WO2010137598A1 - 成形性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

成形性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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藤田耕一郎
花澤和浩
高田康幸
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet applied to materials such as automobiles and home appliances.
  • the hot-rolled steel sheet has workability suitable for press molding and has excellent aging resistance and in-plane anisotropy. About.
  • Hot-rolled steel sheets used in automobiles and electrical products are required to have high formability.
  • hot-rolled steel sheets used for deep drawing applications such as compressor covers are energetically advanced. It has been.
  • the stability of materials, especially aging resistance is becoming more important.
  • the upper limit of strengthening elements such as C and Mn is limited to ensure soft high ductility, and 0.001% or more of B is added to fix N in the steel.
  • a technique for improving the aging resistance is proposed in Patent Document 1.
  • the amount of B added to the hot-rolled steel sheet is as high as 0.001% or more, so that
  • Patent Document 2 proposes a technique for improving
  • Patent Document 3 discloses a technique of performing finish rolling at three or more points of Ar in order to improve
  • Non-Patent Document 1 the hot-rolled steel sheet to which B is added tends to be coarse and has a large dependency on the hot-rolling conditions. Therefore, if the finish rolling is simply performed at a high temperature as proposed in Patent Document 2 and Patent Document 3, excessive graining occurs, and the surface after press molding becomes rough.
  • the hot-rolled steel sheet proposed in Patent Document 3 does not add B, but the grain growth property is enhanced by setting it to an extremely low P (0.005% or less), so the hot-rolled steel sheet proposed in Patent Document 2 As with, the occurrence of rough skin due to excessive coarsening becomes a problem.
  • Patent Document 4 discloses a technique of adding Ti or Nb to a hot-rolled steel sheet for the purpose of suppressing excessive grain growth.
  • Ti and Nb have remarkably strong recrystallization suppressing effects and grain growth suppressing effects. Therefore, in order to improve
  • B since B is not added, the occurrence of aging in the low C region cannot be avoided, and there is a problem that the aging resistance is inferior.
  • the present inventors conducted extensive research on the recrystallization behavior and the grain growth behavior of B-added aluminum killed steel.
  • P is added in a relatively large amount, and in terms of process After hot rolling is completed, a short-time cooling treatment is performed on hot-rolled steel sheets with aging resistance and soft high ductility without causing excessive coarsening that causes skin roughness.
  • ⁇ r can be reduced.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows. (1) In mass%, C: 0.03% to 0.07%, Si: 0.1% or less, Mn: 0.05% or more and 0.5% or less, P: 0.01% or more and 0.03% or less, S: 0.03% or less, sol. Al: 0.02% or more and 0.1% or less, N: 0.005% or less, Nb + Ti: less than 0.005% and B: 0.0003% or more and 0.0020% or less, the balance being Fe and inevitable impurities, the average crystal grain size being 12 ⁇ m or more and 25 ⁇ m or less, and
  • the hot rolled steel sheet can be provided with sufficient aging resistance and soft high ductility, and the in-plane anisotropy can be reduced while maintaining a crystal grain size suitable for press working. Therefore, according to the hot-rolled steel sheet of the present invention, even a product that requires high processing, such as a compressor cover, which has been difficult to form with conventional hot-rolled steel sheets, is produced without causing quality deterioration due to rough skin during forming. It becomes possible to do.
  • the unit of the element content in the steel sheet is “mass%”, but hereinafter, it is simply indicated by “%” unless otherwise specified.
  • Component composition range C 0.03% or more and 0.07% or less If the C content is large, a large amount of carbide is generated, the elongation of the hot-rolled steel sheet is reduced and formability is inhibited, so the content thereof Is 0.07% or less. On the other hand, since extremely low C leads to an increase in manufacturing cost, the lower limit is made 0.03%.
  • Si 0.1% or less Since Si increases in strength and deteriorates moldability when contained in excess, its content is made 0.1% or less.
  • Si is an element that deteriorates moldability, and its content is preferably low.
  • Mn 0.05% or more and 0.5% or less Since Mn has an effect of fixing S as MnS and improving hot ductility, its content needs to be 0.05% or more. On the other hand, excessive addition causes hardening of the steel and deteriorates formability, so the upper limit of the content is set to 0.5%.
  • P 0.01% or more and 0.03% or less
  • P is a characteristic element in the present invention. That is, when the P content is low, the grain growth increases and the risk of rough skin due to coarsening increases. Therefore, in the present invention, at least 0.01% of P is contained. Nonetheless, P is a solid solution strengthening element. If it is excessively contained, the steel is hardened, so the upper limit is made 0.03%.
  • S 0.03% or less S is an element that inhibits hot ductility and formability, and the content is preferably low.
