板。
【００１５】
０．８≦（Ｃ／１２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）≦３．０      （１）
０．１≦（Ａｌ＋５Ｐ）／Ｓｉ      （２）
ここで、式中のＣ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ、ＰおよびＳｉはそれぞれの元素の含有量（単位：質量％）を表す。
【００１６】
(2) 前記鋼組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．００１０〜０．００７０％およびＭｇ：０．００１０〜０．００７０％からなる群から選択される１種または２種を含有することを特徴とする上記(1) に記載の熱延鋼板。
【００１７】
(3) 上記(1) または(2) に記載の鋼組成を備える鋼塊または鋼片を下記（３）式で規定する温度ＴＳＲＴとした後に粗熱間圧延を施して粗バーとすること、得られた粗バーが下記（４）式で規定する温度ＴＢＲＴである状態で該粗バーにデスケーリングを施した後に圧延完了温度をＡｒ３点以上とする仕上げ熱間圧延を施して熱延鋼板とすること、および得られた熱延鋼板を仕上げ圧延完了後３０℃／秒以上の平均冷却速度で６００〜７８０℃の温度域まで冷却し、次いで前記温度域で１０秒超１８０秒以下の時間滞在させ、その後巻取ることを特徴とする(1) または(2) に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１８】
ＴＳＲＴ≧１６００＋１００ｌｎ（Ｔｉ×Ｃ）      （３）
ＴＢＲＴ≧１０５０−３６．４ｌｎ（（Ａｌ＋５Ｐ）／Ｓｉ）      （４）
ここで、式中のＴｉ、Ｃ、Ａｌ、ＰおよびＳｉはそれぞれの元素の含有量（単位：質量％）を表し、ＴＳＲＴおよびＴＢＲＴの単位は「℃」である。
【００１９】
ここで、本発明における「フェライト」とは、ラス状を有するベイナイト組織中のＢＣＣ構造相を除いたＢＣＣ構造相をいう。
また、本発明における「島状スケール疵もしくは赤スケールを実質的に有しない」とは、熱間圧延後に、切断加工、表面に対する機械的な研削加工および溶削による表面除去を施していない状態において、幅方向端部よりそれぞれ１００ｍｍおよび長手方向端部のそれぞれ３０ｍの部位を除く部分についての島状スケール疵および赤スケールの面積率が、熱間圧延鋼板の表面および裏面のそれぞれについて３％以下であることをいう。したがって、斯かる熱延鋼板を素材として、シャー、トリム、スリット加工された鋼板もまた「島状スケール疵もしくは赤スケールを実質的に有しない」ものであるから本発明に含まれる。
【００２０】
本発明における熱延鋼板の寸法としては、好ましくは幅が１０００ｍｍ以上で長さが２００ｍ以上のものである。
本発明における「温度」とは、鋼材の表面温度である。
【発明の効果】
【００２１】
本発明の鋼板は、表面性状に優れており、高強度かつ高延性であるとともに伸びフランジ加工性に優れている。そのため、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、特に自動車のメンバーや足廻り部品に代表される構造部材の素材として最適である。
【００２２】
また、安価に安定して大量に製造できるので、産業上格段の効果をあげることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２３】
次に、本発明を上述の如く限定した理由について述べる。本明細書において「鋼組成」を示す「％」は「質量％」である。
［鋼組成］
Ｃ：０．０２〜０．１８％
