JP3864663B2 - 高強度薄鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車、家電製品、および産業機械に用いられる薄鋼板で、特に、プレス加工における加工性（伸びフランジ性、破断伸び）及び耐衝撃特性の両者に優れたものに関する。
【０００２】
【従来の技術】
熱延鋼板及び冷延鋼板は、自動車、家電製品、産業機械等に広く使用されている。これらの用途では、プレス加工により成形された部材として用いられることが多く、その形状に応じて様々な加工性が要求されている。
【０００３】
近年、自動車の分野においては、軽量化のニーズが強く、高強度薄鋼板の使用比率が高くなる傾向にあるが、ハイテン材は２７０ＭＰａ級の軟質材と比較して加工性に劣るため、製品製造時の歩留まり（プレス加工時の割れ）、品質のバラツキが問題となり、材質面における基本特性である加工性の向上が必要とされている。
【０００４】
加工性としては、例えば、３４０ＭＰａ級以上のハイテン材においてはバーリング加工時の伸び−フランジ性が高いことが熱延鋼板、冷延鋼板において要求される。更に、近年、自動車用途においては重要な性能の一つとして衝突安全性が要求され、耐衝撃特性に優れていること（衝突安全性の評価項目の一つとして衝突吸収エネルギーが高いこと）が要求されるようになってきている。
【０００５】
ハイテン材の加工性の向上に関して、先行技術として特許第２５５５４３６号が提案されている。Ｔｉ系の析出強化鋼を用い、仕上圧延後の冷却速度を３０〜１５０℃／ｓ，巻取温度を２５０〜５４０℃とし、フェライト＋ベイナイト組織により、５０〜６０Ｋ級ハイテンの伸び−フランジ性を向上させる技術が開示されている。しかし、仕上圧延後の冷却速度３０〜１５０℃／ｓでは、伸び−フランジ性は抜本的に改善されたとは言い難く、また、巻取り温度が低温のため、破断伸びが低いという問題を有している。
【０００６】
特公平７−５６０５３号公報では、４５〜５０Ｋ鋼のフェライト＋パーライト鋼を用いて、熱延仕上げ後の冷却速度を１０℃／ｓ以上（実施例では，最大９５℃／ｓ）とすることにより、熱延下地の溶融亜鉛めっき鋼板の伸び−フランジ性を向上させることを提案している。しかし、冷却速度は高々、９５℃／ｓで、伸び−フランジ性の本質的改善は図られていない。
【０００７】
特開平４−８８１２５号公報では、フェライト＋パーライト鋼を用いて、Ｃａを０．０００５〜０．００５０％添加し、熱間圧延をＡｒ3＋６０〜９５０℃の高温で仕上た後、直ちに３秒以内で冷却速度５０℃／ｓ以上、但し、好ましくは１５０℃／ｓ以下で冷却し、鋼の成分に応じて冷却を停止（４１０〜６２０℃）した後、空冷を経て３５０〜５００℃で巻取ることにより、５０〜７０Ｋ級ハイテンの伸び−フランジ性を向上させることを提案している。しかし、Ｃａを微量添加するため製鋼段階でＲＨ脱ガス工程が必要で、製鋼コストが高くなり、本技術が特徴としている熱延仕上後の冷却条件によっても伸び−フランジ性を飛躍的に向上させることはできず、また、巻取り温度が低いため、破断伸びも低い。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、何れの先行技術によっても、伸び−フランジ性および、破断伸びについて、十分な特性が得られているとは言い難く、また、耐衝撃特性の向上については全く記載されていない。
【０００９】
本発明は、以上の点に鑑みなされたもので、自動車、産業機械等の需要家において、製品形状に成形する際の不良が少なく、コイルからの製品採取を高歩留まりで行うことが可能で、伸び−フランジ性、破断伸びという加工性、及び耐衝撃特性に優れた引張り強さ３４０ＭＰａ以上の薄鋼板の製造方法を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、連続鋳造スラブを再加熱後、または直接熱間圧延して製造されるハイテン材を対象に、伸び−フランジ性、破断伸び、及び耐衝撃特性を向上させるべく、鋭意検討を行った。その結果、伸び−フランジ性、破断伸びには板厚中央部などにおけるＣ，Ｍｎなどが濃化したバンド組織の存在が影響を与え、また、耐衝撃特性の向上には材料の降伏強度を加工性が損なわれない範囲で高めることが有効であることを見出した。