  • S is fixed as MnS for the purpose of improving hot ductility and formability. However, if the amount of MnS is excessive, the elongation is reduced, so the upper limit of the S content is 0.03%.
  • sol. Al 0.02% or more and 0.1% or less Al is not only useful as a deoxidizing agent, but also fixes N which is not fixed by B as AlN to enhance aging resistance. sol.
  • the Al content needs to be 0.02% or more. On the other hand, excessive addition causes an increase in manufacturing cost, so the upper limit is made 0.1%.
  • N 0.005% or less
  • N is an element that causes aging of a hot-rolled steel sheet, and its content is preferably as small as possible. However, excessive reduction causes a significant cost increase.
  • B and Al are added to fix N, if the N content is 0.005% or less, the adverse effect can be ignored, so the upper limit is made 0.005%.
  • Nb + Ti less than 0.005% Since Nb and Ti are strong recrystallization suppressing elements, it is difficult to reduce
  • B 0.0003% or more and 0.0020% or less B is an element that fixes N and improves aging resistance. Moreover, since it has the effect
  • the balance other than the components described above is Fe and inevitable impurities. As impurities, for example, Cu: 0.02% or less and Ni: 0.02% or less are allowed.
  • the average crystal grain size must be 12 ⁇ m or more and 25 ⁇ m or less. If it is less than 12 ⁇ m, the yield strength becomes high and molding becomes difficult, and if it exceeds 25 ⁇ m, rough skin occurs during press molding. In addition, More preferably, they are 12 micrometers or more and 23 micrometers or less.
  • the aging index AI refers to the difference in tensile stress before and after aging treatment at 100 ° C. for 30 minutes after a tensile elongation of 7.5%. Since the yield elongation phenomenon may occur after the aging treatment, strictly speaking, the yield stress or 0.2% proof stress after the aging treatment is used. If the aging index AI exceeds 20 MPa, the material changes during transportation or during coil storage, and it is necessary to optimize the press molding conditions, leading to an increase in product cost. On the other hand, if AI is 20 MPa or less, the material variation is not a problem, and therefore AI is 20 MPa or less, more preferably 10 MPa or less.
  • Manufacturing process A steel piece obtained by casting the steel prepared by melting in the above component composition range is cast immediately or after reheating, and the final pass of the hot rolling is set to rolling temperature: Ar 3 points + 50 C. or higher and rolling rate: 15% or more. After the hot rolling, the mixture is allowed to cool for 0.5 seconds to 10 seconds and then cooled to 700.degree. C. or lower at a cooling rate of 20.degree. C./s or higher. And wound up at 590 ° C. or more and 700 ° C. or less.
  • the reheating temperature need not be specified, but it must be reheated under conditions that can secure the finish rolling temperature, and is generally 1050 to 1300 ° C.
  • the finish rolling temperature and rolling rate, and cooling after finish rolling are performed. It is important to optimize the conditions and the winding temperature.
  • the present inventors investigated the correlation between
  • the final pass of the hot rolling means the final pass in the finish rolling of the hot rolling, that is, the final reduction stand, and the rolling temperature (also referred to as the finish rolling temperature) is the outlet temperature of the reduction stand.
  • the r 45 value in the above equation (1) shows a large value relative to the r 0 value and the r 90 value.
  • the r 0 value and the r 90 value increase as the rolling temperature of the steel increases, while the r 45 value decreases.
  • in the above equation (1) decreases, and this
  • finish rolling is performed at a high temperature where the final pass is a rolling temperature: Ar 3 points + 50 ° C. or more.
  • the finish rolling temperature is preferably 950 ° C. or less from the viewpoint of reducing the scale layer.
  • it cools for a predetermined time after finish rolling. This is because the austenite processed structure formed by finish rolling is recrystallized in the austenite region, the texture is randomized, and
  • the cooling after finish rolling is less than 0.5 seconds, recrystallization of the austenite processed structure is not sufficient, so in the present invention, the cooling time is set to 0.5 seconds or more.
  • the final pass rolling rate (reduction rate in the final pass) is 15% or more, more preferably 20% or more to increase the number of recrystallized nuclei, and the cooling time after finish rolling is 10 times.
  • the size of the crystal grains after ferrite transformation was adjusted to an appropriate range by suppressing the austenite grain growth for less than 2 seconds, preferably less than 5 seconds.
  • the said rolling rate shall be less than 25% at the point which makes a steel plate shape favorable.
  • the sample After a predetermined holding (cooling) time has elapsed, the sample is cooled to 700 ° C. or lower at a cooling rate of 20 ° C./sec or higher, and wound at 590 ° C. or higher and 700 ° C. or lower.
  • the cooling rate In order to suppress grain growth during cooling, the cooling rate needs to be 20 ° C./sec or more.