５９０ＭＰａ以上の引張強度を確保するためにＣの含有量の下限は０．０２％とする。一方、過剰なＣ添加は圧延後のフェライト変態を遅延させ、フェライト体積率の低下により伸びフランジ性を損なうので、Ｃ含有量の上限は０．１８％とする。好適下限は０．０３％、好適上限は０．１％である。
【００２４】
Ｔｉ：０．０１〜０．３％
Ｔｉは本発明において重要な元素である。Ｔｉ添加により鋼中のＮを固定して伸びフランジ性を向上させることができるとともに、Ｃと結合し微細なＴｉＣ炭化物となり鋼を析出強化するのに有効である。このためＴｉ含有量の下限は０．０１％とする。好ましい下限は０．０５％である。一方、過剰に添加するとオーステナイト中に粗大な炭窒化物を形成して鋼板の機械特性を劣化させる。このためＴｉ含有量の上限は０．３％とする。好ましい上限は０．２％である
【００２５】
Ｎｂ： ０．０１〜０．１％
Ｎｂは本発明において重要な元素である。Ｎｂ添加により鋼中にＮｂ（Ｃ，Ｎ）を形成させ、オーステナイト粒を微細化してフェライトの核生成サイトを増やし、金属組織の粗大化を抑制する。このため、Ｎｂ含有量の下限は０．０１％とする。一方、過剰なＮｂ添加は、スラブ中に粗大なＮｂ（Ｃ，Ｎ）を形成し鋼板の機械特性を損なう。このため含有量の上限を０．１％とする。好ましい上限は、０．０５％である。
【００２６】
（Ｃ／１２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）：０．８〜３．０
（Ｃ／１２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）の値が０．８を下回ると、強度向上に対するＴｉおよびＮｂの添加効率が低くコストロスを招く。一方、（Ｃ／１２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）の値が３．０を超えると、粗大なセメンタイトにより伸びフランジ性が低下する。したがって、Ｃ、ＴｉおよびＮｂを下記（１）式を満足するように含有させる。
０．８≦（Ｃ／１２）／（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３）≦３．０      （１）
好ましくはその式(1) の範囲は０．９〜２．５である。
【００２７】
Ｍｎ：０．２〜２．０％
固溶強化による強度向上に有効な元素であると共に、オーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させるため、熱間圧延における仕上温度の低温化を可能とし、フェライト粒径微細化による強度向上をも可能とする有効な元素である。このため、Ｍｎ含有量の下限を０．２％とする。過剰の添加は仕上げ圧延後のフェライト変態を遅延し、硬質な第２相の形成を促すため、Ｍｎ含有量の上限を２．０％とする。強度と伸びフランジ性のバランスの観点から、好ましい下限は１．０％であり、好ましい上限は１．５％である。
【００２８】
Ｓｉ：０．０１〜１．５％
Ｓｉは延性を比較的大きく保ったまま強度上昇を可能とする元素であり、さらにフェライト変態を促進させるとともに、鋼中セメンタイトの粗大化を抑制する効果も有する。このためＳｉ含有量の下限を０．０１％とする。強度と延性の観点からは含有量を０．２％以上とすることが好ましい。過剰の添加は、製品表面に施されるリン酸〜リン酸亜鉛による化成処理性を損なうため、含有量の上限を１．５％とする。強度と延性のバランスの観点から、好ましい含有量の下限は０．２％であり、好ましい含有量の上限は１．３％である。
【００２９】
Ａｌ:０．０２〜２．０％
