JP4901623B2

JP4901623B2 - 打ち抜き穴広げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP4901623B2
Application number: JP2007189371A
Authority: JP
Inventors: 雄三高橋; 昌弘小原; 治河野; 徹哉山田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2007-07-20
Filing date: 2007-07-20
Publication date: 2012-03-21
Anticipated expiration: 2027-07-20
Also published as: JP2009024226A

Description

本発明は、打ち抜き穴広げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法に関するものである。

近年、自動車の燃費向上などのために軽量化を目的として、Ａｌ合金等の軽金属や高強度鋼板の自動車足回り部品への適用が進められている。ただし、Ａｌ合金等の軽金属は比強度が高いという利点があるものの鋼に比較して著しく高価であるため、その適用は特殊な用途に限られている。従って、自動車足回り部品の軽量化を推進するためには安価な高強度鋼板の適用が強く求められている。

一般に鋼板は高強度になるほど延性が低下して成形性が悪くなるため、成形性と強度を両立させることが求められている。特に、自動車足回り部品では、伸びフランジ成形が行われる場合が多いため、それらに適用される場合が多い熱延高強度鋼板では、強度と打ち抜き穴広げ性（伸びフランジ成形性）の両立が重要である。打ち抜き穴広げ性とは、打ち抜きにより剪断された鋼板の打ち抜き端面の成形性であり、変形により打ち抜き端面に生じた亀裂の伝播しやすさによってその成形性が定まり、通常「打ち抜き穴広げ率（λ）」により測定される。

打ち抜き穴広げ率（λ）とは、図１（ａ）の打ち抜き金型の模式図に示すように、まず、材料４を打ち抜きダイ２及びしわ押さえ３で固定し、次に図１（ｂ）の打ち抜き図に示すように、打ち抜きポンチ１を移動させることにより材料４を剪断部分５及び被剪断部分６に分離し、得られる被剪断部分６の打ち抜き穴を図１（ｃ）の穴拡げ試験の図に示すようにポンチ７の移動９で押し広げて穴径の拡大１０をし、打ち抜き端面８に入った亀裂が板厚貫通した時点での穴径の、初期穴径に対する拡大率である。即ち、打ち抜き穴広げ率（λ）＝（ｄ−ｄ_０）／ｄ_０×１００（％）で表すことができる。ここで、ｄはポンチが移動し、打ち抜き端面８の亀裂が板厚を貫通した時点の穴径、ｄ_０は初期穴径を意味する。この試験を打ち抜き穴広げ試験と呼ぶ。この打ち抜き抜き穴広げ率（λ）に対しては、打ち抜き金型のクリアランス（Ｃｌ）（図１（ａ）でｓ／ｔ×１００（％）、ここで、ｔは板厚、ｓは間隙）も重要な影響因子であり、通常クリアランスは１２．５％で試験が行われるが、実際の部品の製造工程における打ち抜きは、金型の取り付け精度や金型磨耗等の問題から５〜２０％の間で変動する。

打ち抜き穴広げ性は延性破壊と関係した特性であるため、その特性値（打ち抜き穴広げ率（λ））にはばらつきを生ずる。従って、伸びフランジ成形における成形性を良好とするためには、打ち抜き穴広げ率（λ）を改善することが重要であるが、同時にそのばらつき（標準偏差）も下げることが求められている。現在、求められている強度と打ち抜き穴広げ性のレベルは、足回り部品にて十分な軽量化効果を得るためには、ＴＳが７８０ＭＰａ級で８０％（平均値）以上が求められている。かつ、より厳しい加工が行われる部品が対象の際はそのばらつき（標準偏差）を１２％以下、このましくは８％以下とすることが求められている。

また、実際の部品の製造工程の打ち抜きでは、打ち抜きクリアランスは金型の取り付け精度等の問題から一定値に管理することは難しく、大よそ５〜２０％の間の範囲で変動する。そのため、実際の工程で打ち抜き穴広げ成形での成形不良を無くすには、前述の打ち抜き穴広げ率（λ）、及びそのばらつきの目標を、実際の工程の打ち抜きクリアランスの変動範囲である５〜２０％の間の打ち抜きクリアランスで達成しなければならない。

打ち抜き穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板として、Ｔｉ、Ｎｂを添加することにより第二相を低減し主相であるポリゴナルフェライト中にＴｉＣ、ＮｂＣを析出強化させることによって得る発明が開示されている（例えば、特許文献１参照）。

しかし、高い伸びフランジ性を得るために面積率で８５％以上のポリゴナルフェライトが必須であるが、８５％以上のポリゴナルフェライトを得るためには熱間圧延後にフェライト粒の成長を促進するため長時間の保持が必要であり、操業コスト上好ましくない。

また、Ｔｉ、ＮｂをＣ当量以上添加しミクロ組織をフェライト単相にすると共にＣｕを添加し、ＴｉＣ、ＮｂＣと共にε−Ｃｕを析出させることにより、高強度化した伸びフランジ加工性の優れた高強度熱延鋼板を得る発明が開示されている（例えば、特許文献２参照）。

