(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.010〜0.10wt％、Si：0.50〜1.50wt％、Mn：0.50〜2.00wt％、Ｐ：0.01〜0.15wt％、Ｓ：0.005wt％以下、Ｎ：0.001〜0.005wt％、Ti：0.005〜0.03wt％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成からなり、体積率80〜97％かつ平均粒径10μｍ以下のフェライト相と、残部はベイナイト相を主体とする低温変態相からなる加工性に優れる高張力熱延鋼板。
【請求項２】
上記成分組成に加えてさらに、Ｖ：0.005〜0.03wt％を含有することを特徴とする請求項１に記載の高張力熱延鋼板。
【請求項３】
Ｃ：0.010〜0.10wt％、Si：0.50〜1.50wt％、Mn：0.50〜2.00wt％、Ｐ：0.01〜0.15wt％、Ｓ：0.005wt％以下、Ｎ：0.001〜0.005wt％、Ti：0.005〜0.03wt％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成からなる鋼素材を、900〜1300℃の温度域に3600sec以下の時間保定した後、仕上圧延終了温度を780〜980℃とする連続熱間圧延を行い、圧延終了後１sec以内に、50〜200℃／secの冷却速度で冷却し、引き続き300〜650℃の温度範囲でコイルに巻き取ることを特徴とする加工性に優れる高張力熱延鋼板の製造方法。
【請求項４】
上記成分組成に加えてさらに、Ｖ：0.005〜0.03wt％を含有することを特徴とする請求項３に記載の高張力熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として自動車用部品として、プレス成形等の加工が施されて用いられる薄鋼板に関し、とくに自動車ボディーのメンバー、フレームなどの構造部材あるいはサスペンションなどの足まわり部品などに用いて好適な高張力熱延鋼板およびその製造方法に関して提案するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車車体の軽量化を図るためには高張力鋼板の適用が最も有効な方法の一つである。なかでも、ボディーの強度部材あるいはサスペンションなど、さほど優れた表面品質が要求されない部位には、経済性に優れている熱延鋼板が用いられることが多い。このような状況から、熱延高張力鋼板の使途もますます拡大されつつある。
従来から、引張強さが 490〜 780 MPa程度の高張力熱延鋼板の材質強化方法としては、1)フェライト相中にマルテンサイト相、パーライト相あるいはベイナイト相などを析出させた変態組織強化法と、2)Ti、Nb、Ｖの炭窒化物による析出強化法が利用されてきており、これらの方法は、鋼板の成形性あるいは部品として要求される特性に応じて選択されてきた。
例えば、安価な汎用の高張力熱延鋼板では析出強化されたフェライト相と、パーライト相あるいはベイナイト相組織の鋼板（ＨＳＬＡ）が、延性が要求される場合には、フェライト相とマルテンサイ相のDual Phase鋼が、伸びフランジ成形性が要求される場合には、析出強化されたDual Phase鋼が選択されるといったことである。
また、これら鋼板の製造技術として、例えば、特公昭62-37089号公報、特公昭58-27328号公報、特公昭62-39230号公報等には、Si添加鋼板を低温で巻取ることによって、伸びフランジ成形性を改善する方法が提案されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上述した従来の方法は、いずれも、主としてに単一の加工特性の向上のみを指向したものであり、しかも熱延工程では極めて狭い温度範囲に制御する操業が必要であるために、品質の変動が大きく、生産性に劣るという問題があった。
【０００４】