【００１１】
本発明はこれらの知見を基に更に検討を加えてなされたもので、即ち、本発明は
１． 下記の工程を備えたことを特徴とする質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１４％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０００５％未満を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる高強度薄鋼板の製造方法。
【００１２】
（１）偏析低減処理を行なう連続鋳造によりスラブを製造する工程。
【００１３】
（２）仕上圧延終了温度をＡｒ3以上とする熱間圧延工程。
【００１４】
（３）熱間圧延後、２秒以内に冷却速度１００〜２０００℃／ｓの一次冷却を開始し、６００〜７５０℃の温度範囲まで冷却する工程。
【００１５】
（４）一次冷却後、冷却速度５０℃／ｓ未満で二次冷却し、４５０〜６５０℃で巻取る工程。
【００１６】
２． 下記の工程を備えたことを特徴とする質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１４％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０００５％未満を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる高強度薄鋼板の製造方法。
【００１７】
（１）偏析低減処理を行なう連続鋳造によりスラブを製造する工程。
【００１８】
（２）熱間圧延前に、該スラブを再加熱する工程。
【００１９】
（３）仕上圧延終了温度をＡｒ3以上とする熱間圧延工程。
【００２０】
（４）熱間圧延後、２秒以内に冷却速度１００〜２０００℃／ｓの一次冷却を開始し、６００〜７５０℃の温度範囲まで冷却する工程。
【００２１】
（５）一次冷却後、冷却速度５０℃／ｓ未満で二次冷却し、４５０〜６５０℃で巻取る工程。
【００２２】
３． 更に、下記の工程の何れかを付与したことを特徴とする１または２に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
【００２３】
（１）酸洗後、焼鈍する工程。
【００２４】
（２）酸洗後、冷延し、焼鈍する工程。
【００２５】
４． 鋼成分として、更にＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｃｒの一種または二種以上を合計で０．０１〜０．３％添加する添加する１乃至３の何れかに記載の高強度薄鋼板の製造方法。
【００２６】
【発明の実施の形態】
本発明では、その効果を得るため、成分組成、製造条件を規定する。以下にそれらの限定理由を詳述する。
【００２７】
１．成分組成
Ｃ
Ｃは鋼板の強度を確保するため添加する。０．０５％未満の場合、本発明で対象とする３４０ＭＰａ以上の強度が得られず、０．１４％を超えると加工性の劣化が著しくなるため、０．０５％以上、０．１４％以下とする。
【００２８】
Ｓｉ
Ｓｉは固溶強化元素であり、鋼板の強化のため添加するが、０．５％を超えると表面性状が劣化するため、０．５％以下とする。
【００２９】
Ｍｎ
Ｍｎは、鋼板の靭性を改善し、固溶強化により強度を向上させるため、０．５％以上添加する。２．５％を超えると加工性の劣化が顕著となるため、０．５％以上、２．５％以下とする。
【００３０】
Ｐ
Ｐは、鋼板を固溶強化する作用を有するが、含有量が０．０５％を超えると偏析による加工性の劣化が生じるため、０．０５％以下とする。
【００３１】
Ｓ
Ｓは、硫化物を生成し、０．０１％を超えるとその量が増加し、加工性が劣化するため、０．０１％以下とする。
【００３２】
Ｏ
Ｏは、連続鋳造時のスラブ表面または、スラブ表層下における割れの発生を抑制するため、その含有量を０．００５％以下に規制する。
【００３３】
Ｃａ