  • the winding temperature is set to 590 ° C. or more and 700 ° C. or less. Preferably it is 625 degreeC or more.
  • the upper limit of the cooling rate is approximately 500 ° C./s from the viewpoint of not accompanied by a large increase in manufacturing cost.
  • the performance of the hot-rolled steel sheet according to the present invention is the same regardless of whether it is pickled or black leather. Moreover, there is no problem even if hot dip galvanization is performed with the black skin material after pickling or without pickling. Although there is no restriction
  • the hot-rolled steel sheet targeted by the present invention is a soft hot-rolled steel sheet suitably used for deep drawing applications with a yield stress of about 250 MPa or less and a plate thickness of about 2 mm to 6 mm.
  • Example 1 Steel having the components shown in Table 1 was melted, and a processed Formaster test piece having a diameter of 8 mm and a height of 12 mm was cut out, heated to 1200 ° C., cooled to 950 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./second, and at 950 ° C. After compressing at 30% strain, it was cooled to 200 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./second. When the thermal expansion curve during cooling was measured Ar 3 point was 823 ° C.. This steel was heated to 1200 ° C. and hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to obtain a hot-rolled steel plate having a thickness of 3.2 mm.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was pickled and then subjected to temper rolling with an elongation of 1%, and mechanical property evaluation and structure observation were performed.
  • JIS Z 2201 (1998) No. 5 test piece was sampled in the rolling direction (RD) and subjected to a tensile test based on JIS Z 2241 (1998).
  • the r value was measured by collecting No. 5 test piece of JIS Z 2201 (1998) in the rolling direction (RD), the rolling perpendicular direction (TD), and the rolling 45 ° direction (DD) and applying 15% strain.
  • was determined according to the equation (1).
  • AI was obtained by collecting JIS Z 2201 (1998) No. 5 test piece in the rolling direction (RD), applying a pre-strain of 7.5%, and performing heat treatment at 100 ° C. for 30 minutes to obtain stress (7.
  • the stress was evaluated by the difference between the stress at the time of applying 5% pre-strain and the yield stress after the heat treatment.
  • the yield stress YP is 220 MPa or less
  • the breaking elongation El is 48% or more and soft and highly ductile
  • AI is 20 MPa or less
  • is 0.25.
  • a hot rolled steel sheet having the following and sufficient aging resistance and low anisotropy is obtained.
  • the average crystal grain size of the hot-rolled steel sheet produced under the conditions B, C, G, and H of the examples of the present invention satisfies the range of 12 to 25 ⁇ m, and therefore there is no risk of rough skin during press forming.
  • conditions B, C, and H, which are examples of the present invention have a coiling temperature of 625 ° C. or higher, and thus the AI of the obtained hot-rolled steel sheet is 10 MPa or less, and is particularly excellent in aging resistance. .
  • Example 2 Steel having the components shown in Table 3 was melted, and Ar 3 points were measured by the same method as in Example 1. Next, after these steels were heated to 1200 ° C., the final pass of finish rolling in hot rolling was performed at a rolling rate of 22% and a temperature of 875 ° C., allowed to cool for 4.2 seconds after finish rolling, and then 25 ° C./second. It cooled to 630 degreeC with the cooling rate of and wound up as it was.
  • the yield stress YP is 220 MPa or less
  • the breaking elongation El is 48% or more, which is soft and highly ductile
  • AI is 20 MPa or less
  • the average grain size of the hot rolled steel sheet of steel No. 3 is 20 ⁇ m or less, there is less concern about rough skin.
  • P is added in the range of 0.01 to 0.03% to the hot-rolled steel sheet for processing to which B is added, and the rolling rate is 15% or more, and after the final pass, 0.5 to 10 seconds.