そこで、本発明の目的は、張出し成形性（延性）、形状凍結性（降伏比）、伸びフランジ成形性（穴拡げ性）をともに具えた、マルチプルなプレス成形性に優れる高張力熱延鋼板を提供することにある。
本発明の他の目的は、熱間圧延工程で圧延終了後に、極めて大きな速度での冷却を行う以外は、スラブの加熱温度、仕上げ圧延温度および巻取温度など広範囲に設定でき、しかも材質が安定して得られ、生産性を抜本的に改善することが可能な高張力熱延鋼板の製造方法を提供することにある。
なお、本発明の具体的な材質目標は、引張強さ：540 〜590MPa、耐力：400 〜450MPa、伸び：30〜38％、穴拡げ比：100 ％以上の熱延鋼板とその製造方法を提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記の目的を達成すべく、Si、Mn含有低炭素鋼をべースにして、主として、成分組成、金属組織、熱延工程に着目して、鋭意研究を重ねた。その結果、微量の炭窒化物形成元素を添加し、熱延および熱延後の冷却過程を適正に制御することによって、仕上圧延後のフェライト変態が活性化されることを知見し、本発明を完成するにいたった。すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
【０００６】
(1) Ｃ：0.010〜0.10wt％、Si：0.50〜1.50wt％、Mn：0.50〜2.00wt％、Ｐ：0.01〜0.15wt％、Ｓ：0.005wt％以下、Ｎ：0.001〜0.005wt％、Ti：0.005〜0.03wt％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成からなり、体積率80〜97％かつ平均粒径10μｍ以下のフェライト相と、残部はベイナイト相を主体とする低温変態相からなる加工性に優れる高張力熱延鋼板。
(2) 上記成分組成に加えてさらに、Ｖ：0.005〜0.03wt％を含有することを特徴とする上記(1)の高張力熱延鋼板。
【０００７】
(3) Ｃ：0.010〜0.10wt％、Si：0.50〜1.50wt％、Mn：0.50〜2.00wt％、Ｐ：0.01〜0.15wt％、Ｓ：0.005wt％以下、Ｎ：0.001〜0.005wt％、Ti：0.005〜0.03wt％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成からなる鋼素材を、900〜1300℃の温度域に3600sec以下の時間保定した後、仕上圧延終了温度を780〜980℃とする連続熱間圧延を行い、圧延終了後１sec以内に、50〜200℃／secの冷却速度で冷却し、引き続き300〜650℃の温度範囲でコイルに巻き取ることを特徴とする加工性に優れる高張力熱延鋼板の製造方法。
(4) 上記成分組成に加えてさらに、Ｖ：0.005〜0.03wt％を含有することを特徴とする上記(3)の高張力熱延鋼板の製造方法。
【０００８】
【発明の実施の形態】
図１は、本発明の基礎となった研究結果の一例である。すなわち、0.08wt％Ｃ、0.7 wt％Si、1.2 wt％Mn、0.05wt％Ｐ、0.0015wt％Ｓ、0.0025wt％ＮでTi量を変化させたスラブを、1050〜1250℃で1800sec 間保定する加熱を行った後、880 ℃で仕上圧延を終了し、圧延終了後１sec 以内に、70℃／sec で強制冷却し、470 ℃でコイルに巻き取り、フェライト相の体積率に及ぼすTi量と加熱温度との関係を示したものである。
【０００９】
図１から、以下のようなことが言える。仕上圧延後の冷却過程で、オーステナイトからフェライト相への変態挙動は、圧延前の結晶粒度と密接な関係があり、変態は粒界を核生成サイトとして生じるので、オーステナイト粒径が小さいほどフェライト変態は活性化される。これから、高温度でも比較的安定な炭窒化物を形成する、Ti、Ｖ等を添加し、鋼素材の加熱温度を低くすることにより、オーステナイト粒成長が抑制され、フェライト変態は促進される。しかし、また図１によれば、炭窒化物形成元素の添加量がある量を超えて増加すると、炭窒化物の粗大化と固溶した炭窒化物形成元素の影響によって、フェライト変態が遅延することがわかる。以上のように、発明者らは、Tiをはじめとする炭窒化物形成元素には、適正な添加範囲があることを見いだしたのである。
