JP3725367B2 - 伸びフランジ性に優れた超微細フェライト組織高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は、熱延したままで超微細フェライト組織を有する疲労強度、特に伸びフランジ性に優れた、引張強度が４９０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板およびその製造方法に関し、この熱延鋼板は自動車用鋼板、構造用鋼板として好適なものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用、構造用などに用いられる鋼板の疲労強度、特に伸びフランジ性を高めるには、その鋼板の結晶組織を超微細化することが有効と考えられ、超微細組織を得る技術の開発が従来より数多く模索されてきた。特に、近年では、板厚を薄くして、軽量化、低コスト化を図るために高強度鋼板が多く使用されるようになり、その高強度化に伴う加工性の劣化を抑える目的で、高強度鋼板におけるミクロ組織の微細化が重要な課題となっている。また、この組織微細化は、特に伸びフランジ性の向上に有効な手段と考えられている。
【０００３】
組織微細化の方法としては、▲１▼例えば特開昭５８−１２３８２３号公報、特開昭５８−１７４５２３号公報に提案されている大圧下圧延法、▲２▼制御圧延法、制御冷却法、▲３▼例えば特開平１０−８１３８号公報に提案されている低温巻取法などが従来より知られている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
前記大圧下圧延法による組織微細化方法における超微細化の要点は、オーステナイト粒に大圧下を加えることでγ（オーステナイト）からα（フェライト）への歪み誘起変態を促進することにある。しかしながら、圧延条件として１パスあたりの圧下率を５０％以上にする必要があるなど、一般的なホット・ストリップ・ミルでは実施し難いという難点がある。
【０００５】
また、制御圧延法、制御冷却法については、加工フェライトもしくは回復段階のフェライトが残留し、加工性の著しい劣化を伴い、勒性を最優先特性とする厚板では有効であるが、加工性を最優先特性とする薄板では目的を達し得ない。
【０００６】
また、前記公報に記載された低温巻取法では伸びフランジ性に悪影響を及ぼす残留オーステナイトが５〜２０％程度混入し、高い伸びフランジ性を得ることはできない。
【０００７】
本発明は、上記の問題に鑑みてなされたもので、一般のホット・ストリップ・ミルを使用して容易に製造することができ、従来に比して疲労強度、特に伸びフランジ性が優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
従来のフェライト結晶粒の微細化手段は、上記のように、通常の圧延設備での実施が極めて困難であったり、加工性の確保が困難であったりする。本発明者らは、Ｃ−Ｍｎ系鋼もしくはこれらの元素に微量のＴｉやＮｂを添加した成分系の鋼では、上記のような問題を解消することはできないと考え、新たな結晶粒の微細化方法、加えて伸びフランジ性の改善方法を探究した。
その結果、フェライト結晶粒を超微細化するには、オーステナイト粒の微細化及び高い転位密度の導入が重要であり、本発明者らが鋭意研究したところ、ＴｉやＮｂを固溶状態で鋼中に存在させることにより、スラブ加熱時のオーステナイト結晶粒径の粗大化が抑制され、それに続く熱間圧延において微細化が容易になること、及びこれらの元素によって、熱間圧延の際に転位の解放が抑制され、転位密度の高い未再結晶オーステナイト粒を得ることが可能となり、このオーステナイト粒によってフェライト核生成頻度を高めて超微細フェライト結晶粒を得ることが可能となることを知見し、以下の発明を完成するに至った。
【０００９】
請求項１に記載した本発明の超微細フェライト組織高強度熱延鋼板は、フェライト量が面積率で９５％以上であり、かつフェライトの平均結晶粒径が２．０〜１０．０μm であり、組織中にマルテンサイトおよび残留オーステナイトを含まず、引張強さが４９０MPa 以上である熱延鋼板である。
【００１０】
この発明の高強度熱延鋼板によると、組織がフェライトを主体とし、しかもその平均結晶粒径を２．０〜１０．０μm とし、さらに組織中にマルテンサイト、残留オーステナイトを含まないため、後述の実施例から明らかなとおり、４９０MPa 以上の高強度であるにもかかわらず、疲労強度が３００MPa 以上と高く、しかも伸びフランジ性が１２０％以上であり、高強度の下で極めて良好な伸びフランジ性が得られる。
【００１１】