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Abstract

耐時効性と軟質高延性を具え、且つ、過度の粗粒化を生じさせずに│Δr│を改善した熱延鋼板およびその製造方法を提供する。質量%で、C：0.03%以上0.07%以下、Si：0.1%以下、Mn：0.05%以上0.5%以下、P：0.03%以下、S：0.03%以下、sol.Al：0.02%以上0.1%以下、N：0.005%以下、Nb＋Ti：0.005%未満およびB：0.0003%以上0.0020%以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、平均結晶粒径が12μm以上25μm以下で、かつ、│Δr│≦0.25、AI≦20MPaであることを特徴とする、熱延鋼板。

Description

成形性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車、家電製品等の素材に適用される熱延鋼板に係り、プレス成形等に適した加工性を具え、且つ、耐時効性、面内異方性にも優れた熱延鋼板に関する。
　自動車や電気製品などに使用される熱延鋼板には高い成形性が要求され、特にコンプレッサーカバーに代表される深絞り用途に用いられる熱延鋼板では、軟質化および高延性化が精力的に進められている。また、昨今の生産拠点のグローバル化に伴い製品の輸送時間・保管時間が長時間化するにつれ、材質の安定性、特に耐時効性も重要視されつつある。
　耐時効性に優れる深絞り用熱延鋼板に関し、Ｃ、Ｍｎ等の強化元素の上限を限定して軟質高延性を確保し、Ｂを０．００１％以上添加して鋼中のＮを固定することにより耐時効性を高める技術が特許文献１に提案されている。しかしながら、かかる技術では、熱延鋼板のＢ添加量が０．００１％以上と高いため、絞り加工の面内異方性を示す指数である｜Δｒ｜（ｒ値の異方差）が高くなるという問題が生じる。
　Ｂを添加した熱延鋼板に見られる上記問題に対し、Ｂ添加量を規定してＡｒ３点＋２０℃以上の高温で仕上げ圧延を行うことにより｜Δｒ｜を改善する技術が特許文献２に提案されている。また、Ｂを添加した熱延鋼板ではないがＰ含有量を規定した熱延鋼板に関し、熱延鋼板の｜Δｒ｜を改善するためにＡｒ３点以上で仕上げ圧延を行う技術が特許文献３に提案されている。
　しかしながら、非特許文献１に開示されているように、Ｂを添加した熱延鋼板は粗粒になりやすく、また熱延条件に対する依存性が大きい。そのため、特許文献２および特許文献３に提案されるように単に高温で仕上げ圧延を行うと、過度に粗粒化し、プレス成形後の表面に肌荒れが生じる。また、特許文献３に提案された熱延鋼板はＢを添加しないが、極低Ｐ（０．００５％以下）とすることによって粒成長性が高まるため、特許文献２に提案された熱延鋼板と同様、過度の粗粒化に伴う肌荒れ発生が問題となる。
　一方、特許文献４には、過度の粒成長を抑制する目的で熱延鋼板にＴｉやＮｂを添加する技術が開示されている。しかしながら、Ｔｉ、Ｎｂは再結晶抑制効果および粒成長抑制効果が著しく強い。そのため、ＴｉやＮｂを添加した熱延鋼板の｜Δｒ｜を改善し、且つ、適度な結晶粒径を確保する上では、高温域に長時間保持することを要する。また、特許文献４に開示された技術ではＢが添加されていないため、低Ｃ域における時効の発生を免れ得ず、耐時効性に劣るという問題も生じる。
特開昭５２−１２５４１１号公報 特開平２−２０９４２３号公報 特開平２−２０９４２４号公報 特開平２−３０７１３号公報
伊藤　庸、外３名、「プレス加工用熱延鋼板ＫＦＮについて」、川崎製鉄技報、川崎製鉄株式会社、１９７３年、Ｖｏｌ．５　Ｎｏ．２、Ｐｇ．２２４−２３４
　上記のとおり、深絞り用熱延鋼板に関し、｜Δｒ｜を改善する技術はいくつか開示されているものの、これらの技術では付随的に肌荒れの発生や耐時効性の劣化等の問題を生じるため、改善の余地があった。本発明はかかる事情に鑑みなされたものであり、成形性および耐時効性に優れるのはいうまでもなく、過度の粗粒化を生じさせずに｜Δｒ｜を改善した軟質熱延鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決すべく、Ｂ添加アルミキルド鋼の再結晶挙動、並びに、粒成長挙動について鋭意研究を重ねた。その結果、鋼の成分組成、仕上げ圧延温度および圧延率、並びに、仕上げ圧延後の冷却条件等を制御することにより、特に成分的にはＰを比較的多量に添加し、また、工程的には熱間圧延終了後、短時間の放冷処理を実施することにより、耐時効性と軟質高延性を具えた熱延鋼板において、肌荒れ等の原因となる過度の粗粒化を招来することなく｜Δｒ｜を低減し得るという新たな知見を得た。