【００１０】
以下に、本発明における構成要件を上記範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.010 〜0.10wt％
Ｃは、その含有量が0.010 ％未満では、低温変態相の析出が少なくなって十分な強度が得られなくなるばかりでなく、鋼素材の加熱中で炭化物が減少して、組織が粗大化し、加工性が低下する。また、0.10wt％を超えると鋼素材の加熱中で炭化物が粗大化し、また、組織が粗大化して、加工性が低下する。よって、Ｃ含有量は、0.010 〜0.10wt％、好ましくは0.05〜0.09wt％の範囲とする。
【００１１】
Si：0.50〜1.50wt％
Siは、含有量が0.50 wt ％未満では、フェライト相の体積率が減少して成形性が低下し、一方、1.50wt％を超えるとフェライト相が硬質化し、延性が低下する。よって、Si含有量は、0.50〜1.50wt％、好ましくは 0.6〜1.0 wt％の範囲とする。
【００１２】
Mn：0.50〜2.00wt％
Mnは、含有量が0.50wt％未満では、第２相の体積率が低下し、十分な強度が得られず、一方、2.00wt％を超えると、反対に、第２相の体積率が増大して、延性が低下する。よって、Mn含有量は、0.50〜2.00wt％、好ましくは 0.9〜1.3 wt％の範囲とする。
【００１３】
Ｐ：0.01〜0.15wt％
Ｐは、含有量が0.01wt％未満ではフェライト相の析出量が少なくなり十分な延性が得られなくなり、一方、0.15wt％を超えるとスポット溶接性が劣化する。よってＰ含有量は、0.01〜0.15wt％、好ましくは0.02〜0.05wt％の範囲とする。
【００１４】
Ｓ：0.005wt ％以下
Ｓは、加工性に有害な元素であり、その量を低減すれば、鋼中の析出物が減少して加工性が向上する。このような効果は、Ｓ量を0.005 wt％以下の範囲で得られる。
【００１５】
Ti：0.005 〜0.03wt％
Tiは、炭窒化物の形成元素であり、含有量が0.005 wt％未満では、炭窒化物の析出量が不足し、材質のスラブ加熱温度依存性が大きくなる。一方、0.03wt％を超えると、析出物が粗大化するとともに、スラブ加熱中の固溶Tiが増加し、同様に材質のスラブ加熱温度依存性が大きくなる。よって、Ti含有量は0.005 〜0.03wt％、好ましくは0.01〜0.02wt％の範囲とする。
【００１６】
Ｖ：0.005 〜0.03wt％
Ｖは、炭窒化物の形成元素であり、含有量が0.005 wt％未満では、炭窒化物の析出量が不足し、材質のスラブ加熱温度依存性が大きくなる。一方、0.03wt％を超えると、析出物が粗大化するとともに、スラブ加熱中の固溶Ｖが増加し、同様に材質のスラブ加熱温度依存性が大きくなる。よって、Ｖ含有量は0.005 〜0.03wt％、好ましくは0.01〜0.02wt％の範囲とする。
【００１８】
なお、Ti、Nb、Ｖの炭窒化物は、いずれも粒成長抑制効果を有するが、なかでも、Tiは、固溶した場合の、フェライト変態遅延におよぼす影響が、NbやＶより小さいので、これら炭窒化物形成元素のなかでは、Tiを利用するのがもっとも好ましい。
【００１９】
フェライト相の体積率、粒径および残部の組織
フェライト相の体積率は、80％未満では、十分な延性が得られなく、一方、97％を超えると、第２相が硬質化して伸びフランジ成形性が低下する。このため、フェライト相の体積率を80〜97％の範囲とする。
また、フェライト相の平均粒径が、10μｍを超えると伸びフランジ成形性が低下するので、平均粒径は10μｍ以下とする。
さらに、残部の組織は、ベイナイト相を主体とする低温変態相とする必要がある。というのは、第２相の主体とする相がベイナイト以外のパーライトやマルテンサイトであると、伸びフランジ成形性が低下するからである。
