(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．００１〜０．０３ｗｔ．％、Ｓｉ：０．０１〜０．５ｗｔ．％、Ｍｎ：０．０５〜２ｗｔ．％、Ｐ：０．０２ｗｔ．％以下、Ｓ：０．０２ｗｔ．％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１ｗｔ．％以下及びＮ：０．００５ｗｔ．％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼からなるスラブを熱間仕上げ圧延するに際し、トータルの仕上げ圧延率が９５％以下で、且つ、（Ａｒ3変態点＋７０℃）以上の温度範囲でのトータル圧下率が５５％以上で、且つ、仕上げ温度がＡｒ3変態点〜（Ａｒ3変態点＋４０℃）の温度範囲内で圧延することを特徴とする耐たて割れ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【請求項２】
Ｃ：０．００１〜０．０３ｗｔ．％、Ｓｉ：０．０１〜０．５ｗｔ．％、Ｍｎ：０．０５〜２ｗｔ．％、Ｐ：０．０２ｗｔ．％以下、Ｓ：０．０２ｗｔ．％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１ｗｔ．％以下及びＮ：０．００５ｗｔ．％以下を含有し、更に、Ｔｉ：０．００５〜０．１ｗｔ．％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５ｗｔ．％、Ｚｒ：０．００５〜０．０５ｗｔ．％及びＶ：０．００５〜０．０５ｗｔ．％のうちの少なくとも１種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼からなるスラブを熱間仕上げ圧延するに際し、トータルの仕上げ圧延率が９５％以下で、且つ、（Ａｒ3変態点＋７０℃）以上の温度範囲でのトータル圧下率が５５％以上で、且つ、仕上げ温度がＡｒ3変態点〜（Ａｒ3変態点＋４０℃）の温度範囲内で圧延することを特徴とする耐たて割れ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【請求項３】
請求項１又は２に示す成分に、更に、Ｂ：０．０００２〜０．００５ｗｔ．％を含有する鋼からなるスラブを熱間仕上げ圧延するに際し、トータルの仕上げ圧延率が９５％以下で、且つ、（Ａｒ3変態点＋７０℃）以上の温度範囲でのトータル圧下率が５５％以上で、且つ、仕上げ温度がＡｒ3変態点〜（Ａｒ3変態点＋４０℃）の温度範囲内で圧延することを特徴とする請求項１又は２記載の耐たて割れ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、特にコンプレッサーカバーなど深絞り性が要求される部位に適用される軟質熱延鋼板の製造方法に係り、深絞り加工後の部材に衝撃が加わっても脆性的な破壊をしない、即ち、耐たて割れ性に優れた深絞り用熱延鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、深絞り用熱延鋼板の成形性、耐たて割れ性に関し、様々な検討が成されてきた。
【０００３】
例えば、極低炭素鋼にＴｉを添加し成形性を向上させるとともに、耐２次加工脆性のためＣを意図的に鋼中に固溶させ、且つＢを添加する技術（特公平５−８８２９９号公報）、あるいは、低炭素鋼を結晶粒微細化のため、仕上げ圧延をＡｒ3変態点直上で行い、適正な温度範囲で巻き取る方法（特開平２−２０９４２３号公報）や、Ａｒ3変態点以下の温度で仕上げ圧延を行い、深絞りに好ましい集合組織を得ようという方法などである。
【０００４】
しかし、Ａｒ3変態点以下での仕上げ圧延は、圧延荷重が大きくなってしまい、製造上好ましくない。また、その場合、フェライト粒が大きくなり、耐たて割れ性が劣化するとともに、深絞り時の異方性が大きくなる。
【０００５】