Ｃａは、溶製時の脱酸にＡｌを用いた場合における脱酸生成物であるアルミナ酸化物を低融点のＡｌ−Ｃａ−Ｏ系の酸化物とする。Ａｌ−Ｃａ−Ｏ系酸化物は熱延時に展伸し、加工性（伸び−フランジ性）を劣化させるため、本発明ではＣａを不可避不純物として扱い、添加せず、その含有量を無添加の水準である０．０００５％未満に規制する。
【００３４】
本発明では以上を基本成分組成とするが、更に特性を向上させるため、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｃｒの一種または二種以上を添加することが可能である。
【００３５】
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｃｒ
本発明では、強度を向上させる場合、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｃｒの一種または二種以上を合計で０．０１〜０．３％添加することが可能である。
【００３６】
尚、本発明では、その作用効果を損なわない範囲で上述した以外の元素を含有することは差し支えなく、例えば、Ｃｕを２％以下、Ｓｎを０．０４％以下含有することが許容される。
【００３７】
２．製造条件
（１）偏析低減処理を行なう連続鋳造によりスラブを製造する工程
本発明では、生産コストを低減し、高歩留まりでスラブを製造するため、連続鋳造とする。
【００３８】
連続鋳造時のＣ，Ｍｎ等の偏析を抑制し、板厚中央部などでバンド組織が生成するのを防止し、後述する仕上圧延後の一次冷却速度の制御と合わせて、優れた加工性（伸び−フランジ性）を得るため、鋳造時、偏析低減処理を行なう。偏析低減処理として、電磁攪拌、軽圧下鋳造、スラブ等の鋳片冷却速度の増加などがあり、これらを単独または複合して適用することができる。
【００３９】
（２）熱間圧延前に、該スラブを再加熱する工程。
【００４０】
スラブの温度均一性を改善し、コイル幅方向の機械的性質を均一にし、加工性をより改善するため、連続鋳造後、室温まで冷却することなく再加熱し、粗圧延を開始することが望ましく、再加熱温度は１２５０℃以下が好ましい。
【００４１】
（３）仕上圧延終了温度をＡｒ3以上とする熱間圧延工程。
【００４２】
仕上圧延機での圧延終了温度をＡｒ3以上とし、変態後のフェライト結晶粒径及びパーライトを微細化し、伸び−フランジ性及び耐衝撃特性を向上させる。
【００４３】
（４）熱間圧延後、２秒以内に冷却速度１００〜２０００℃／ｓの一次冷却を開始し、６００〜７５０℃の温度範囲まで冷却する工程。
【００４４】
熱間圧延後のランナアウトでの冷却（一次冷却）は、変態後のフェライト結晶粒径及びパーライトを微細化し、優れた加工性と高い降伏強度による耐衝撃特性を向上させるため、仕上圧延後、２秒以内、より好ましくは１秒以内に開始する。図２に一次冷却開始時間が機械的性質に及ぼす影響を示す。仕上圧延終了後、２秒以内に冷却を開始した場合、優れた加工性と高強度が得られる。
【００４５】
一次冷却の冷却速度は、変態後のフェライト結晶粒径及びパーライトの微細化、板厚中央部のバンド組織の抑制により伸び−フランジ性を向上させるため、規定する。バンド組織は凝固段階でのＣ，Ｍｎの濃化部に対応し、通常の１００℃／ｓ以下の冷却速度では、オーステナイトからフェライトへの変態温度が低く、他の部位と比較して最も遅く変態するため、パーライトが多く生成し、伸び−フランジ性を劣化させる。
【００４６】
冷却速度を１００℃／ｓ以上とした場合、Ｃ，Ｍｎの濃化部でもフェライト変態が容易となり、結果として元素が均質化し、バンド組織が抑制される。冷却速度は早ければ早いほど良いが、工業的実現可能性の観点より、２０００℃／ｓを上限とする。図１にミクロ組織に及ぼす冷却速度の影響を示す。冷却速度が本発明範囲外となる比較法の場合、バンド組織が観察され、結晶粒径も本発明法によるミクロ組織と比較して、大きい。
【００４７】
尚、冷却速度はフェライト結晶粒径及びパーライトの微細化の観点より、より好ましくは２００℃／ｓ以上、更に加工性を向上させる場合は４００℃／ｓ以上が好ましい。
【００４８】
一次冷却の終了温度は、７５０℃超えの場合、フェライトの微細化が困難となり、６００℃未満では、第２相が硬質な低温変態相となるため、６００℃以上、７５０℃未満とする。
