(57)【要約】【課題】表面性状および板平坦度に優れ、さらに優れた溶接性を具備した、TS1180MPa級以上の超高強度熱延鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】  本発明の超高強度熱延鋼板は、mass%で、C:0.10〜0.17%、Si:0.30%以下、Mn:1.00〜2.00%未満、P:0.020%以下、S:0.01%以下、N:0.005%以下、SolAl:0.01〜0.1%を含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなるスラブを、直接または加熱後、Ar3点温度以上の仕上温度で熱間圧延を行い、該熱間圧延終了後2秒以内に、150℃/秒以上の冷却速度で450〜650℃まで一次冷却し、次いで、20℃/秒以上100℃/sec以下の冷却速度で300℃以下まで二次冷却し、次いで、300℃以下の巻取り温度で巻取ることにより製造される。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
mass%で、C:0.10〜0.17%、Si:0.30%以下、Mn:1.00〜2.00%未満、P:0.020%以下、S:0.01%以下、N:0.005%以下、SolAl:0.01〜0.1%を含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなるスラブを、直接または加熱後、Ar3点温度以上の仕上温度で熱間圧延を行い、
該熱間圧延終了後2秒以内に、150℃/秒以上の冷却速度で450〜650℃まで一次冷却し、次いで、20℃/秒以上100℃/sec以下の冷却速度で300℃以下まで二次冷却し、
次いで、300℃以下の巻取り温度で巻取ることを特徴とする超高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記スラブとして、さらに、mass％で、B:0.0001〜0.0020%を含有することを特徴とする請求項１記載の超高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記スラブとして、さらに、mass％で、Cr:0.01〜0.5%、Mo:0.01〜0.3%の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２記載の超高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記スラブとして、さらに、mass％で、Ti:0.001〜0.10%、Nb:0.001〜0.05%、V:0.001〜0.10%の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の超高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車車体、補強材、ホイール、足廻り部品、その他あらゆる機械構造部品を製造するために最適なTS1180MPa級以上の超高強度熱延鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
地球環境保護および乗員の安全性向上という社会的な要請により、自動車車体は高強度かつ軽量化が求められている。その手段として、自動車車体用鋼板の高強度、薄肉化が有効であり、現在、高強度鋼板の開発が進められている。熱延鋼板においても、高強度化の検討が進められており、引張強度（TS）：980〜1470MPa級の鋼板の製造方法が開示されている。
【０００３】
特許文献1には、引張強さ(TS)が100kgf/mm2(980MPa)以上で、平坦度、伸びフランジ性などを考慮した熱延鋼板の製造方法が開示されている。しかしながら、特許文献1に記載の方法は、1180MPa級の強度を達成するためにはCまたはMn,Nb,Ti,Ni,Moのいずれかの元素を単独または組み合わせて多量に添加することが必要なため、スポット溶接などにおける溶接性の劣化、鋳造時のスラブ割れによる表面欠陥の発生、スラブ合金添加コストの上昇の問題がある。
【０００４】