【００２０】
鋼素材の加熱
鋼素材の加熱は、900 〜1300℃の温度域に 3600sec以下の時間保定して行う。なぜなら、この温度が900 ℃未満では鋼板の表面品質が劣化し、一方、1300℃を超えると炭窒化物が溶解あるいは凝縮してフェライト相が粗大化するからである。また、保定時間が3600sec を超えると、炭窒化物が溶解あるいは凝縮してフェライト相が粗大化するからである。なお、好ましい加熱温度は1000〜1250℃である。
【００２１】
連続熱間圧延における仕上圧延
粗圧延のあと、圧延終了温度780 〜980 ℃で仕上圧延する。仕上圧延の終了温度が 780℃未満では、鋼板に加工組織が残存し、延性が劣化するからであり、一方、 980℃を超えると組織が粗大化し、フェライト変態が遅延するため、成形性が低下するからである。
【００２２】
熱間圧延終了後の冷却
上記熱間圧延を終了した後、１sec 以内に、50〜 200℃／sec の冷却速度で冷却する。熱延後、冷却までの経過時間が１sec を超えると、組織が粗大化し、フェライト変態が遅延することにより成形性が低下するので、仕上げ圧延終了後１sec 以内に強制冷却を開始する必要がある。
また、強制冷却の冷却速度が50℃／sec 未満では、フェライト相の体積率が97％を超え、一方200 ℃／sec を超えるとフェライト相の体積率が80％未満になるので、冷却速度は50〜 200℃／sec とする。なお、好ましい冷却速度は60〜120 ℃／sec である。
【００２３】
巻取温度
コイルへの巻取温度は300 〜650 ℃の温度範囲で行う。巻取温度が300 ℃未満では、フェライト相の体積率が80％未満になり、650 ℃を超えると、第２相がパーライト主体の組織となって成形性が低下するからである。なお、好ましい巻取温度は 400〜500 ℃である。
【００２４】
【実施例】
表１に示す種々の化学組成の鋼を、転炉にて溶製し、連続鋳造スラブとした。このスラブを表２に示す各製造条件で、加熱、熱間圧延し、冷却した後にコイルに巻取り、板厚２ｍｍの熱延鋼板を製造した。
得られた、熱延鋼板のコイル長手方向中央位置からＪＩＳ  ５号の試験片を採取し、引張試験を行い、伸び、降伏比等を求めるとともに、穴拡げ試験を行い、成形性を評価した。
また、コイル長手方向の中央の位置から供試材を採取して、光学顕微鏡により圧延方向断面組織の観察を行い、板厚方向中心部におけるフェライト相の体積率を求めた。
フェライト相の体積率は、画像処理によりフェライト相および残部の相の数と平均直径を求め、平均直径を下式により３次元の直径に換算し、フェライト相および残部の相の数、平均３次元直径より体積率を求めた。なお、残部の相の組織は電子顕微鏡により調査した。
Ｄ＝1.128 Ｌ
ただし、Ｄ：平均直径 (２次元) 、Ｌ：平均３次元直径
その結果を表２に併せて示す。
これらの結果から、本発明法に従えば、十分な、張出し成形性、伸びフランジ性および形状凍結性を具えた、優れた加工性を有する高張力熱延鋼板を製造できることがわかる。
【００２５】
【表１】
0003546287.tif 000002
【００２６】
【表２】
0003546287.tif 000003
【００２７】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、鋼板の化学組成、熱間圧延、その後の冷却および巻き取りの条件を適正化することによって、張出し成形性、形状凍結性、伸びフランジ成形性をともに具えた、従来よりも格段に優れた成形性を有する高張力熱延鋼板を提供することができる。
また、本発明によれば、製造条件の厳しい制御の必要性がなくなり、材質が安定した鋼板を、高生産性を維持しながら製造することが可能になる。
【図面の簡単な説明】
【図１】フェライト体積率に及ぼすTi量および加熱温度の影響を示すグラフである。
【図１】
0003546287.tif 000004