極低炭素鋼にＴｉ、Ｎｂなどを添加して成形性を向上させ、且つ、耐たて割れ性のためＰなどを低減し、固溶Ｃを残存させ、Ｂを添加するという方法がある。これは主としてフェライト粒界を強化し、粒界での割れ、即ち、粒界割れを防止しようという技術である。しかし、近年深絞り熱延鋼板に対する耐たて割れ性の要求が厳しくなってきており、粒界割れ対策のみでは対応できなくなってきている。即ち、たて割れ発生品を観察すると、粒界割れではなく、結晶粒内で破壊する劈開割れのことが多い。
【０００６】
ここで、仕上げ温度を、Ａｒ3変態点直上まで下げて仕上げを行うなどして結晶粒を微細化する技術は、粒界割れのみならず、劈開割れにも効果がある。しかし、それだけでは、近年、益々厳しくなっている耐たて割れ性の要求に応えることが出来なくなってきている。
【０００７】
更に、特開平１０−１８３２５５号公報には、ｒ値の面内異方性を低減するため熱延時の集合組織制御を行うという技術が開示されている。しかし、この技術は、圧延時の摩擦係数を下げるため熱延時に潤滑を施す必要があり、コスト面から不利なだけでなく、大量生産も困難である。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、このような課題を解決するためになされてもので、耐たて割れ性に優れた熱延鋼板、特に板厚が４ｍｍ以上といった厚物の熱延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
前述したごとく、近年、耐たて割れ性に対する要求は厳しくなってきており、且つ、ユーザーで発生するたて割れは、劈開破壊が多くなってきている。そこで、耐たて割れ性改善には、成分適性化による粒界破壊対策に加えて結晶粒制御が重要と考えられる。
【００１０】
劈開破壊の場合、フェライト粒界で破壊の方向が変化することから、微細粒の方が劈開破壊しにくい。このため、従来より低温仕上げによる細粒化が図られてきたが、それでも耐たて割れ性は十分とは言えなかった。その理由は、以下のように考えられる。低温仕上げを行うと、仕上げ圧延の後段側においてオーステナイト粒が再結晶を起こしにくくなる。このため、仕上げ圧延後、歪の蓄積した展伸したオーステナイト粒から複数のフェライト粒に変態する。変態後のフェライト粒の結晶方位は、変態前のオーステナイト粒の影響を受けるため、これらの複数生成したフェライト粒の結晶方位は比較的揃ってしまう。結晶方位の揃ったフェライト粒の粒界は劈開破壊を抑制しにくく、劈開破壊が発生しやすくなると考えられる。近年、コンプレッサーカバーなどは大型化が進み、例えば４ｍｍ以上というように比較的厚い鋼板板厚の材料が求められるようになってきた。このような厚物の鋼板は圧延中の温度低下が小さいため、仕上げ温度（圧延終了温度）を低下させるためには仕上げ圧延中の温度を薄物材よりも更に低下させる必要があり、前記の影響が大きくなりがちである。
【００１１】
これらの課題を解決するため、低温仕上げによる結晶粒微細化に加えて仕上げ圧延における前段強圧下により集合組織を弱くすることが考えられる。この方法を以下に示す。仕上げ圧延前段部では温度が高くオーステナイトの再結晶が起こりやすいことを利用し、前段強圧下により仕上げ圧延前段部で微細な等軸な再結晶オーステナイ粒を生成させる。更に、仕上げ圧延後段での圧下率を下げ、オーステナイト粒内の歪の蓄積を小さくすることにより、オーステナイト粒界からのフェライトの変態を促進する。オーステナイト粒界から変態したフェライト粒は、元のオーステナイト粒の影響を受けにくいため、比較的ランダムな方位となり、耐たて割れ性に優れると考えられる。また、トータル（熱間仕上げ圧延全体）の仕上げ圧下率が大きくなると仕上げ圧延後段部での圧下率も大きくなりがちであるため、トータルの圧下率の上限を規定する。なお。このような前段強圧下の効果は、再結晶挙動に影響されるものであるから、Ｃ等の成分の影響を受ける。本発明方法は、後述する成分範囲において効果の大きいものである。
【００１２】
このようにして発明した耐たて割れ性に優れた熱延鋼板の製造方法を以下に示す。
【００１３】
