JP5068689B2 - 穴広げ性に優れた熱延鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、穴広げ性に優れた熱延鋼板、更に表面処理を施した溶融亜鉛メッキ鋼板及び合金化溶融亜鉛メッキ鋼板、並びにそれらの製造方法に関するものである。

自動車のサスペンションアーム等の足廻り部品にはバーリング加工などが施されるため、素材である熱延鋼板には穴広げ性が要求される。穴広げ加工は、打ち抜き穴の径を均等に拡大させる加工であることから、面内異方性を低減させて穴広げ性を向上させた熱延鋼板が提案されている（例えば、特許文献１）。しかし、これらの熱延鋼板は強度が低いため、自動車の軽量化を目的とした熱延鋼板の高強度化に対応し得るものではない。

これに対して、高強度化を図り、穴広げ性と相関があるとされる局部伸びを制御した熱延鋼板が提案されている（例えば、特許文献２〜４）。しかし、これらは、再結晶を抑制して熱間圧延を施し、特定の結晶方位を発達させた集合組織に制御して形状凍結性を向上させた熱延鋼板である。そのため、圧延方向（Ｌ方向）と幅方向（Ｃ方向）のｒ値（ランクフォード値）は低く、これらの間の４５°方向のｒ値が高いという問題がある。

また、最終スタンドの圧下率を小さくし、圧延によるオーステナイト組織の加工集合組織の発達を抑制し、面内異方性を低減して伸びフランジ性を改善した熱延鋼板が提案されている（特許文献５）。しかし、この方法では集合組織が十分にはランダム化しないため、厳しい試験条件で評価した場合の穴広げ性は不十分であった。
特開平５−１７１２７０号公報 特開２００４−１８３０５７号公報 特開２００４−２５０７４３号公報 特開２００５−１５８５４号公報 特開２０００−２９７３４９号公報

本発明は、４９０ＭＰａ以上の引張強度を有し、加工性、特に穴広げ性に優れ、更には面内異方性を低減させた高強度の熱延鋼板及びその製造方法の提供を目的とするものである。

本発明は、再結晶を遅延させるＮｂ量を適正な範囲とし、熱間圧延の仕上温度、仕上圧延の圧下率及び温度範囲を制御し、更に、好ましくは空冷時間を制御することにより、オーステナイトの再結晶を促進させ、圧延集合組織の発達を抑制し、結晶方位をランダム化することにより、強度、延性、穴広げ性を向上させ、面内異方性を低減させた熱延鋼板である。本発明の要旨は以下のとおりである。

（１） 質量％で、Ｃ：０．００５〜０．１５０％、Ｍｎ：０．１０〜３．００％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０７％ を含有し、Ｓｉ：２．５０％以下、Ｐ：０．１５０％以下、Ｓ：０．０１５０％以下、Ａｌ：０．１５０％以下、Ｎ：０．０１００％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、フェライトの面積率が５％以上であり、パーライトの面積率が２０％以下に制限され、マルテンサイト及び残留オーステナイトの一方又は双方の面積率の合計が５％以下に制限され、残部がベイナイトからなる金属組織を有し、前記フェライトの平均粒径が３０μｍ以下であり、１／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が４．０以下、｛５５４｝＜２２５＞方位、｛１１１｝＜１１２＞方位及び｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比の平均値が４．５以下であることを特徴する穴広げ性に優れた熱延鋼板。
（２） 質量％で、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｂ：０．００１５％以下の１種又は２種を含有することを特徴とする上記（１）に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。
（３） 質量％で、Ｍｏ：０．０１〜２．００％、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、 Ｗ：０．０１〜２．００％、Ｃｕ：０．０１〜２．００％、Ｎｉ：０．０１〜２．００％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。
（４） 質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、Ｒｅｍ：０．０００５〜０．１０００％、Ｖ：０．００１〜０．１００％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。
（５） 圧延方向のランクフォード値、圧延方向と直角方向のランクフォード値及び圧延方向から４５°の方向のランクフォード値が０．７超、１．２以下であることを特徴とする上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。
（６） 上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の熱延鋼板に、溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする穴広げ性に優れた溶融亜鉛メッキ鋼板。
（７） 上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の熱延鋼板に、合金化溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする穴広げ性に優れた合金化溶融亜鉛メッキ鋼板。
（８） 上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の熱延鋼板、（６）に記載の溶融亜鉛メッキ鋼板又は、（７）に記載の合金化溶融亜鉛メッキ鋼板が任意の方向に巻かれていることを特徴とする穴広げ性に優れた鋼管。