本発明の熱延鋼板は、基本的にはフェライト量が多いほどよく、面積率で好ましくは９８％以上、より好ましくはフェライト単相組織（フェライト量１００％）であることが望ましいが、本発明熱延鋼板の特性を妨げない範囲として、第２相として、５％以下のパーライト、セメンタイト、ベイナイトの１種以上を含んでもよい。もっとも、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは含まない組織とする。第２相の存在は伸びフランジ性を劣化させるが、その劣化の程度は母相との硬度差が大きいほど著しい。このため、高硬度のマルテンサイトは排除される。また、残留オーステナイトは、変形過程でマルテンサイトに変態し、しかもＣ濃度が高いことから極めて硬いマルテンサイトに変態するため、残留オーステナイトも極力排除する必要がある。このため、本発明では、第２相として、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは含まないようにする。
【００１２】
また、フェライト結晶粒径は、細粒化に伴い、強度を一定としたとき、伸びフランジ性および疲労強度が向上するが、フェライト平均結晶粒径が１０．０μm 超のものは従来鋼板においても存在するレベルであり、伸びフランジ性、疲労強度の飛躍的な向上は望めない。このため、本発明ではフェライト平均結晶粒径を１０．０μm 以下、好ましくは８．０μm 以下、より好ましくは６．０μm 以下とする。また、２．０μm 未満では降伏点と引張強さとがほぼ等しくなり、ｎ値の低下、均一伸びの低下が著しくなる。プレス成形部品用途ではある程度の均一伸びを確保することが必要であるため、本発明ではフェライト平均結晶粒径の下限を２．０μm 、好ましくは３．０μm とする。
【００１３】
本発明の超微細フェライト組織高強度熱延鋼板は、上記組織を得るのに適した下記化学成分を有する。すなわち、化学成分がwt％で、
Ｃ ：０．０１〜０．１０％、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｍｎ：１．０％超〜２．５％、
Ｐ ：０．１５％以下、
Ｓ ：０．００８％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．０８％、
Ｔｉ，Ｎｂの１種又は２種の合計：０．３２〜０．６０％、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
【００１４】
以下、上記化学成分（単位wt％）の成分限定理由について説明する。
Ｃ：０．０１〜０．１０％
Ｃは必要な強度を得るために０．０１％以上が必要である。しかし、その量が０．１０％を越えると、Ｔｉ、Ｎｂ添加量の少ない鋼種においてはパーライト、ベイナイト、マルテンサイト等の第２相の比率が多くなり、伸びフランジ性が劣化するようになる。このため、Ｃ量の下限を０．０１％、好ましくは０．０２％とし、その上限を０．１０％、好ましくは０．０９％とする。
【００１５】
Ｓｉ：１．５％以下
Ｓｉは固溶強化により、強度−伸びバランス、強度−伸びフランジ性バランスを改善しつつ強度を高める上で有効な元素であるが、Ｓｉの多量添加は極めて表面性状に悪影響を及ぼしたり、酸洗時間の増加、酸洗ロスの増加を来たすので、上限を１．５％、好ましくは１．０％とする。なお、０．２％超の添加では赤スケールが発生しやすくなり、部品によっては商品価値を損なう場合もあるため、このような場合はＳｉ量を０．２％以下に止めるのがよい。
【００１６】
Ｍｎ：１．０超〜２．５％（１．０＜Ｍｎ％≦２．５）
Ｍｎは、強度の向上に有効であり、またフェライト変態を抑制し、フェライト粒の微細化に有効な元素である。すなわち、Ｍｎ量が少ないと、熱延後の冷却過程で高温域からフェライト変態が始まり、短時間に粗大粒に成長するため、目的とする微細フェライト粒が得られないようになる。１．０％以下ではそれらの効果が過小であり、目的とする強度、微細粒が得られない。一方、２．５％を超えると、フェライト変態が著しく遅延し、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトの変態相が生成しやすくなり、伸びフランジ性が劣化する。このため、Ｍｎ量を１．０％超、好ましくは１．１％以上含有させ、その上限を２．５％、好ましくは２．０％とする。
【００１７】
Ｐ：０．１５％以下
Ｐは固溶強化能があり、高強度化達成に有効な元素であるが、０．１５％を超えると偏析による延性劣化、粒界強度の低下を招く。このため、Ｐ量の上限を０．１５％、好ましくは０．１２％とする。
【００１８】
Ｓ ：０．００８％以下
ＳはＭｎＳ等の硫化物の量を増大させ伸びフランジ性を劣化させるため、少ない程よく、その上限を０．００８％とする。
【００１９】
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは、溶鋼段階で脱酸に極めて有効な元素であるが、０．０１％未満ではその効果が過小であり、０．０８％を超えると、結晶粒の粗大化及び介在物による内部欠陥をもたらすようになる。したがって、Ａｌ量の下限を０．０１％、その上限を０．０８％とする。
【００２０】
Ｔｉ，Ｎｂの１種又は２種の合計：０．３２〜０．６０％
