(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０５０％、
Ｍｎ：０．１〜０．５％、
Ｐ：０．０２％未満、
Ｓ：０．０１％未満、
Ａｌ：０．００５〜０．０７０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００１５％、
Ｎ：０．００４％以下
を含有し、さらに
Ｔｉを次式で示す範囲で含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、Ａｒ3変態点以上の温度で圧延することを特徴とする伸びフランジ性に優れた薄物熱延鋼板の製造方法。
（４８／１４）Ｎ％＋（４８／３２）Ｓ％≦Ｔｉ％≦（４８／１４）Ｎ％＋（４８／３２）×２Ｓ％
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、伸びフランジ性に優れた薄物熱延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、板厚２ｍｍ以下の鋼板には冷延鋼板が用いられてきたが、製造コストを低減するために、近年、伸びフランジ性を始めとする加工性に優れた熱延鋼板が用いられる傾向が高まっている。
【０００３】
軟質かつ薄物の熱延鋼板を製造する際の問題点として、加工性を向上させるため、Ｃ、Ｍｎ量の低下による軟質化を図った場合、鋼板のＡｒ3 変態点の上昇を招き、さらに板厚が薄いために圧延中の鋼板温度の低下が著しく、仕上圧延温度を確保することが困難であることが挙げられる。
【０００４】
一方、Ａｒ3 変態点未満の温度で圧延した場合、混粒組織を生じるため、加工性が劣化することが知られている。
そこで、スラブか熱温度を高めることにより、熱延の仕上げ圧延温度をＡｒ3 変態点以上に確保することが考えられるが、この場合、スラブのスケール生成量が多いため、スケールきずが発生したり、重量ロスによる歩留まりの低下を引き起こす。また、Ａｒ3 変態点を低下させるために、特開昭６２−１３９８４９号公報や特開昭６３−７６８２２号公報に開示されているように、Ｂ／Ｎ≧１に成分を規定し、フェライト核の生成を抑制する固溶Ｂを確保することが提案されているが、この場合、所定の条件を満たすには、多量のＢ添加が必要となるため、鋼板の強度を増加させてしまい、良好な加工性を確保することは困難である。本発明者らの実験によれば、図２に示すように、Ｂ添加の増加とともに再結晶が遅滞し、多量のＢを添加した場合、仕上げ圧延のパス間において歪が蓄積されるため、圧延荷重が増大して操業が困難となることが見出された。その結果、表面きずや鋼板の破断を引き起こすおそれがある。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、薄物でかつ伸びフランジ性に優れた軟質熱延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、薄物でかつ伸びフランジ性に優れた軟質熱延鋼板を製造するために、鋼板の仕上圧延の出側温度をＡｒ3 変態点以上に確保すること、および硫化物の析出形態を制御して、加工性を向上させることを目指して研究を行った。その結果、図１に示すように、鋼中ＮをＴｉで固定してＢＮ析出を防ぎ、添加Ｂを全量固溶Ｂとして機能させることにより、従来のＢ単独添加鋼に比較して極微量のＢ添加で鋼のＡｒ3 変態点を著しく低下させ得ることを見出した。その結果、仕上圧延温度をＡｒ3 変態点以上に確保することができるため、整粒かつ細粒の組織をえることが可能となり、加工性向上に著しい効果を示すことを見出したのである。
【０００７】
さらに、通常、鋼中Ｓは熱間脆性を引き起こすおそれがあるため、ＭｎによりＭｎＳとして固定されるが、本発明者らは、鋼中ＳをＴｉで固定しＴｉＳあるいはＴｉ4 Ｃ2 Ｓ2 として硫化物の形態を制御することにより、加工特性、特に伸びフランジ性が著しく向上することを見出した。これは、高温で球状に析出するＴｉＳ等のほうが、圧延方向に延ばされたＭｎＳよりも延性を改善し、加工性、特に伸びフランジ性に有利であるためである。
【０００８】
本発明はこのような知見に基づいて完成されたものであり、重量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０５０％、