本発明によれば、穴広げ性に優れ、更には、面内異方性を低減させた高強度熱延鋼板を得ることができ、産業上の貢献が極めて顕著である。

穴広げ性は、打ち抜き加工された穴の全周を均等に拡大させ、最初に割れが発生した際の穴広げ率で評価される。即ち、特定の方向での特性の劣化が問題になるため、鋼板を熱間圧延する際に、特定の結晶方位の集積を抑制し、特性の異方性を低減させることが好ましいという可能性がある。そこで、本発明者らは、熱間圧延後、特定の集合組織の発達を抑制することによって、高強度鋼板の穴広げ性を向上させる方法を検討した。具体的には、金属組織がオーステナイト相のみである温度域（γ域という。）で熱間圧延を完了させた後、相変態が開始する前にオーステナイト相を再結晶させ、穴広げ性の向上を図った。

Ｎｂは析出強化のために必要であるが、再結晶を抑制する元素でもある。したがって、Ｎｂを過剰に添加すると、熱間圧延時に圧延集合組織が発達し、穴広げ性の向上を阻害する要因になると考えられる。そこで、本発明者らは、まず、Ｎｂ量について検討を行った。その結果、Ｎｂは、引張強度を４９０ＭＰａ以上とするために、下限値を０．００５％以上とし、一方、再結晶を促進させるために、上限値を０．０７％以下にすることが必要であることがわかった。

次に、オーステナイトの再結晶挙動に及ぼす仕上圧延の温度の影響について検討を行った。本発明者らは、実験室で、Ｎｂ量を適正な範囲内とした鋼を用いて、加工温度を変化させて、熱間圧延を模擬した加工フォーマスタ試験を行った。加工フォーマスタ試験は、１０ｍｍ径の円柱状の試料を加熱し、温度を制御しながら単軸圧縮加工を行い、冷却する装置を用いて行われる。種々の加工温度で、加工率を５０％として加工し、急冷して、フェライト変態を抑制し、オーステナイトの再結晶率を測定した。オーステナイトの再結晶率は、光学顕微鏡での組織観察によって求めた。その結果、図１に示したように、加工温度（仕上温度ＦＴ）を９３０℃以上にすれば、再結晶率が９０％以上になることがわかった。

更に、本発明者らは、加工フォーマスタ試験により、加工温度と、加工後の保持時間を変化させて、オーステナイトの再結晶率が９０％以上になるまでの時間（再結晶時間という。）を測定した。その結果、加工温度と再結晶時間の関係を示す、図２のグラフが得られた。図２の直線は、加工温度と再結晶時間との近似式であり、加工温度をＦＴ［℃］、再結晶時間をＸ［ｓ］とすると、下記（式１）で表すことができる。
Ｘ＝１０^{（１８．４−０．０１９４×ＦＴ）} ・・・（式１）

なお、図２に示したように、（式１）の直線と実験結果は、９３０℃以上ではほぼ一致しているものの、９３０℃未満ではやや差が広がる傾向が見られた。したがって、熱間圧延では、仕上温度ＦＴ［℃］を９３０℃以上にして、更に、上記（式１）によって求められるＸ［ｓ］以上の時間、空冷することが好ましいと考えられる。熱間圧延後の空冷により、再結晶が更に進行し、鋼板の面内異方性を顕著に低減させることができる。

以上の検討結果に基づいて、本発明者らは、更に、熱間圧延の温度及び圧下率について検討を行った。その結果、熱間圧延においては、より低温での圧下率を高め、再結晶の駆動力となる転位を蓄積させると、微細で再結晶したオーステナイト粒が得られることがわかった。一方、より高温での圧下率を高めると、圧延中に再結晶し、オーステナイト粒が粗大化するという知見も得られた。具体的には、熱間圧延では、１０００℃以下での圧下率を５０％以上とすることが必要である。これにより、熱間圧延後のオーステナイト粒が再結晶し、圧延集合組織の発達が抑制される。なお、本発明の１０００℃以下での圧下率は、１０００℃での板厚と、仕上圧延後の板厚との差を、１０００℃での板厚で除し、百分率で表した数値と定義される。

