(57)【要約】【課題】引張強度が３７０〜４９０ＭＰａ級のＢＨ性と伸び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。【解決手段】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％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、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８μｍ超〜〜３０μｍであることを特徴とするＢＨ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板および該成分を有する鋼片を粗圧延後にＡｒ3変態点温度＋５０℃以上の温度域で仕上げ圧延を終了後０．５秒以降に、Ａｒ3〜５００℃の温度域を８０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で５００℃以下の温度域まで冷却し巻き取ることを特徴とするＢＨ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板の製造方法。【選択図】      図１
2005082841.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
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％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、その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超〜３０μｍであることを特徴とするＢＨ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載の鋼が、さらに質量％にて、
Ｂ  ＝０．０００２〜０．００２％、
Ｃｕ＝０．２〜１．２％、
Ｎｉ＝０．１〜０．６％、
Ｍｏ＝０．０５〜１％、
Ｖ  ＝０．０２〜０．２％、
Ｃｒ＝０．０１〜１％
の一種または二種以上を含有することを特徴とするＢＨ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板。
【請求項３】
請求項１または請求項２のいずれか１項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、
Ｃａ＝０．０００５〜０．００５％、
ＲＥＭ＝０．０００５〜０．０２％
の一種または二種を含有することを特徴とするＢＨ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板。
【請求項４】
請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載の薄鋼板に亜鉛めっきが施されていることを特徴とするＢＨ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板。
【請求項５】
請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載の成分を有する薄鋼板を得るための熱間圧延する際に、該成分を有する鋼片を粗圧延後にＡｒ3変態点温度＋５０℃以上の温度域で仕上げ圧延を終了後０．５秒以降に、Ａｒ3〜５００℃の温度域を８０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で５００℃以下の温度域まで冷却し巻き取ることを特徴とするＢＨ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項５に記載の熱間圧延に際し、仕上圧延開始温度を１０００℃以上とすることを特徴とするＢＨ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板の製造方法。
【請求項７】
請求項５または請求項６のいずれか１項に記載の熱間圧延に際し、鋼片を粗圧延終了した後の粗バーを仕上圧延開始までの間、および／または粗バーの仕上圧延中に加熱することを特徴とする、ＢＨ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項５ないし請求項７のいずれか１項に記載の熱間圧延に際し、粗圧延終了から仕上圧延開始までの間にデスケーリングを行うことを特徴とする、ＢＨ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板の製造方法。
【請求項９】
請求項５ないし請求項８のいずれか１項に記載の熱間圧延後、得られた熱延鋼板を亜鉛めっき浴中に浸漬させて鋼板表面を亜鉛めっきすることを特徴とするＢＨ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板の製造方法。
【請求項１０】
請求項９に記載の製造方法に際し、亜鉛めっき後、合金化処理することを特徴とするＢＨ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明はＢＨ性と伸び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ものであり、特に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、厳しい伸びフランジ加工が要求される部品でも容易に成形できるだけでなく、３７０〜４９０ＭＰａ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５４０〜６４０ＭＰａ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。
【背景技術】
【０００２】
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、Ａｌ合金等の軽金属や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、Ａｌ合金等の軽金属は比強度が高い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。
【０００３】
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如何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如何に高次元でバランスさせるかが重要である。
