(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、
C：0.05〜0.15%、
Si：0.1〜1.5%、
Mn：0.5〜2.0%、
P：0.06%以下、
S：0.005%以下、
Al：0.10%以下
を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼片を1150℃〜1300℃に加熱後、熱間圧延における仕上げ圧延温度を800℃以上1000℃以下とし、その後30℃/s以上の平均冷却速度で525℃以上625℃以下の冷却停止温度まで冷却したのち3秒以上10秒以下冷却を停止し、引き続き鋼板の冷却が核沸騰となるような冷却方法で冷却し、400℃以上550℃以下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。
【請求項２】
質量%で、
C：0.05〜0.15％、
Si：0.1〜1.5％、
Mn：0.5〜2.0％、
P：0.06％以下、
S：0.005％以下、
Al：0.10％以下
を含み、更に、Ti：0.005〜0.1％、Nb：0.005〜0.1％、V：0.005〜0.2％、W：0.005〜0.2％のうちの１種または２種以上を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼片を1150℃〜1300℃に加熱後、熱間圧延における仕上げ圧延温度を800℃以上1000℃以下とし、その後30℃/s以上の平均冷却速度で525℃以上625℃以下の冷却停止温度まで冷却したのち3秒以上10秒以下冷却を停止し、引き続き鋼板の冷却が核沸騰となるような冷却方法で冷却し、400℃以上550℃以下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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用部材の素材に適した加工後の伸びフランジ性に優れかつコイル内の局所的な特性変動の少ない引張強度が490MPa以上の高強度熱延鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、環境問題に対する関心が高まるなか、自動車用鋼板は軽量化による燃費向上を目的に、一層の高強度―薄肉化が要求されるようになっている。現状、最も多く使用されている高強度熱延鋼板は440MPa級であるが、上述の理由により最近では490MPa級以上、特に590MPa級の鋼板の使用量が増大している。しかしながら、高強度化に伴い伸びおよび伸びフランジ特性が低下するため、プレス加工時の割れや歩留まり低下が大きな問題となっている。
【０００３】
一方で近年のプレス技術の進歩により、伸びフランジ変形部位では、ドロー（絞りおよび張り出し）→トリム（穴抜き）→リストライク（穴広げ）のような加工工程の採用が増加している。このような加工工程を経て成形させる鋼板には、加工が加えられ、穴抜きされた後の伸びフランジ特性が必要とされるが、このような新しい加工方法に対応した490MPa級以上の鋼板は開発されていない。
【０００４】
加工の加えられていない鋼板の伸びフランジ性を向上させる技術として、特許文献１および特許文献２には、Siを添加したスラブを1200℃以下に加熱し、熱延後所定温度まで急冷したのち、空冷を経て350〜550℃で巻き取ることによりベイナイト主体の組織とする技術が開示されている。しかしながら、これらの技術はSi添加による赤スケールの生成を抑制するため、スラブの加熱温度が低く、圧延荷重の増大や表面性状の劣化が問題となる。さらにベイナイト主体の組織では加工後の伸びフランジ性に劣る問題点もある。
【０００５】