Ａｌは本発明において重要な元素である。鋼板表面に島状スケール疵および赤スケールを実質的に有しないようにするためには、粗熱間圧延後の粗バーを所定温度でデスケールすることにより島状スケールを除去する必要があるが、Ａｌは前記所定温度を低下させる作用を有する。前記所定温度におけるデスケールを行うためには、一般に粗圧延後に粗バーを加熱することが有効であるが、このような場合にＡｌを添加することにより、粗バーの加熱温度を低下させることを可能とし、デスケール安定性の確保およびコストの低減に有効である。このためＡｌ含有量の下限を０．０２％とする。
【００３０】
一方、過剰の添加はＡｒ３点を過度に上昇させてしまうため、仕上げ温度の上昇を招き製造安定性を損なうと共に、Ａｌを含む粗大介在物により伸びフランジ性が劣化する。このためＡｌ含有量の上限を２．０％とする。
【００３１】
さらに、Ａｌはフェライト変態を促進する作用を有し、析出物の粗大化による伸びフランジ性の劣化が生じにくい比較的低温度域あるいは製造負荷の小さい短時間の、徐冷、空冷あるいは恒温保持によって目的とする十分なフェライト相を得ることを可能にする有効な元素である。このため、製造負荷の低減と強度および伸びフランジ性の両立のために、０．０５超〜０．３ ％の範囲で含有させることが望ましい。さらに望ましくは０．１２〜０．３％である。
【００３２】
Ｐ：０．１０％以下
強度の確保に寄与するため、添加してもよい。しかし、粒界に偏析して脆化を生じるため、０．１０％を含有量の上限とする。
【００３３】
（Ａｌ＋５Ｐ）／Ｓｉ：０．１以上
Ｓｉは加熱時にＦｅＯ−Ｆｅ２ＳｉＯ４形成による島状スケール発生の原因となる。一方、ＡｌおよびＰはＦｅ２ＳｉＯ４の融点を低下させることにより、粗バーをデスケールする際のスケール剥離性を向上させ、最終的に鋼板表面における島状スケール疵もしくは赤スケールを抑制する効果を有する。実操業におけるデスケーリング温度を考慮すると、島状スケール疵もしくは赤スケールを実質的に有しないようにするためには、Ｓｉ、ＡｌおよびＰをさらに下記（２）式を満足するように含有させる。
０．１≦（Ａｌ＋５Ｐ）／Ｓｉ      （２）
【００３４】
Ｃａ：０．００１０〜０．００７０、Ｍｇ：０．００１０〜０．００７０
Ｃａおよび／またはＭｇを添加することにより、強度−伸びフランジ性のバランスが改善するため、添加しても良い。それぞれ含有量が０．００１％を下回るとその効果が得られないので、添加する場合には、少なくとも何れかの元素の含有量の下限を０．００１％とする。一方、それぞれ含有量が０．００７０％を超えると添加量に対する効果効率が低下すると共に、精錬工程におけるコスト高を招く。このため、それぞれ含有量の上限を０．００７０％とする。
【００３５】
Ｓ：０．００７％以下
Ｍｎ等と結合し、粗大な硫化物系の介在物を形成して加工性を著しく損なう不純物であるため、その含有量は０．００７％以下とする。より好ましくは０．００３％以下である。
【００３６】
Ｎ：０．０１％以下
加工性を損なう不純物元素であり、その含有量は０．０１％以下とする。より好ましくは０．００６％以下である。
【００３７】
［組織］
本発明にかかる熱延鋼板は、組織全体に対して面積率で９０％以上のフェライトを含有するものとする。フェライトの面積率が９０％より低くなると、伸びフランジ性が著しく劣化する。伸びフランジ性と延性のバランスを鑑みるとフェライトの面積率を９５％以上とすることが好ましい。残りの組織にはベイナイト、セメンナイト等が残存する。それらは最大１０％、通常好ましくは２〜３％であり、実質上特性に影響しない。
【００３８】
［製造条件］
粗熱間圧延前の鋼塊または鋼片の温度：
粗熱間圧延前の鋼塊または鋼片は、伸びフランジ性を阻害する粗大な炭窒化物を固溶させ、強度低下や伸びフランジ性の低下といった機械特性の劣化を回避するために、ＴｉおよびＣの含有量に応じて下記（３）式で規定するＴＳＲＴ以上の温度とする。