Ｔｉ、Ｎｂは、スラブ加熱段階での初期オーステナイト粒を微細化させ、かつ熱延過程での再結晶を抑制し、フェライト核生成頻度を高めるのに好適な転位密度の高い微細未再結晶オーステナイト粒を得るために必須の元素である。さらにこのようにして得られた微細初期フェライトが巻き取り過程で成長し、粗大化することを防止し、目的の微細フェライト組織を得るために必須の元素である。この作用を有効に発揮させるためには、Ｔｉ，Ｎｂの１種又は２種の合計で０．３２％以上が必要である。一方、Ｔｉ、Ｎｂの増加とともに微細化効果は大きくなっていくが、Ｔｉ，Ｎｂの１種又は２種の合計が０．６０％を超えるようになるとその効果も飽和するようになる。このため、Ｔｉ，Ｎｂの１種又は２種の合計で０．３２〜０．６０％、好ましくは０．３２〜０．５０％含有させる。
【００２１】
さらに、これらの元素は巻き取り過程で、Ｃと強固な炭化物を形成し、固溶Ｃ量をほぼ０に低減することができる。固溶Ｃは局部伸び（伸びフランジ性）を低下させる動的歪み時効の原因となるものであり、伸びフランジ性に極めて悪作用が強く、その低減により伸びフランジ性の更なる向上を図ることができる。この効果を発揮させるためにはＴｉＮやＴｉＳとして消費されるＴｉを添加Ｔｉ量から引いた有効Ｔｉ量（下記のＴｉ＊）およびＮｂ量の総和と、Ｃ量との原子当量比が１以上になるよう添加することが好ましいが、０．７以上であればかなり大きな効果が期待できる。一方、前記原子当量比が３を超えるとその効果も飽和するようになる。このため、請求項３に記載したように、前記原子当量比の下限を０．７、好ましくは１．０とし、その上限を３．０、好ましくは２．５とする。
Ｔｉ＊＝全Ｔｉ−（４８Ｓ／３２＋４８Ｎ／１４）
原子当量比＝（Ｔｉ＊／４８＋Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）
但し、上記式中の元素記号はその元素の含有量wt％を示す。
【００２２】
本発明の熱延鋼板の鋼成分は以上の基本成分および残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる場合のほか、下記のＣａ、Ｂの１種以上を含有することができる。
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
ＣａはＭｎＳ等の展伸した介在物を球状化させることで、伸びフランジ割れの起点となる介在物の形態を制御し、より伸びフランジ性を向上させることができる。この効果を有効に発揮させるためには０．０００５％の添加が必要であり、一方、上限は現実的に添加できる最大量の０．００３０％とする。
【００２３】
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
固溶Ｃが０ないし極微量となると、粒界強度が弱くなり、延性が劣化することが知られている。一般にフェライト粒を微細化することにより、この問題点は改善されるため、実質的な問題には至らないが、Ｂは粒界を強化する作用があり、Ｂの添加はこの問題の改善にさらに有効である。この効果を有効に発揮させるためには０．０００５％以上の添加が必要であり、一方０．００３０％を超えて添加してもその効果は飽和するため、上限を０．００３０％とする。
【００２４】
また、本発明の製造方法は、上記超微細フェライト組織の高強度熱延鋼板の好適な製造方法であって、上記化学成分を有する連続鋳造スラブを１１００℃超の温度に加熱した後、仕上圧延温度をＡr3点以上として熱間圧延した後、１０〜１５０℃／ｓの冷却速度にて冷却し、巻取温度を５００〜７００℃として巻き取るものである。
【００２５】
以下、本発明の熱延条件について説明する。
本発明では、まず、固溶Ｔｉ、固溶Ｎｂによる初期オーステナイト粒の微細化効果を最大限に発揮させることが技術上の重要なポイントであり、鋼片加熱温度が１１００℃以下となると、ＴｉＣやＮｂＣの析出量の増加し、言い換えると固溶Ｔｉ量、固溶Ｎｂ量が減少し、初期オーステナイト粒の微細化、熱延終了時の微細未再結晶粒の確保が困難となる。このため、鋼片加熱温度（ＳＲＴ）を１１００℃超（ＳＲＴ＞１１００℃）、好ましくは１１５０℃以上とする。上限温度は特に規定しないが、現実的には１３００℃を越えると加熱炉の損傷、エネルギーコストの増大を招き好ましくない。最も好ましい鋼片加熱温度は、本発明者らが実験的に調査した結果、１２２０±５０℃（１１７０〜１２７０℃）である。
【００２６】
本発明では熱間圧延の際の圧下率は規定されないため、実際に使用する圧延機の能力の範囲において、好ましくは１回当たりの圧下率を高く設定すればよい。一般的には１回あたりの圧下率が高いほど好ましい結果が得られるが、現実的には圧延機の圧下能力によって圧下率に限界が生じ、圧延温度、鋼の化学成分及び圧延寸法などによって異なるものの、２０〜４０％の圧下を施すことが可能な圧延機が一般的である。従って、その範囲でできるだけ大きな圧下率で熱間圧延を行えばよい。
【００２７】
熱間圧延の際の仕上温度をＡr3点以上とするのは、Ａr3点未満ではフェライト＋オーステナイト域での加工となり、加工フェライト粒が残存し、延性を著しく低下させるようになるからである。得られるフェライト粒を超微細化させるためには、オーステナイト粒の微細化、転位密度残留を最大限に発揮させるように仕上温度をＡr3点直上（Ａr3点〜Ａr3点＋５０℃の範囲）にすることが望ましい。なお、仕上温度を高くなるほどオーステナイト粒微細化効果、あるいは転位密度の残留の程度が低下するようになるため、あえて上限を決めるとすれば、Ａr3点＋１５０℃とすることが望ましい。