【００４９】
（５）一次冷却後、冷却速度５０℃／ｓ未満で二次冷却し、４５０〜６５０℃で巻取る工程。
【００５０】
一次冷却に引き続き、二次冷却を行う。二次冷却は、一次冷却停止後、直ちに開始しても、しばらく放冷後を開始しても良く、特に規定しない。二次冷却の冷却速度はオーステナイト組織を適切にパーライト変態させ、優れた加工性とするため、５０℃／ｓ以下とする。
【００５１】
巻取温度は、６５０℃超えの場合、延性に有害な粗大なパーライトが生成し、４５０℃未満の場合、低温変態相を主体とする組織となり加工性が劣化するため、４５０℃以上、６５０℃以下とする。尚、より均一な機械的性質を所望する場合、冷却制御性が優れる冷却設備の併用などにより、コイル内の温度差は５０℃以内とすることが望ましい。
【００５２】
本発明により、熱延鋼板を製造後、酸洗ー焼鈍、または酸洗ー冷間圧延ー焼鈍しても、その効果が損なわれることはない。更に、熱延及び冷延下地の、溶融亜鉛めっき材としても本発明の効果は損なわれない。
【００５３】
また、本発明において、粗圧延後、仕上圧延前、または、仕上圧延のスタンド間において、誘導加熱装置などにより、幅方向エッジ部を加熱することにより、より均一な機械的性質を得ることが可能となる。また、粗圧延後、粗圧延バーを溶接し、仕上げ圧延を連続的に行う連続熱延においても、本発明の効果が損なわれることはない。
【００５４】
【実施例】
本発明の化学成分を満足する表１に示す化学成分の鋼を溶製後、表２に示す製造方法で板厚２．０ｍｍの熱延板とした。材料Ｎｏ．１〜２、５〜９は熱延ままでの機械的性質を、材料Ｎｏ．３は、熱延後、酸洗し、冷延後溶融亜鉛メッキし、材料Ｎｏ．４は、熱延後、酸洗し、溶融亜鉛メッキし、機械的性質を調べた。伸び−フランジ性の評価は穴拡げ率（λ）を測定した。表２にこれらの評価結果を合わせて示す。
【００５５】
本発明の化学成分と製造条件を満足する本発明例の材料Ｎｏ．１〜４は、製造条件の規定のいずれか一つが本発明の規定外で比較例となる材料Ｎｏ．５〜９と比較すると、加工性（強度−穴拡げバランス）に優れ、降伏強度も高く、耐衝撃特性に優れていることが明らかである。図３に本発明例と比較例の引張り強さと穴拡げ率を合わせて示す。本発明により、優れた特性が得られるのは明らかである。
【００５６】
【表１】
【００５７】
【表２】
【００５８】
【発明の効果】
以上、本発明によれば、伸び−フランジ性や破断伸び等の加工性および降伏強度が高く耐衝撃特性に優れた３４０ＭＰａ級以上の高張力鋼薄鋼板が得られ、自動車等の軽量化及び衝突安全性の向上に有効であり、産業上極めて有効である。
【図面の簡単な説明】
【図１】板厚方向断面におけるミクロ組織で、（ａ）は比較法、（ｂ）は本発明法によるものを示す金属組織写真。
【図２】機械的性質に及ぼす一次冷却開始時間の影響を示す図
【図３】引張強さと穴拡げ率の関係における本発明の効果を示す図
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車、家電製品、および産業機械に用いられる薄鋼板で、特に、プレス加工における加工性（伸びフランジ性、破断伸び）及び耐衝撃特性の両者に優れたものに関する。
【０００２】
【従来の技術】
熱延鋼板及び冷延鋼板は、自動車、家電製品、産業機械等に広く使用されている。これらの用途では、プレス加工により成形された部材として用いられることが多く、その形状に応じて様々な加工性が要求されている。
【０００３】
近年、自動車の分野においては、軽量化のニーズが強く、高強度薄鋼板の使用比率が高くなる傾向にあるが、ハイテン材は２７０ＭＰａ級の軟質材と比較して加工性に劣るため、製品製造時の歩留まり（プレス加工時の割れ）、品質のバラツキが問題となり、材質面における基本特性である加工性の向上が必要とされている。
【０００４】
加工性としては、例えば、３４０ＭＰａ級以上のハイテン材においてはバーリング加工時の伸び−フランジ性が高いことが熱延鋼板、冷延鋼板において要求される。更に、近年、自動車用途においては重要な性能の一つとして衝突安全性が要求され、耐衝撃特性に優れていること（衝突安全性の評価項目の一つとして衝突吸収エネルギーが高いこと）が要求されるようになってきている。