次に、本発明者らは、実験室で、１０００℃以下での圧下率を５０％以上、仕上温度を９３０℃以上とする熱間圧延を行い、フェライトを生成させるように冷却速度を制御し、鋼板を作製した。なお、熱間圧延後の巻き取りを模擬するため、熱間圧延及び冷却後に、所定の温度の炉内に１時間保持した。得られた鋼板から試験片を採取し、光学顕微鏡によるミクロ組織の観察、引張試験、穴広げ試験、集合組織測定を行った。

引張試験はＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、ランクフォード値はＪＩＳ Ｚ ２２５４に準拠して測定した。穴広げ試験は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の試験方法に従って実施した。集合組織は、Ｘ線回折法によって測定した。

その結果、穴広げ性に優れ、面内異方性の小さい熱延鋼板は、集合組織がランダムに近く、１／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が４．０以下で、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値が４．５以下であることがわかった。これらの方位は圧延により発達する集合組織である。また、鋼板のミクロ組織の観察の結果、穴広げ性が良好な熱延鋼板は、フェライト粒径が３０μｍ以下であることがわかった。また、これらの鋼板の圧延方向のランクフォード値、圧延方向と直角方向のランクフォード値及び圧延方向から４５°の方向のランクフォード値を測定すると０．７超〜１．２以下であり、板面内異方性が小さくなっていることがわかった。

以上の検討により、熱間圧延では、比較的低温での圧下率を高め、かつ９３０℃以上で熱間圧延を完了させて再結晶を促進し、好ましくは、空冷時間を制御すれば、圧延集合組織の発達が抑制され、かつフェライトが微細化して、穴広げ性が向上し、面内異方性が低減することが確認された。
また、以上の検討により、上記の穴広げ性が良好な熱延鋼板を得るためには、１０００℃以下での圧下率５０％以上、仕上温度９３０℃以上で熱間圧延を行い、Ａｅ_３−１００℃から、６５０℃又は巻取温度のうち高い方までの平均冷却速度を１５．０℃／ｓ未満として冷却し、３５０〜７００℃で巻き取ればよいことが確認された。

以下、本発明について詳細に説明する。
Ｎｂは、Ｃと結合し、析出強化に寄与するＮｂＣを形成する重要な元素である。強度を確保するためには、０．００５％以上のＮｂの添加が必要である。しかし、Ｎｂは、オーステナイトの再結晶を抑制する元素であるため、上限を０．０７％とする。オーステナイトの再結晶を促進させるには、Ｎｂの上限を０．０５％以下にすることが好ましく、更に好ましい上限は０．０４％以下である。

Ｃは、強度を増加させる元素であり、０．００５％以上の添加が必要である。Ｃ量が０．１５０％を超えると溶接性を損なうことがあったり、硬質組織の増加により加工性が極端に劣化することあったりするため、上限を０．１５０％とする。また、Ｃ量が０．１００％を超えると成形性が劣化するため、Ｃ量を０．１００％以下とすることが好ましい。

Ｓｉは脱酸元素であり、添加量が２．５０％超となるとプレス成形性が劣化するため、２．５０％を上限とする。また、Ｓｉ量が多いと化成処理性が低下するので、１．２０％以下とすることが好ましく、更に、Ｓｉスケールに起因する表面の模様を目立たなくさせるために、０．５０％未満とすることが好ましい。また、溶融亜鉛めっきを施す場合には、めっき密着性の低下、合金化反応の遅延による生産性の低下などの問題が生ずることがあるため、Ｓｉ量を１．００％以下とすることが好ましい。下限は規定しないが、０．００１％未満とするには製造コストが高くなる。また、Ｓｉは、固溶強化により強度を増加させる元素である。そのため、狙いとする強度レベルに応じて０．０１％以上添加しても良い。

Ｍｎは、固溶強化に寄与する元素であり、０．１０％以上の添加が必要である。強度を向上させるために、好ましい下限は０．５％以上である。しかし、偏析により鋼中に偏析帯を作り、伸びフランジ成形性を悪化させるため、その上限を３．０％とした。また、Ｍｎの添加により強度が増大すると、疲労特性も損なうことがあるので、好ましい上限は２．０％以下である。