特許文献３には、前段の冷却を主体にし、540℃以下の温度域の冷却を緩冷却（冷却速度で5〜30℃/sの低い冷却速度）とし、冷却を膜沸騰領域で冷却することによりコイル内の材質変動の少なく、かつ伸びフランジ性に優れた鋼板の製造技術が開示されている。しかしながら、500℃以下、特に480℃以下の温度域を膜沸騰を利用して冷却する場合には、それ以前の冷却過程で発生した局所的な温度ムラ（例えば形状不良にもとづく、水のりによる局所冷却など）が拡大することは避けられず、コイル内で局所的に材質変動が生じる。加えて低冷却速度では冷却中に一部フェライト変態が進行するため、フェライトとベイナイトの分率制御が難しく、その結果、加工後の伸びフランジ性の改善が十分でない。さらに設備的には冷却ラインのライン長が長くなるという問題点も生じる。
【０００６】
特許文献４には、仕上げ圧延中に70％以上の圧延を行い、圧延後120℃/s以上の超急冷を行い、620〜680℃に3〜7秒保持することにより微細なフェライト組織を得、その後さらに50〜150℃/sの冷却速度で冷却し、400〜450℃で巻き取ることにより強度、降伏比、伸びフランジ性などの総合的なバランスに優れた鋼板が得られる技術が開示されている。しかしながら、この技術では仕上げ圧延中の大圧下により表面欠陥が発生しやすいという問題点があるとともに、熱延後の超急冷により鋼板形状が悪くなる。形状の悪い鋼板を50℃/s以上の冷却速度で480℃以下に冷却すると、局所的に冷却の不均一が拡大するため、局所的な材質変動が生じるという問題点がある。
【０００７】
なお、特許文献５には、巻き取り工程を有しない厚鋼板の冷却制御技術が開示されている。この技術は、冷却の前段を全面膜沸騰で、冷却の後段を全面核沸騰で冷却することにより冷却ムラ等に起因する厚鋼板の表層と内部の硬度差を縮小し、厚鋼板の材質ばらつきを低減しようとするものである。しかしながら、この技術は板厚10mmを越える厚鋼板に適用されるものであり、巻き取り工程を有し、板厚が10mm未満、一般には板厚8mm以下に主に適用される薄鋼板に適用することは難しい。
【０００８】
すなわち、コイルに巻き取り製造される熱延鋼板（熱延鋼帯）においては、熱間圧延後の冷却ムラを解消するだけでは所望の特性を確保しつつ材質バラツキを解消することは困難であり、例えば、鋼の成分組成の他、熱間圧延後の冷却パターンや冷却に続く巻き取り温度の影響などを考慮して、所望の特性を得ることのできる鋼組織を確保できるようにする必要がある。
【特許文献１】特開平０４−０８８１２５号公報
【特許文献２】特開平０３−１８０４２６号公報
【特許文献３】特開平０８−３２５６４４号公報
【特許文献４】特開平０４−２７６０２４号公報
【特許文献５】特開２０００−０４２６２１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は上記問題点を鑑み、強度490MPa以上で、10％加工後の穴広げ率λが80％以上を有する伸びフランジ性に優れかつコイル内の局所的材質変動の少ない高張力鋼板（高強度鋼板）を製造できる方法を提供することを目的とする。なお、本発明の製造対象は、概ね板厚が1.2mm以上10mm未満程度の熱延薄鋼板が好適である。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、強度490MPa以上の鋼板の加工後の伸びフランジ性に関してフェライトとベイナイト相の分率に関して鋭意研究するとともに、最適なフェライトとベイナイトの分率を安定して確保しつつ、さらに鋼板内の局所的冷却の不均一発生を抑制する製造方法について検討を重ねた。ここで、本発明者らは、ベイナイト自体の強度が巻き取り温度に大きく依存し、具体的には巻き取り温度の低下によりベイナイト自体の強度が上昇し、ベイナイトの分率が大きくなり過ぎると、巻き取り温度の変動に対して鋼板強度が大きく変動することを知見した。そこで、フェライトとベイナイトの分率を最適化することで、強度の巻き取り温度依存性を低減させ、さらに遷移沸騰領域での冷却を避けることで巻き取り時の鋼板の局所的な過冷却部の発生を抑制する方法について検討した。
【００１１】