【０００４】
このように高強度化と諸特性、特に成形性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ＴＲＩＰ（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）現象を発現させることで飛躍的に成形性（延性および深絞り性）を向上させたＴＲＩＰ鋼が開示されている（例えば、特許文献１、２参照）。
【０００５】
しかしながら、当該技術は５９０ＭＰａ程度の強度レベルでは残留オーステナイトのＴＲＩＰ現象で３５％を超える破断伸びと優れた深絞り性（ＬＤＲ：限界絞り比）を示すが、３７０〜５４０ＭＰａの強度範囲の鋼板を得るためには必然的にＣ，Ｓｉ，Ｍｎ等の元素を低減させなければならずＣ，Ｓｉ，Ｍｎ等の元素を３７０〜５４０ＭＰａの強度範囲のレベルまで低減するとＴＲＩＰ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ロ組織中に保つことができないという問題点がある。また、上記技術は伸び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２７０〜３４０ＭＰａ級程度の軟鋼板が使われている部材に５４０ＭＰａ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３７０〜４９０ＭＰａ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ウンへの要求は近年益々高まっており、ゲージダウンを前提に如何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。
【０００６】
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（Ｂａｋｅ  Ｈａｒｄｅｎｉｎｇ）鋼板が提案されている。
【０００７】
ＢＨ性を向上させるためには固溶ＣやＮの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ためにＢＨ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。
【０００８】
以上のような必要性から、固溶Ｎの増加によりＢＨ性を向上させ、結晶粒細粒化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ＢＨ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（例えば、特許文献３、４参照）。
【０００９】
しかしながら、結晶粒細粒化はプレス成形性と時効性を劣化させる恐れがある。また、足回り部品、内板部品を対象する場合、優れた伸びフランジ性が必要となるにも係らず、ミクロ組織がフェライト−パーライトで平均結晶粒径も８μｍ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。
【００１０】
【特許文献１】特開２０００−１６９９３５号公報
【特許文献２】特開２０００−１６９９３６号公報
【特許文献３】特開平１０−１８３３０１号公報
【特許文献４】特開平２０００−２９７３５０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
そこで、本発明は、優れた伸びフランジ性を有するとともに３７０〜４９０ＭＰａ級の強度範囲で安定して５０ＭＰａ以上のＢＨ量を得られるＢＨ性と伸び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、３７０〜４９０ＭＰａ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５４０〜６４０ＭＰａ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ＢＨ性と伸び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ものである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは、現在通常に採用されている製造設備により工業的規模で生産されている３７０〜４９０ＭＰａ級鋼板の製造プロセスを念頭において、ＢＨ性に優れかつ優れた伸びフランジ性を備えた鋼板を得るべく鋭意研究を重ねた。
【００１３】
その結果、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％、を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、その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超〜３０μｍであることが非常に有効であることを新たに見出し、本発明をなしたものである。
【００１４】
即ち、本発明の要旨は、以下の通りである。
【００１５】
（１）  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％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、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８μｍ超〜３０μｍであることを特徴とするＢＨ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板。
【００１６】
（２）  （１）に記載の鋼が、さらに質量％にて、Ｂ＝０．０００２〜０．００２％、Ｃｕ＝０．２〜１．２％、Ｎｉ＝０．１〜０．６％、Ｍｏ＝０．０５〜１％、Ｖ＝０．０２〜０．２％、Ｃｒ＝０．０１〜１％、の一種または二種以上を含有することを特徴とするＢＨ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板。
【００１７】
（３）  （１）または（２）のいずれか１項に記載の鋼が、さらに、質量％にて、Ｃａ＝０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ＝０．０００５〜０．０２％の一種または二種を含有することを特徴とするＢＨ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板。