しかし、フェライト相にε−Ｃｕを析出させているため、延性が低下して加工性が悪くなる可能性がある。

以上の技術は高い穴広げ性を狙ったものであるが、そのばらつきを低減する技術については触れられていない。

また、せん断加工端面が伸びフランジ成形される場合等の成形性指標である穴広げ率（λ）のバラツキが少ないバーリング性高強度薄鋼板およびその製造方法に関する発明として、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：０．０５〜３％、Ｐ≦０．１％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ：０．００５〜０．０２％、Ｎ≦０．００５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含み、さらにＴｉ−（４８／１２）Ｃ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≧−０．０３％、を満たす範囲でＴｉを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であって、鋼中に含まれるＴｉを含む窒化物の平均円相当径が７μｍ以下とした発明が提案されている（例えば、特許文献４参照）。この発明は、穴広げ性を劣化させる鉄炭化物（セメンタイト）を析出させないようにし、かつ穴広げ性のバラツキを与える粗大なＴｉＮを析出させないようにしたものである。

この技術は、穴広げ率（λ）のばらつきの低減を狙ったものであるが、実施例に示される穴広げ率（λ）及びそのばらつきは、一定の打ち抜きクリアランスに対して測定されたものであり、実際の工程でのクリランスの変動があっても十分な穴広げ率や低い穴広げ率のばらつきが得る技術は開示されていない。また、穴広げ率のばらつきの測定において、２４枚の試験片での穴広げ率の最大値と最小値の差をその指標としているが、統計的にはこの値も期待値を中心としてばらつきを持った分布を持つものと考えられ、この差がばらつき（期待値）そのものを示す訳ではないので、上に開示された技術のばらつき低減効果は不明確である。

特開平６−２００３５１号公報特開平７−７０６９６号公報特開平８−１５７９５７号公報特開平１６−２５０７４９号公報

本発明は、上記実情に鑑み、打ち抜き穴広げ性に優れ、かつそのばらつきの小さい高強度薄鋼板およびその製造方法を提供することを課題とするものである。

本発明者らは、高強度熱延薄鋼板の穴広げ成形性の改善のため、その打ち抜き端面先端での亀裂の成長過程について調査し、（１）硬質相と軟質相の界面から生じた空孔（ボイド）が成長、連結し亀裂を成長させる、（２）板面と平行なクラックが生じ、成長して、亀裂を成長させる、の二つの原因があることが判明した。そして、それらの抑制のためには、各々、（１）軟質な相の生成を抑制し、硬さを均一化する、（２）集合組織の特定方向への配向を抑える、ことが重要であることを知見した。ここで、（２）の板面方向のクラックを発生させる集合組織（結晶方位）とは、諸々の比較検討の結果、圧延方向に向いた＜１１０＞方位であると推定された。

また、穴広げ率（λ）のばらつきを低減させる条件についても鋭意検討を行い、上述した圧延集合組織を持ったコロニーサイズが大きい場合に穴広げ率のばらつきが生じ、それをできるだけ微細することにより、それが達成されることを知見した。これは、粗大な該コロニーにより亀裂の発生、伝播のばらつきが生じているためと推定される。

そして、以上の組織を得るためには、Ｂ添加した上で、粗圧延条件（歪速度上限、温度下限）、仕上げ圧延条件（下限温度）により圧延集合組織を抑制し、かつ圧延集合組織を持ったコロニーを微細化し、ランアウトテーブルにてＢ量により定まる下限冷却速度以上で急冷却を行う事により軟質な組織を抑制し、硬さを均一化することが重要であることが判明した。

表１に示す成分の鋼Ｐを、粗圧延の最大のパス歪速度（／秒）を０．１〜０．２（／秒）、粗圧延温度≧１０５０℃、仕上げ圧延温度は９００〜９８０℃、ＲＯＴ冷却速度を、２５〜７０℃／秒、巻き取り温度を４７０〜５００℃として、熱間圧延し、厚さ３．２ｍｍの熱延鋼板とした。得られた熱延鋼板の機械的特性、集合組織を調査した。

得られた熱延板の引張試験は、供試材を、まずＪＩＳＺ２２０１記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳＺ２２４１記載の試験方法に従って行った。一方、打ち抜き穴広げ率（λ）については、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１−１９９６記載の穴広げ試験方法に従って評価した。ただし、ここでは、前述の実工程での打ち抜きクリアランスの変動範囲に対応して、打ち抜きクリアランスを５、１０、２０％の３水準とした。穴広げ率（λ）のばらつきを評価するため、各々の材料、クリアランスの水準毎に、穴広げ試験片を５０枚準備し、それらによる穴広げ率（λ）の平均値、及び標準偏差を求めた。

また、幅方向１／４Ｗ部から幅方向断面（圧延方向と直角な断面）のＸ線回折試験片を加工し、幅方向と平行な、（即ち、圧延方向を向いた）｛１１０｝面の面強度（全厚平均、ランダム比、以後単に｛１１０｝面強度と記す）を求めた。また、幅方向１／４Ｗ部から圧延方向断面（幅方向と直角な断面）の埋め込みサンプルを作成し、研磨した後、１／４ｔ部にて３０箇所で荷重１０ｇにてビッカース硬さ試験を行い、その平均値およびばらつき（標準偏差）を求めた。