その結果、30℃/s以上の平均冷却速度で525℃以上625℃以下の冷却停止温度まで冷却したのち3秒以上10秒以下冷却を停止し、引き続き鋼板の冷却が核沸騰となるような冷却方法で冷却し、400℃以上550℃以下で巻き取ることによりフェライト相中にベイナイト相を体積分率で5〜20％均一に分散させることが可能であり、かつ鋼板の冷却を核沸騰域で冷却することによりコイル内の局所的冷却の不均一を抑制可能なことを見いだした。
【００１２】
本発明は、上記した知見に基づいて完成されたものである。
【００１３】
すなわち、本発明は、以下の特徴を有している。
【００１４】
［１］質量%で、
C：0.05〜0.15%、
Si：0.1〜1.5%、
Mn：0.5〜2.0%、
P：0.06%以下、
S：0.005%以下、
Al：0.10%以下
を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼片を1150℃〜1300℃に加熱後、熱間圧延における仕上げ圧延温度を800℃以上1000℃以下とし、その後30℃/s以上の平均冷却速度で525℃以上625℃以下の冷却停止温度まで冷却したのち3秒以上10秒以下冷却を停止し、引き続き鋼板の冷却が核沸騰となるような冷却方法で冷却し、400℃以上550℃以下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。
【００１５】
［２］質量%で、
C：0.05〜0.15％、
Si：0.1〜1.5％、
Mn：0.5〜2.0％、
P：0.06％以下、
S：0.005％以下、
Al：0.10％以下
を含み、更に、Ti：0.005〜0.1％、Nb：0.005〜0.1％、V：0.005〜0.2％、W：0.005〜0.2％のうちの１種または２種以上を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼片を1150℃〜1300℃に加熱後、熱間圧延における仕上げ圧延温度を800℃以上1000℃以下とし、その後30℃/s以上の平均冷却速度で525℃以上625℃以下の冷却停止温度まで冷却したのち3秒以上10秒以下冷却を停止し、引き続き鋼板の冷却が核沸騰となるような冷却方法で冷却し、400℃以上550℃以下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。
【発明の効果】
【００１６】
本発明により、近年のプレス加工方法の変化に対応した加工後の伸びフランジ性に優れた鋼板の製造が可能である。さらに、鋼板の組織制御と鋼板の冷却制御を最適に組み合わせることで、従来の冷却方法では解消が困難であった鋼板内の局所的低温部の発生を抑制することができ、鋼板内のばらつきの少ない鋼板の製造が可能である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
次に、本発明の化学組成を上記範囲に限定した理由について説明する。
【００１８】
C：0.05〜0.15％
Cはベイナイトを生成させ必要な強度を確保するのに必要な元素である。490MPa以上の強度を得るためには0.05％以上が必要であるが、C量が0.15％を越えると粒界のセメンタイト量が多くなり伸びおよび伸びフランジ性が低下する。好ましくは0.06〜0.12％である。
【００１９】
Si：0.1〜1.5％
Siは固溶強化によりフェライト相の硬度を上昇させ、フェライト相とベイナイト相との相間硬度差を低減させ、伸びフランジ性を向上させる。また、フェライト変態時のオーステナイト相へのCの濃化を促進させ巻き取り後のベイナイト生成を促す。伸びフランジ性の向上のためにはSi量は0.1％以上が必要であるが、Si量が1.5％を超えると表面性状の低下を招き疲労特性が低下する。好ましくは0.3％以上1.2％以下である。
【００２０】
Mn：0.5〜2.0％
Mnも固溶強化およびベイナイト生成に有効な元素である。490MPa以上の強度を得るためには0.5％以上が必要であるが、Mn量が2.0％を越えると溶接性と加工性が低下する。好ましくは0.8〜0.18％である。