【００１８】
（４）  （１）ないし（３）のいずれか１項に記載の薄鋼板に亜鉛めっきが施されていることを特徴とするＢＨ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板。
【００１９】
（５）（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の成分を有する薄鋼板を得るための熱間圧延する際に、該成分を有する鋼片を粗圧延後にＡｒ3変態点温度＋５０℃以上の温度域で仕上げ圧延を終了後０．５秒以降に冷却を開始し、Ａｒ3〜５００℃の温度域を８０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で５００℃以下の温度域まで冷却し巻き取ることを特徴とするＢＨ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板の製造方法。
【００２０】
（６）  （５）に記載の熱間圧延に際し、仕上圧延開始温度を１０００℃以上とすることを特徴とする、時効後ＢＨ性に優れる加工用熱延鋼板の製造方法。
【００２１】
（７）  （５）または（６）のいずれか１項に記載の熱間圧延に際し、鋼片を粗圧延終了した後の粗バーを仕上圧延開始までの間、および／または粗バーの仕上圧延中に加熱することを特徴とする、ＢＨ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板の製造方法。
【００２２】
（８）  （５）ないし（７）のいずれか１項に記載の熱間圧延に際し、粗圧延終了から仕上圧延開始までの間にデスケーリングを行うことを特徴とする、ＢＨ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板の製造方法。
【００２３】
（９）  （５）ないし（８）のいずれか１項に記載の熱間圧延後、得られた熱延鋼板を亜鉛めっき浴中に浸漬させて鋼板表面を亜鉛めっきすることを特徴とするＢＨ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板の製造方法。
【００２４】
（１０）  （９）に記載の製造方法に際し、亜鉛めっき後、合金化処理することを特徴とするＢＨ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２５】
本発明は、ＢＨ性と伸び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ものであり、これらの鋼板を用いることにより厳しい伸びフランジ加工が要求される部品でも容易に成形できるだけでなく３７０〜４９０ＭＰａ級の強度範囲で安定して５０ＭＰａ以上のＢＨ量を得られるので３７０〜４９０ＭＰａ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５４０〜６４０ＭＰａ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ため、本発明は、工業的価値が高い発明であると言える。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２６】
以下に、本発明に至った基礎的研究結果について説明する。
【００２７】
ＢＨ性、伸びフランジ性と鋼板のミクロ組織との関係を調査するために次のような実験を行った。表１に示す鋼成分の鋳片を溶製し様々な製造プロセスで製造した２ｍｍ厚の鋼板を準備し、それらについてＢＨ性と伸びフランジ性およびミクロ組織を調査した。
【００２８】
【表１】
2005082841.tif 000003
【００２９】
ＢＨ性は以下の手順に従い評価した。それぞれの鋼板よりＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に記載の５号試験片を切出し、これら試験片に２％の引張予ひずみを試験片に付与した後、１７０℃×２０分の塗装焼き付け工程相当の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ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１の方法に従った。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と定義される。
【００３０】
伸びフランジ性は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ  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。
【００３１】
一方、ミクロ組織の調査は鋼板板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ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、光学顕微鏡を用い２００〜５００倍の倍率で観察された表層下０．２ｍｍ、板厚の１／４ｔ、１／２ｔにおける視野の写真にて行った。ミクロ組織の体積分率とは上記金属組織写真において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であるが、本来ポリゴナルなフェライト粒の結晶粒度を求める方法であるＪＩＳ  Ｇ  ０５５２記載の切断法をあえて用い、その測定値より求めた粒度番号Ｇより、断面積１ｍｍ2当たりの結晶粒の数ｍをｍ＝８×２Gより求め、このｍよりｄm＝１／√ｍで得られる平均粒径ｄm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ベイナイト調査研究部会／編；低炭素鋼のベイナイト組織と変態挙動に関する最近の研究−ベイナイト調査研究部会最終報告書−（１９９４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や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ロ組織である。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１２５〜１２７項にあるようにそのミクロ組織は主にＢａｉｎｉｔｉｃ  ｆｅｒｒｉｔｅ（α°B）、Ｇｒａｎｕｌａｒ  ｂａｉｎｉｔｉｃ  ｆｅｒｒｉｔｅ（αB）、Ｑｕａｓｉ−ｐｏｌｙｇｏｎａｌ  ｆｅｒｒｉｔｅ（αq）から構成され、さらに少量の残留オーステナイト（γr）、Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−ａｕｓｔｅｎｉｔｅ（ＭＡ）を含むミクロ組織であると定義されている。