また、同じく、幅方向１／４Ｗ部の圧延方向断面の埋め込みサンプルを研磨し、後方散乱電子回折像法（ＥＢＳＰ法）にて、１／４ｔ部の４００μｍ×４００μｍの視野での結晶方位の分布を調べた。そして、特に、結晶の＜１１０＞方位が、鋼板の圧延方向から１０°以内の方向と平行な結晶粒の分布を調べた。ここで、その方位の結晶粒を調べたのは前述のように、これが穴広げ成形時に板面方向のクラックを発生させると推定されるためである。図２は、１／４ｔ部、圧延方向断面４００μｍ×４００μｍの後方散乱電子回折像法（ＥＢＳＰ法）による結晶方位解析結果図である。得られた結晶方位解析結果図の分布から、＜１１０＞方位が圧延方向（から１０°以内の方位）と平行である結晶粒の集合からなるコロニーの最大のサイズ（圧延方向の長さ）Ｌを求めた。図２に、該コロニーの調査結果例とその最大サイズＬの定義を示す。

図３にＸ線回折による｛１１０｝面強度、硬さのばらつき（標準偏差）／硬さの平均値〔σ（Ｈｖ）／平均（Ｈｖ）］と打ち抜き穴広げ率（λ）の関係を示す。図中に数字で示す打ち抜き穴広げ率（λ）は、クリアランス（Ｃｌ）＝５％、１５％、２０％の打ち抜き穴広げ試験の各々のクリアランス毎の平均値（ｎ＝２０）の最小値と最大値を示している。図中の白丸は穴拡げ率８０％以上、黒丸は穴拡げ率８０％未満を示している。これより、｛１１０｝面強度≦１．７、かつ、硬さのばらつき（標準偏差）／硬さの平均値を０．２以下とすることにより、クリアランス＝５〜２０％で、打ち抜き穴広げ率（λ）を平均で８０％以上とすることができることが分かる。したがって、本発明の高強度薄鋼板では｛１１０｝面強度≦１．７、かつ、硬さのばらつき（標準偏差）／硬さの平均値〔σ（Ｈｖ）／平均（Ｈｖ）］を０．２以下と規定した。

本発明者らは、所定の｛１１０｝面強度とする条件について鋭意検討し、主に粗圧延条件により定まり、それを低い歪速度で行うこと、及びできるだけ高温で行うことが重要であることを知見した。

図４に、上試験での粗圧延での最大歪速度と、圧延方向を向いた｛１１０｝面強度の関係を示す。これから、粗圧延の最大の歪速度が小さいほど｛１１０｝面強度は小さくなり、それが０．１５（／秒）以下の時に所定の｛１１０｝面強度が得られている。また、その効果は粗圧延の温度（最終パス）が低い場合に得られないことが分かる。

ここで、粗圧延の最大の歪速度とは、加熱炉から抽出後行われる粗圧延の１０パス程度の圧下の中で、歪速度が最大であったパスの歪速度であり以下の式から求めた値である。
ε＊：パス歪み速度（Ｓ^−１）
ε＊＝（ｖ／（Ｒ×ｈ_１）^０．５）×（１／ｒ^０．５）×ｌｎ｛１／（１−ｒ）｝
ここで、ｈ_１：パス入側板厚（ｍｍ）、ｈ_２：パス出側板厚（ｍｍ）、ｒ＝（ｈ_１−ｈ_２）／ｈ_１、Ｒ：ロール径（ｍｍ）、ｖ：パス出側速度（ｍｍ／秒）を意味する。

図４の傾向が得られるのは以下の理由が考えられる。圧延方向に配向した｛１１０｝集合組織は、粗圧延、仕上げ圧延工程で、大きな圧延歪が加わった状態からの静的な回復、再結晶、変態により発達するものと考えられるが、粗圧延を高温、低歪速度で行うことにより、圧下中の動的な再結晶または動的な回復が起き比較的小さい歪で組織（結晶性）が回復し、組織の配向性を低減することができるためと考えられる。

本発明者らは更に、粗圧延の温度域についても検討し、再結晶しにくい成分であるほどそれを促すために高温で粗圧延を行う必要があり、その下限温度Ｔ（℃）に対してはＢの影響が大きく、その下限温度は下式となることを知見した。
Ｔ（℃）＝１０５０＋２×Ｂ（ｐｐｍ）

図５に、ＲＯＴ冷却速度（ＣＲ℃／秒）と硬さばらつき〔σ（Ｈｖ）／平均（Ｈｖ）］の関係を示す。これより、冷却速度を上げるほど硬さのばらつきが低減しており４４℃／秒以上で所定の硬さばらつきが得られることが分かる。これは、冷却速度が大きいほど高温で生成する軟質な組織が生成しにくくなるためと考えられる。この下限のＲＯＴ冷却速度と成分の関係について本発明者らは鋭意検討を行い、フェライト変態を遅くする元素を添加することにより軟質なフェライトが生成しにくくなるので下限の冷却速度は小さくなり、特にＢの影響が大きく、Ｂ量と下限冷却速度の関係が下記で表されることを知見した。