【００２１】
P：0.06％以下
P量が0.06％を超えると偏析による伸びフランジ性の低下を招く。このため、Pの含有量は0.06％以下とする必要があり、好ましくは、0.03％以下である。なお、Pは固溶強化に有効な元素でもあるため、この効果を得る上では0.005％以上含有させることが好ましい。
【００２２】
S：0.005％以下
Sは、MnおよびTiと硫化物を形成するため、伸びフランジ性を低下させると同時に有効なMnやTiの低減を招く。このためSは極力低減すべき元素である。好ましくは0.005％以下であり、より好ましくは0.003％以下である。
【００２３】
Al：0.10％以下
Alは鋼の脱酸材として重要な元素であるが、鋼中のAl量が0.10％を超えるような過度の添加は表面性状の低下を招く。このため、Al量は0.10％以下とする。好ましくは、0.06％以下である。なお、脱酸効果を十分に確保する上ではAl量の下限値は0.005％程度とすることが好ましい。
【００２４】
さらに、本発明の鋼素材においては、強度上昇を図るため、下記Ti、Nb、V、Wのいずれか１種あるいは２種以上を添加してもよい。
【００２５】
Ti：0.005〜0.1％、Nb：0.005〜0.1％、V：0.005〜0.2％、W：0.005〜0.2％
Ti、Nb、VおよびWはいずれもCと結合し微細な析出物を形成し強度上昇に寄与する元素である。しかしながら、上記元素が各々0.005％未満では炭化物生成量が不十分であり、一方、TiおよびNbは各々0.1％超、VおよびWは各々0.2％超添加すると、ベイナイトの生成が困難になる。好ましくは、TiおよびNbは0.03〜0.08％、Vは0.05〜0.15％、Wは0.01〜0.15％である。
【００２６】
そして、上記以外の残部はFeおよび不可避的不純物からなるが、本発明の作用効果に害をおよぼさない微量元素としてCu、Ni、Cr、Sn、Pb、Sbを各々0.1％以下の範囲で含有してもよい。
【００２７】
なお、本発明の高強度熱延鋼板の製造方法は、得られる熱延鋼板の鋼組織を、フェライトを主相、すなわちフェライト相を80％以上とし、ベイナイト相の体積分率を3~20％としようとするものである。ベイナイト相の体積分率を3％以上とするのは、該体積分率が3％未満では強度490MPa以上を得るのが困難であるためである。また、上記したように、ベイナイト自体の強度が巻き取り温度の影響を強く受けるが、ベイナイト相の体積率が20％を越えると、強度に対するベイナイト相の硬さ依存性が顕在化し、ひいては鋼板自体の強度の巻き取り温度依存性が大きくなるため、ベイナイト相の体積分率は20％以下とする。ベイナイト相の体積分率が大きくなり過ぎると、コイル内の材質ばらつきに加えて、コイル間での材質バラツキも大きくなる。すなわち、鋼板の材質バラツキを低減するためには、組織制御と冷却方法の組み合わせが非常に重要である。なお、本発明の高強度熱延鋼板の製造方法においては、上記ベイナイト相以外は、概ねフェライト相となるが、マルテンサイト相や残留γ相等、フェライト、ベイナイト相以外の相を少量、具体的には2％未満程度含んでもよい。
【００２８】
次に、本発明の製造条件について説明する。
【００２９】
本発明で、上記鋼板を製造するに際して、鋼片を1150℃〜1300℃に加熱後、熱間圧延における仕上げ圧延温度を800℃以上1000℃以下とし、その後30℃/s以上の平均冷却速度で525℃以上625℃以下の冷却停止温度まで冷却したのち3秒以上10秒以下冷却を停止し、引き続き鋼板の冷却が核沸騰となるような冷却方法で冷却し、400℃以上550℃以下で巻き取ることが必要である。以下これらの理由について説明する。
【００３０】
鋼片加熱温度：1150〜1300℃以上
鋼片加熱温度を1150℃以上としたのは、圧延荷重の低減および良好な表面性状の確保のためである。また、Ti、Nb、VおよびＷを添加した場合には加熱時に炭化物を再溶解させる必要があるが、1150℃未満では再溶解が十分に進まない。一方、加熱温度が1300℃を超えるとγ粒の粗大化によりフェライト変態が遅延し伸びおよび伸びフランジ性が低下する。好ましくは1150℃以上1280℃以下である。