請求項１記載の発明は、Ｃ：０．００１〜０．０３ｗｔ．％、Ｓｉ：０．０１〜０．５ｗｔ．％、Ｍｎ：０．０５〜２ｗｔ．％、Ｐ：０．０２ｗｔ．％以下、Ｓ：０．０２ｗｔ．％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１ｗｔ．％以下及びＮ：０．００５ｗｔ．％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼からなるスラブを熱間仕上げ圧延するに際し、トータルの仕上げ圧延率が９５％以下で、且つ、（Ａｒ3変態点＋７０℃）以上の温度範囲でのトータル圧下率が５５％以上で、且つ、仕上げ温度がＡｒ3変態点〜（Ａｒ3変態点＋４０℃）の温度範囲内で圧延することに特徴を有するものである。
【００１４】
請求項２記載の発明は、Ｃ：０．００１〜０．０３ｗｔ．％、Ｓｉ：０．０１〜０．５ｗｔ．％、Ｍｎ：０．０５〜２ｗｔ．％、Ｐ：０．０２ｗｔ．％以下、Ｓ：０．０２ｗｔ．％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１ｗｔ．％以下及びＮ：０．００５ｗｔ．％以下を含有し、更に、Ｔｉ：０．００５〜０．１ｗｔ．％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５ｗｔ．％、Ｚｒ：０．００５〜０．０５ｗｔ．％及びＶ：０．００５〜０．０５ｗｔ．％のうちの少なくとも１種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼からなるスラブを熱間仕上げ圧延するに際し、トータルの仕上げ圧延率が９５％以下で、且つ、（Ａｒ3変態点＋７０℃）以上の温度範囲でのトータル圧下率が５５％以上で、且つ、仕上げ温度がＡｒ3変態点〜（Ａｒ3変態点＋４０℃）の温度範囲内で圧延することに特徴を有するものである。
【００１５】
請求項３記載の発明は、請求項１又は２に示す成分に、更に、Ｂ：０．０００２〜０．００５ｗｔ．％を含有する鋼からなるスラブを熱間仕上げ圧延するに際し、トータルの仕上げ圧延率が９５％以下で、且つ、（Ａｒ3変態点＋７０℃）以上の温度範囲でのトータル圧下率が５５％以上で、且つ、仕上げ温度がＡｒ3変態点〜（Ａｒ3変態点＋４０℃）の温度範囲内で圧延することに特徴を有するものである。
【００１６】
以下に、成分及び製造条件の限定理油について説明する。
【００１７】
Ｃ：０．００１〜０．０３ｗｔ．％
Ｃの含有量が０.０３ｗｔ．％を超えると鋼板の延性が低下すると共に降伏強度及び引張強度が増大し、成形性が劣化する。一方、固溶Ｃが存在した方がフェライト粒界が強化され、耐たて割れ性に対して有効であり、０．００１ｗｔ．％以上添加すべきである。好ましい範囲は、０．００４０〜０．００８０ｗｔ．％である。
【００１８】
Ｓｉ：０．０１〜０．５ｗｔ．％
Ｓｉ量が多くなると鋼板強度が上昇し、成形性が劣化すると共に、耐たて割れ性も劣化するので、Ｓｉ量は０．５ｗｔ．％以下とすべきである。好ましい範囲としては０．０３ｗｔ．％以下である。
【００１９】
Ｍｎ：０．０５〜２ｗｔ．％
Ｍｎは、Ｓｉと同様、鋼板の強度を上昇させ、成形性、耐たて割れ性を劣化させるので、２ｗｔ．％以下とすべきである。Ｍｎ量は０ｗｔ．％でもかまわないが、製鋼上の精錬コストから０．０５ｗｔ．％以上が好ましい。また、強度、耐たて割れ性の観点から０．３ｗｔ．％以下が好ましい。
【００２０】
Ｐ：０．０２ｗｔ．％以下
Ｐ量が多いと鋼板が脆化しやすくなり、耐たて割れ性が不利になるため、０．０２ｗｔ．％以下とすべきである。好ましい範囲は、０．０１５ｗｔ．％以下である。
【００２１】
Ｓ：０．０２ｗｔ．％以下
Ｓの含有量が０．０２ｗｔ．％を超えると介在物が多くなり、耐たて割れ性が劣化するため、０．０２ｗｔ．％以下とすべきである。好ましい範囲は、０．００５ｗｔ．％以下である。
【００２２】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１ｗｔ．％以下