【００２８】
仕上圧延を終えた段階でオーステナイト粒はほぼ微細未再結晶組織となっており、そのままフェライト変態させれば粒界、粒内両者からの核生成により微細なフェライト粒が生成しはじめる。ただし、１０℃／ｓ未満の冷却速度では、高温域で生じるフェライト粒の粒成長によってフェライト変態が進行し、フェライト変態促進効果及び微細化効果が減ずるので、冷却速度の下限を１０℃／ｓ、好ましくは３０℃／ｓ、より好ましくは５０℃／ｓとする。一方、冷却速度が１５０℃／ｓを超えるとフェライト粒の粒径が微細になり過ぎて、均一伸びが劣化するようになり、また鋼板の平坦度も悪化するようになるので、冷却速度の上限を１５０℃／ｓ、好ましくは８０℃／ｓとする。
【００２９】
巻取温度については、７００℃を超えると、フェライト粒の粗大化が著しく、目的とする組織、特性が得られないようになり、一方５００℃未満では、ＴｉＣ、ＮｂＣの微細析出物の増加により伸びフランジ性の劣化を招き、さらに４００℃未満ではベイナイトやマルテンサイトが生成し、より伸びフランジ性の劣化を招く。従って巻取温度の下限を５００℃、好ましくは５５０℃し、その上限を７００℃、好ましくは６５０℃とする。
【００３０】
【実施例】
表１に示す化学成分の鋼を溶製し、表２に示す熱間圧延条件で３．５mm厚さの熱延鋼板を製造した。各試料鋼板を両面研削により２．５mm厚さに研削して、圧延方向にＪＩＳ５号試験片を採取し、下記の要領にてフェライト平均結晶粒径、組織の種類とその量（面積％）を測定した。前記フェライト平均結晶粒径は、１０００倍の光学顕微鏡写真により切断法にて圧延方向、板厚方向の５０個の平均結晶粒径の平均値として求めた。また、組織の種類と量は、ナイタール腐食した組織の４００倍の光学顕微鏡写真を用いて、組織の種類を判定し、またその量を面積率にて測定した。
【００３１】
また、各試料鋼板から試験片を採取し、引張特性、鉄連規格（ＪＦＳＴ１００１）による穴拡げ試験、両振り平面曲げ試験法による疲労特性を調査した。前記穴拡げ試験は、試験片に１０mmφの打抜き穴（初期穴：穴径ｄ０＝１０mm）を開け、バリを上にして頂角６０度の円錐ポンチで板厚を貫通する割れが発生するまで初期穴を押し拡げ、割れ発生時の穴径ｄ１mmを測定し、下記式にて限界穴拡げ率λ（％）を求めるものである。これらの結果を表２に併せて示す。なお、表２に記載したフェライト、ベイナイト以外の残部組織は、パーライト、セメンタイトである。
λ＝（ｄ１−ｄ０）／ｄ０×１００
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
表２より、発明例にかかる熱延鋼板は、いずれも強度−伸びバランスに優れ、かつ伸びフランジ性、疲労強度にも優れていることがわかる。
一方、本発明の鋼成分範囲を満足しない鋼（表１鋼種Ａ，Ｈ，Ｉ，Ｊ）を用いた試料No. １，１６〜１８は伸びフランジ性（λ）または／および疲労強度が劣化しており、また発明成分を有する鋼を用いていても、製造条件が発明条件を満足しない試料No. ３、４では、所定の組織、フェライト粒径が得られておらず、伸びフランジ性または疲労強度が劣化している。また、熱延後の冷却速度が１５０℃／ｓ超の試料No. １５では、フェライト粒径が２．０μm 未満と微細になり過ぎて伸びの劣化が著しい。
【００３５】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明の熱延鋼板は、所定成分の下、平均粒径２．０〜１０．０μm の超微細フェライト組織を主体とし、特にマルテンサイトや残留オーステナイトを含まない組織としたので、４９０MPa 以上の高強度であっても優れた伸びフランジ性および疲労強度を具備することができる。また、本発明の製造方法によれば、一般的なホット・ストリップ・ミルを用いて、容易に超微細フェライト組織が得られ、延性、伸びフランジ性、疲労強度に優れた高強度鋼板を容易に製造することができる。
【発明が属する技術分野】
本発明は、熱延したままで超微細フェライト組織を有する疲労強度、特に伸びフランジ性に優れた、引張強度が４９０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板およびその製造方法に関し、この熱延鋼板は自動車用鋼板、構造用鋼板として好適なものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用、構造用などに用いられる鋼板の疲労強度、特に伸びフランジ性を高めるには、その鋼板の結晶組織を超微細化することが有効と考えられ、超微細組織を得る技術の開発が従来より数多く模索されてきた。特に、近年では、板厚を薄くして、軽量化、低コスト化を図るために高強度鋼板が多く使用されるようになり、その高強度化に伴う加工性の劣化を抑える目的で、高強度鋼板におけるミクロ組織の微細化が重要な課題となっている。また、この組織微細化は、特に伸びフランジ性の向上に有効な手段と考えられている。