【００３１】
仕上げ圧延温度を800℃以上1000℃以下
仕上げ圧延温度が800℃未満では等軸なフェライト粒の生成が困難になるとともに、場合によってはフェライトとオーステナイトの２相域圧延になり伸びフランジ性が低下する。一方、仕上げ圧延温度が1000℃を越えると本発明の冷却条件を満足するための冷却ラインのライン長が長くなりすぎる。好ましくは820℃以上950℃以下である。
【００３２】
仕上げ圧延後30℃/s以上の平均冷却速度で525℃以上625℃以下の冷却停止温度まで冷却したのち3秒以上10秒以下冷却を停止
仕上げ圧延後の平均冷却速度が30℃/s未満となると高温からフェライト変態が開始されベイナイト生成が困難となる。また長い冷却ラインが必要となる。このため、仕上げ圧延温度から冷却停止温度までの平均冷却速度は30℃/s以上必要である。冷却停止温度の精度が確保されれば冷却速度の上限に規制はないが、現状の冷却技術を考慮すると、好ましい冷却速度は30℃/s以上700℃/s以下である。
仕上げ圧延後、鋼板は525℃以上625℃以下の冷却停止温度まで冷却されたのち3秒以上10秒以下冷却を停止して空冷とすることが必要である。この冷却を停止して空冷となっている間に、オーステナイトからフェライトへの変態が進み、鋼板のフェライト分率を調整することができる。なお、該空冷域でフェライト変態しなかったオーステナイト部分が、引き続き行われる急冷の後の巻き取り段階で変態し、ベイナイトを形成する。冷却停止温度が525℃未満となると、巻き取り後最終的に得られるベイナイトの体積率が20％超となることに加えて、膜沸騰から核沸騰への遷移沸騰領域にかかるため鋼板の温度ムラが発生しやすい。このため、冷却停止温度は525℃以上とする必要があり、より好ましくは530℃以上である。一方、冷却停止温度が625℃を越えると空冷中にフェライト生成が促進されすぎ、最終的に体積率で3％以上のベイナイトを確保することが困難となる。このため、冷却停止温度は625℃以下とする必要があり、より好ましくは600℃未満である。次に、冷却停止時間すなわち空冷時間が3秒未満ではフェライト変態が不十分で、最終的に得られるベイナイトの体積率が20％超となる。一方、空冷時間が10秒を超えるとフェライト変態が進行しすぎて、最終的に得られるベイナイトの体積率が3％未満となってしまう。このため、空冷時間は3秒以上10秒以下とする必要があり、より好ましくは３秒以上8秒以下である。以上の点をまとめると、前段冷却のより好ましい条件は、冷却停止温度が530℃以上600℃未満、空冷時間が3秒以上8秒以下である。
【００３３】
なお、ここで空冷とは、冷却を停止、すなわち強制冷却を停止した状態を意味する。空冷の間の鋼板の冷却速度は強制冷却を行っている場合と比べて非常に遅く、空冷の間の鋼板温度は冷却停止温度近傍の温度となるため、上記したようにオーステナイトからフェライトへの変態が進むのであるが、この空冷に代えて、冷却を停止して冷却停止温度近傍に保持する処理としても本発明の効果に何ら変わりはなく、本発明の範疇に含まれるものである。
【００３４】
以下に冷却方法について詳述する。
【００３５】
空冷に引き続き鋼板の冷却が核沸騰となるような冷却方法で冷却し、400℃以上550℃以下で巻き取る