　本発明は、上記知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、
　Ｃ：０．０３％以上０．０７％以下、
　Ｓｉ：０．１％以下、
　Ｍｎ：０．０５％以上０．５％以下、
　Ｐ：０．０１％以上０．０３％以下、
　Ｓ：０．０３％以下、
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以上０．１％以下、
　Ｎ：０．００５％以下、
　Ｎｂ＋Ｔｉ：０．００５％未満　および
　Ｂ：０．０００３％以上０．００２０％以下
　を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、平均結晶粒径が１２μｍ以上２５μｍ以下で、かつ、｜Δｒ｜≦０．２５、ＡＩ≦２０ＭＰａであることを特徴とする、熱延鋼板。
（２）質量％で、
　Ｃ：０．０３％以上０．０７％以下、
　Ｓｉ：０．１％以下、
　Ｍｎ：０．０５％以上０．５％以下、
　Ｐ：０．０１％以上０．０３％以下、
　Ｓ：０．０３％以下、
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以上０．１％以下、
　Ｎ：０．００５％以下、
　Ｎｂ＋Ｔｉ：０．００５％未満　および
　Ｂ：０．０００３％以上０．００２０％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片に、熱間圧延の最終パスを圧延温度：Ａｒ３点＋５０℃以上かつ圧延率：１５％以上の条件で行い、該熱間圧延終了後、０．５秒以上１０秒以下の時間放冷した後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で７００℃以下まで冷却し、５９０℃以上７００℃以下で巻き取ることを特徴とする、熱延鋼板の製造方法。
　本発明によると、熱延鋼板に関し、十分な耐時効性と軟質高延性を付与し、且つ、プレス加工に適した結晶粒径を維持しつつ面内異方性を低減することができる。したがって、本発明の熱延鋼板によると、コンプレッサーカバー等、従来の熱延鋼板では成形困難とされていた高加工を要する製品であっても、成形時に肌荒れ等による品質劣化を招来することなく製造することが可能となる。
　以下に本発明の成分組成および製造条件の限定理由について説明する。なお、鋼板中の元素の含有量の単位は何れも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
（１）成分組成範囲
Ｃ：０．０３％以上０．０７％以下
　Ｃ含有量が多いと炭化物を多量に生成し、熱延鋼板の伸びを低下させ成形性を阻害することから、その含有量を０．０７％以下とする。一方、極端な低Ｃ化は製造コストの増加を招くため、その下限を０．０３％とする。
Ｓｉ：０．１％以下
　Ｓｉは、過剰に含有すると強度が高まり成形性を劣化させることから、その含有量は０．１％以下とする。本発明においてＳｉは、成形性を劣化させる元素であり、その含有量は低いほうが好ましい。
Ｍｎ：０．０５％以上０．５％以下
　Ｍｎは、ＳをＭｎＳとして固定し、熱間延性を向上させる作用があることから、その含有量は０．０５％以上とする必要がある。一方、過剰な添加は鋼の硬質化をもたらすとともに、成形性を劣化させることから、含有量の上限を０．５％とする。
Ｐ：０．０１％以上０．０３％以下
　Ｐは、本発明において特徴的な元素である。すなわち、Ｐ含有量が少ないと粒成長が高まり、粗粒化による肌荒れを招来するおそれが増大する。そこで本発明では少なくとも０．０１％のＰを含有させるものとした。とはいえ、Ｐは固溶強化元素であり、過剰に含有させると鋼の硬質化をもたらすため上限を０．０３％とする。
Ｓ：０．０３％以下
　Ｓは、熱間延性や成形性を阻害する元素であり、その含有量は低いほうが好ましい。また、熱間延性や成形性を改善する目的でＳはＭｎＳとして固定されるが、ＭｎＳ量が過剰になると伸びの低下を招くため、Ｓの含有量の上限は０．０３％とする。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以上０．１％以下
　Ａｌは、脱酸剤として有用なだけでなく、Ｂで固定されないＮをＡｌＮとして固定して耐時効性を高める。ｓｏｌ．Ａｌの含有量としては０．０２％以上が必要である。一方、過度の添加は製造コストの上昇を招くため、その上限を０．１％とする。
Ｎ：０．００５％以下