特許文献2には、強度が980N/mm2(MPa)以上で、耐遅れ破壊特性を考慮した熱延鋼板およびその製造方法が開示されている。しかしながら、特許文献2に記載の方法は、Tiを必須で添加するためスラブ欠陥の問題がある。また、1180MPa級を達成するためには、CまたはMn,Nb,V,Mo,Crのいずれかの元素を、単独または組み合わせて多量に添加することが必要なため、スポット溶接などにおける溶接性の劣化、スラブ欠陥、合金添加コスト上昇の問題がある。さらに実施例で開示されている鋼はいずれもSiを約0.4%以上添加されており、この濃度レベルでSiを添加すると赤スケールのため熱延鋼板の表面性状が極めて劣化する。一方では、Siを添加しないと強度が低下する問題がある。
【０００５】
特許文献3には、強度が980N/mm2(MPa)以上で、伸びフランジ性、鋼板形状などを考慮した熱延鋼板の製造方法が開示されている。しかしながら、特許文献3に記載の方法は、Cr,Mo,B,Tiの元素を多量に添加することが必要なため、スラブ欠陥、合金添加コスト上昇の問題がある。
【０００６】
特許文献4には、強度が1180MPa以上で、低合金の熱延鋼板の製造方法が開示されている。特許文献4に記載の方法は、熱延後の冷却速度が150℃/sec超で350℃以下まで冷却して、組織をマルテンサイトとすることで、低合金で高強度化する技術であるが、熱間圧延後350℃以下の低温まで急速冷却して組織をマルテンサイトとするため、鋼板形状が劣化する問題がある。
【０００７】
このように、従来のTS1180MPa級超高強度熱延鋼板の製造方法としては、合金元素を多量に添加して強化する方法や、熱間圧延後低温まで急速冷却し、組織をマルテンサイトとして強化する方法が挙げられる。しかし、前者の方法では、マルテンサイト組織とする必要がないため鋼板平坦度を良好とすることが可能であるが、溶接性劣化、スラブ表面欠陥の発生、合金添加コストの上昇といった問題がある。後者の方法では、合金添加量を削減できるが、マルテンサイト組織に起因して、鋼板の平坦度が劣化する問題があり、これら課題を両立することは困難である。
【特許文献１】特開平5-320773公報
【特許文献２】特開平7-197186公報
【特許文献３】特開平10-96032公報
【特許文献４】特開2003-105446公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、上記の事情に鑑み、少ない合金添加量で、かつ、表面性状および板平坦度に優れ、さらに自動車部品などの用途として必要なスポット溶接などにおける優れた溶接性を具備した、TS1180MPa級以上の超高強度熱延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、熱延後の金属組織の形成および板形状劣化メカニズムについて鋭意研究した。その結果、鋼成分を限定し、かつ、熱延後の冷却を、高温側が急速冷却で、低温側が緩冷却の、二段冷却とし、低温で巻き取ることにより、組織をマルテンサイトとして所望の強度を達成し、さらにマルテンサイト組織でありながら板平坦度を良好にできることを見出した。
【００１０】
本発明は、以上の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］mass%で、C:0.10〜0.17%、Si:0.30%以下、Mn:1.00〜2.00%未満、P:0.020%以下、S:0.01%以下、N:0.005%以下、SolAl:0.01〜0.1%を含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなるスラブを、直接または加熱後、Ar3点温度以上の仕上温度で熱間圧延を行い、該熱間圧延終了後2秒以内に、150℃/秒以上の冷却速度で450〜650℃まで一次冷却し、次いで、20℃/秒以上100℃/sec以下の冷却速度で300℃以下まで二次冷却し、次いで、300℃以下の巻取り温度で巻取ることを特徴とする超高強度熱延鋼板の製造方法。
［2］前記［1］のスラブとして、さらに、mass％で、B:0.0001〜0.0020%を含有することを特徴とする超高強度熱延鋼板の製造方法。
［3］前記［1］または［2］のスラブとして、さらに、mass％で、Cr:0.01〜0.5%、Mo:0.01〜0.3%の1種または2種を含有することを特徴とする超高強度熱延鋼板の製造方法。
［4］前記［1］〜［3］のいずれかのスラブとして、さらに、mass％で、Ti:0.001〜0.10%、Nb:0.001〜0.05%、V:0.001〜0.10%の1種または2種以上を含有することを特徴とする超高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１１】