ＲＯＴ下限冷却速度ＣＲ（℃／秒）＝５６−１．８×Ｂ（ｐｐｍ）
次に、穴広げ率（λ）のばらつきを低減させる条件について検討を行った結果について説明する。

図６、図７にそれぞれ｛１１０｝面強度と打ち抜き穴拡げ率ばらつき［σ（λ）％］、硬さばらつき〔σ（Ｈｖ）／平均（Ｈｖ）］と打ち抜き穴広げ率ばらつき［σ（λ）％］の関係を示しているが、それらの指標とは相関は見られない。図８に、ＥＢＳＰ法で測定した、＜１１０＞方位が圧延方向（から１０°以内の方位）と平行である結晶粒の集合からなるコロニーの最大のサイズ（圧延方向の長さ）Ｌと打ち抜き穴広げ率（λ）ばらつき［σ（λ）％］の関係を示すが、そのコロニーの最大のサイズ（圧延方向の長さ）Ｌを小さくすることにより、穴広げ率ばらつきを低減できることが判明した。この理由として、＜１１０＞方位が圧延方向（から１０°以内の方位）と平行である結晶粒に、板面方向にクラックを発生させやすい｛１１１｝、｛１００｝面が板面と平行な集合組織が多く含まれているために、その結晶粒が多く連結し大きなコロニーを形成することにより、打ち抜き端面亀裂先端で粗大な板面平行のクラックが亀裂先端の応力状態に対応して偶発的に入りやすくなり、打ち抜き穴広げ率（λ）のばらつきを生じている可能性が考えられる。

図９に、＜１１０＞方位が圧延方向（から１０°以内の方位）と平行である結晶粒の集合からなるコロニーの最大のサイズ（圧延方向の長さ）Ｌと打ち抜き穴広げ率（λ）の関係を示すが、打ち抜き穴広げ率（λ）の絶対値は、そのコロニーの最大のサイズの長さが短いほどに大きくなる傾向は見られるが大きな改善効果ではない。

図１０に、仕上げ圧延温度（ＦＴ−（Ａｒ３＋１３０）℃）と＜１１０＞方位が圧延方向と平行である結晶粒コロニー最大サイズＬの関係を示している。ＦＴがＡｒ３＋１３０℃以上の高温（ＦＴ≧Ａｒ３＋１３０℃）であれば、＜１１０＞が圧延方向と平行である結晶粒コロニーの最大サイズは小さくなる。これは、仕上げ圧延温度が高いほど、仕上げ圧延段階での回復、再結晶がより進むため、仕上げ圧延段階終了段階でのオーステナイト粒形状がより伸長していないため、オーステナイト粒形状に対応して生成すると思われる該コロニーの形状もあまり伸張していないため、その最大サイズも小さくなることが理由として考えられる。

以上を基に為された本発明の要旨は次のとおりである。

（１）質量％にて、
Ｃ：０．０１〜０．１％、
Ｓｉ：０．０１〜２％、
Ｍｎ：０．０５〜３％、
Ｐ≦０．１％、
Ｓ≦０．０１％、
Ａｌ：０．００５〜２．０％、
Ｎ≦０．０１％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含み、
さらにＴｉ−（４８／１２）Ｃ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≧−０．０３％を満たす範囲でＴｉを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、その鋼板の硬さのばらつきをその平均値で除した値が０．２以下であり、かつ、圧延方向の｛１１０｝面の面強度が１．７以下であることを特徴とする打ち抜き穴広げ性に優れた高強度薄鋼板。

（２）＜１１０＞方位が圧延方向と平行である結晶粒により形成されるコロニーの最大長さが１００μｍ以下であることを特徴とする前記（１）に記載の打ち抜き穴広げ性に優れた高強度薄鋼板。

（３）前記鋼がさらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００１〜０．０６％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃｕ：０．０１〜２％、
Ｎｉ：０．０１〜１％、
Ｍｏ：０．０５〜１％、
Ｖ：０．０２〜０．５％、
Ｃｒ：０．０１〜１％
の一種または二種以上を含有することを特徴とする、前記（１）または（２）に記載の打ち抜き穴広げ性に優れた高強度薄鋼板。

（４）前記（１）ないし（３）のいずれかに記載の組成を有する鋳片を加熱した後、粗圧延を行い、次に仕上げ圧延、冷却、巻き取りにより熱延鋼板とする熱延工程において、１２００℃以上に加熱した後、粗圧延のパスを全てＴ（℃）＝１０５０＋２×Ｂ（ｐｐｍ）で示される温度以上で、歪速度０．１５（／秒）以下で行い、その後仕上げ圧延を行い、Ａｒ３温度以上の温度域で仕上圧延を終了し、その後、Ｂ添加量に応じて、ＣＲ（℃／秒）＝５６−１．８×Ｂ（ｐｐｍ）以上の冷却速度で７００℃以下まで冷却し、３５０℃以上７００℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする打ち抜き穴広げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。

（５）前記仕上げ圧延の終了温度がＡｒ３＋１３０℃以上とすることを特徴とする前記（４）に記載の打ち抜き穴広げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。