ＴＳＲＴ≧１６００＋１００ｌｎ（Ｔｉ×Ｃ）      （３）
【００３９】
ＴＳＲＴ未満の温度にある鋼塊または鋼片については粗熱間圧延前にＴＳＲＴ以上の温度に加熱する必要があるが、本工程は上述したように粗大な炭窒化物を固溶させることを目的とするものであるから、連続鋳造により得られた鋼塊をＴＳＲＴ未満に冷却することなしに粗熱間圧延に供する場合には加熱する必要はない。ＴＳＲＴの上限は特に規定しないが、炉内耐熱壁の耐久性およびスケールロスによる歩留まりの観点からは、上限を１４００℃とすることが好ましい。
【００４０】
デスケーリング時の粗バーの温度：
粗熱間圧延後の粗バーは、鋼板表面に島状スケール疵および赤スケールを実質的に有しないようにするために、鋼中のＳｉ、ＡｌおよびＰの含有量に応じて下記（４）式で規定する温度ＴＢＲＴである状態でデスケーリングを施す。
ＴＢＲＴ≧１０５０−３６．４ｌｎ（（Ａｌ＋５Ｐ）／Ｓｉ）      （４）
【００４１】
Si含有鋼については、熱間圧延工程における加熱時に剥離除去（デスケーリング）困難なFeO−Fe2SiO4共晶化合物層が鋼板表面に形成され、その後の冷却により島状スケールとなるのであるが、鋼中のＳｉ、ＡｌおよびＰの含有量に応じて粗バーを上記ＴＢＲＴ以上の温度とすることにより、FeOとFe2SiO4が半溶融状態となり、剥離除去（デスケーリング）が容易になるからである。
【００４２】
粗バーを上記ＴＢＲＴ以上の温度とする手段については特に限定しないが、工業的には例えば粗圧延用ロールスタンド群と仕上げ圧延用ロールスタンド群の間に設置された誘導加熱装置等の使用が適する。勿論、粗熱間圧延前の鋼片または鋼塊の加熱温度を高温とすることで上記ＴＢＲＴ以上の温度を確保しても構わないが、加熱炉の負荷が増大し、燃料コストが増加するため、上記例のような粗バーの加熱装置が望ましい。デスケーリングを行う手段・設備についても特に限定しないが、実用的にはスプレーによる高圧水の噴射が適する。
【００４３】
仕上げ圧延は、オーステナイト温度域で行い、仕上げ圧延の終了温度はAr3点温度以上で有ればよい。尚、仕上げ圧延の終了温度はAr3点温度にできるだけ近い方がより好ましい。これは圧延中に導入された加工歪みによるフェライト変態の促進効果が高まるためである。本発明で規定される鋼のAr3点は概ね７５０℃から９８０℃である。
【００４４】
仕上げ圧延を終了後、３０℃/sec以上の平均冷却速度で６００〜７８０℃の温度域にまで冷却し、次いで前記温度域で１０秒超１８０秒以下の時間滞在させて鋼板を得る。
冷却速度を規定する理由は、平均冷却速度が３０℃/secよりも遅い場合、冷却中のパーライト析出により、伸びフランジ性が低下するため、これを回避するものである。
【００４５】
冷却停止温度を６００〜７８０℃の温度域としたのは、７８０℃より高い温度で冷却を停止した場合、フェライト中に析出する金属炭化物が粗大化し、強度と伸びフランジ性のバランスが劣化するためであり、下限を６００℃としたのは、これより低い温度で冷却を停止した場合、ベイナイト相が形成され、延性が劣化するためである。この停止温度は強度と伸びフランジ性のバランスを鑑みると６５０℃以上７３０℃以下とする方が一層好ましい。
【００４６】
前記温度域における滞在時間については、１０秒以下の滞在時間とした場合、十分な量のフェライトが得られず、延性および伸びフランジ性が低下するため、１０秒を超えて滞在させる。しかし１８０秒を越えて滞在させると粗大な炭化物あるいは炭窒化物が形成されて強度と伸びフランジ性のバランスを損なう。好ましくは３５秒以下である。
