(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量割合にて
Ｃ：0.04〜0.15％，  Si： 0.4〜 2.0％，  Mn： 0.7〜 2.0％，
Ｐ： 0.005〜0.10％，  sol.Al： 0.004〜0.10％，  Ｓ： 0.015％以下
を含むと共に残部がFe及び不可避不純物から成る鋼片を、１２００℃を超える温度に加熱して熱間圧延を施し、最終パス出側温度８３０〜９４０℃で熱間圧延を終了した後、５０℃/s以上の冷却速度にて５４０〜６４０℃まで冷却する第１段冷却と、これに続く１〜５秒間の空冷を行う第２段冷却とを施し、更に引続いて５〜３０℃/sの冷却速度にて４５０〜５５０℃まで冷却を行う第３段冷却を施してから巻取ることを特徴とする、伸びフランジ性に優れ、コイル内特性変動の少ない高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項２】
重量割合にて
Ｃ：0.04〜0.15％，  Si： 0.4〜 2.0％，  Mn： 0.7〜 2.0％，
Ｐ： 0.005〜0.10％，  sol.Al： 0.004〜0.10％，  Ｓ： 0.015％以下
を含み、更に
Ca：0.0002〜0.01％，    Ti： 0.005〜0.15％，    Cr： 0.1〜 1.2％
の１種以上を含むと共に残部がFe及び不可避不純物から成る鋼片を、１２００℃を超える温度に加熱して熱間圧延を施し、最終パス出側温度８３０〜９４０℃で熱間圧延を終了した後、５０℃/s以上の冷却速度にて５４０〜６４０℃まで冷却する第１段冷却と、これに続く１〜５秒間の空冷を行う第２段冷却とを施し、更に引続いて５〜３０℃/sの冷却速度にて４５０〜５５０℃まで冷却を行う第３段冷却を施してから巻取ることを特徴とする、伸びフランジ性に優れ、コイル内特性変動の少ない高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
この発明は、優れた伸びフランジ性を有すると共にコイル内における特性の変動が少ない、高強度と加工性の両立が要求される自動車足廻り材等の機械構造用として好適な熱延鋼板を生産性良く製造する方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
連続熱間圧延によって製造されるいわゆる“熱延鋼板”は、比較的安価な構造材料として自動車を始めとする各種の産業機器に広く使用されているが、その用途にはプレス加工で成形される部材が多く、従って高強度と加工性を両立している必要がある。
特に加工性に関しては、通常、穴拡げ試験等で評価される“伸びフランジ性”が重要な指標の１つとして注目される。
【０００３】
ところで、伸びフランジ性の良好な熱延鋼板の製造にはSiの添加が有効であることが知られている。例えば、特開平３−１８０４２６号公報，特開平３−２１９０４９号公報，特開平４−８８１２５号公報には、Siのセメンタイト微細化効果を利用して熱延鋼板の伸びフランジ性を改善する方法が開示されている。
【０００４】
しかしながら、上述のようにSiを添加すると、熱延鋼板のデスケ−リング性が悪化し、不均一な厚みのスケ−ルが鋼板上に残存して表面性状が悪化するばかりか、スケ−ル厚みの不均一性に起因して鋼板の冷却も不均一となり、そのためコイル内の特性変動が大きくなって歩留悪化の原因となった。
【０００５】
もっとも、前記特開平３−２１９０４９号公報や特開平４−８８１２５号公報には、熱間圧延に際しての鋼片の加熱温度を１０００〜１２００℃と低目に抑えてデスケ−リング性悪化の原因となるフェアライトの生成を抑制することも開示されているが、この方策による場合には低い温度で圧延がなされるために圧延荷重（圧延負荷）が大きくなるという問題があった。
【０００６】