本発明によれば、打ち抜き穴広げ成形時に、打ち抜き端面先端の亀裂の伝播を防止でき、強度と打ち抜き穴広げ性の両立が達成でき、かつ、穴広げ性のばらつきも小さい鋼板を得ることができる。

以下に本発明の詳細を説明する。

まず、打ち抜き穴広げ性に優れた高強度熱延薄鋼板とするために必要な鋼板のミクロ組織の要件について説明する。

本発明の鋼では、金属組織の硬さのばらつきをその平均値で除した値を０．２以下とする必要がある。これは、組織の硬さのばらつきがあることにより、変形時にその界面にボイドが生じ、亀裂を伝播させやすくし、穴広げ率（λ）を低下させるためである。

本発明の鋼のミクロ組織は、特に規定はないが、上記の条件の条件を満たすためには、比較的高温の変態で現れる軟質のポリゴナルフェライトは避け、比較的低温で生成したアシキュラーフェライト、または、更に低温の変態で現れるベイナイト、またはそれらの混合組織とすることが好ましい。

本発明者らは、圧延方向を向いた｛１１０｝面が多いことにより、板面方向に配向した｛１００｝、｛１１１｝面強度も増加し、それらにより打ち抜き穴広げ加工時に端面亀裂先端で板厚方向に平行なクラックを発生させ、打ち抜き穴広げ性を劣化させる原因となることを知見した。従って、本発明の鋼は、圧延方向を向いた｛１１０｝面の面強度を１．７以下とする必要がある。

更に、本発明の鋼において、打ち抜き穴広げ率（λ）のばらつき（標準偏差）を低減することが要求される場合には、特に、＜１１０＞方位が圧延方向と平行である結晶粒コロニー最大サイズＬが１００μｍ以下とすることが望ましい。これは、この結晶粒コロニー最大サイズＬが大きいと打ち抜き端面の亀裂先端で粗大なクラックが偶発的に入りやすくなるためと推定される。この最大サイズＬは、加工の厳しい用途に対応するため穴広げ率ばらつきをより低減するためには、さらに６０μｍ以下とすることが望ましい。

続いて、本発明の鋼板の化学成分の限定理由について説明する。

Ｃは、０．１％超含有していると加工性及び溶接性が劣化するので、０．１％以下とする。また０．０１％未満であると強度が低下するので、０．０１％以上、好ましくは０．０２５％以上とする。

Ｓｉは、予備脱酸に必要な元素であると共に固溶強化元素として強度上昇に有効である。所望の強度を得るためには０．０１％以上含有する必要がある。しかし、２％超とした場合、変態点が過度に高温となるため、本発明に必要な圧延温度の確保が困難となるためその上限は２．０％とする。以上の理由から、Ｓｉの含有量は、０．０１％以上、２％以下とする。

Ｍｎは、固溶強化元素として強度上昇に有効である。所望の強度を得るためには０．０５％以上必要である。また、Ｍｎ以外にＳによる熱間割れの発生を抑制するＴｉなどの元素が十分に添加されない場合には、質量％でＭｎ／Ｓ≧２０となるＭｎ量を添加することが望ましい。一方、３％超添加するとスラブ割れを生ずるため、３％以下、好ましくは２％以下とする。

Ｐは、不可避的に含有される不純物元素であり低いほど望ましく、０．１％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすと共に疲労特性も低下させるので、０．１％以下とする。しかし、厳しい成形を受け、また疲労特性も要求される自動車足回り部品用途に用いられ、実使用されるためには、Ｐは好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下とする必要がある。

Ｓは、Ｐと同様に不可避的に含有される不純物元素であり、多すぎるとＭｎＳ等の粗大な介在物となって成形性を劣化させるので、０．０１％以下とする必要がある。厳しい加工を受ける部品用途で、厳しい成形に耐えうる材質とするためには、０．００３％以下とすることが好ましい。

Ａ１は、溶鋼の脱酸に必要な元素であるので、その効果を得るには０．００５％以上含有させる必要がある。また更には、固溶強化により鋼を強化し、強度を得るためには、積極的に添加することが好ましい。しかし、過多に添加すると、変態点を極度に上昇させ、本発明に必要な圧延温度の確保が困難となるためその上限は２．０％、好ましくは１．０％とする。

Ｎは、Ｃよりも高温にてＴｉおよびＮｂと析出物を形成し、Ｃを固定するのに有効なＴｉ及びＮｂを減少させるばかりでなく、穴広げ率（λ）のばらつきを増大させる大きなサイズのＴｉ窒化物を形成する。従って極力低減させるべきであるが、０．０１％以下ならば許容できる範囲である。しかし、過多にあると、粗大なＴｉとの析出物が析出するので、０．００５％以下とすることが好ましい。

Ｔｉは、本発明における最も重要な元素の一つである。すなわち、Ｔｉは析出強化により鋼板の強度上昇に寄与する。ただし、０．００５％未満ではこの効果が不十分であり、０．３％超含有してもその効果が飽和するだけでなく合金コストの上昇を招く。従ってＴｉの含有量は０．００５％以上、０．３％以下とするが、好ましくは０．００５〜０．２％である。