なお、本明細書において、鋼の成分を示す%は、すべてmass%である。
【００１２】
また、本発明において、超高強度熱延鋼板とは、例えば、自動車車体用鋼板等の機械構造部品として好適な引張り強さが1180MPa以上の熱延鋼板である。
【発明の効果】
【００１３】
本発明の製造方法で提供される熱延鋼板は高強度で、かつ、優れた表面性状および平坦度を有し、さらに溶接性を具備するため、本発明の鋼板を用いプレス成形などにより所望の形状とすることで、寸法精度および外観にも優れた超高強度部品が提供できる。さらに、自動車車体、補強材、ホイール、足廻り部品等のあらゆる超高強度自動車部品として対応できるので、今後広く実用化が期待され、自動車軽量化による地球環境の保全、および安全性の向上を通して社会の発展に貢献すると考えられる。  
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００１５】
まず、本発明における鋼の化学成分の限定理由について説明する。
【００１６】
C:0.10〜0.17%
Cはマルテンサイト相を強化するために重要な元素であり、十分な強度を達成するためには0.10%以上添加する必要がある。一方、その添加量が0.17%を超えると、スポット溶接性が極めて劣化する。以上より、C量は0.10％以上0.17%以下とする。
【００１７】
Si:0.30%以下
Siは赤スケールにより表面性状を劣化させるばかりか、塗装性、溶接性も劣化させる。0.30%を超えるとSiの悪影響が顕著となるので、0.30%以下とする必要がある。さらに、表面性状が特に重視される用途の場合は、Si量は0.1%以下が望ましい。
【００１８】
Mn:1.00〜2.00%未満
Mnは熱延後、冷却中におけるフェライトの生成を抑制するため、本発明の目標とするマルテンサイト組織の形成に対して重要な役割を担う。1.00%未満ではその効果が十分でなく、フェライト、パーライト、ベイナイトなどが生成して、強度が低下する。一方、2.00%以上になると合金添加コストが高くなりすぎるばかりか、鋳造時の割れにより表面欠陥が発生したり、熱間圧延荷重が高くなりすぎる問題がある。以上より、Mn量は1.00％以上2.00%未満とする。さらに、強度を安定化するためには、Mn量は1.50%以上が望ましい。なお、上記の強度の安定化とは、製品コイルの全長、全幅に対し、位置による強度のばらつきを最小化することを指し、達成目標値は30MPa以内である。
【００１９】
P:0.020%以下
Pは溶接部の靭性を劣化させるため、溶接部の接合強度を低下させる。0.020%を超えるとこの悪影響が顕著となるので、P量は0.020％以下とする。さらに、特に高い耐遅れ破壊特性が必要な用途においては、P量は0.010％以下とすることが望ましい。
【００２０】
S:0.01%以下
Sは粗鋼中に含有される不純物であり、素材鋼板の成形性および溶接性を劣化させるので、可能な限り製鋼工程で除去、低減することが望ましい。しかしながら、Sを必要以上に低減すると精錬コストが上昇する。よって、S量は、実質的に無害となる0.01%以下とする。さらに、高い曲げ性、伸びフランジ性が必要な用途においてはS量は0.005%以下とすることが望ましい。
【００２１】
N:0.005%以下
Nは粗鋼中に含有される不純物であり、素材鋼板の成形性を劣化させるので、可能な限り製鋼工程で除去、低減することが望ましい。しかしながら、Nを必要以上に低減すると精錬コストが上昇する。よって、N量は、実質的に無害となる0.005%以下とする。
【００２２】
SolAl:0.01〜0.1%
Alは脱酸およびNをAlNとして析出させるために添加される。0.01%未満では脱酸・脱窒の効果が十分でない。一方、0.1%を超えるとAl添加の効果が飽和し不経済となる。以上より、SolAl量は0.01％以上0.1％以下とする。
【００２３】
本発明鋼は、上記の必須添加元素で目的とする特性が得られるが、所望の特性に応じて以下の元素を含有することができる。
【００２４】
B:0.0001〜0.0020%
Bは熱延後、冷却中におけるオーステナイト粒界からのフェライトの核生成を抑制するため、強度の安定化に有効であり、必要に応じて添加される。0.0001%未満ではその効果が十分でなく、0.0020%を超えるとその効果が飽和し、不経済となる。よって、添加する場合は0.0001％以上0.0020%以下とする。上記効果を安定して得るため、さらに望ましくは0.0005%以上とする。