このようなことから、本発明が目的としたのは、優れた伸びフランジ性を有すると共にコイル内における特性の変動が少ない高強度熱延鋼板を歩留良く製造することができる方法を確立することである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
前述したように、素材鋼にSiを添加するとデスケ−リング性が悪化して不均一な厚みのスケ−ルが鋼板上に残存するようになり、熱間圧延後の冷却過程でスケ−ル厚みの差に起因した不均一な冷却が生じる結果、コイル内の特性変動が大きくなる。
この冷却不均一の原因は、スケ−ルの熱伝導性が悪いためにスケ−ルが厚く残存する部分では鋼板の保有熱がスケ−ル表面にまで速やかに伝わらず、そのため該部分の表面のみが早く冷やされることとなり、その結果スケ−ルが厚く残存する部分のみが膜沸騰冷却から核沸騰領域に早く遷移し急激に冷却されることにある。
【０００８】
そこで、本発明者等は、これら不均一な冷却を抑制する方法について鋭意研究を行った結果、不均一冷却の抑制には熱間圧延後に行う鋼板の冷却の殆どを冷却過程の前段で速やかに行う“前段主体の冷却”とし、かつ巻取温度を４５０℃以上とすることが重要であることを見出した。
即ち、本発明者等の研究により次のことが明らかとなったのである。
熱延後の冷却を“前段主体の冷却”とした場合には、冷却過程の後段での水量や水圧を減少することができるので膜沸騰冷却から核沸騰冷却への遷移温度が低温側に移行し、そのためスケ−ルむらが存在していても均一な冷却が行われるようになる。ただ、熱延後の冷却を“４５０℃を下回る温度域”まで実施すると、冷却過程後段の冷却を軽減しても不均一な冷却は免れられない。
しかも、上記“前段主体の冷却”を実施すると、セメンタイトの析出が抑制されるために得られる熱延鋼板の伸びフランジ性も良好となる。
【０００９】
本発明は、上記知見事項等を基にして完成されたものであって
「Ｃ：0.04〜0.15％（以降、 成分割合を表す％は重量％とする),
Si： 0.4〜 2.0％，  Mn： 0.7〜 2.0％，  Ｐ： 0.005〜0.10％，
sol.Al： 0.004〜0.10％，  Ｓ： 0.015％以下
を含むか、 あるいは更に
Ca：0.0002〜0.01％，    Ti： 0.005〜0.15％，    Cr： 0.1〜 1.2％
の１種以上をも含むと共に残部がFe及び不可避不純物から成る鋼片を、 １２００℃を超える温度に加熱して熱間圧延を施し、 最終パス出側温度８３０〜９４０℃で熱間圧延を終了した後、 ５０℃/s以上の冷却速度にて５４０〜６４０℃まで冷却する第１段冷却と、 これに続く１〜５秒間の空冷を行う第２段冷却とを施し、 更に引続いて５〜３０℃/sの冷却速度にて４５０〜５５０℃まで冷却を行う第３段冷却を施してから巻取ることにより、 伸びフランジ性に優れると共にコイル内特性変動の少ない高強度熱延鋼板を生産性良く安定製造し得るようにした点」
に大きな特徴を有している。
【００１０】
【作用】
以下、本発明において鋼片の化学組成及び処理条件を前記の如くに限定した理由を説明する。
(A)  鋼片の化学組成
a) Ｃ
Ｃは高張力鋼板として必要な強度を確保するために必要な成分であるが、その含有量が0.04％未満であると必要強度の確保が困難となる。一方、Ｃは伸びフランジ成形時の割れの起点である炭化物の析出量を増加させるので、優れた伸びフランジ性を確保するためにはＣ含有量を0.15％以下に抑えなければならない。従って、Ｃ含有量は0.04〜0.15％と定めた。
【００１１】
b) Si
Siは、セメンタイトの析出を遅らせ、また変態強化を促進する作用を通じて鋼板に高強度と伸びフランジ性を両立させるのに重要な元素である。更に、Siは固溶強化元素でもあり、フェライトを強化して伸びフランジを向上させる効果をも有している。そして、十分な伸びフランジ性を得るためには 0.4％以上のSi含有量を確保する必要があるが、その含有量が 2.0％を超えると溶接性や靱性の劣化を招くようになることから、Si含有量は 0.4〜 2.0％と定めた。
【００１２】
c) Mn