　Ｎは、熱延鋼板の時効の原因となる元素であり、その含有量は少ないほど好ましいが、過度の低減は著しいコスト上昇を招く。本発明においては、ＢおよびＡｌを添加してＮを固定するため、Ｎ含有量が０．００５％以下であれば、その弊害が無視できることから上限を０．００５％とする。
Ｎｂ＋Ｔｉ：０．００５％未満
　Ｎｂ、Ｔｉは、強力な再結晶抑制元素であるため、これらの元素を過度に含有すると｜Δｒ｜の低減化が困難になる。また、これらの元素は強力な粒成長抑制元素でもあるため、過度に含有すると熱延鋼板の結晶粒が細粒となり、伸びの低下を招く。この点、Ｎｂ＋Ｔｉ量は少ない程好ましいが、ＮｂとＴｉの含有量が合わせて０．００５％未満であれば、上記弊害が無視できることからＮｂ＋Ｔｉの上限を０．００５％未満とする。
Ｂ：０．０００３％以上０．００２０％以下
　Ｂは、Ｎを固定して耐時効性を向上させる元素である。また、結晶粒を適度に粗粒化する作用を有し、結晶粒微細化に起因する伸びの低下を抑制する効果を奏することから、Ｂの含有量としては０．０００３％以上を必要とする。一方、過度に添加すると｜Δｒ｜が大きくなるため、その上限を０．００２０％とする。
　なお、上記した成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不純物としては、例えばＣｕ：０．０２％以下、Ｎｉ：０．０２％以下程度が許容される。
（２）平均結晶粒径
　平均結晶粒径は、１２μｍ以上２５μｍ以下とすることが必要である。１２μｍ未満では降伏強度が高くなって成形が困難になり、２５μｍを超えるとプレス成形時に肌荒れが生じるためである。なお、より好ましくは１２μｍ以上２３μｍ以下である。
（３）｜Δｒ｜≦０．２５
　下記（１）式で示される平均ｒ値の異方差｜Δｒ｜が０．２５を超えると、絞り成形時の歩留まりが低下するため、０．２５以下とする必要がある。
　記
　｜Δｒ｜＝｜（ｒ０＋ｒ９０−２ｒ４５）／２｜　　　　　　（１）式
ここで、ｒ０は、圧延方向（ＲＤ）の、ｒ９０は、圧延直角方向（ＴＤの）、ｒ４５は、圧延４５°方向（ＤＤ）のｒ値を示す。なお、平均ｒ値は０．８０以上とすることが成形荷重低減の点で好ましい。また、本発明の鋼板は熱延鋼板であり、平均ｒ値は概ね１．０以下である。
（４）ＡＩ≦２０ＭＰａ
　エイジングインデックスＡＩとは、伸び率７．５％の引張後、１００℃で３０分の時効処理の前後における引張応力差をいう。なお、時効処理後は、降伏伸び現象が生じる場合があるので、厳密には、時効処理後の下降伏応力または０．２％耐力を用いる。エイジングインデックスＡＩが２０ＭＰａを超えると、輸送途中やコイル保管期間中に材質が変動し、プレス成形条件の適正化を図ることが必要となるため、製品コストの上昇を招く。これに対し、ＡＩが２０ＭＰａ以下であれば、材質変動が問題とならない範囲であるため、ＡＩは２０ＭＰａ以下、より好ましくは１０ＭＰａ以下とする。
（５）製造工程
　上記の成分組成範囲に溶製調整した鋼を、鋳造して得られた鋼片に、鋳造直後または再加熱した後、熱間圧延の最終パスを圧延温度：Ａｒ３点＋５０℃以上かつ圧延率：１５％以上の条件で行い、該熱間圧延終了後、０．５秒以上１０秒以下の時間放冷した後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で７００℃以下まで冷却し、５９０℃以上７００℃以下で巻き取る。なお、上記再加熱温度は特に規定する必要はないが、仕上げ圧延温度を確保できる条件で再加熱する必要があり、一般には１０５０~１３００℃である。
　本発明のようにＢを添加した熱延鋼板において、プレス加工に適した結晶粒径を維持しつつ面内異方性を低減するためには、仕上げ圧延温度および圧延率、仕上げ圧延後の冷却条件、並びに、巻き取り温度の最適化を図ることが重要である。
　本発明者らは、上記の如き組成を有するＢ含有熱延鋼板の｜Δｒ｜と熱間圧延の最終パスの圧延温度との相関について調査した。なお、ここで熱間圧延の最終パスとは、熱間圧延の仕上げ圧延における最終パス、すなわち最終圧下スタンドを意味し、圧延温度（仕上げ圧延温度とも言う）は該圧下スタンドの出側温度である。その結果、最終パスの圧延温度がＡｒ３点から高温化するにつれて熱延鋼板の｜Δｒ｜は減少し、Ａｒ３点＋５０℃以上となると｜Δｒ｜はほぼ一定の値を示すことが判明した。その理由は定かではないが、最終パスの圧延温度がＡｒ３点近傍である場合、前記（１）式におけるｒ４５値はｒ０値およびｒ９０値に対して大きな値を示すところ、最終パスの圧延温度が高温化するにつれてｒ０値およびｒ９０値が上昇する一方、ｒ４５値は低下する結果、前記（１）式における｜Δｒ｜が低下し、この｜Δｒ｜の低減効果はＡｒ３点＋５０℃で飽和することが推測される。