さらに、打ち抜き穴広げ性を劣化させるセメンタイト等の炭化物の原因となるＣを析出固定し、バーリング加工性の向上に寄与するためには、析出物のＴｉとＣの割合からして、Ｔｉ−（４８／１２）Ｃ≧０であることが望ましいが、ＳおよびＮはＣよりも比較的高温域でＴｉと析出物を形成するので、上記条件を満たすためには必然的にＴｉ−（４８／１２）Ｃ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≧０％の条件を満たすことが望ましい。ただし、Ｔｉ−（４８／１２）Ｃ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≧−０．０３％であれば、例えば７８０ＭＰａ級の鋼板であっても穴広げ率（λ）穴広げ性がそれほど劣化せず、許容できる範囲なので、本発明においてＴｉとＣ、Ｎ、Ｓの関係は、Ｔｉ−（４８／１２）Ｃ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≧−０．０３％とする。

一方、本発明の鋼においては、粒界強度を高くし成形段階での割れを防ぐ観点から、粒界に微量の固溶Ｃを残留させておくことが好ましい。この観点から、Ｔｉ−（４８／１２）Ｃ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≦０．０３％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０２５％以下である。

Ｂは、本発明において、最も重要な元素である。本発明においては、ＲＯＴ（ランアウトテーブル）冷却中に比較的高温で生成する軟質のフェライトを抑制し組織の硬さをより均一とする必要がある。本発明では、Ｂを添加することによりフェライトを生成しにくくし、それに加えてＲＯＴで急冷却を行うことにより軟質なフェライトを抑制している。Ｂ量が少ないとＲＯＴで十分な冷却速度を得ることが困難となるので、その下限を０．０００５％とする。一方、０．００３０％より多く添加してもその効果は飽和するので、Ｂの添加量は０．０００５％以上、０．００３０％以下とするが、好ましくは０．０００５〜０．００２０％である。

Ｃａは、溶鋼脱酸時に微細な酸化物を多数分散させるために必要な元素であり添加することが好ましい。その効果を得るためには０．０００５％以上添加する。一方、０．０１％超添加してもその効果が飽和するので、その上限を０．０１％とする。

Ｎｂは、本発明において、析出強化により強度を得る重要な元素の一つであり、添加することが好ましい。しかし、Ｎｂの含有量が０．００１％未満では十分な強度増加の効果は得られず、一方、０．０６％超ではその効果は飽和する。以上の理由からＮｂの含有量は、０．００１％以上、０．０６％以下とするが、好ましくは０．０１〜０．０５％である。

Ｃｕは、固溶状態で疲労特性を改善する効果があり、必要に応じ添加する。ただし０．０１％未満ではその効果は少なく、２％を超えて含有しても効果が飽和する。そこでＣｕの含有量は０．０１〜２％の範囲とする。

Ｎｉは、Ｃｕ含有による熱間脆性防止のために必要に応じ添加する。ただし、０．０１％未満ではその効果が少なく、１％を超えて添加してもその効果が飽和するので、０．１〜１％とする。

さらに、強度を付与するために、Ｍｏ，Ｖ，Ｃｒの析出強化もしくは固溶強化元素の一種または二種以上を添加しても良い。ただし、それぞれ０．０５％、０．０２％、０．０１％未満ではその効果を得ることができない。また、それぞれ１％、０．５％、１％を超え添加しても、その効果は飽和する。

次に、本発明の製造方法の限定理由について、以下に詳細に述べる。

鋳片（スラブ）の再加熱温度については、１２００℃未満での加熱はＴｉおよび／またはＮｂを含む析出物がスラブ中で再溶解せず粗大化し析出強化能を失うばかりでなく、打ち抜き穴広げ性にとって望ましいサイズと分布のＴｉおよび／またはＮｂを含む析出物が析出しなくなるので、鋳片の再加熱温度は１２００℃以上とする必要がある。上限について、特に制限はないが、１４００℃以上であると、スケールオフ量が多量になり歩留まりが低下するので、再加熱温度は１４００℃未満が望ましい。

粗圧延に関しては、集合組織を制御するため以下のように規定する。圧延方向に向いた｛１１０｝集合組織は、粗圧延、仕上げ圧延工程で、大きな圧延歪が加わった状態からの静的な回復、再結晶、変態により発達するものと考えられる。これを防ぐためには、粗圧延を高温、低歪速度で行い、圧下中の動的な再結晶または動的な回復を起こして比較的小さい歪で組織（結晶性）を回復させ、組織の配向性を低減させることが重要と考えられる。これにより上記の集合組織の面強度を所定以下とするためには、粗圧延の全パスをできるだけ高温で、かつ低い歪速度（０．１５（／秒）以下）で行う必要がある。粗圧延の最低の温度は、Ｂ量が多いほど再結晶しにくくなるためＢ量に応じてその下限温度が変わるので、下式で表されるＴ（℃）以上とする必要がある。
Ｔ（℃）＝１０５０＋２×Ｂ（ｐｐｍ）