【００４７】
多くの場合、実際の製造ラインを使った製造時において熱延鋼板は巻き取られて鋼帯となるが、このときの巻き取り温度については、機械特性バランスと操業安定の観点から５００℃以下とするのが望ましい。５００℃よりも高い温度で巻き取ると、鋼中の金属炭化物が粗大に成長し伸びフランジ性が劣化する。
【実施例１】
【００４８】
表１に示す鋼組成を有する鋼の内、鋼種Ａ、Ｂ、Ｄ、Ｆを連続鋳造によりスラブとした後、スラブ中心付近より鋼片を採取し、熱間鍛造を行い厚さ３０mmとした。その後、スラブ加熱温度を様々に変化させ、それぞれの温度で加熱されたスラブを試験用小型タンデムミルにて熱間圧延を実施し、仕上げ圧延温度を各鋼種のAr3温度以上として板厚２．６mmの鋼板を得た。
【００４９】
仕上げ圧延後の鋼板を直ちに水冷却し、本発明により定められる範囲内で冷却停止および滞留させてから再び所定の温度まで冷却した後、実際の熱延コイルの巻き取り後の熱履歴を模擬した徐冷炉により巻き取りシミュレーションを施して熱延鋼板を得た。
【００５０】
得られた鋼板の機械的性質について、引張り特性と伸びフランジ加工性について以下の方法で調査した。引張り特性はJIS５号試験片にて行い、伸びフランジ加工性は、１００mm四方の試験片を採取し、その中央にクリアランス１２％で直径１０mmの打ち抜き穴をあけ、先端角６０°の円錐ポンチにてこの穴を押し拡げ、穴の縁部に発生するクラックが板厚方向に貫通したときの穴直径より算出される限界穴拡げ率で評価した。また、圧延方向断面をエッチング処理し、顕微鏡により組織観察を行った。
【００５１】
表２は上述の機械特性に対するスラブ加熱温度の影響を調査した結果であるが、本発明で定めるＴＳＲＴを満足する温度でスラブ加熱を実施した試番１、２、５、６と比較して、ＴＳＲＴを下回る温度でスラブ加熱を実施した試番３、４は強度が低く、機械特性バランスに劣る。
【００５２】
【表１】
2006152341.tif 000002
【００５３】
【表２】
2006152341.tif 000003
【実施例２】
【００５４】
表１に示す化学組成を有する鋼の内、鋼種Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇおよび鋼種Ｈ、Ｉ、Ｋを連続鋳造によりスラブとした後、スラブ中心付近より鋼片を採取し、熱間鍛造を行い厚さ３０mmとした。その後、スラブを本発明により定められるＴＳＲＴを満たす温度で加熱し、その後試験用小型タンデムミルにて仕上げ圧延温度を各鋼種のAr3点よりも高い温度として圧延を実施し板厚２．６mmの鋼板を得た。
【００５５】
仕上げ圧延後ただちに水スプレーにより冷却を行い、所定の冷却停止温度まで冷却し、その温度で所定の時間滞留させてから再び所定の温度まで冷却を行った後、実際の熱延コイルの巻き取り後の熱履歴を模擬した徐冷炉により巻き取りシミュレーションを施して熱延鋼板を得た。
【００５６】
得られた鋼板の機械的性質について、引張り特性と伸びフランジ加工性について以下の方法で調査した。引張り特性はJIS５号試験片にて行い、伸びフランジ加工性は、１００mm四方の試験片を採取し、その中央にクリアランス１２％で直径１０mmの打ち抜き穴をあけ、先端角６０°の円錐ポンチにてこの穴を押し拡げ、穴の縁部に発生するクラックが板厚方向に貫通したときの穴直径より算出される限界穴拡げ率で評価した。また、圧延方向断面をエッチング処理し、顕微鏡により組織観察を行った。
【００５７】