　そこで、本発明においては、｜Δｒ｜の低減化を図るべく、最終パスを圧延温度：Ａｒ３点＋５０℃以上とする高温で仕上げ圧延を行う。ただし、仕上げ圧延温度は、９５０℃以下とすることが、スケール層低減の点で好ましい。また、本発明においては、仕上げ圧延後に所定時間放冷する。仕上げ圧延により形成されたオーステナイト加工組織をオーステナイト域で再結晶させて集合組織をランダム化し、｜Δｒ｜の低減化を図るためである。ここで、仕上げ圧延後の放冷が０．５秒未満であると、オーステナイト加工組織の再結晶化が十分でないため、本発明においては、上記放冷時間を０．５秒以上とする。
　上記のとおり、高温で仕上げ圧延を行い、その後長時間放冷すれば、｜Δｒ｜は小さくなるものの、Ｂ添加鋼の特徴である過度の粗粒形成を招き、プレス成形品の肌荒れを招来する。かかる問題を解決するために、最終パス圧延率（最終パスにおける圧下率）を１５％以上、より好ましくは２０％以上で行って再結晶核数を増やし、さらに仕上げ圧延後の放冷時間を１０秒以下、好ましくは５秒未満としてオーステナイト粒の粒成長を抑制することにより、フェライト変態後の結晶粒の大きさを適正範囲に調整するものとした。
　なお、上記圧延率は、２５％未満とすることが、鋼板形状を良好にする点で好ましい。
　所定の保持（放冷）時間が経過した後、２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で７００℃以下まで冷却し、５９０℃以上７００℃以下で巻き取る。冷却中の粒成長を抑制するためには冷却速度を２０℃／ｓｅｃ以上とする必要がある。また、巻き取り温度が７００℃を超えると、巻き取り中に生成するスケールによって表面性状が劣化し、５９０℃未満では、ＡＩが２０ＭＰａ超えとなって輸送中や保管中の材質変動を招来する。そのため、巻き取り温度は５９０℃以上７００℃以下とする。好ましくは６２５℃以上である。なお、上記冷却速度の上限としては、大きな製造コストアップを伴わないという観点からは、概ね５００℃／ｓ程度である。
　本発明による熱延鋼板は酸洗材でも黒皮材でもその性能に変わりはない。また、酸洗後もしくは酸洗を省略した黒皮材のままで溶融亜鉛めっきを行ってもなんら問題はない。調質圧延の条件についての制限はないが、伸長率が高すぎると鋼材の伸び性能が低下するので、調質圧延の伸長率を２％以下とすることが好ましい。
　また、本発明が対象とする熱延鋼板は、降伏応力：２５０ＭＰａ以下程度、板厚：２ｍｍ以上６ｍｍ以下程度の、深絞り用途に好適に使用される軟質熱延鋼板である。
（実施例１）
　表１に示す成分を有する鋼を溶製し、φ８ｍｍ、高さ１２ｍｍの加工フォーマスタ試験片を切り出し、１２００℃に加熱後、１０℃／秒の冷却速度で９５０℃まで冷却し、９５０℃で３０％の歪みで圧縮した後、１０℃／秒の冷却速度で２００℃まで冷却した。冷却時の熱膨張曲線からＡｒ３点を測定したところ、８２３℃であった。この鋼を１２００℃に加熱後、表２に示す条件で熱間圧延を行い、板厚３．２ｍｍの熱延鋼板とした。
　得られた熱延鋼板を酸洗後、伸長率１％の調質圧延を施し、機械特性評価、組織観察を行った。機械特性は、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１（１９９８）の５号試験片を、圧延方向（ＲＤ）に採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（１９９８）に準拠した引張試験を行った。
　ｒ値は、圧延方向（ＲＤ）、圧延直角方向（ＴＤ）、圧延４５°方向（ＤＤ）にＪＩＳ　Ｚ　２２０１（１９９８）の５号試験片を採取し、１５％歪みを付与して測定した。また、前記（１）式に従い、｜Δｒ｜を求めた。
　ＡＩは、圧延方向（ＲＤ）にＪＩＳ　Ｚ　２２０１（１９９８）の５号試験片を採取し、予歪み７．５％付与後、１００℃で３０分の熱処理を行い、熱処理前の応力（７．５％予歪付与時の応力）と熱処理後の降伏応力との差で評価した。
　また、圧延方向断面組織を板厚１／４位置で、ナイタール腐食し、ＪＩＳ　Ｇ　０５５２（１９９８）に記載の切断法に準拠して平均結晶粒径を測定した。結果を表２に併せて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　本発明例の条件Ｂ、Ｃ、Ｇ、Ｈによると、降伏応力ＹＰが２２０ＭＰａ以下、破断伸びＥｌが４８％以上と軟質高延性であり、さらに、ＡＩが２０ＭＰａ以下、｜Δｒ｜が０．２５以下と、十分な耐時効性を有し、且つ異方性の小さい熱延鋼板が得られる。また、本発明例の条件Ｂ、Ｃ、Ｇ、Ｈにより製造された熱延鋼板の平均結晶粒径は１２~２５μｍの範囲を満足しており、従ってプレス成形時における肌荒れのおそれもない。さらに、本発明例である条件Ｂ、Ｃ、Ｈは、巻き取り温度が６２５℃以上であるため、得られる熱延鋼板のＡＩは１０ＭＰａ以下であり、特に耐時効性に優れていることがわかる。