また、ここで、歪速度は以下の式から求めるものとする。
ε＊：パス歪み速度（Ｓ^−１）
ε＊＝（ｖ／（Ｒ×ｈ_１）^０．５）×（１／ｒ^０．５）×ｌｎ｛１／（１−ｒ）｝
ここで、ｈ_１：パス入側板厚（ｍｍ）、ｈ_２：パス出側板厚（ｍｍ）、ｒ＝（ｈ_１−ｈ_２）／ｈ_１、Ｒ：ロール径（ｍｍ）、ｖ：パス出側速度（ｍｍ／秒）を意味する。

仕上げ圧延温度は、Ａｒ３温度以下であった場合、圧延集合組織が強く現れ、穴広げ率（λ）が劣化する恐れがある。したがって、その下限はＡｒ３温度以上とする。ここでＡｒ３変態点温度とは、例えば以下の計算式（１）により鋼成分との関係で簡易的に示される。
Ａｒ_３＝８６８−３９６×Ｃ＋２５×Ｓｉ−６８×Ｍｎ−３６×Ｎｉ−２１×Ｃｕ−２５×Ｃｒ＋３０×Ｍｏ

仕上げ圧延温度がＡｒ３温度以上であっても、その中で比較的低温の場合、圧延中に伸張したオーステナイト粒が形成され、それが、最終的に圧延方向に伸張した＜１１０＞方位が圧延方向と平行である結晶粒コロニーを形成し、それが打ち抜き穴広げ率（λ）のばらつきを誘発させるので、圧延温度はできるだけ高温とすることが好ましい。また、圧延歪によるフェライト変態促進の効果をできるだけ抑制し、ＲＯＴ冷却中で微細組織を生成させ硬さばらつきを抑えるためにも、圧延温度は高温ほど好ましい。それらの十分な効果を得て本願規定の組織を得るには、Ａｒ３＋１３０℃以上とすることが好ましい。

仕上げ温度の上限は、本発明の効果を得るためには特に定める必要はないが、操業上スケ−ル疵が発生する可能性があるため、１０００℃以下とすることが望ましい。

本発明において、高温で生成する軟質なフェライト組織の生成を抑制し、硬さばらつきを低減するため、さらに配向性を低減した微細組織を得るためにも、Ｂを添加した上で、Ｂ量に応じてＲＯＴ（ランアウトテーブル）での冷却速度を所定以上とする必要がある。

その限界の冷却速度［ＣＲ（℃／秒）］は、鋼成分により定まり、焼き入れ性が大きいほどフェライト変態しにくいため小さくてもよく、Ｂ量によって下記で示される。

ＣＲ（℃／秒）＝５６−１．８×Ｂ（ｐｐｍ）
硬さばらつきを抑制するためには、この冷却速度で７００℃以下まで冷却する必要がある。

次に巻取温度については、巻取温度が３５０℃未満では、十分なＴｉおよび／またはＮｂを含む析出物が生じなくなり、鋼中に過度に固溶Ｃが残留して加工性を低下させる恐れがあり、７００℃超ではＴｉおよび／またはＮｂを含む析出物のサイズが粗大化し、析出強化による強度上昇に寄与しなくなるため、十分な強度が得られない。従って、巻取温度は３５０〜７００℃とする。強度・穴広げ率（λ）のバランスを最大とするためには好ましくは４００〜６００℃とする。

熱間圧延工程終了後は必要に応じて酸洗し、またはスキンパスラインを通しても構わない。

以下に、実施例により本発明をさらに詳細に説明する。

表２に示す成分の鋼を転炉にて溶製した後、連続鋳造により鋳片とした。その後、表３に示す条件にて、再加熱を行い、粗圧延、仕上げ圧延、冷却、巻取りを行う事により熱延鋼板とした。

得られた熱延板の引張試験は、供試材を、まずＪＩＳＺ２２０１記載の５号試験片に加工し、ＪＩＳＺ２２４１記載の試験方法に従って行った。一方、打ち抜き穴広げ率（λ）については、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１−１９９６記載の穴広げ試験方法に従って評価した。ただし、ここでは、上記の実工程での打ち抜きクリアランスの変動範囲に対応して、打ち抜きクリアランス（Ｃｌ）を５、１０、２０％の３水準とした。穴広げ率（λ）のばらつきを評価するため、各々の材料、クリアランスの水準毎に、穴広げ試験片を５０枚準備し、それらによる穴広げ率（λ）の平均値、及び標準偏差を求めた。

また、幅方向１／４Ｗ部から圧延方向断面のＸ線回折試験片を加工し、圧延方向と平行な｛１１０｝面の面強度（全厚平均、ランダム比）を求めた。また、幅方向１／４Ｗ部から幅方向断面（幅方向を向いた断面）の埋め込みサンプルを作成し、研磨した後、１／４ｔ部にて３０箇所で荷重１０ｇにてビッカース硬さ試験を行い、その平均値およびばらつき（標準偏差）を求めた。

また、同じく、幅方向１／４Ｗ部の幅方向断面の埋め込みサンプルを研磨し、後方散乱電子回折像法（ＥＢＳＰ法）、１／４ｔ部の４００μｍ×４００μｍの視野で、結晶粒の方位分布を測定し、＜１１０＞方位が圧延方向から１０°以内の方向と平行である結晶粒のコロニーの最大サイズＬを求めた。