【０００５】
ハイテン材の加工性の向上に関して、先行技術として特許第２５５５４３６号が提案されている。Ｔｉ系の析出強化鋼を用い、仕上圧延後の冷却速度を３０〜１５０℃／ｓ，巻取温度を２５０〜５４０℃とし、フェライト＋ベイナイト組織により、５０〜６０Ｋ級ハイテンの伸び−フランジ性を向上させる技術が開示されている。しかし、仕上圧延後の冷却速度３０〜１５０℃／ｓでは、伸び−フランジ性は抜本的に改善されたとは言い難く、また、巻取り温度が低温のため、破断伸びが低いという問題を有している。
【０００６】
特公平７−５６０５３号公報では、４５〜５０Ｋ鋼のフェライト＋パーライト鋼を用いて、熱延仕上げ後の冷却速度を１０℃／ｓ以上（実施例では，最大９５℃／ｓ）とすることにより、熱延下地の溶融亜鉛めっき鋼板の伸び−フランジ性を向上させることを提案している。しかし、冷却速度は高々、９５℃／ｓで、伸び−フランジ性の本質的改善は図られていない。
【０００７】
特開平４−８８１２５号公報では、フェライト＋パーライト鋼を用いて、Ｃａを０．０００５〜０．００５０％添加し、熱間圧延をＡｒ3＋６０〜９５０℃の高温で仕上た後、直ちに３秒以内で冷却速度５０℃／ｓ以上、但し、好ましくは１５０℃／ｓ以下で冷却し、鋼の成分に応じて冷却を停止（４１０〜６２０℃）した後、空冷を経て３５０〜５００℃で巻取ることにより、５０〜７０Ｋ級ハイテンの伸び−フランジ性を向上させることを提案している。しかし、Ｃａを微量添加するため製鋼段階でＲＨ脱ガス工程が必要で、製鋼コストが高くなり、本技術が特徴としている熱延仕上後の冷却条件によっても伸び−フランジ性を飛躍的に向上させることはできず、また、巻取り温度が低いため、破断伸びも低い。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、何れの先行技術によっても、伸び−フランジ性および、破断伸びについて、十分な特性が得られているとは言い難く、また、耐衝撃特性の向上については全く記載されていない。
【０００９】
本発明は、以上の点に鑑みなされたもので、自動車、産業機械等の需要家において、製品形状に成形する際の不良が少なく、コイルからの製品採取を高歩留まりで行うことが可能で、伸び−フランジ性、破断伸びという加工性、及び耐衝撃特性に優れた引張り強さ３４０ＭＰａ以上の薄鋼板の製造方法を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、連続鋳造スラブを再加熱後、または直接熱間圧延して製造されるハイテン材を対象に、伸び−フランジ性、破断伸び、及び耐衝撃特性を向上させるべく、鋭意検討を行った。その結果、伸び−フランジ性、破断伸びには板厚中央部などにおけるＣ，Ｍｎなどが濃化したバンド組織の存在が影響を与え、また、耐衝撃特性の向上には材料の降伏強度を加工性が損なわれない範囲で高めることが有効であることを見出した。
【００１１】
本発明はこれらの知見を基に更に検討を加えてなされたもので、即ち、本発明は
１． 下記の工程を備えたことを特徴とする質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１４％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０００５％未満を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる高強度薄鋼板の製造方法。
【００１２】
（１）偏析低減処理を行なう連続鋳造によりスラブを製造する工程。
【００１３】
（２）仕上圧延終了温度をＡｒ3以上とする熱間圧延工程。
【００１４】
（３）熱間圧延後、２秒以内に冷却速度１００〜２０００℃／ｓの一次冷却を開始し、６００〜７５０℃の温度範囲まで冷却する工程。
【００１５】
（４）一次冷却後、冷却速度５０℃／ｓ未満で二次冷却し、４５０〜６５０℃で巻取る工程。
【００１６】