Ｐは不純物であり、含有量が０．１５０％を超えると、スポット溶接後の疲労強度が劣化し、降伏強度が増加してプレス時に面形状不良を引き起こす。したがって、Ｐの含有量の上限を０．１５０％とする。また、Ｐは、連続溶融亜鉛めっき時の合金化反応を遅延させる元素であるため、上限を０．１００％以下とすることが好ましい。更に、Ｐの低減によって、２次加工性が向上するため、０．０５０％以下とすることが好ましい。強度を増加する必要がある場合には０．００５％以上を含有させても良い。

Ｓは、不純物であり、０．０１５０％超では熱間割れの原因となったり、加工性を劣化させたりするので、０．０１５０％を上限とする。
Ａｌは脱酸元素であり、過剰に添加すると溶接性を劣化させるので、上限を０．１５０％とする。下限は特に限定しないが、脱酸の観点からは０．０１０％以上のＡｌを添加することが好ましい。

Ｎは不純物であり、粗大なＮｂの窒化物が析出すると、強度の増加に寄与するＮｂＣの析出量が減少するので、０．０１００％以下に制限する。この観点から好ましくは０．００５０％以下、更に好ましくは０．００２０％以下とする。下限は特に設定しないが０．０００５％未満にするにはコストが高くなる。

更に、必要に応じて、Ｔｉ、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｒｅｍ、Ｖを添加しても良い。
Ｔｉは、Ｃと結合し、ＴｉＣを生成して強度を向上させる元素であり、必要に応じて添加する。Ｔｉは、オーステナイトの再結晶を抑制する元素でもあるため、上限を０．０５％とすることが好ましい。この観点から好ましくは０．０３％以下、更に好ましくは０．０１％以下である。

Ｂは、ベイナイトの生成を促進して強度を高める元素であり、必要に応じて添加する。Ｂは、オーステナイトの再結晶を抑制する元素でもあるため、上限を０．００１５％とすることが好ましい。この観点から好ましくは０．００１０％以下、更に好ましくは０．０００５％以下である。

Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉは、強度の向上や材質の改善に寄与する元素であり、１種又は２種以上を、それぞれ、０．０１％以上添加することが好ましい。一方、各元素の添加量が２.００％を超えると、酸洗性や溶接性、熱間加工性などが劣化することがあるため、好ましい上限は２．００％である。

Ｃａ、Ｒｅｍ及びＶは、強度の向上や材質の改善に寄与する元素であり、１種又は２種以上を添加することが好ましい。Ｃａ及びＲｅｍの添加量が０．０００５％未満、Ｖの添加量が０．００１％未満では十分な効果が得られないことがある。一方、Ｃａ及びＲｅｍの添加量が０．１０００％超、Ｖの添加量が０．１００％超になるように添加すると、延性を損なうことがある。したがって、Ｃａ、Ｒｅｍ及びＶはそれぞれ、０．０００５〜０．１０００％、０．０００５〜０．１０００％及び０．００１〜０．１００％の範囲で添加することが好ましい。

次に、本発明の熱延鋼板の金属組織について説明する。
本発明の熱延鋼板の金属組織は、フェライト、又はフェライトとベイナイトの混合組織である。フェライトは延性に富む組織であるため、十分な延性を確保するためには、フェライトの面積率を５％以上とすることが必要である。フェライトは析出強化されており、単相でも良いが、フェライトとベイナイトの双方からなる複合組織としても、穴広げ性を損なわずに、強度を向上させることができる。

成分組成及び製造条件によっては、パーライトが生成することもあるが、上限を２０％に制限すれば、強度、加工性を損なうことはない。また、マルテンサイトや、残留オーステナイト（残留γという。）が存在すると穴広げ性が劣化するため、本発明の熱延鋼板では、マルテンサイト、残留γの一方又は双方の面積率を５％以下に制限する。マルテンサイト、残留γによる穴広げ性の低下の原因は、主相と、それよりも硬い組織との界面が割れ発生の起点になるためである。したがって、硬い組織であるマルテンサイトや、打ち抜き加工によってマルテンサイトに変態する残留オーステナイトは、制限することが好ましい。

また、フェライトの平均粒径が小さいほど、細粒化により強度を高くすることができる。そのため、本発明の熱延鋼板では、フェライトの平均粒径を３０μｍ以下とする。また、細粒化により延性が向上することから、好ましくは２０μｍ以下、更に好ましくは１５μｍ以下である。