【０００３】
組織微細化の方法としては、▲１▼例えば特開昭５８−１２３８２３号公報、特開昭５８−１７４５２３号公報に提案されている大圧下圧延法、▲２▼制御圧延法、制御冷却法、▲３▼例えば特開平１０−８１３８号公報に提案されている低温巻取法などが従来より知られている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
前記大圧下圧延法による組織微細化方法における超微細化の要点は、オーステナイト粒に大圧下を加えることでγ（オーステナイト）からα（フェライト）への歪み誘起変態を促進することにある。しかしながら、圧延条件として１パスあたりの圧下率を５０％以上にする必要があるなど、一般的なホット・ストリップ・ミルでは実施し難いという難点がある。
【０００５】
また、制御圧延法、制御冷却法については、加工フェライトもしくは回復段階のフェライトが残留し、加工性の著しい劣化を伴い、勒性を最優先特性とする厚板では有効であるが、加工性を最優先特性とする薄板では目的を達し得ない。
【０００６】
また、前記公報に記載された低温巻取法では伸びフランジ性に悪影響を及ぼす残留オーステナイトが５〜２０％程度混入し、高い伸びフランジ性を得ることはできない。
【０００７】
本発明は、上記の問題に鑑みてなされたもので、一般のホット・ストリップ・ミルを使用して容易に製造することができ、従来に比して疲労強度、特に伸びフランジ性が優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
従来のフェライト結晶粒の微細化手段は、上記のように、通常の圧延設備での実施が極めて困難であったり、加工性の確保が困難であったりする。本発明者らは、Ｃ−Ｍｎ系鋼もしくはこれらの元素に微量のＴｉやＮｂを添加した成分系の鋼では、上記のような問題を解消することはできないと考え、新たな結晶粒の微細化方法、加えて伸びフランジ性の改善方法を探究した。
その結果、フェライト結晶粒を超微細化するには、オーステナイト粒の微細化及び高い転位密度の導入が重要であり、本発明者らが鋭意研究したところ、ＴｉやＮｂを固溶状態で鋼中に存在させることにより、スラブ加熱時のオーステナイト結晶粒径の粗大化が抑制され、それに続く熱間圧延において微細化が容易になること、及びこれらの元素によって、熱間圧延の際に転位の解放が抑制され、転位密度の高い未再結晶オーステナイト粒を得ることが可能となり、このオーステナイト粒によってフェライト核生成頻度を高めて超微細フェライト結晶粒を得ることが可能となることを知見し、以下の発明を完成するに至った。
【０００９】
請求項１に記載した本発明の超微細フェライト組織高強度熱延鋼板は、フェライト量が面積率で９５％以上であり、かつフェライトの平均結晶粒径が２．０〜１０．０μm であり、組織中にマルテンサイトおよび残留オーステナイトを含まず、引張強さが４９０MPa 以上である熱延鋼板である。
【００１０】
この発明の高強度熱延鋼板によると、組織がフェライトを主体とし、しかもその平均結晶粒径を２．０〜１０．０μm とし、さらに組織中にマルテンサイト、残留オーステナイトを含まないため、後述の実施例から明らかなとおり、４９０MPa 以上の高強度であるにもかかわらず、疲労強度が３００MPa 以上と高く、しかも伸びフランジ性が１２０％以上であり、高強度の下で極めて良好な伸びフランジ性が得られる。
【００１１】
本発明の熱延鋼板は、基本的にはフェライト量が多いほどよく、面積率で好ましくは９８％以上、より好ましくはフェライト単相組織（フェライト量１００％）であることが望ましいが、本発明熱延鋼板の特性を妨げない範囲として、第２相として、５％以下のパーライト、セメンタイト、ベイナイトの１種以上を含んでもよい。もっとも、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは含まない組織とする。第２相の存在は伸びフランジ性を劣化させるが、その劣化の程度は母相との硬度差が大きいほど著しい。このため、高硬度のマルテンサイトは排除される。また、残留オーステナイトは、変形過程でマルテンサイトに変態し、しかもＣ濃度が高いことから極めて硬いマルテンサイトに変態するため、残留オーステナイトも極力排除する必要がある。このため、本発明では、第２相として、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは含まないようにする。
【００１２】
また、フェライト結晶粒径は、細粒化に伴い、強度を一定としたとき、伸びフランジ性および疲労強度が向上するが、フェライト平均結晶粒径が１０．０μm 超のものは従来鋼板においても存在するレベルであり、伸びフランジ性、疲労強度の飛躍的な向上は望めない。このため、本発明ではフェライト平均結晶粒径を１０．０μm 以下、好ましくは８．０μm 以下、より好ましくは６．０μm 以下とする。また、２．０μm 未満では降伏点と引張強さとがほぼ等しくなり、ｎ値の低下、均一伸びの低下が著しくなる。プレス成形部品用途ではある程度の均一伸びを確保することが必要であるため、本発明ではフェライト平均結晶粒径の下限を２．０μm 、好ましくは３．０μm とする。