２． 下記の工程を備えたことを特徴とする質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１４％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０００５％未満を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる高強度薄鋼板の製造方法。
【００１７】
（１）偏析低減処理を行なう連続鋳造によりスラブを製造する工程。
【００１８】
（２）熱間圧延前に、該スラブを再加熱する工程。
【００１９】
（３）仕上圧延終了温度をＡｒ3以上とする熱間圧延工程。
【００２０】
（４）熱間圧延後、２秒以内に冷却速度１００〜２０００℃／ｓの一次冷却を開始し、６００〜７５０℃の温度範囲まで冷却する工程。
【００２１】
（５）一次冷却後、冷却速度５０℃／ｓ未満で二次冷却し、４５０〜６５０℃で巻取る工程。
【００２２】
３． 更に、下記の工程の何れかを付与したことを特徴とする１または２に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
【００２３】
（１）酸洗後、焼鈍する工程。
【００２４】
（２）酸洗後、冷延し、焼鈍する工程。
【００２５】
４． 鋼成分として、更にＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｃｒの一種または二種以上を合計で０．０１〜０．３％添加する添加する１乃至３の何れかに記載の高強度薄鋼板の製造方法。
【００２６】
【発明の実施の形態】
本発明では、その効果を得るため、成分組成、製造条件を規定する。以下にそれらの限定理由を詳述する。
【００２７】
１．成分組成
Ｃ
Ｃは鋼板の強度を確保するため添加する。０．０５％未満の場合、本発明で対象とする３４０ＭＰａ以上の強度が得られず、０．１４％を超えると加工性の劣化が著しくなるため、０．０５％以上、０．１４％以下とする。
【００２８】
Ｓｉ
Ｓｉは固溶強化元素であり、鋼板の強化のため添加するが、０．５％を超えると表面性状が劣化するため、０．５％以下とする。
【００２９】
Ｍｎ
Ｍｎは、鋼板の靭性を改善し、固溶強化により強度を向上させるため、０．５％以上添加する。２．５％を超えると加工性の劣化が顕著となるため、０．５％以上、２．５％以下とする。
【００３０】
Ｐ
Ｐは、鋼板を固溶強化する作用を有するが、含有量が０．０５％を超えると偏析による加工性の劣化が生じるため、０．０５％以下とする。
【００３１】
Ｓ
Ｓは、硫化物を生成し、０．０１％を超えるとその量が増加し、加工性が劣化するため、０．０１％以下とする。
【００３２】
Ｏ
Ｏは、連続鋳造時のスラブ表面または、スラブ表層下における割れの発生を抑制するため、その含有量を０．００５％以下に規制する。
【００３３】
Ｃａ
Ｃａは、溶製時の脱酸にＡｌを用いた場合における脱酸生成物であるアルミナ酸化物を低融点のＡｌ−Ｃａ−Ｏ系の酸化物とする。Ａｌ−Ｃａ−Ｏ系酸化物は熱延時に展伸し、加工性（伸び−フランジ性）を劣化させるため、本発明ではＣａを不可避不純物として扱い、添加せず、その含有量を無添加の水準である０．０００５％未満に規制する。
【００３４】
本発明では以上を基本成分組成とするが、更に特性を向上させるため、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｃｒの一種または二種以上を添加することが可能である。
【００３５】
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｃｒ
本発明では、強度を向上させる場合、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｃｒの一種または二種以上を合計で０．０１〜０．３％添加することが可能である。
【００３６】
尚、本発明では、その作用効果を損なわない範囲で上述した以外の元素を含有することは差し支えなく、例えば、Ｃｕを２％以下、Ｓｎを０．０４％以下含有することが許容される。
【００３７】
２．製造条件
（１）偏析低減処理を行なう連続鋳造によりスラブを製造する工程
本発明では、生産コストを低減し、高歩留まりでスラブを製造するため、連続鋳造とする。