αqとはポリゴナルフェライト（ＰＦ）と同様にエッチングにより内部構造が現出しないが、形状がアシュキュラーでありＰＦ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ｌｑ、その円相当径をｄｑとするとそれらの比（ｌｑ／ｄｑ）がｌｑ／ｄｑ≧３．５を満たす粒がαq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°B、αB、αq、γr、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γr、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、板厚の１／４ｔ、１／２ｔ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（ΔＨｖ）が１５Ｈｖ以下と定義する。なお平均ビッカース硬度とはＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に記載の方法にて試験荷重を１ｋｇｆとした場合において、それぞれ１０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。
【００３２】
上記の方法にてＢＨ量、穴拡げ値を測定した結果において、ミクロ組織ごとに平均ビッカース硬度の差（ΔＨｖ）とＢＨ量、穴拡げ値（λ）の関係を図１に、連続冷却変態組織の場合の平均結晶粒径と穴拡げ値（λ）の関係を図２に示す。ＢＨ量、穴拡げ値（λ）と平均ビッカース硬度の差（ΔＨｖ）には非常に強い相関があり、特にΔＨｖが１５以下、すなわちミクロ組織が連続冷却変態組織であるとＢＨ量と穴拡げ値（λ）が高い値で両立でき、かつ、連続冷却変態組織の場合であっても平均結晶粒径が８μｍ超〜３０μｍで穴拡げ値（λ）が優れることを新たに知見した。
【００３３】
このメカニズムは必ずしも明らかではないが、Ｆｅ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ＢＨ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、伸び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か、やはり伸び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８μｍ以下であるとミクロ組織の均一性が害され（ミクロ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８μｍ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。
【００３４】
本発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、１０％予ひずみでのＢＨ量が３０ＭＰａ以上、１０％予ひずみでの引張強度の上昇代（ΔＴＳ）が３０ＭＰａ以上得られることも付記しておく。
【００３５】
続いて、本発明の化学成分の限定理由について説明する。
【００３６】
Ｃは、本発明において最も重要な元素の一つである。０．２％超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ので、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０．０１％以上とする。
【００３７】
Ｓｉ、Ｍｎは、本発明において重要な元素である。これら元素は４９０ＭＰａ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％超添加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、Ｓｉは冷却中に伸び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％以上添加するが、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％超では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、Ｍｎ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％でＭｎ／Ｓ≧２０となるＭｎ量を添加することが望ましい。さらに、Ｓｉ＋Ｍｎを１．５％超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。
【００３８】
Ｐは、不純物であり低いほど望ましく、０．１％超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。
【００３９】
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、さらに高い穴拡げが要求される場合は、０．００３％以下が望ましい。
【００４０】
Ａｌ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びを劣化させるので望ましくは０．０６％以下とする。さらに、ＢＨ量を増大させるためには０．０１５％以下が望ましい。
【００４１】
Ｎは、一般的にＢＨ量を向上させるためには好ましい元素である。しかし、０．０１％超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、Ｎを０．００６％超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。
【００４２】
Ｂ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％超添加すると効果が飽和する。よって、Ｂの添加は、０．０００２％以上、０．００２％以下とする。
【００４３】
さらに、強度を付与するためにＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒの析出強化もしくは固溶強化元素の一種または二種以上を添加してもよい。ただし、それぞれ、０．２％、０．１％、０．０５％、０．０２％、０．０１％未満ではその効果を得ることができない。また、それぞれ、１．２％、０．６％、１％、０．２％、１％を超え添加してもその効果は飽和する。