【００１３】
本発明の超微細フェライト組織高強度熱延鋼板は、上記組織を得るのに適した下記化学成分を有する。すなわち、化学成分がwt％で、
Ｃ ：０．０１〜０．１０％、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｍｎ：１．０％超〜２．５％、
Ｐ ：０．１５％以下、
Ｓ ：０．００８％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．０８％、
Ｔｉ，Ｎｂの１種又は２種の合計：０．３２〜０．６０％、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
【００１４】
以下、上記化学成分（単位wt％）の成分限定理由について説明する。
Ｃ：０．０１〜０．１０％
Ｃは必要な強度を得るために０．０１％以上が必要である。しかし、その量が０．１０％を越えると、Ｔｉ、Ｎｂ添加量の少ない鋼種においてはパーライト、ベイナイト、マルテンサイト等の第２相の比率が多くなり、伸びフランジ性が劣化するようになる。このため、Ｃ量の下限を０．０１％、好ましくは０．０２％とし、その上限を０．１０％、好ましくは０．０９％とする。
【００１５】
Ｓｉ：１．５％以下
Ｓｉは固溶強化により、強度−伸びバランス、強度−伸びフランジ性バランスを改善しつつ強度を高める上で有効な元素であるが、Ｓｉの多量添加は極めて表面性状に悪影響を及ぼしたり、酸洗時間の増加、酸洗ロスの増加を来たすので、上限を１．５％、好ましくは１．０％とする。なお、０．２％超の添加では赤スケールが発生しやすくなり、部品によっては商品価値を損なう場合もあるため、このような場合はＳｉ量を０．２％以下に止めるのがよい。
【００１６】
Ｍｎ：１．０超〜２．５％（１．０＜Ｍｎ％≦２．５）
Ｍｎは、強度の向上に有効であり、またフェライト変態を抑制し、フェライト粒の微細化に有効な元素である。すなわち、Ｍｎ量が少ないと、熱延後の冷却過程で高温域からフェライト変態が始まり、短時間に粗大粒に成長するため、目的とする微細フェライト粒が得られないようになる。１．０％以下ではそれらの効果が過小であり、目的とする強度、微細粒が得られない。一方、２．５％を超えると、フェライト変態が著しく遅延し、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトの変態相が生成しやすくなり、伸びフランジ性が劣化する。このため、Ｍｎ量を１．０％超、好ましくは１．１％以上含有させ、その上限を２．５％、好ましくは２．０％とする。
【００１７】
Ｐ：０．１５％以下
Ｐは固溶強化能があり、高強度化達成に有効な元素であるが、０．１５％を超えると偏析による延性劣化、粒界強度の低下を招く。このため、Ｐ量の上限を０．１５％、好ましくは０．１２％とする。
【００１８】
Ｓ ：０．００８％以下
ＳはＭｎＳ等の硫化物の量を増大させ伸びフランジ性を劣化させるため、少ない程よく、その上限を０．００８％とする。
【００１９】
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは、溶鋼段階で脱酸に極めて有効な元素であるが、０．０１％未満ではその効果が過小であり、０．０８％を超えると、結晶粒の粗大化及び介在物による内部欠陥をもたらすようになる。したがって、Ａｌ量の下限を０．０１％、その上限を０．０８％とする。
【００２０】
Ｔｉ，Ｎｂの１種又は２種の合計：０．３２〜０．６０％
Ｔｉ、Ｎｂは、スラブ加熱段階での初期オーステナイト粒を微細化させ、かつ熱延過程での再結晶を抑制し、フェライト核生成頻度を高めるのに好適な転位密度の高い微細未再結晶オーステナイト粒を得るために必須の元素である。さらにこのようにして得られた微細初期フェライトが巻き取り過程で成長し、粗大化することを防止し、目的の微細フェライト組織を得るために必須の元素である。この作用を有効に発揮させるためには、Ｔｉ，Ｎｂの１種又は２種の合計で０．３２％以上が必要である。一方、Ｔｉ、Ｎｂの増加とともに微細化効果は大きくなっていくが、Ｔｉ，Ｎｂの１種又は２種の合計が０．６０％を超えるようになるとその効果も飽和するようになる。このため、Ｔｉ，Ｎｂの１種又は２種の合計で０．３２〜０．６０％、好ましくは０．３２〜０．５０％含有させる。
【００２１】
さらに、これらの元素は巻き取り過程で、Ｃと強固な炭化物を形成し、固溶Ｃ量をほぼ０に低減することができる。固溶Ｃは局部伸び（伸びフランジ性）を低下させる動的歪み時効の原因となるものであり、伸びフランジ性に極めて悪作用が強く、その低減により伸びフランジ性の更なる向上を図ることができる。この効果を発揮させるためにはＴｉＮやＴｉＳとして消費されるＴｉを添加Ｔｉ量から引いた有効Ｔｉ量（下記のＴｉ＊）およびＮｂ量の総和と、Ｃ量との原子当量比が１以上になるよう添加することが好ましいが、０．７以上であればかなり大きな効果が期待できる。一方、前記原子当量比が３を超えるとその効果も飽和するようになる。このため、請求項３に記載したように、前記原子当量比の下限を０．７、好ましくは１．０とし、その上限を３．０、好ましくは２．５とする。