Ｍｎ：０．１〜０．５％、
Ｐ：０．０２％未満、
Ｓ：０．０１％未満、
Ａｌ：０．００５〜０．０７０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００１５％、
Ｎ：０．００４％以下
を含有し、さらに
Ｔｉを次式で示す範囲で含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、Ａｒ3変態点以上の温度で圧延することを特徴とする伸びフランジ性に優れた薄物熱延鋼板の製造方法を提供するものである。
（４８／１４）Ｎ％＋（４８／３２）Ｓ％≦Ｔｉ％≦（４８／１４）Ｎ％＋（４８／３２）×２Ｓ％
【０００９】
【発明の実施の形態】
まず、本発明に係る鋼の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃ：  Ｃ量が低いほど鋼が軟質化し加工性に優れるが、本発明の目標の１つである適切なＡｒ3 変態点の確保のためには、Ｃ量が０．０１５％以上であることが必要である。この値未満になると、以下に述べる他の元素を最適化したとしても適切なＡｒ3 変態点を確保することは困難であり、目的とする薄物高加工性熱延鋼板を製造することは困難である。一方、Ｃを０．０５０％を超えて添加する場合には、鋼板が硬質化し、目的とする加工性を達成することができない。したがって、Ｃ量を０．０１５〜０．０５０％の範囲とする。
【００１０】
Ｍｎ：  固溶ＭｎはＡｒ3 変態点を低下させる効果を有し、薄物熱延鋼板を製造する場合、このような効果を発揮するためには０．１％以上添加する必要がある。一方、０．５％を超えて添加すると、強度が大きくなりすぎるため、加工性が劣化してしまう。したがって、Ｍｎ量を０．１〜０．５％の範囲とする。
【００１１】
Ｐ：  Ｐが０．０２％以上含有すると、鋼の強度が上昇し、これに伴い鋼板の局部延性が低下するため、伸びフランジ性が低下する。
Ｓ：  Ｓが０．０１％以上含有すると、熱間脆性を引き起こすおそれがあるため、Ｓ量を０．０１％未満とする。
【００１２】
Ａｌ：  Ａｌを０．０７０％を超えて過剰に添加した場合には、強度が増加し鋼板の局部延性が低下するため伸びフランジ化構成の低下を引き起こすのに加えて、製造コストの上昇をもたらす。一方、０．００５％未満の場合には、鋼の脱酸が十分に行われず、Ｔｉが脱酸に消費されるおそれがある。したがって、Ａｌ量を０．００５〜０．０７０％の範囲とする。
【００１３】
Ｎ：  Ｎについては、ＢＮを析出させないことが本発明の最も重要な点であり、Ｎの含有量が０．００４％を超える場合、Ｎを固定するのに必要なＴｉ添加量が増加し、強度が上昇して加工性が劣化するおそれがある。このため、Ｎ量を０．００４％以下とした。
【００１４】
Ｂ：Ｂは本発明における最も重要な元素の一つである。Ｂは鋼のオーステナイト中に固溶し、フェライトの核生成を抑制する効果を有し、鋼のＡｒ3 変態点を低下させる。このため、ＮをＴｉで固定したうえで、所定量の固溶Ｂを確保する必要がある。ここでＢの添加量が０．０００２％未満の場合薄物熱延鋼板の仕上温度を変態点以上に保つのに十分なＡｒ3 変態点低下効果が得られない。一方、Ｂを０．００１５％を超えて添加しても、固溶Ｂによる変態点低下効果が飽和すること、また過剰Ｂにより強度増加を引き起こし、加工性を劣化させてしまう。したがって、Ｂ量を０．０００２〜０．００１５％の範囲とする。
【００１５】
Ｔｉ：  Ｔｉも本発明において重要な元素であり、固溶Ｂによる変態点低下効果および硫化物の形態制御による加工性向上のため、ＮおよびＳを全量固定する役割を有する。したがって、Ｔｉ量の下限はＮおよびＳとの関係で、以下の式で規定される。
【００１６】
Ｔ％min ＝（４８／１４）Ｎ％＋（４８／３２）Ｓ％
また、過剰なＴｉ添加は、強度増加をもたらし、加工性を低下させるので、Ｔｉ添加量の上限はＮおよびＳとの関係で、以下の式で規定される。
【００１７】
Ｔ％max ＝（４８／１４）Ｎ％＋（４８／３２）×２Ｓ％
これらのことから、Ｔｉ量は以下の式で規定される範囲となる。
（４８／１４）Ｎ％＋（４８／３２）Ｓ％≦Ｔｉ％≦（４８／１４）Ｎ％＋（４８／３２）×２Ｓ％