【００３８】
連続鋳造時のＣ，Ｍｎ等の偏析を抑制し、板厚中央部などでバンド組織が生成するのを防止し、後述する仕上圧延後の一次冷却速度の制御と合わせて、優れた加工性（伸び−フランジ性）を得るため、鋳造時、偏析低減処理を行なう。偏析低減処理として、電磁攪拌、軽圧下鋳造、スラブ等の鋳片冷却速度の増加などがあり、これらを単独または複合して適用することができる。
【００３９】
（２）熱間圧延前に、該スラブを再加熱する工程。
【００４０】
スラブの温度均一性を改善し、コイル幅方向の機械的性質を均一にし、加工性をより改善するため、連続鋳造後、室温まで冷却することなく再加熱し、粗圧延を開始することが望ましく、再加熱温度は１２５０℃以下が好ましい。
【００４１】
（３）仕上圧延終了温度をＡｒ3以上とする熱間圧延工程。
【００４２】
仕上圧延機での圧延終了温度をＡｒ3以上とし、変態後のフェライト結晶粒径及びパーライトを微細化し、伸び−フランジ性及び耐衝撃特性を向上させる。
【００４３】
（４）熱間圧延後、２秒以内に冷却速度１００〜２０００℃／ｓの一次冷却を開始し、６００〜７５０℃の温度範囲まで冷却する工程。
【００４４】
熱間圧延後のランナアウトでの冷却（一次冷却）は、変態後のフェライト結晶粒径及びパーライトを微細化し、優れた加工性と高い降伏強度による耐衝撃特性を向上させるため、仕上圧延後、２秒以内、より好ましくは１秒以内に開始する。図２に一次冷却開始時間が機械的性質に及ぼす影響を示す。仕上圧延終了後、２秒以内に冷却を開始した場合、優れた加工性と高強度が得られる。
【００４５】
一次冷却の冷却速度は、変態後のフェライト結晶粒径及びパーライトの微細化、板厚中央部のバンド組織の抑制により伸び−フランジ性を向上させるため、規定する。バンド組織は凝固段階でのＣ，Ｍｎの濃化部に対応し、通常の１００℃／ｓ以下の冷却速度では、オーステナイトからフェライトへの変態温度が低く、他の部位と比較して最も遅く変態するため、パーライトが多く生成し、伸び−フランジ性を劣化させる。
【００４６】
冷却速度を１００℃／ｓ以上とした場合、Ｃ，Ｍｎの濃化部でもフェライト変態が容易となり、結果として元素が均質化し、バンド組織が抑制される。冷却速度は早ければ早いほど良いが、工業的実現可能性の観点より、２０００℃／ｓを上限とする。図１にミクロ組織に及ぼす冷却速度の影響を示す。冷却速度が本発明範囲外となる比較法の場合、バンド組織が観察され、結晶粒径も本発明法によるミクロ組織と比較して、大きい。
【００４７】
尚、冷却速度はフェライト結晶粒径及びパーライトの微細化の観点より、より好ましくは２００℃／ｓ以上、更に加工性を向上させる場合は４００℃／ｓ以上が好ましい。
【００４８】
一次冷却の終了温度は、７５０℃超えの場合、フェライトの微細化が困難となり、６００℃未満では、第２相が硬質な低温変態相となるため、６００℃以上、７５０℃未満とする。
【００４９】
（５）一次冷却後、冷却速度５０℃／ｓ未満で二次冷却し、４５０〜６５０℃で巻取る工程。
【００５０】
一次冷却に引き続き、二次冷却を行う。二次冷却は、一次冷却停止後、直ちに開始しても、しばらく放冷後を開始しても良く、特に規定しない。二次冷却の冷却速度はオーステナイト組織を適切にパーライト変態させ、優れた加工性とするため、５０℃／ｓ以下とする。
【００５１】
巻取温度は、６５０℃超えの場合、延性に有害な粗大なパーライトが生成し、４５０℃未満の場合、低温変態相を主体とする組織となり加工性が劣化するため、４５０℃以上、６５０℃以下とする。尚、より均一な機械的性質を所望する場合、冷却制御性が優れる冷却設備の併用などにより、コイル内の温度差は５０℃以内とすることが望ましい。
【００５２】
本発明により、熱延鋼板を製造後、酸洗ー焼鈍、または酸洗ー冷間圧延ー焼鈍しても、その効果が損なわれることはない。更に、熱延及び冷延下地の、溶融亜鉛めっき材としても本発明の効果は損なわれない。
【００５３】
また、本発明において、粗圧延後、仕上圧延前、または、仕上圧延のスタンド間において、誘導加熱装置などにより、幅方向エッジ部を加熱することにより、より均一な機械的性質を得ることが可能となる。また、粗圧延後、粗圧延バーを溶接し、仕上げ圧延を連続的に行う連続熱延においても、本発明の効果が損なわれることはない。