本発明において、冷却を再開して後段の冷却を行う際の冷却方法は最も重要な部分である。前段冷却の水乗りなどの影響により後段の冷却以前に生じた局所的な過冷却部（局所的に周囲の温度より低温になってしまった部分）は、膜沸騰から核沸騰への遷移沸騰が起こると、低温部ほど早く冷えるようになるので、温度ムラが拡大する。そしてこの温度ムラ拡大は500℃以下特に480℃以下の温度域で顕著になる。一方、遷移沸騰を回避させようとして、冷却速度を遅くして膜沸騰を利用して冷却する方法もあるが、この場合でも500℃以下特に480℃以下の温度域の冷却では、それ以前の冷却過程で発生した局所的な温度ムラ（例えば形状不良にもとづく、水のりによる局所冷却など）が拡大することは避けられず、コイル内で局所的に材質変動が生じる。そこで、本発明者らは遷移沸騰を低温側に移行させる方法ではなく、核沸騰による冷却を採用した。核沸騰域での冷却では、熱流速の傾きは正となるため、温度の高い部分ほど早く冷えることになる（すなわち、温度の低い部分ほどゆっくり冷える）。このため、たとえ後段冷却以前に局所的な過冷却部（冷却ムラ）が発生していたとしても、冷却ムラは解消する方向に進むことになり、その結果、鋼板内の材質ばらつきが低減される。
【００３６】
核沸騰を実施する方法は、従来技術のいずれの方法も用いてもよいが、核沸騰を確実にするためには、水量密度2000L/min.m2で冷却すれば遷移沸騰域を回避して冷却が可能となる。これを実施する冷却方式としては、鋼板上面に関しては直進性に優れたラミナーもしくはジェット冷却が好ましい。ノズルの形状としては、一般的に円管やスリットノズルがあるがどちらを採用しても問題はない。
【００３７】
次に、ラミナーもしくはジェットの流速は4m/s以上で噴射するのが好ましい。これは、冷却時に鋼板上に生成する液膜をラミナー若しくはジェット冷却で安定的に突き破るための運動量を得る必要があるためである。
【００３８】
よって、ノズルをデザインする場合、たとえば円管ラミナーを採用した場合、投入水量が2000L/min.m2好ましくは2500L/min.m2以上で且つ流速4m/s以上の流速で冷却すれば安定的な冷却できるためこれを両立させることが好ましい。
【００３９】
一方、鋼板下面については重力の影響から冷却水は落下するため、鋼板に冷却水が乗ることはなく液膜も出来ないため、スプレーなどの冷却形式を用いてもかまわないし、ラミナーやジェット冷却を採用した場合でも流速は4m/s以下でもかまわず、冷却水量を2000L/min.m2以上で噴射しておけば問題はない。
【００４０】
なお、上記後段の冷却（空冷後の冷却）は、鋼組織を制御する上で、100℃/ｓ以上とすることが好ましい。100℃/ｓ未満では、冷却中にフェライト変態が進行するため、フェライト相とベイナイト相の分率制御が困難になるためである。
【００４１】
本発明の高強度熱延鋼板の製造方法においては、上記したように、核沸騰域での冷却としており、冷却速度100℃/ｓ以上を達成することができ、後述するように巻き取り温度を制御することで、所望の鋼組織とすることができる。
【００４２】
巻き取り温度（ＣＴ）は、ベイナイト相の硬さを変化させるため、強度および加工後の伸びフランジ特性に影響をおよぼす。ベイナイト相の硬さはＣＴの低下にともない上昇するが、特に巻き取り温度が400℃未満では、ベイナイト相に加えベイナイト相より硬質なマルテンサイトが生成し始めるため、鋼板が硬質化し、かつ加工後の伸びフランジ性が低下する。逆に550℃を超えると粒界にセメンタイトが生成するため加工後の伸びフランジ性が低下する。このため巻き取り温度は400℃以上550℃以下とする必要がある。好ましくは450℃以上530℃以下である。なお、巻き取り温度500℃以下は、膜沸騰から核沸騰への遷移沸騰が起こる領域であるため上述の核沸騰となる冷却方法を用いない場合、温度ムラ、特に局所的な低温部が生じやすく、硬質化および加工後の伸びフランジ性の低下を招きやすい。なお、本発明で用いた巻き取り温度は、鋼帯の幅中央部の巻き取り温度を鋼帯の長手方向に計測し、それらを平均した値である。
【００４３】