Ｔｉ＊＝全Ｔｉ−（４８Ｓ／３２＋４８Ｎ／１４）
原子当量比＝（Ｔｉ＊／４８＋Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）
但し、上記式中の元素記号はその元素の含有量wt％を示す。
【００２２】
本発明の熱延鋼板の鋼成分は以上の基本成分および残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる場合のほか、下記のＣａ、Ｂの１種以上を含有することができる。
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
ＣａはＭｎＳ等の展伸した介在物を球状化させることで、伸びフランジ割れの起点となる介在物の形態を制御し、より伸びフランジ性を向上させることができる。この効果を有効に発揮させるためには０．０００５％の添加が必要であり、一方、上限は現実的に添加できる最大量の０．００３０％とする。
【００２３】
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
固溶Ｃが０ないし極微量となると、粒界強度が弱くなり、延性が劣化することが知られている。一般にフェライト粒を微細化することにより、この問題点は改善されるため、実質的な問題には至らないが、Ｂは粒界を強化する作用があり、Ｂの添加はこの問題の改善にさらに有効である。この効果を有効に発揮させるためには０．０００５％以上の添加が必要であり、一方０．００３０％を超えて添加してもその効果は飽和するため、上限を０．００３０％とする。
【００２４】
また、本発明の製造方法は、上記超微細フェライト組織の高強度熱延鋼板の好適な製造方法であって、上記化学成分を有する連続鋳造スラブを１１００℃超の温度に加熱した後、仕上圧延温度をＡr3点以上として熱間圧延した後、１０〜１５０℃／ｓの冷却速度にて冷却し、巻取温度を５００〜７００℃として巻き取るものである。
【００２５】
以下、本発明の熱延条件について説明する。
本発明では、まず、固溶Ｔｉ、固溶Ｎｂによる初期オーステナイト粒の微細化効果を最大限に発揮させることが技術上の重要なポイントであり、鋼片加熱温度が１１００℃以下となると、ＴｉＣやＮｂＣの析出量の増加し、言い換えると固溶Ｔｉ量、固溶Ｎｂ量が減少し、初期オーステナイト粒の微細化、熱延終了時の微細未再結晶粒の確保が困難となる。このため、鋼片加熱温度（ＳＲＴ）を１１００℃超（ＳＲＴ＞１１００℃）、好ましくは１１５０℃以上とする。上限温度は特に規定しないが、現実的には１３００℃を越えると加熱炉の損傷、エネルギーコストの増大を招き好ましくない。最も好ましい鋼片加熱温度は、本発明者らが実験的に調査した結果、１２２０±５０℃（１１７０〜１２７０℃）である。
【００２６】
本発明では熱間圧延の際の圧下率は規定されないため、実際に使用する圧延機の能力の範囲において、好ましくは１回当たりの圧下率を高く設定すればよい。一般的には１回あたりの圧下率が高いほど好ましい結果が得られるが、現実的には圧延機の圧下能力によって圧下率に限界が生じ、圧延温度、鋼の化学成分及び圧延寸法などによって異なるものの、２０〜４０％の圧下を施すことが可能な圧延機が一般的である。従って、その範囲でできるだけ大きな圧下率で熱間圧延を行えばよい。
【００２７】
熱間圧延の際の仕上温度をＡr3点以上とするのは、Ａr3点未満ではフェライト＋オーステナイト域での加工となり、加工フェライト粒が残存し、延性を著しく低下させるようになるからである。得られるフェライト粒を超微細化させるためには、オーステナイト粒の微細化、転位密度残留を最大限に発揮させるように仕上温度をＡr3点直上（Ａr3点〜Ａr3点＋５０℃の範囲）にすることが望ましい。なお、仕上温度を高くなるほどオーステナイト粒微細化効果、あるいは転位密度の残留の程度が低下するようになるため、あえて上限を決めるとすれば、Ａr3点＋１５０℃とすることが望ましい。
【００２８】
仕上圧延を終えた段階でオーステナイト粒はほぼ微細未再結晶組織となっており、そのままフェライト変態させれば粒界、粒内両者からの核生成により微細なフェライト粒が生成しはじめる。ただし、１０℃／ｓ未満の冷却速度では、高温域で生じるフェライト粒の粒成長によってフェライト変態が進行し、フェライト変態促進効果及び微細化効果が減ずるので、冷却速度の下限を１０℃／ｓ、好ましくは３０℃／ｓ、より好ましくは５０℃／ｓとする。一方、冷却速度が１５０℃／ｓを超えるとフェライト粒の粒径が微細になり過ぎて、均一伸びが劣化するようになり、また鋼板の平坦度も悪化するようになるので、冷却速度の上限を１５０℃／ｓ、好ましくは８０℃／ｓとする。
【００２９】