次に、集合組織を限定する理由について説明する。本発明では、集合組織をランダム化し、特に圧延による集合組織の発達を抑制することが重要である。
｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値：これらの方位群は、圧延により発達する方位群であり、面内異方性を大きくするため、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比は４．０以下とする。面内異方性を低減させるためには、小さい方が良いため、好ましくは３．５以下、更に好ましくは３．０以下とする。

なお、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の中で｛００１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比は、再結晶が進行するほど高くなるという特徴を持つ。本発明の熱延鋼板においては、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の中で｛００１｝＜１１０＞方位が最大になり易い。また、｛００１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比が高くなると、面内異方性が大きくなる傾向があり、５．０以下とすることが好ましい。この観点から、より好ましくは４．５以下、更に好ましくは４．０以下である。

｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位は、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群と同様、圧延により発達する方位群であり、面内異方性を大きくするため、できるだけＸ線ランダム強度比を低下させることが好ましい。したがって、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値を４．５以下とする。この観点から、好ましくは４．０以下、更に好ましくは３．５以下である。

｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群、｛００１｝＜１１０＞方位、｛５５４｝＜２２５＞方位、｛１１１｝＜１１２＞方位及び｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比は、Ｘ線回折によって測定される｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち複数の極点図を基に級数展開法で計算した、３次元集合組織を表す結晶方位分布関数（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ、ＯＤＦという。）から求めればよい。なお、Ｘ線ランダム強度比とは、特定の方位への集積を持たない標準試料と供試材のＸ線強度を同条件でＸ線回折法等により測定し、得られた供試材のＸ線強度を標準試料のＸ線強度で除した数値である。

Ｘ線回折用試料の作製は次のようにして行う。鋼板を機械研磨や化学研磨などによって板厚方向に所定の位置まで研磨し、バフ研磨によって鏡面に仕上げた後、電解研磨や化学研磨によって歪みを除去すると同時に、１／２板厚部が測定面となるように調整する。なお、測定面を正確に１／２板厚部とすることは困難であるので、目標とする位置を中心として板厚に対して３％の範囲内が測定面となるように試料を作製すればよい。また、Ｘ線回折による測定が困難な場合には、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法やＥＣＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｃｈａｎｎｅｌｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）法により統計的に十分な数の測定を行っても良い。

次に、製造条件を限定する理由について説明する。
鋼を常法により溶製、鋳造し、熱間圧延に供する鋼片を得る。この鋼片は、鋼塊を鍛造又は圧延したものでも良いが、生産性の観点から、連続鋳造により鋼片を製造することが好ましい。また、薄スラブキャスターなどで製造してもよい。
通常、鋼片は鋳造後、冷却されるため、熱間圧延を行う際には、再度、加熱を行う。また、溶製した鋼を鋳造後、直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスを採用しても良い。

本発明では、１０００℃以下での圧下率を５０％以上とし、かつ熱間圧延の仕上温度を９３０℃以上とすることが必要であるため、鋼片の加熱温度を１０５０℃以上とする。また、ＴｉＣやＮｂＣなどの合金炭化物を十分に溶解させ、鋼片を効率良く均一に加熱するためには、加熱温度を１１００℃以上とすることが好ましく、更に好ましくは１１５０℃以上である。加熱温度の上限は規定しないが、鋼片を１３００℃超に加熱すると、鋼板の結晶粒径が粗大になり、加工性を損なうことがある。

熱間圧延では、より低温での圧下率を高めることが必要である。１０００℃を超える温度では、圧下率を高めても結晶粒径を微細化することが難しい。したがって、１０００℃以下での圧下率が重要になる。１０００℃以下での圧下率は、仕上圧延後の再結晶を十分に促進させるため、５０％以上とする。この観点から１０００℃以下での圧下率は６０％以上が好ましく、更に好ましくは、７０％以上である。

熱間熱圧延の仕上温度ＦＴ［℃］は、本発明では極めて重要であり、９３０℃未満で仕上圧延を行うと、その後、再結晶が進行せず、面内異方性が大きくなり、穴広げ性が低下する。したがって、仕上温度の下限を９３０℃とする。この観点から９４０℃以上が好ましく、更に好ましくは、９５０℃以上である。