Mnは、高張力鋼板として必要な強度を確保すると共にセメンタイトの析出を抑制するのに不可欠な成分であり、そのためには 0.7％以上を含有させる必要があるが、 2.0％を超えて含有させると溶接性の劣化を招くので好ましくない。従って、Mn含有量は 0.7〜 2.0％と定めたが、好ましくは 1.0〜 2.0％に調整するのが良い。
【００１３】
d）Ｐ
Ｐは固溶強化を通じて鋼板の強化に寄与する成分であり、そのためには 0.005％以上の含有量を確保するのが有効であるが、0.10％を超えて含有させると加工性や靱性の劣化を招くことから、Ｐ含有量は 0.005〜0.10％と定めた。
【００１４】
e) sol.Al
Alは鋼の脱酸材として添加される元素であり、十分な脱酸効果を得るためにはsol.Al量で 0.004％以上の含有量を確保する必要があるが、0.10％を超える過度の添加は非金属介在物の形成につながる。従って、Al含有量をsol.Al量で 0.004〜0.10％と定めた。
【００１５】
f) Ｓ
Ｓは鋼中のMnと結合して非金属介在物を形成する不純物元素であるので、その含有量は可能な限り低い方が良い。ただ、Ｓ含有量が 0.015％以下であれば本発明が目的とする所望特性の確保が可能となるため、Ｓ含有量の上限を 0.015％と定めたが、より好ましい範囲は 0.005％以下である。
【００１６】
g) Ca，Ti及びCr
Caは、介在物の形状を調整して冷間加工性を改善する作用を有するので必要に応じて添加される成分であるが、その含有量が0.0002％未満では前記作用による所望の効果が得られず、一方、0.01％を超えて含有させると逆に鋼中の介在物が多くなりすぎて冷間加工性が劣化するようになることから、Ca含有量は0.0002〜0.01％と定めた。
また、Tiは析出強化により、そしてCrは変態強化により鋼板の強度を向上させる作用を有するので、何れもやはり必要に応じて添加される成分であるが、該作用による所望の効果を得るためには、Tiの場合には 0.005％以上の含有量を、Crの場合には 0.1％以上の含有量を確保する必要がある。しかしながら、Tiの場合には0.15％を超えて含有させてもその効果は飽和し、一方、Crの場合には 1.2％を超えて含有させると溶接性の劣化を招く。従って、その含有量はTiでは 0.005〜0.15％、Crでは 0.1〜 1.2％と定めた。
【００１７】
(B)  処理条件
本発明では、熱間圧延に際しての鋼片の加熱温度は１２００℃超とされる。これは、鋼中不純物を完全に固溶させて偏析するのを防ぐと共に、鋼片の変形抵抗を下げて圧延の負荷（特に粗圧延での荷重等の負荷）を軽減するために必要な処置である。
【００１８】
また、熱間圧延の仕上温度は８３０〜９４０℃に調整される。これは、仕上温度が８３０℃未満となって未再結晶域での圧下量が多くなると、顕著なバンド状組織が生成して穴拡げ性を劣化させ、一方、仕上温度が９４０℃を超えた場合にはオ−ステナイト粒径が大きくなりすぎてフェライト生成量が減少し、延性が低下するからである。
【００１９】
そして、熱間圧延後、５０℃/s以上（好ましくは７０℃/s以上）の冷却速度で５４０〜６４０℃の領域にまで第１段の急冷を施すのは、引続いて巻取温度まで実施する後段の冷却の負荷を軽減して前述したような膜沸騰−核沸騰遷移温度を低下させ、巻取温度の的中率を向上させるためであり、加えてセメンタイトの粒界への析出を抑制させるためでもある。
【００２０】
この場合、第１段冷却の冷却速度が５０℃/c未満であったり、第１段冷却の終点温度が６４０℃超であったりするとセメンタイトの粒界への析出が抑えられずに穴拡げ性が劣化する。また、この第１段冷却の終点温度が６４０℃超であった場合、良好な穴拡げ性が確保できる巻取温度まで冷却するには引続いて行われる空冷（第２段冷却）後の冷却（第３段冷却）の冷却速度が速くなってしまい、膜沸騰−核沸騰遷移温度が比較的高温側に移行するため島状スケ−ルに起因した不均一な冷却が起こってコイル内特性変動を免れることができない。