以上の試験結果も表４に示している。

表４において、水準（１）〜（１２）は本発明によるものであり、良好な強度・穴広げ性バランスが得られている。水準（１）、（２）では仕上げ圧延温度が特に高く（≧Ａｒ３＋１３０℃）、＜１１０＞方位が圧延方向と平行である結晶粒コロニーの最大サイズＬが小さく、穴広げ率（λ）のばらつきも低減されている。

一方水準（１３）では、粗圧延の歪速度が大きく、このため、圧延方向に配向した｛１１０｝面強度が高く、穴広げ性が劣化している。

水準（１４）、（２１）は、冷却速度が規定より小さいため、このため組織硬さのばらつきが大きくなっており、穴広げ性が劣化している。

水準（１５）は、粗圧延温度が低いため、このため圧延方向に配向した｛１１０｝面が多く現れ、穴広げ性が劣化している。

水準（１６）では、加熱温度が低すぎるため、十分な強度が得られていない。

水準（１７）では、巻き取り温度が低すぎるため、十分な成形性（伸び、穴広げ率（λ））が得られていない。

水準（１８）では、巻き取り温度が高すぎるため、十分な強度が得られていない。

水準（１９）では、仕上げ圧延温度が低いため、穴広げ率（λ）が低い。

水準（２０）では、Ｃ量が多くＴｉ＊が規定より高いため粗大な炭化物が生成しており穴広げ性は良好でない。

以上の実施例の結果から、本発明の要件を満たす高強度熱延薄鋼板は、強度と打ち抜き穴広げ性を両立し、更にそのばらつきの低減を低減する目標が達成できた。

打ち抜き穴広げ試験を説明する図である。＜１１０＞方位が圧延方向と平行である結晶粒コロニー及びその最大サイズＬを示す図である。集合組織、硬さばらつきと穴広げ率（λ）の関係を示す図である。粗圧延の歪速度と｛１１０｝面強度の関係を示す図である。冷却速度と硬さのばらつきの関係を示す図である。｛１１０｝面強度と穴広げ率（λ）ばらつきの関係を示す図である。硬さばらつきと穴広げ率（λ）ばらつきの関係を示す図である。＜１１０＞方位が圧延方向と平行である結晶粒コロニー及びその最大サイズＬと穴広げ率（λ）ばらつきの関係を示す図である。＜１１０＞方位が圧延方向と平行である結晶粒コロニー及びその最大サイズＬと穴広げ率（λ）の関係を示す図である。圧延温度と＜１１０＞方位が圧延方向と平行である結晶粒コロニー及びその最大サイズＬの関係を示す図である。

符号の説明

１ポンチ
２打ち抜きダイス
３しわ押さえ
４材料
５剪断部分
６被剪断部分
７穴拡げポンチ
８打ち抜き端面
９ポンチの移動
１０穴径の拡大
ｔ板厚
ｓ隙間

Claims

質量％にて、
Ｃ：０．０１〜０．１％、
Ｓｉ：０．０１〜２％、
Ｍｎ：０．０５〜３％、
Ｐ≦０．１％、
Ｓ≦０．０１％、
Ａｌ：０．００５〜２．０％、
Ｎ≦０．０１％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％
を含み、さらに
Ｔｉ−（４８／１２）Ｃ−（４８／１４）Ｎ−（４８／３２）Ｓ≧−０．０３％
を満たす範囲でＴｉを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、その鋼板の硬さのばらつきをその平均値で除した値が０．２以下であり、かつ、圧延方向の｛１１０｝面の面強度が１．７以下であることを特徴とする打ち抜き穴広げ性に優れた高強度薄鋼板。
＜１１０＞方位が圧延方向と平行である結晶粒により形成されるコロニーの最大長さが１００μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の打ち抜き穴広げ性に優れた高強度薄鋼板。
前記鋼がさらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００１〜０．０６％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃｕ：０．０１〜２％、
Ｎｉ：０．０１〜１％、
Ｍｏ：０．０５〜１％、
Ｖ：０．０２〜０．５％、
Ｃｒ：０．０１〜１％
の一種または二種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の打ち抜き穴広げ性に優れた高強度薄鋼板。
請求項１ないし３のいずれかに記載の組成を有する鋳片を加熱した後、粗圧延を行い、次に仕上げ圧延、冷却、巻き取りにより熱延鋼板とする熱延工程において、１２００℃以上に加熱した後、粗圧延のパスを全てＴ（℃）＝１０５０＋２×Ｂ（ｐｐｍ）で示される温度以上で、歪速度０．１５（／秒）以下で行い、その後仕上げ圧延を行い、Ａｒ３温度以上の温度域で仕上圧延を終了し、その後、Ｂ添加量に応じて、ＣＲ（℃／秒）＝５６−１．８×Ｂ（ｐｐｍ）以上の冷却速度で７００℃以下まで冷却し、３５０℃以上７００℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする打ち抜き穴広げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
前記仕上げ圧延の終了温度がＡｒ３＋１３０℃以上とすることを特徴とする請求項４に記載の打ち抜き穴広げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。