　一方、放冷時間の短い条件Ａや、仕上げ圧延最終パスの圧延温度が低い条件Ｅ、Ｋ、仕上げ圧延最終パスの圧延率が小さい条件Ｉでは、オーステナイト域での再結晶が十分には進まないため、これらの条件により製造された熱延鋼板の異方性は高く、｜Δｒ｜が０．２５を超えてしまう。また、放冷時間の長い条件Ｄ、冷却速度の遅い条件Ｊにより製造された熱延鋼板では、結晶粒が粗大になってしまう。また、巻き取り温度が５９０℃未満である条件Ｆにより製造された熱延鋼板は、ＡＩが２０ＭＰａを超える。
（実施例２）
　表３に示す成分を有する鋼を溶製し、実施例１と同様の方法によりＡｒ３点を測定した。次いで、これらの鋼を１２００℃に加熱後、熱間圧延における仕上げ圧延の最終パスを、圧延率２２％、温度８７５℃で行い、仕上げ圧延後４．２秒放冷した後、２５℃／秒の冷却速度で６３０℃まで冷却し、そのまま巻き取った。
　得られた熱延板から、実施例１と同様の方法により、機械特性、ｒ値、ＡＩ、平均結晶粒径を測定した。結果を表３に併せて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000004
　本発明の成分組成を満足する鋼番３，４によると、降伏応力ＹＰが２２０ＭＰａ以下、破断伸びＥｌが４８％以上と軟質高延性であり、さらに、ＡＩが２０ＭＰａ以下、｜Δｒ｜が０．２５以下と、十分な耐時効性を有し且つ異方性の小さい熱延鋼板が得られる。また、鋼番３の熱延鋼板は、平均結晶粒径が２０μｍ以下であるため、肌荒れの懸念がより少ない。
　一方、Ｃ量の多い鋼番２では、熱延鋼板の平均結晶粒が細粒でかつ降伏強度が高くなってしまう。Ｐ量の少ない鋼番５は、熱延鋼板の平均結晶粒が粗大になってしまう。Ｎｂ、Ｔｉ量の多い鋼番６、並びにＢ量の多い鋼番８では、オーステナイト域での再結晶が十分には進まないため、熱延鋼板の異方性が高く、｜Δｒ｜が０．２５を超えてしまう。また、Ｂ量の少ない鋼番７では、熱延鋼板のＡＩが２０ＭＰａを超えてしまう。
本発明に従い、Ｂを添加した加工用熱延鋼板に、Ｐを０．０１~０．０３％の範囲で添加し、さらに圧延率：１５％以上で最終パス後、０．５~１０秒間の放冷処理を設けることにより、耐時効性と軟質高延性を具え、且つ、過度の粗粒化を生じさせずに｜Δｒ｜を改善した熱延鋼板を得ることができる。

Claims (2)

  1. 質量％で、
    　Ｃ：０．０３％以上０．０７％以下、
    　Ｓｉ：０．１％以下、
    　Ｍｎ：０．０５％以上０．５％以下、
    　Ｐ：０．０１％以上０．０３％以下、
    　Ｓ：０．０３％以下、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以上０．１％以下、
    　Ｎ：０．００５％以下、
    　Ｎｂ＋Ｔｉ：０．００５％未満　および
    　Ｂ：０．０００３％以上０．００２０％以下
    　を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、平均結晶粒径が１２μｍ以上２５μｍ以下で、かつ、｜Δｒ｜≦０．２５、ＡＩ≦２０ＭＰａであることを特徴とする、熱延鋼板。
  2. 質量％で、
    　Ｃ：０．０３％以上０．０７％以下、
    　Ｓｉ：０．１％以下、
    　Ｍｎ：０．０５％以上０．５％以下、
    　Ｐ：０．０１％以上０．０３％以下、
    　Ｓ：０．０３％以下、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以上０．１％以下、
    　Ｎ：０．００５％以下、
    　Ｎｂ＋Ｔｉ：０．００５％未満　および
    　Ｂ：０．０００３％以上０．００２０％以下
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片に、熱間圧延の最終パスを圧延温度：Ａｒ３点＋５０℃以上かつ圧延率：１５％以上の条件で行い、該熱間圧延終了後、０．５秒以上１０秒以下の時間放冷した後、２０℃／ｓ以上の冷却速度で７００℃以下まで冷却し、５９０℃以上７００℃以下で巻き取ることを特徴とする、熱延鋼板の製造方法。
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