一方、第１段冷却の終点温度が５４０℃未満であるとフェライトの生成が不十分で延性が低下する。
【００２１】
本発明において、第１段冷却に続いて行われる第２段冷却（空冷）は非常に重要な工程である。即ち、本発明ではバンド組織生成を抑制するために熱間圧延の仕上温度を高めた結果、オ−ステナイト粒が大きくなってフェライトが生成しにくくなるので、この第２段の空冷によってフェライトの生成を十分に行わせる必要がある。
空冷時間は１〜５秒が適当で、１秒未満では上記効果が得られず、一方、５秒を超える時間空冷を行うと結晶粒界にセメンタイトが析出してきて穴拡げ性が劣化する。なお、好ましくは空冷時間は１〜３秒とするのが良い。
【００２２】
第２段冷却（空冷）の後は、引続き５〜３０℃/s（好ましくは５〜２０℃/s）の冷却速度で４５０〜５５０℃の巻取温度まで冷却する“第３段冷却”が実施される。
この第３段冷却において、冷却速度が３０℃/sを超えたり、冷却終点温度（巻取温度）が４５０℃を下回ったりすると、島状スケ−ルに起因したコイル内の不均一な冷却が生じてコイル内特性変動を免れることができなくなり、歩留が悪化する。一方、この場合、冷却速度が５℃/s未満であったり、冷却終点温度（巻取温度）が５５０℃を上回っていると、セメンタイトの粒界への析出が生じて穴拡げ性が劣化する。
なお、第３段冷却終了後は速やかに巻取る必要がある。
【００２３】
次に、本発明を実施例により説明する。
【実施例】
まず、表１に示す化学組成の鋼を転炉溶製し、連続鋳造にてスラブとした。
【００２４】
【表１】
0003823338.tif 000002
【００２５】
次いで、表２及び表３に示す条件でスラブの再加熱，熱間圧延，冷却を順次実施した後、速やかに巻取って 2.6mm厚の熱延鋼板を得た。
更に、常法に従い引続いてこの熱延鋼板に形状修正のためのスキンパスと酸洗とを施した。
【００２６】
【表２】
0003823338.tif 000003
【００２７】
【表３】
0003823338.tif 000004
【００２８】
そして、上述のように製造された各熱延鋼板から圧延方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、その機械的性質を調べた。
また、これとは別に、各熱延鋼板から採取した試験片に１０％クリアランスで打ち抜いた１２φ穴を６０°円錐ポンチで穴拡げするという“穴拡げ試験”も実施した。
これらの結果を前記表２及び表３に併せて示す。
【００２９】
表２及び表３に示される結果からは、次のことを確認できる。
即ち、本発明で規定する条件に従って製造された試験番号１〜７及び試験番号16〜21に係る熱延鋼板は、何れも“優れた強度及び延性”と“１００％を超える穴拡げ率”を有し、また“巻取温度で±２５℃に入る高い冷却安定性（これはコイル内特性変動の少ないことを意味する）”が得られている。
【００３０】
これに対して、空冷開始温度の高い試験番号10と、空冷時間の長い試験番号12と、巻取温度の高い試験番号15に係る熱延鋼板は、粒界での炭化物の析出が多く穴拡げ性が低い。
また、空冷を実施しなかった試験番号９と、空冷開始温度の低い試験番号11に係る熱延鋼板は、何れも伸びが低い。
更に、第３段冷却速度の速い試験番号13と、巻取温度の低い試験番号14に係る熱延鋼板は、スケ−ル厚みの差に起因した冷却の不均一が生じ、コイル内特性バラツキの原因となる巻取温度のバラツキが大きくなっている。
そして、Si含有量の低い試験番号22に係る熱延鋼板は、巻取温度の的中率は良いが穴拡げ性が低い。
【００３１】
【効果の総括】
以上に説明した如く、この発明によれば、高強度と高伸びフランジ性を両立していてア−ムやメンバ−等の自動車足廻り部品用等として好適な熱延鋼板を提供することができる上、その製造に際しては熱間圧延後の冷却過程での温度制御が簡単なために製造歩留が非常に良好であるなど、産業上極めて有用な効果がもたらされる。