また、熱間圧延の終了後、空冷時間を制御することが、オーステナイトの再結晶を促進させるために、更に好ましい。仕上圧延後、再結晶を進行させて、面内異方性を低減されるためには、空冷時間を仕上温度ＦＴ［℃］によって下記（式１）によって求められるＸ［ｓ］以上とすることが好ましい。
Ｘ＝１０^{（１８．４−０．０１９４×ＦＴ［℃］）} ・・・ （式１）
一方、空冷時間が長いと、粒成長が進行して、オーステナイト粒径が粗大になることがある。そのため、熱間圧延の終了後の空冷時間は１００ｓを上限とすることが好ましい。より好ましくは１０ｓ以内の範囲であり、更に好ましくは５ｓ以内である。

延性に富むフェライト組織を十分に生成させるためには、冷却速度の制御が重要である。特に、冷却の際に、フェライト変態のノーズ近傍の温度域である、Ａｅ_３−１００℃以下、６５０℃までの冷却速度を遅くすることが重要である。なお、本発明では、６５０℃超から７００℃以下の範囲で巻き取る場合には、Ａｅ_３−１００℃から巻取温度まで冷却速度を制御し、６５０℃以下で巻き取る場合には、Ａｅ_３−１００℃から６５０℃までの冷却速度を制御する。冷却速度が速い場合、十分にフェライト変態が進まないため、１５．０℃／ｓｅｃ未満にする。この観点から更に好ましい冷却速度は１０．０℃／ｓ以下である。

Ａｅ_３［℃］は、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量［質量％］によって、以下の（式２）によって計算される。なお、選択元素を含有しない場合は、０として計算する。
Ａｅ_３＝９１１−２３９Ｃ−３６Ｍｎ＋４０Ｓｉ−２８Ｃｕ−２０Ｎｉ−１２Ｃｒ＋６３Ｍｏ・・・（式２）

本発明においては巻取り温度も重要であり、３５０℃超〜７００℃とすることが必要である。７００℃超で巻き取ると、粒成長が進行して粗大な組織となってしまう。粒成長を進行させないためには、６５０℃以下にすることが好ましい。下限値を３５０℃超としたのは、３５０℃以下ではマルテンサイトが増加し、穴広げ性を劣化させるためである。マルテンサイトの生成を抑制するには、下限を４００℃以上にすることが好ましい。

また、熱延鋼板には、必要に応じて酸洗、インライン又はオフラインによる圧下率１０％以下のスキンパスを施しても良い。

熱延鋼板には溶融亜鉛メッキ又は合金化溶融亜鉛メッキを施してもよい。鋼板を焼鈍する場合は、冷却後、連続する溶融亜鉛メッキラインにて、そのまま溶融亜鉛メッキを施してもよい。亜鉛メッキの組成は特に限定するものではなく、亜鉛のほか、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｎｉなどを必要に応じて添加しても構わない。

合金化熱処理は、溶融亜鉛メッキを施した後に、４５０〜６００℃の範囲内で行う。４５０℃未満では合金化が十分に進行せず、また、６００℃超では過度に合金化が進行し、メッキ層が脆化するため、プレス等の加工によってメッキが剥離するなどの問題を誘発する。合金化処理の時間は、５ｓ以上とする。５ｓ未満では合金化が十分に進行しない。上限は特に定めないが、メッキ密着性を考慮すると１０ｓ程度とすることが好ましい。

また、上記の熱延鋼板にはＡｌ系メッキや各種電気メッキを施しても構わない。更に熱延鋼板及び各種メッキ鋼板には有機皮膜、無機皮膜、各種塗料などの表面処理を目的に応じて行うことができる。

また、上記の熱延鋼板、めっき鋼板を素材として、鋼管を製造しても何ら問題はない。造管方法はＵＯ管、電縫溶接、スパイラル等、任意の方法をとることができる。

表１に示す組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造した。鋼片を加熱して、熱間で粗圧延に続いて、表２に示す条件で仕上げ圧延を行った。圧延速度は、３００〜１０００ｍｐｍ程度であった。また、これらの鋼板のうち、熱間圧延終了後に溶融亜鉛めっきを施した場合は、「溶融」、５２０℃で１５秒の合金化溶融亜鉛めっきを施した場合は、「合金」と表記した。
Ａｅ_３［℃］は、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量［質量％］によって、以下の（式２）によって計算される変態温度である。なお、選択元素を含有しない場合は、０として計算した。
Ａｅ_３＝９１１−２３９Ｃ−３６Ｍｎ＋４０Ｓｉ−２８Ｃｕ−２０Ｎｉ−１２Ｃｒ＋６３Ｍｏ・・・（式２）