【００４４】
Ｃａ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、Ｃａならば０．００５％超、ＲＥＭならば０．０２％超添加してもその効果が飽和するのでＣａ＝０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ＝０．０００５〜０．０２％添加することが望ましい。
【００４５】
なお、これらを主成分とする鋼にＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、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Ｓｎ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。
【００４６】
次に本発明における鋼板のミクロ組織ついて詳細に説明する。
【００４７】
ＢＨ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８μｍ超であることが必要である。さらに、平均粒径が３０μｍ超で穴拡げ値が低下する傾向があるので平均粒径の上限は３０μｍとする。肌荒れ等の観点から２５μｍ以下が望ましい。ここで、本発明おける連続冷却変態組織（Ｚｗ）とはα°B、αB、αq、γr、ＭＡの一種または二種以上を含むミクロ組織であり、少量のγr、ＭＡはその合計量を３％以下とするものである。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ＢＨ性と伸びフランジ性とを両立させるためには上述したように連続冷却変態組織が優れていて、連続冷却変態組織を全てとすることが好ましいが、鋼板のミクロ組織として連続冷却変態組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、伸びフランジ性を劣化させないためには最大２０％以下とすることが望ましい。
【００４８】
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。
【００４９】
本発明は、鋳造後、熱間圧延後冷却ままもしくは熱間圧延後、あるいは熱延鋼板を溶融めっきラインにて熱処理を施したまま、更にはこれらの鋼板に別途表面処理を施すことによっても得られる。
【００５０】
本発明において熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉、転炉や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、次いで通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。連続鋳造よって得たスラブの場合には高温鋳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。
【００５１】
スラブ再加熱温度については特に制限はないが、１４００℃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１４００℃未満が望ましい。また、１０００℃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、スラブ再加熱温度は１０００℃以上が望ましい。さらには、１１００℃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り、スラブ再加熱温度は１１００℃以上が望ましい。
【００５２】
熱間圧延工程は、粗圧延を終了後、仕上げ圧延を行うが、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１０００℃以上とする。さらに１０５０℃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圧延開始までの間または／および仕上圧延中に粗バーまたは圧延材を加熱する。特に本発明のうちでも優れた破断延びを安定して得るためにはＭｎＳ等の微細析出を抑制することが有効である。通常、ＭｎＳ等の析出物は１２５０℃程度のスラブ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、スラブ再加熱温度を１１５０℃程度に制御しＭｎＳ等の再固溶を抑制できれば延性を改善できる。ただし、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圧延開始までの間または／および仕上げ圧延中での粗バーまたは圧延材の加熱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イド型誘導加熱よりも板厚方向に均熱できるトランスバース型誘導加熱が特に望ましい。
【００５３】
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（ＭＰａ）×流量Ｌ（リットル／ｃｍ2）≧０．００２５の条件を満たすことが望ましい。
【００５４】
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」１９９１  ｖｏｌ．７７  Ｎｏ．９  ｐ１４５０参照）
Ｐ（ＭＰａ）＝５．６４×Ｐ0×Ｖ／Ｈ2
ただし、
Ｐ0（ＭＰａ）：液圧力
Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：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／ｃｍ2）＝Ｖ／（Ｗ×ｖ）
ただし、
Ｖ（リットル／ｍｉｎ）：ノズル流液量
Ｗ（ｃｍ）：ノズル当たり噴射液が鋼板表面に当たっている幅
ｖ（ｃｍ／ｍｉｎ）：通板速度
衝突圧Ｐ×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。
【００５５】
さらに、仕上げ圧延後の鋼板表面の最大高さＲｙが１５μｍ（１５μｍＲｙ，ｌ２．５ｍｍ，ｌｎ１２．５ｍｍ）以下であることが望ましい。これは、例えば金属材料疲労設計便覧、日本材料学会編、８４ページに記載されている通り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Ｒｙと相関があることから明らかである。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い。