【００５４】
【実施例】
本発明の化学成分を満足する表１に示す化学成分の鋼を溶製後、表２に示す製造方法で板厚２．０ｍｍの熱延板とした。材料Ｎｏ．１〜２、５〜９は熱延ままでの機械的性質を、材料Ｎｏ．３は、熱延後、酸洗し、冷延後溶融亜鉛メッキし、材料Ｎｏ．４は、熱延後、酸洗し、溶融亜鉛メッキし、機械的性質を調べた。伸び−フランジ性の評価は穴拡げ率（λ）を測定した。表２にこれらの評価結果を合わせて示す。
【００５５】
本発明の化学成分と製造条件を満足する本発明例の材料Ｎｏ．１〜４は、製造条件の規定のいずれか一つが本発明の規定外で比較例となる材料Ｎｏ．５〜９と比較すると、加工性（強度−穴拡げバランス）に優れ、降伏強度も高く、耐衝撃特性に優れていることが明らかである。図３に本発明例と比較例の引張り強さと穴拡げ率を合わせて示す。本発明により、優れた特性が得られるのは明らかである。
【００５６】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
以上、本発明によれば、伸び−フランジ性や破断伸び等の加工性および降伏強度が高く耐衝撃特性に優れた３４０ＭＰａ級以上の高張力鋼薄鋼板が得られ、自動車等の軽量化及び衝突安全性の向上に有効であり、産業上極めて有効である。
【図面の簡単な説明】
【図１】板厚方向断面におけるミクロ組織で、（ａ）は比較法、（ｂ）は本発明法によるものを示す金属組織写真。
【図２】機械的性質に及ぼす一次冷却開始時間の影響を示す図
【図３】引張強さと穴拡げ率の関係における本発明の効果を示す図
Claims (4)
- 下記の工程を備えたことを特徴とする質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１４％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０００５％未満を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる高強度薄鋼板の製造方法。
（１）偏析低減処理を行なう連続鋳造によりスラブを製造する工程。
（２）仕上圧延終了温度をＡｒ3以上とする熱間圧延工程。
（３）熱間圧延後、２秒以内に冷却速度１００〜２０００℃／ｓの一次冷却を開始し、６００〜７５０℃の温度範囲まで冷却する工程。
（４）該温度範囲まで冷却後、冷却速度５０℃／ｓ未満で二次冷却し、４５０〜６５０℃で巻取る工程。 - 下記の工程を備えたことを特徴とする質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１４％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０００５％未満を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる高強度薄鋼板の製造方法。
（１）偏析低減処理を行なう連続鋳造によりスラブを製造する工程。
（２）熱間圧延前に、該スラブを再加熱する工程。
（３）仕上圧延終了温度をＡｒ3以上とする熱間圧延工程。
（３）熱間圧延後、２秒以内に冷却速度１００〜２０００℃／ｓの一次冷却を開始し、６００〜７５０℃の温度範囲まで冷却する工程。
（４）該温度範囲まで冷却後、冷却速度５０℃／ｓ未満で二次冷却し、４５０〜６５０℃で巻取る工程。 - 更に、下記の工程の何れかを付与したことを特徴とする請求項１または２に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
（１）酸洗後、焼鈍する工程。
（２）酸洗後、冷延し、焼鈍する工程。 - 鋼成分として、更にＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ，Ｚｒ，Ｃｒの一種または二種以上を合計で０．０１〜０．３％添加する請求項１乃至３の何れかに記載の高強度薄鋼板の製造方法。
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