更に、表２において、ＳＲＴ［℃］は鋼片の加熱温度、ＦＴ［℃］は圧延の最終パス後、即ち仕上温度、ｔ_ＡＣ［ｓ］は、熱延終了後の空冷時間、ＣＲ［℃／ｓ］はＡｅ_３−１００℃から６５０℃又は巻取温度のうち高い方までの平均冷却速度、ＣＴ［℃］は巻取り温度である。圧下率は、１０００℃での板厚と仕上げ板厚の差を１０００℃での板厚で除した値である。（式１）により、仕上温度ＦＴ［℃］からＸ［ｓ］を計算し、表２に記載した。
Ｘ＝１０^{（１８．４−０．０１９４×ＦＴ）} ・・・式（１）

得られた鋼板の組織観察は、鏡面研磨した鋼板をナイタール液により腐食し、光学顕微鏡によって行い画像解析によってフェライト面積率、ベイナイト面積率、パーライト面積率、平均フェライト粒径を求めた。光学顕微鏡観察で組織が判別し難い鋼板については、ＳＥＭ−ＥＢＳＰ法により得られたＩｍａｇｅ Ｑｕａｌｉｔｙ ｍａｐによりフェライト面積率、ベイナイト面積率、パーライト面積率を求めた。残留オーステナイトとマルテンサイトの面積率の合計は、鏡面研磨した鋼板をレペラ腐食液により腐食し、光学顕微鏡による観察と画像解析によって行った。
表３において、Ｖ_α［％］はフェライトの面積率、Ｖ_B［％］はベイナイトの面積率、Ｖ_ｐ［％］はパーライトの面積率、Ｖ_γ+Ｍ［％］は残留オーステナイトとマルテンサイトの面積率の合計である。

また、鋼板の１／２板厚部の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比を、以下のようにして測定した。まず、鋼板を機械研磨及びバフ研磨後、更に電解研磨して歪みを除去し、１／２板厚部が測定面となるように調整した試料を用いて、Ｘ線回折を行った。なお、特定の方位への集積を持たない標準試料のＸ線回折も同条件で行った。次に、Ｘ線回折によって得られた｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図を基に級数展開法でＯＤＦを得た。このＯＤＦから、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比を求めた。

更に、鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行い、引張強度（ＴＳ）と伸び（破断伸び、ＥＬ）を測定した。
ランクフォード値（ｒ値）は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の１３号Ｂ引張試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２５４に準拠して圧延方向のランクフォード値（ｒＬ）、圧延方向から４５°の方向のランクフォード値（ｒＤ）、圧延方向と直角方向のランクフォード値（ｒＣ）をそれぞれ測定した。なお、歪み量は、延性が低い鋼板の均一伸びを考慮して、５％とした。

穴広げ試験は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の試験方法に従い、初期穴をφ１０のポンチと板厚に応じてクリアランス１２．５％となるようにダイス径で打ち抜き、ダイ内径φ４６、ダイ肩Ｒ２の厳しい条件（λ値が低値になる条件）で試験を実施し、穴広げ値λを評価した。

結果を表３に示す。表１〜３において、下線は本発明の範囲外又は好ましい範囲外であることを意味する。

表３から明らかなとおり、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱間圧延した場合には、高い強度（ＴＳ）‐穴広げ値（λ）−伸び（ＥＬ）バランスを満足することができた。熱延Ｎｏ．６は、仕上げ圧延後の空冷時間がＸよりも若干短く、再結晶が十分に進行していないため、異方性がやや強くなっているものの、以下に示す比較例より良い特性を示している。なお、（ＴＳ）、（λ）、（ＥＬ）は相反する特性であり、一般に、ＴＳの値が高くなるほど、ＥＬ、λの値は小さくなる。したがって、（ＴＳ）×（λ）×（ＥＬ）の値が高いものは、強度（ＴＳ）のレベルに関わらず（ＴＳ）、（λ）、（ＥＬ）の３つの相反する特性が良いことを示している。表３に示すように、ＴＳが範囲外の物を除けば、発明鋼の方が比較鋼よりも（ＴＳ）×（λ）×（ＥＬ）の値が良くなっている。