【００２５】
Cr:0.01〜0.5%、Mo:0.01〜0.3%の一種または二種
Cr、Moは熱延後、冷却中におけるフェライト、パーライトなどの生成を抑制するため、マルテンサイト単相化による強度の安定化に有効であり、必要に応じて添加される。いずれも0.01%未満ではその効果が十分でない。一方、Cr量が0.5%、Mo量が0.3%をそれぞれ超えるとその効果が飽和し、不経済となるばかりか、鋳造時の表面割れにより表面欠陥の発生頻度が増加する。よって、添加する場合はCr量は0.01％以上0.5%以下、Mo量は0.01％以上0.3%以下とする。
【００２６】
Ti:0.001〜0.10%、Nb:0.001〜0.05%、V:0.001〜0.10%の一種または二種以上
Ti,Nb,Vは炭化物、窒化物を形成して強度を上昇させる効果があるので、必要に応じて添加される。いずれも0.001%未満ではその効果が十分でない。一方、Ti量が0.10%、Nb量が0.05%、V量が0.10%を超えるとその効果が飽和し、不経済となるばかりか、鋳造時の表面割れにより表面欠陥の発生頻度が増加する。よって、添加する場合はTi量は0.001％以上0.10%以下、Nb量は0.001％以上0.05%以下、V量は0.001％以上0.10%以下とする。
【００２７】
なお、上記以外の残部はFe及び不可避的不純物からなる。不可避的不純物として、例えば、Oは非金属介在物を形成し品質に悪影響を及ぼすため、Oは0.003％以下に低減するのが望ましい。また、本発明では、本発明の作用効果を害さない微量元素として、Ni、Cu、Sb、Sn、Mg、REMを0.1%以下の範囲で含有してもよい。
【００２８】
次に、本発明の超高強度熱延鋼板の製造方法について説明する。
【００２９】
本発明の超高強度熱延鋼板は、前述の化学成分範囲に調整されたスラブを、直接または加熱後、Ar3点温度以上の仕上温度で熱間圧延を行い、熱間圧延終了後2秒以内に、150℃/秒以上の冷却速度で450〜650℃まで一次冷却し、次いで、20℃/秒以上100℃/秒以下の冷却速度で300℃以下まで二次冷却し、次いで、300℃以下の巻取り温度で巻取ることにより得られる。
【００３０】
スラブを、直接または加熱後、Ar3点温度以上の仕上温度で熱間圧延
鋳造は連続鋳造でも鋳型鋳造でもよい。連続鋳造の場合は、加熱せずにそのまま熱間圧延してもよいし、炉などを用いて加熱後に熱間圧延してもよい。仕上温度がAr3未満では圧延中にフェライトが生成して強度が低下するとともに組織が不均一となり、成形性が劣化する。よって、熱間圧延は、Ar3点温度以上の仕上温度で圧延を完了することとする。また、仕上温度が870℃を超えると熱延後の冷却中に鋼板の平坦度が劣化する場合があるので、仕上温度は870℃以下が望ましい。
【００３１】
熱間圧延終了後2秒以内に150℃/秒以上の冷却速度で450〜650℃まで一次冷却し、続けて20℃/秒以上100℃/秒以下の冷却速度で300℃以下まで二次冷却し、300℃以下で巻き取る
本発明の製造方法において、この二段冷却の冷却条件の限定は最も重要な要件である。すなわち、熱間圧延終了後2秒以内に150℃/秒以上の冷却速度で450〜650℃まで一次冷却することで、冷却中におけるフェライトまたはパーライトなどの生成を抑制し、高強度化を達成する。冷却開始時間が熱間圧延終了後2秒を超える、または冷却速度150℃/秒未満である、または一次冷却終了温度650℃を超えると、冷却中におけるフェライトまたはパーライトなどが生成し、強度が低下する。また一次冷却終了温度が450℃未満では鋼板平坦度が著しく劣化する。さらに、鋼板平坦度を向上させるためには一次冷却終了温度は500℃以上が望ましい。また、強度の安定化のためには、一次冷却開始時間は熱間圧延終了後1秒以内、一次冷却速度は200℃/sec以上が望ましい。
【００３２】
一次冷却に続いて、20℃/秒以上100℃/秒以下の冷却速度で300℃以下まで二次冷却することにより、板形状を劣化させることなく、マルテンサイト組織により強化し、高強度と鋼板形状を両立させる。ここで、二次冷却速度が20℃/秒未満ではベイナイト変態などにより強度が低下する。一方、100℃/秒を超えると鋼板の平坦度が極めて劣化する。さらに冷却終了温度が300℃を超えるとマルテンサイトの自己焼戻しにより強度が低下する。冷却終了後に巻き取るが、冷却終了後復熱などで300℃を超えると強度が低下するので、巻取り温度は300℃以下でなければならない。さらに、鋼板形状を良好とするためには、二次冷却速度を60℃/sec以下とすることが望ましく、強度を安定化するためには、二次冷却速度を30℃/sec以上、二次冷却終了温度および巻取り温度を200℃以下とすることが望ましい。また、コイルの錆びを防止するためには、巻取り温度は100℃以上が望ましい。