結果は表３にまとめて示す。表３によれば、本発明の請求範囲外の冷却速度で圧延後に冷却した試番７は強度が低下し、本発明の強度規定に満たない。また本発明の請求範囲内による試番８〜１６により得られた鋼板が良好な強度×穴拡げ率値と強度×全伸び値を示すのと比較して、試番１７〜２２による鋼板は強度×穴拡げ率値が低く、強度・伸びフランジ性バランスに劣る。特に冷却停止温度および滞留時間について本発明の規定外により製造した試番１７〜１９は組織中のフェライト面積率が本発明の規定する９０％に達せず、上述の本発明例と比較して穴拡げ率が低く、強度×穴拡げ率値が大幅に劣化している。
【００５８】
【表３】
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【実施例３】
【００５９】
表１に示す化学組成を有する鋼の内、鋼種Ａ、Ｂ、Ｄ、Ｅ、Ｆおよび鋼種Jを連続鋳造によりスラブとした後、実際の製造ラインにて鋼板の製造を実施した。本発明で定められるＴＳＲＴよりも高い温度でスラブ加熱を行った後、加熱炉より抽出されたスラブをタンデムミルにより粗圧延を実施し粗バーを得た。この粗バーを粗圧延ミル群と仕上げ圧延ミル群との間に設置された加熱装置にて所定の温度（粗バー温度）に再加熱を行った後、Ar3温度以上で仕上げ圧延を実施して２．６mm厚、１２００mm幅を有する熱延鋼板を得た。仕上げ圧延後の鋼板を水冷し所定の温度（冷却停止温度）として所定の時間（滞留時間）空冷し、その後再び５００℃以下まで水冷してからダウンコイラーにて巻き取り、鋼板コイルを得た。
【００６０】
島状スケール疵および赤スケールの被覆率について、島状スケール疵は鋼板酸洗後に赤スケールが除去されて出来る凹んだ押し込み疵であるから、酸洗前鋼板の赤スケールと酸洗後の島状スケール疵の位置および面積率はほぼ一致し、従って酸洗前の赤スケール面積率を調査すれば酸洗後の島状スケール疵の面積率が得られることから、実際の製造ラインにより製造した鋼板の酸洗前表面の赤スケールの被覆率を調査し、島状スケール疵および赤スケールの被覆率を得た。
【００６１】
得られた酸洗前の熱延鋼板において圧延幅方向端部より１００mmを除く部分と、長手方向圧延開始端および終了端よりそれぞれ３０mを除く部分よりなる鋼板表面の赤スケールによる被覆率が３％以下である場合を良好（表４中  表面性状○）とし、３％を超える場合は不良（表４中  表面性状×）とした。調査は圧延表・裏面で実施し、赤スケールの被覆率が高い方の面で表面性状を判定した。
【００６２】
さらに表面観察後の熱延鋼板からJIS5号の引張試験片を採取して引張特性の調査を行うと共に、伸びフランジ加工性について、１００mm四方の試験片を採取し、その中央にクリアランス１２％で直径１０mmの打ち抜き穴をあけ、先端角６０°の円錐ポンチにてこの穴を押し拡げ、穴の縁部に発生するクラックが板厚方向に貫通したときの穴直径より算出される限界穴拡げ率で評価した。また、圧延方向断面をエッチング処理し、顕微鏡により組織観察を行った
表４によると、本発明にしたがって実際の製造ラインにより製造を実施した試番２３〜２７は良好な強度×穴拡げ率値および強度×全伸び値を示すのに対し、範囲を外れる試番２８ならびに試番２９は、フェライト面積率が９０％に達せず強度×穴拡げ率値が低くまた強度×全伸び値も低くなっており、強度・伸びフランジ性バランスおよび強度・延性バランスに劣る。
【００６３】
また、粗バー加熱温度を本発明で規定するＴＢＲＴよりも低温で実施した試番３０〜３３は鋼板表面に赤スケールが３％を超えて残存し、表面性状に劣る一方、本発明にかかる条件で製造された試番２３〜２７は鋼板表面に赤スケールが実質的になく、良好な表面性状を有すると共に、強度・延性ならびに伸びフランジ性バランスを実現する。
【００６４】
【表４】
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