ｓｏｌ．Ａｌは、鋼の脱酸を安定して行うために必要に応じて添加する。ｓｏｌ．Ａｌ量が多くなると鋼板の強度が上昇し、成形性、耐たて割れ性が劣化するため、０．１ｗｔ．％以下とすべきである。好ましい範囲は、０．０１〜０．０５ｗｔ．％である。
【００２３】
Ｎ：０．００５ｗｔ．％以下
Ｎ含有量が０．００５ｗｔ．％を超えると低延性、高強度となり、耐たて割れ性も劣化するため、０．００５ｗｔ．％以下とすべきである。好ましい範囲は、０．００３０ｗｔ．％以下である。
【００２４】
なお、Ｐ、Ｓ、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｎは不可避物であり、「ｗｔ．％以下」の表示とした。
【００２５】
Ｔｉ：０．００５〜０．１ｗｔ．％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５ｗｔ．％、Ｚｒ：０．００５〜０．０５ｗｔ．％、Ｖ：０．００５〜０．０５ｗｔ．％
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖは、鋼板の成形性の向上のため、１種又は２種以上を適宜添加する。少なすぎる添加は、成形性の向上が認められない。一方、多すぎる添加は鋼板中のＣをほとんど固定してしまい、粒界のＣ量が減少することから耐たて割れ性が劣化する。好ましい範囲としては、それぞれ、Ｔｉ：（４８／３２）Ｓ＋（４８／１４）Ｎ以上、（４８／１２）Ｃ＋（４８／３２）Ｓ＋（４８／１４）Ｎ以下、Ｎｂ：（９３／１４）Ｎ以上、（９３／１２）Ｃ＋（９３／１４）Ｎ以下、Ｚｒ（９１／３２）Ｓ＋（９１／１４）Ｎ以上、（９１／１２）Ｃ＋（９１／３２）Ｓ＋（９１／１４）Ｎ以下、Ｖ：（５１／１４）Ｎ以上、（５１／１２）Ｃ＋（５１／１４）Ｎ以下である。これらの元素はいずれも成形性の向上に効果があるが、コスト面からＴｉ単独添加が最も好ましい。
【００２６】
Ｂ：０．０００２〜０．００５ｗｔ．％
Ｂは結晶粒界に偏析し、粒界を強化することにより耐たて割れ性に効果が有るため、適宜添加する。この効果のためには、０．０００２ｗｔ．％以上の添加が必要であるが、多すぎるとその効果が飽和し、鋼板が硬化して耐たて割れ性が劣化するため、０．００５ｗｔ．％以下とすべきである。好ましい範囲は、０．００１０〜０．００２０ｗｔ．％である。
【００２７】
その他の元素については、本発明の効果を妨げない範囲で含有することができる。例えば、介在物の形状制御による成形性の向上のためにＣａを０．００６ｗｔ．％以下、ＲＥＭ：０．１ｗｔ．％以下、耐食性向上などのため、Ｓｎ：０．１ｗｔ．％以下、Ｃｕ：０．５ｗｔ．％以下、Ｃｒ：０．８ｗｔ．％以下、Ｎｉ：０．５ｗｔ．％以下、Ｗ：０．５ｗｔ．％以下、Ｍｏ：０．７ｗｔ．％以下の範囲内で適宜添加しても本発明の効果が妨げられることはない。
【００２８】
こうした成分を含有する鋼を仕上げ圧延するに際しては、鋼を溶製後粗バーあるいは粗バー相当の厚みの薄スラブを製造する。その製法は特に限定しないが、通常は、鋼を溶製後、連続鋳造あるいは造塊−分塊圧延によりスラブとなし、そのまま直接あるいは加熱炉で再加熱して粗圧延することにより粗バーを、又は、溶製後、連続鋳造により粗バー相当の厚みを有する薄スラブを、製造する。
【００２９】
スラブの再加熱を行う場合は、スケール欠陥の発生防止及び仕上げ圧延前のオーステナイト粒の微細化を図る上で、１２５０℃以下の低温加熱が好ましい。
【００３０】
熱間仕上げ圧延の仕上げ温度（＝圧延終了温度）は、前述したように結晶粒微細化のため、Ａｒ3変態点以上から（Ａｒ3変態点＋４０℃）以下、の温度範囲で行うべきである。仕上げ温度がＡｒ3変態点未満では、フェライトに変態してから圧延が行なわれるため、フェライト粒が大きくなり、また、展伸するため材質の異方性が大きくなる。（Ａｒ3変態点＋４０℃）を超える仕上げ温度では、仕上げ後のフェライトの粒成長によりフェライトが大きくなり、耐たて割れ性が劣化する。細粒化と集合組織を弱くすることを両立させるため、トータルの仕上げ圧延率｛「熱間仕上げ圧延全体（トータル）の圧下率」｝が９５％以下で、且つ、（Ａｒ3変態点＋７０℃）以上の温度範囲でのトータル圧下率が５５％以上、好ましくは６０％以上になるように（前段強圧下で）仕上げ圧延する。仕上げ圧延の前段で強圧下を行うことにより、オーステナイト粒を微細化し、変態後のフェライト粒の微細化を図る一方、後段の圧下率を低減することにより、オーステナイト粒の歪の蓄積を抑制し、集合組織を改善することができる。このような前段強圧下による効果は、歪による再結晶を制御する技術であるため仕上げ温度に依存し、低温仕上げで特に効果が大きくなるものである。