【００５６】
また、粗圧延と仕上げ圧延の間にシートバーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしてもよい。その際に粗バーを一旦コイル状に巻き、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。
【００５７】
仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）をＡｒ3変態点温度＋５０℃以上とする。ここでＡｒ3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
Ａｒ3＝９１０−３１０×％Ｃ＋２５×％Ｓｉ−８０×％Ｍｎｅｑ
ただし、Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｎｉ／２＋１０（Ｎｂ−０．０２）
または、Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｎｉ／２＋１０（Ｎｂ−０．０２）＋１：Ｂ添加の場合
仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）はＡｒ3変態点温度＋５０℃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Ａｒ3変態点温度＋５０℃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、Ａｒ3変態点温度＋２００℃超を得るためには加熱炉温度または粗圧延終了から仕上圧延開始までの間または／および仕上げ圧延中での粗バ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Ａｒ3変態点温度＋２００℃以下が望ましい。
【００５８】
仕上げ圧延終了後、Ａｒ3〜５００℃の温度域を８０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却するが、Ａｒ3変態点温度以上より冷却を開始しないと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なくなる。従って、冷却はＡｒ3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１３０℃／ｓｅｃ以上が望ましい。一方、５００℃以上で冷却を停止するとやはり、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なくなる恐れがある。従って、冷却する温度域はＡｒ3〜５００℃である。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ロ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Ａｒ3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８０℃／ｓｅｃ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、ＢＨ性が十分確保できない。従って、冷却速度は８０℃／ｓｅｃ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、２５０℃／ｓ以下とすることが望ましい。
【００５９】
巻取温度は５００℃超では、当該温度域ではＣの拡散が容易であり、ＢＨ性を高める固溶Ｃが十分確保できないため、巻取温度は、５００℃以下限定する。巻取温度の下限値は特に限定しないが、３５０℃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、３５０℃以上が望ましい。
【００６０】
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１０％以下のスキンパスまたは圧下率４０％程度までの冷間圧延を施しても構わない。
【００６１】
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。
【００６２】
酸洗後の熱延鋼板に亜鉛めっきを施すためには、亜鉛めっき浴中に浸漬し、必要に応じて合金化処理してもよい。
【実施例】
【００６３】
以下に、実施例により本発明をさらに説明する。
【００６４】
表２に示す化学成分を有するＡ〜Ｋの鋼は、転炉にて溶製して、連続鋳造後、直送もしくは再加熱し、粗圧延に続く仕上げ圧延で１．２〜５．５ｍｍの板厚にした後に巻き取った。ただし、表中の化学組成についての表示は質量％である。また、鋼Ｄについては粗圧延後に衝突圧２．７ＭＰａ、流量０．００１リットル／ｃｍ2の条件でデスケーリングを施した。さらに、表３に示すように鋼Ｉについては、亜鉛めっきを施した。
【００６５】
【表２】
2005082841.tif 000004
【００６６】
【表３】
2005082841.tif 000005
【００６７】
製造条件の詳細を表３に示す。ここで、「粗バー加熱」は粗圧延終了から仕上圧延開始までの間または／および仕上げ圧延中に粗バーまたは圧延材を加熱の有無を、「ＦＴ０」は仕上げ圧延温度開始、「ＦＴ」は仕上げ圧延温度終了、「冷却開始までの時間」とは仕上げ圧延終了から冷却を開始するまでの時間を、「Ａｒ3〜５００℃での冷却速度」とは冷却時にＡｒ3〜５００℃の温度域を通過する時の平均冷却速度を、「ＣＴ」とは巻取温度を示している。
【００６８】
このようにして得られた薄鋼板の引張試験は、供試材を、まず、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０１記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１記載の試験方法に従って行った。
ＢＨ試験は引張試験と同様にＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に記載の５号試験片に加工し、２％の引張予ひずみを試験片に付与した後、１７０℃×２０分の塗装焼き付け工程相当の熱処理を施してから再度引張試験を実施した。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と定義される。
【００６９】
伸びフランジ性は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ  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。