【００３３】
こうして製造された高強度熱延鋼板に対し、形状矯正のため、スキンパス圧延またはレベラー通板を実施してもよい。また、酸洗を行ってもよい。さらに、酸洗後またはそのまま溶融亜鉛または電気亜鉛めっきなど各種の表面処理を行なってもよい。
【００３４】
なお、本発明の製造方法で製造される超高強度熱延鋼板の組織はマルテンサイトを主体とし、その比率は、板厚の中央部50%以内では95%以上、表層を含めた全板厚では90%以上である。さらに、上記範囲内でもマルテンサイト比率が低くなると、鋼の化学成分、熱処理条件変動の組織に対する影響が大きく、製品コイルの先後端、エッジなどで強度が変動しやすくなるので、強度の安定性を考慮すると、板厚の中央部50%以内では100%、表層を含めた全板厚では95%以上であることが好ましい。
【実施例１】
【００３５】
表1に示す組成を含有する鋼を溶製し、得られた鋼スラブを表1に示す条件により熱間圧延、冷却、巻取り処理を行い、厚さ2.6mmの熱延鋼板を得た。なお、巻取り温度が100℃未満の例については、残留した冷却水によって鋼板表面に錆びが発生するので、コイルの乾燥工程を追加で実施した。
【００３６】
得られた熱延鋼板に対して、機械的特性、表面性状、平坦度、スポット溶接性を試験し評価した。機械的特性はJIS5号引張試験片を圧延方向と直角に採取し、JIS Z 2241に準拠して試験した。表面性状は赤スケールの有無、へげなど表面欠陥の発生の有無を目視により○または×で判定した。鋼板の平坦度は、JIS G 3193に準じて評価した。スポット溶接性は5×√板厚のナゲットが形成される条件でスポット溶接後、たがね試験による破断形態で母材が破断した場合を○、溶接部が破断した場合を×と判定した。
【００３７】
得られた結果を表2に示す。
【００３８】
【表１】
2006274335.tif 000002
【００３９】
【表２】
2006274335.tif 000003
【００４０】
表2より本発明の製造方法で製造された鋼板はいずれも、1180MPa級以上の引張り強さ（TS）を有し、表面性状、10mm以下の平坦度、スポット溶接性、いずれも優れていることがわかる。ただし、実施例3では、軽微な赤スケールが発生したが、実用上は十分良好なレベルあるので、評価を△とし、発明例とした。
【００４１】
これに対し、比較例では、引張強さが1180MPa以上得られないか、表面性状、平坦度、スポット溶接性のいずれかが、本発明例と比較して、著しく劣る。例えば、比較例16はC量が低いため、十分な強度が得られていない。比較例17はＣ量が高すぎるので、強度が非常に高くなった結果、延性が劣化した。また、スポット溶接性も劣った。比較例18はSi量が多すぎるため、顕著な赤スケールにより表面外観が劣化した。比較例19はMn量が低すぎるため、一次冷却中にフェライトが生成し、強度が低下した。比較例20はMn量が高すぎるため、スラブコストが高いのみならず、連続鋳造時のスラブ表面割れに起因したへげが鋼板表面に発生し、表面性状が劣化した。比較例21は冷却開始時間が長すぎるため、フェライトが生成し、強度が低下した。比較例22は一次冷却速度が低すぎるため、一次冷却中にフェライトが発生し、強度が低下した。比較例23は1次冷却終了温度が高すぎるため、2次冷却中にフェライトが生成し、強度が低下した。比較例24は1次冷却終了温度が低すぎるため、鋼板の平坦度が劣化した。比較例25は二次冷却速度が低すぎるため、二次冷却中にベイナイトが生成して、強度が低下した。比較例26は二次冷却速度が高すぎるため、鋼板の平坦度が劣化した。比較例27は冷却終了温度が高すぎるため、ベイナイトが生成し、強度が低下した。比較例28は巻取り温度が高いため、一旦はマルテンサイト化したが、焼戻しにより、強度が低下した。
【産業上の利用可能性】
【００４２】
本発明の熱延鋼板は、高張力で、かつ優れた表面性状、平坦度、スポット溶接などにおける溶接性に優れるので、自動車車体、補強材、ホイール、足廻り部品等のあらゆる超高強度自動車部品に最適であることは勿論、それら以外にも、上記鋼板特性が要求される用途に対して用いることができる。