【００３１】
なお、仕上げ温度を制御するため、粗バーや薄スラブを仕上げ圧延前に加熱することや、粗バーを仕上げ圧延に先立ち、巻き取るという方法も本発明を妨げるものではない。特に、粗バーや薄スラブを加熱する方法では、粗バーや薄スラブの長手方向の温度分布に応じて加熱条件を変化させることが可能であり、鋼帯の仕上げ温度の安定化が容易である。また、粗バーや薄スラブを長手方向に加熱することに加えて、必要に応じてエッジヒーターを併用することについても、本発明を妨げることはない。
【００３２】
仕上げの圧延速度は一定にする必要が無く、仕上げ温度の均一化などを目的として加速圧延などを施してもよい。
【００３３】
仕上げ圧延後、巻き取るまでは特に規定するものではないが、フェライト粒成長を抑えるため、３０℃／ｓ以上の速度で冷却するのが好ましい。しかし、速すぎる冷却は、温度制御が困難となるため、１００℃／ｓ以下の冷却速度が好ましい。巻取り温度についても特に規定するわけではないが、成形性、フェライト粒成長性を考慮して、５５０℃以上から６４０℃以下の温度範囲での巻取りが好ましい。
【００３４】
【実施例】
表１に示す本発明範囲内の成分を有する鋼ａ〜ｈを溶製し、連続鋳造により厚さ約２５０ｍｍのスラブを製造し、１１９０℃に加熱後、粗圧延機により厚さ４０ｍｍの粗バーに圧延した。次いで、表２に示す条件で、この粗バーを板厚４．５ｍｍに仕上げ圧延し、６２０℃で巻き取った。仕上げ圧延のトータルの仕上げ圧延率は８９％であった。そして、このようにして調製した鋼帯Ｎｏ．１〜２４の長手方向中央部の幅中央部よりサンプル採取した。
【００３５】
耐たて割れ性に関しては、各サンプルからφ１１０ｍｍのブランクを採取し、φ５０ｍｍのポンチで円筒絞りを行い、端部の耳取り加工を施した後、各試験温度で１１ｋｇの重りを高さ１ｍから落下させる落重試験を行い、カップの割れ発生の有無で耐たて割れ性を評価した。その結果を表２に示す。表２には、試験条件：Ａｒ3変態点＋７０℃以上でのトータル圧下率、仕上げ温度（＝仕上げ圧延の圧延終了温度）−Ａｒ3変態点、及び、たて割れ遷移温度を記載した。たて割れ遷移温度とは、３回上記試験を実施しても、たて割れが発生しなかった温度を示す。
【００３６】
【表１】
0003855556.tif 000002
【００３７】
【表２】
0003855556.tif 000003
【００３８】
それぞれの鋼ａ〜ｈにおいて、（Ａｒ3変態点＋７０℃）以上の温度で５５％以上の圧下を行い、且つ、仕上げ温度がＡｒ3変態点〜（Ａｒ3変態点+４０℃）の温度範囲であった本発明鋼帯１、４、７、１０、１３、１６、１９、２２は、いずれも他の鋼帯よりも立て割れ遷移温度が低く、耐たて割れ性が良好であった。
【００３９】
例えば、鋼ａにおいては、鋼帯１はたて割れ遷移温度が−９０℃と、鋼帯２（−６０℃）及び鋼帯３（−５５℃）よりも低く、耐たて割れ性が良好であることが分かる。他の鋼ｂ〜ｈについても同様である。
【００４０】
（Ａｒ3変態点＋７０℃以上）の温度で５５％未満の圧下を行った鋼帯（表２中に〇印で表示）及び、仕上げ温度が（Ａｒ3変態点+４０℃）を超えて高かった鋼帯（同△印で表示）、仕上げ温度がＡｒ3変態点未満の鋼帯（同×印で表示）は、いずれも耐たて割れ性が本発明よりも劣化していた。
【００４１】
【発明の効果】
本発明は以上説明したように構成されているので、耐たて割れ性に優れた深絞り用熱延鋼板、特に板厚が４ｍｍ以上の厚物の熱延鋼板の製造方法を提供でき、かくして有用な効果がもたらされる。