巻取温度については、７００℃を超えると、フェライト粒の粗大化が著しく、目的とする組織、特性が得られないようになり、一方５００℃未満では、ＴｉＣ、ＮｂＣの微細析出物の増加により伸びフランジ性の劣化を招き、さらに４００℃未満ではベイナイトやマルテンサイトが生成し、より伸びフランジ性の劣化を招く。従って巻取温度の下限を５００℃、好ましくは５５０℃し、その上限を７００℃、好ましくは６５０℃とする。
【００３０】
【実施例】
表１に示す化学成分の鋼を溶製し、表２に示す熱間圧延条件で３．５mm厚さの熱延鋼板を製造した。各試料鋼板を両面研削により２．５mm厚さに研削して、圧延方向にＪＩＳ５号試験片を採取し、下記の要領にてフェライト平均結晶粒径、組織の種類とその量（面積％）を測定した。前記フェライト平均結晶粒径は、１０００倍の光学顕微鏡写真により切断法にて圧延方向、板厚方向の５０個の平均結晶粒径の平均値として求めた。また、組織の種類と量は、ナイタール腐食した組織の４００倍の光学顕微鏡写真を用いて、組織の種類を判定し、またその量を面積率にて測定した。
【００３１】
また、各試料鋼板から試験片を採取し、引張特性、鉄連規格（ＪＦＳＴ１００１）による穴拡げ試験、両振り平面曲げ試験法による疲労特性を調査した。前記穴拡げ試験は、試験片に１０mmφの打抜き穴（初期穴：穴径ｄ０＝１０mm）を開け、バリを上にして頂角６０度の円錐ポンチで板厚を貫通する割れが発生するまで初期穴を押し拡げ、割れ発生時の穴径ｄ１mmを測定し、下記式にて限界穴拡げ率λ（％）を求めるものである。これらの結果を表２に併せて示す。なお、表２に記載したフェライト、ベイナイト以外の残部組織は、パーライト、セメンタイトである。
λ＝（ｄ１−ｄ０）／ｄ０×１００
【００３２】
【表１】
【表２】
表２より、発明例にかかる熱延鋼板は、いずれも強度−伸びバランスに優れ、かつ伸びフランジ性、疲労強度にも優れていることがわかる。
一方、本発明の鋼成分範囲を満足しない鋼（表１鋼種Ａ，Ｈ，Ｉ，Ｊ）を用いた試料No. １，１６〜１８は伸びフランジ性（λ）または／および疲労強度が劣化しており、また発明成分を有する鋼を用いていても、製造条件が発明条件を満足しない試料No. ３、４では、所定の組織、フェライト粒径が得られておらず、伸びフランジ性または疲労強度が劣化している。また、熱延後の冷却速度が１５０℃／ｓ超の試料No. １５では、フェライト粒径が２．０μm 未満と微細になり過ぎて伸びの劣化が著しい。
【００３５】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明の熱延鋼板は、所定成分の下、平均粒径２．０〜１０．０μm の超微細フェライト組織を主体とし、特にマルテンサイトや残留オーステナイトを含まない組織としたので、４９０MPa 以上の高強度であっても優れた伸びフランジ性および疲労強度を具備することができる。また、本発明の製造方法によれば、一般的なホット・ストリップ・ミルを用いて、容易に超微細フェライト組織が得られ、延性、伸びフランジ性、疲労強度に優れた高強度鋼板を容易に製造することができる。
Claims (5)
- フェライト量が面積率で９５％以上であり、かつフェライトの平均結晶粒径が２．０〜１０．０μm であり、組織中にマルテンサイトおよび残留オーステナイトを含まず、化学成分が wt ％で、
Ｃ ：０．０１〜０．１０％、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｍｎ：１．０％超〜２．５％、
Ｐ ：０．１５％以下、
Ｓ ：０．００８％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．０８％、
Ｔｉ，Ｎｂの１種又は２種の合計：０．３２〜０．６０％、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、引張強さが４９０MPa 以上である伸びフランジ性に優れた超微細フェライト組織高強度熱延鋼板。 - Ｔｉ、Ｎｂの添加量が下記条件を満足する請求項１に記載した超微細フェライト組織高強度熱延鋼板。
（Ｔｉ＊／４８＋Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）：０．７〜３．０
Ｔｉ＊＝全Ｔｉ−（４８Ｓ／３２＋４８Ｎ／１４）
但し、各式中の元素記号はその元素の含有量（wt％）を示す。 - 化学成分がさらに
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
を含有する請求項１または２に記載した超微細フェライト組織高強度熱延鋼板。 - 化学成分がさらに
Ｂ ：０．０００５〜０．００３０％
を含有する請求項１、２または３に記載した超微細フェライト組織高強度熱延鋼板。 - 請求項１〜４のいずれか１項に記載した化学成分を有する連続鋳造スラブを１１００℃超の温度に加熱した後、仕上圧延温度をＡr3点以上として熱間圧延した後、１０〜１５０℃／ｓの冷却速度にて冷却し、巻取温度を５００〜７００℃として巻き取る伸びフランジ性に優れた超微細フェライト組織高強度熱延鋼板の製造方法。
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