一方、熱延Ｎｏ．２５〜２７は、化学成分が本発明の範囲外である鋼Ｎｏ．Ｐ〜Ｒを用いた比較例である。熱延Ｎｏ．２５は、Ｎｂが本発明の範囲外であり、過剰な添加によって、オーステナイトの再結晶が抑制され、集合組織が発達し、｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比、｛５５４｝＜２２５＞、｛１１１｝＜１１２＞及び｛１１１｝＜１１０＞の３つの結晶方位のＸ線ランダム強度比が上限を超えているために、面内異方性が大きく、穴広げ値が劣化している。熱延Ｎｏ．２６はＣが本発明の範囲外であり、硬質相であるマルテンサイト組織が５％以上となっているため、穴広げ性が劣化している。熱延Ｎｏ．２７は、Ｎｂが添加されておらず、Ｎｂ添加量が本発明の下限より低く、強度が低下している。

熱延Ｎｏ．３はＦＴが低く、熱延Ｎｏ．４はＳＲＴが低いため、ＦＴが低くなり、再結晶が進行しなかった例である。これらは、集合組織が発達し、異方性が強くなり、圧延方向のｒ値が低く、穴広げ値が低下している。熱延Ｎｏ．８はＣＴが高く、熱延Ｎｏ．１１は１０００℃以下での圧下率が小さいため、フェライト粒径が大きくなり、伸び、穴広げ値が低い。

熱延Ｎｏ．１９は、ＣＴが低く、マルテンサイト組織分率が５％以上となっているため、穴広げ値が低い。熱延Ｎｏ．２４は、ＣＲが高く、フェライト組織分率が５％未満となっているため、本発明の鋼に比べると、伸びが若干低い。

加工温度と再結晶率の関係を示す図である。 加工温度と再結晶時間の関係を示す図である。

Claims (8)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．００５〜０．１５０％、
   Ｍｎ：０．１０〜３．００％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．０７％
   を含有し、
   Ｓｉ：２．５０％以下、
   Ｐ ：０．１５０％以下、
   Ｓ ：０．０１５０％以下、
   Ａｌ：０．１５０％以下、
   Ｎ ：０．０１００％以下
   に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   フェライトの面積率が５％以上であり、パーライトの面積率が２０％以下に制限され、マルテンサイト及び残留オーステナイトの一方又は双方の面積率の合計が５％以下に制限され、残部がベイナイトからなる金属組織を有し、
   前記フェライトの平均粒径が３０μｍ以下であり、
   １／２板厚における板面の｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が４．０以下、｛５５４｝＜２２５＞方位、｛１１１｝＜１１２＞方位及び｛１１１｝＜１１０＞方位のＸ線ランダム強度比の平均値が４．５以下であることを特徴する穴広げ性に優れた熱延鋼板。
2. 質量％で、
   Ｔｉ：０．０５％以下、
   Ｂ：０．００１５％以下
   の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。
3. 質量％で、
   Ｍｏ：０．０１〜２．００％、
   Ｃｒ：０．０１〜２．００％、
   Ｗ ：０．０１〜２．００％、
   Ｃｕ：０．０１〜２．００％、
   Ｎｉ：０．０１〜２．００％
   の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。
4. 質量％で、
   Ｃａ：０．０００５〜０．１０００％、
   Ｒｅｍ：０．０００５〜０．１０００％、
   Ｖ：０．００１〜０．１００％
   の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。
5. 圧延方向のランクフォード値、圧延方向と直角方向のランクフォード値及び圧延方向から４５°の方向のランクフォード値が０．７超、１．２以下であることを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。
6. 請求項１〜５の何れか１項に記載の熱延鋼板に、溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする穴広げ性に優れた溶融亜鉛メッキ鋼板。
7. 請求項１〜５の何れか１項に記載の熱延鋼板に、合金化溶融亜鉛めっきが施されていることを特徴とする穴広げ性に優れた合金化溶融亜鉛メッキ鋼板。
8. 請求項１〜５の何れか１項に記載の熱延鋼板、請求項６に記載の溶融亜鉛メッキ鋼板又は、請求項７に記載の合金化溶融亜鉛メッキ鋼板が任意の方向に巻かれていることを特徴とする穴広げ性に優れた鋼管。

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