本発明鋼は、通常の公知の溶製方法がすべて適用でき、溶製方法は限定する必要はない。例えば、溶製方法としは転炉、電気炉等で溶製し、真空脱ガス炉にて２次精錬を行うのが好適である。鋳造方法は生産性、品質上の点から連続鋳造法が好ましい。また、鋳造後直ちにまたは保熱を目的とした加熱を施した後にそのまま熱間圧延を行う直送圧延をおこなっても本発明の効果に影響はない。さらに粗圧延後に仕上げ圧延前で加熱を行っても、粗圧延後に圧延材を接合して連続熱延を行っても、さらには圧延材の加熱と連続圧延を行っても本発明の効果は損なわれない。そして、本発明で得られる鋼板は、熱間圧延のままの表面にスケールが付着した状態（黒皮まま）の鋼板であっても、熱間圧延後に酸洗を行い酸洗板としても、その特性に差異はない。調質圧延についても通常行われるものであれば特に制限はない。また溶融亜鉛めっき、電気めっきも可能であり、化成処理を施してもよい。
【実施例１】
【００４４】
表１に示す化学組成のスラブを表２に示す熱延および冷却条件により熱延し、板厚3.2mmの熱延板とした。ここで、仕上げ圧延後の冷却に引き続く冷却停止中は空冷とした。次いで、これら熱延板に通常の酸洗処理を施した。また、巻き取り装置の直前に鋼板の表面温度を２次元的に測定可能な放射温度計（ＮＥＣ三栄株式会社製  型式：ＴＨ７８００）を設置し、鋼板の局所的な温度ムラの有無を計測した。これら熱延板に通常の酸洗処理を施した。
【００４５】
なお、表１に示す空冷後の冷却に関し、別途実験を行い、水量密度2000Ｌ/min.m2以上で核沸騰となっていることを確認している。
【００４６】
【表１】
0005176431.tif 000002
【００４７】
得られた酸洗板の先端部から30mの位置で、幅方向４分の１（両側）および幅方向２分の１の計３ヶ所から３本のＪＩＳ５号引張試験片（圧延垂直方向）および３個の穴広げ試験用試験片を採取し、鋼板の機械的性質を調査した。また、加工後の伸びフランジ性は以下の方法により穴広げ率として評価した。すなわち、上記で採取した穴広げ試験用試験片（酸洗材）に圧下率10％の冷間加工を施し、冷間加工後の鋼板から130mm角の板を切り出し、10mmΦの穴を打ち抜いた。その後60°円錐ポンチをバリと反対側から押し上げ、亀裂が鋼板を貫通した時点での穴径dmmを測定し、穴広げ率λ（％）を次式より算出した。
λ〔％〕＝(（d−10）/10)×100
【００４８】
鋼板内のバラツキは、放射温度計での測温結果をもとに局所的に巻き取り温度が400℃未満となる部分を局所的低温部と定義し、局所低温部面積率S（％）として評価した。
S〔％〕＝（局所的低温部の面積／鋼板の全面積）×100
【００４９】
ここで、材質バラツキの少ない鋼板とは、S＜5％と定義した。本来S＝0%が望ましいが、後段の冷却以前に何らかの原因で局所的な過冷却部が生じてしまう場合を考慮してS＜5%を材質バラツキの少ない鋼板と定義した。なお、鋼Cを表２の実験No.4および5で圧延した鋼板の局所的な過冷却部（CT＜400℃部）および正常部（CT≧400℃部）の機械的特性を表３に示す。本発明の範囲内であっても、正常部に比べて局所低温部では鋼板が硬質化するとともに加工後の伸びフランジ性が低下していることがわかる。一方、本発明の範囲外では巻き取り温度が例え400℃以上であっても鋼板の硬質化は避けられない、加えて局所的な過冷部ではさらに硬質化が進んでしまう。なお、このような局所的な冷却部が発生すると、局所的な冷却部を切り落とし廃却する必要があるため鋼板の歩留まりが低下する。
【００５０】
ベイナイトの体積分率は以下の方法で算出した。引張試片を採取した近傍から、走査型電子顕微鏡（SEM）用試験片を採取し圧延方向に平行な板厚断面を研磨・腐食（ナイタール）後、倍率1000倍でSEM写真を撮影し（10視野）、ベイナイト相を画像処理により抽出した。その後、画像解析処理によりベイナイト相の面積および観察視野の面積を測定してベイナイトの面積分率を求め、これをベイナイトの体積分率とした。
【００５１】
実験結果を表２に示す。TSおよびλの値は３点の平均値で示してある。なお、表２に示した発明例においてはベイナイト相以外の部分の鋼組織はフェライト相であった。本発明例はコイル内の局所的低温部がほとんど存在しなく、かつ加工後の伸びフランジ性にも優れることがわかる。
【００５２】
【表２】
0005176431.tif 000003
【００５３】
【表３】
0005176431.tif 000004