【００７０】
一方、ミクロ組織の調査は鋼板板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ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、光学顕微鏡を用い２００〜５００倍の倍率で観察された表層下０．２ｍｍ、板厚の１／４ｔ、１／２ｔにおける視野の写真にて行った。ミクロ組織の体積分率とは上記金属組織写真において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であるが、本来ポリゴナルなフェライト粒の結晶粒度を求める方法であるＪＩＳ  Ｇ  ０５５２記載の切断法をあえて用い、その測定値より求めた粒度番号Ｇより、断面積１ｍｍ2当たりの結晶粒の数ｍをｍ＝８×２Gより求め、このｍよりｄm＝１／√ｍで得られる平均粒径ｄm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ベイナイト調査研究部会/編；低炭素鋼のベイナイト組織と変態挙動に関する最近の研究−ベイナイト調査研究部会最終報告書−（１９９４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と無拡散の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ロ組織である。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１２５〜１２７項にあるようにそのミクロ組織は主にＢａｉｎｉｔｉｃ  ｆｅｒｒｉｔｅ（α°B）、Ｇｒａｎｕｌａｒ  ｂａｉｎｉｔｉｃ  ｆｅｒｒｉｔｅ（αB）、Ｑｕａｓｉ−ｐｏｌｙｇｏｎａｌ  ｆｅｒｒｉｔｅ（αq）から構成され、さらに少量の残留オーステナイト（γr）、Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−ａｕｓｔｅｎｉｔｅ（ＭＡ）を含むミクロ組織であると定義されている。αqとはＰＦと同様にエッチングにより内部構造が現出しないが、形状がアシュキュラーでありＰＦ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ｌｑ、その円相当径をｄｑとするとそれらの比（ｌｑ／ｄｑ）がｌｑ／ｄｑ≧３．５を満たす粒がαq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°B、αB、αq、γr、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γr、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、板厚の１／４ｔ、１／２ｔ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が１５Ｈｖ以下と定義する。なお平均ビッカース硬度とはＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に記載の方法にてそれぞれ１０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。
【００７１】
本発明に沿うものは、鋼Ａ−１、Ａ−２、Ａ−７、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｉの９鋼であり、所定の量の鋼成分を含有し、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８μｍ超〜３０μｍであることを特徴とする、ＢＨ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板が得られており、従って、本発明記載の方法によって評価した穴拡げ値およびＢＨ量がそれぞれ９０％、５０ＭＰａを上回っている。
【００７２】
上記以外の鋼は、以下の理由によって本発明の範囲外である。すなわち、鋼Ａ−３は、仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）が本発明請求項５の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な穴拡げ値が得られていない。鋼Ａ−４は、冷却開始までの時間が本発明請求項５の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な穴拡げ値が得られていない。鋼Ａ−５は、Ａｒ3〜５００℃の温度域での冷却速度が本発明請求項５の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な穴拡げ値とＢＨ量が得られていない。鋼Ａ−６は、巻取温度（ＣＴ）が本発明請求項５の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず十分な穴拡げ値とＢＨ量が得られていない。鋼Ｂは、圧延終了温度（ＦＴ）と巻取温度（ＣＴ）も本発明請求項５の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず、十分な穴拡げ値とＢＨ量が得られていない。鋼Ｊは、Ｃの含有量が本発明請求項１の範囲外であり、かつＡｒ3〜５００℃の温度域での冷却速度が本発明請求項５の範囲外であるので請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず、従って強度が高く、また、十分な穴拡げ値とＢＨ量も得られていない。鋼Ｋは、仕上げ圧延終了温度（ＦＴ）、Ａｒ3〜５００℃の温度域での冷却速度が本発明請求項５の範囲外であるので請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず、従って、強度が高く、また、十分な穴拡げ値も得られていない。
【図面の簡単な説明】
【００７３】
【図１】平均結晶粒径が８μｍ超〜３０μｍ以下の範囲でのΔＨｖとＢＨ量、穴拡げ値の関係で示す図である。
【図２】ΔＨｖが１５以下の範囲での結晶粒径と穴拡げ値の関係で示す図である。
【図３】仕上げ圧延終了から冷却開始までの時間とＺｗ組織の体積分率の関係を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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