本発明では、以上のように規定された成分組成を有する鋼をＡｒ3 変態点以上の温度で圧延する。Ａｒ3 変態点未満の温度で圧延した場合には、混粒組織を生じて所望の整粒組織を得ることができず、加工性が劣化する。本発明では上述したように、Ａｒ3 変態点を低下することができるので、熱延仕上温度を容易にＡｒ3 変態点以上とすることができ、しかもＢ添加量が少なくてよいので、良好な加工性を得ることができる。
【００１８】
【実施例】
以下、本発明の実施例について説明する。
表１に示す化学組成を有する比較鋼１〜４および発明鋼１〜５を実験室にて溶製し、熱間加工シミュレータを用いて、９００℃および１０００℃にて圧下率２０％、歪速度３０／ｓの条件で圧縮を行った後、２０℃／ｓで冷却した場合のＡｒ3 変態点を測定した。
【００１９】
【表１】
0003794039.tif 000002
【００２０】
図１に、１０００℃加工時を例にとって、その際の各鋼のＢ添加量とＡｒ3 変態点との関係を示す。この図から明らかなように、比較鋼のＢ単独添加鋼に比較して、本発明鋼のＴｉ−Ｂ添加鋼はわずかなＢ添加量でＡｒ3 変態点が著しく低下した。
【００２１】
また、熱間加工時の歪み蓄積に及ぼすＢ添加量の影響を熱間加工シミュレータの二段圧縮試験により調査した。加工温度は９００℃および１０００℃、圧下率、歪速度は１段目、２段目ともに２０％、３０／ｓであり、パス時間を０．１ｓ、１ｓ、１０ｓとして試験を行った。
【００２２】
図２に、加工温度１０００℃、パス時間１ｓの場合を例にとって、パス間の軟化率に及ぼすＢ添加量の影響を示す。この図に示すように、Ｂ添加量の増加にともなって軟化率は低下し、仕上圧延における歪の蓄積が増大するため、圧延荷重も増加し、特に薄物熱延鋼板の製造は困難となる。これに対して、本発明鋼は比較鋼と比べてわずかなＢ添加量でＡｒ3 変態点を有効に低下させ得るため、製造性が良好であることが明らかである。
【００２３】
以上の実験室検討の結果を踏まえて、表２に示す化学組成を有する比較鋼５〜１８および発明鋼６〜１３を表３に示すような熱延条件にて種々の板厚まで圧延し、熱延鋼帯とした。これらの熱延鋼帯の引張特性、および伸びフランジ特性を評価した。その結果を表３に併記する。ここで引張特性は、所定厚さの熱延鋼板の圧延方向から採取したＪＩＳ５号引張試験片により測定した。また、伸びフランジ性については、直径１０５ｍｍのブランクにクリアランス１２％で１０φの打ち抜き穴をあけ、５０φ−６０°の円錐ポンチで穴拡げ試験を行い、その際の穴拡げ率によって評価した。
【００２４】
【表２】
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【００２５】
【表３】
0003794039.tif 000004
【００２６】
表３から明らかなように、発明鋼はいずれも引張強度が３０〜３５ｋｇｆ／ｍｍ2 程度でかつ伸びフランジ性も１４５％以上となり、比較鋼と比較して著しく良好な加工性を示すことが確認された。
【００２７】
次に、発明鋼と比較鋼との特性の差を明確にするために、両者の引張強度と伸びフランジ性とのバランスを比較した。その結果を図３に示す。この図から明らかなように、本発明鋼は比較鋼と比較して加工性が著しく向上していることが確認された。
【００２８】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、通常の軟質熱延鋼板にＴｉ，Ｂを複合添加し、各元素の添加量の最適化を図ることによって、鋼板の仕上圧延をγ域で完了させ、かつ硫化物の形態制御により、加工性、特に伸びフランジ性に優れた整粒組織を有する軟質の薄物熱延鋼板を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｂ添加量とＡｒ3 変態点との関係を示す図。
【図２】パス間の軟化率に及ぼすＢ添加量の影響を示す図。
【図３】発明鋼および比較鋼における引張強度と伸びフランジ性とのバランスを示す図。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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