(57)【要約】【課題】自動車用鋼板として要求される延性や強度をそなえ、かつ摩擦撹拌接合法等を適用した場合に優れた施工性を示す高強度高加工性熱延鋼板を提供する。【解決手段】Ｃ：0.05〜0.40％、Si：4.0％以下、Mn：0.5〜3.0％およびAl：4.0％以下を、（Si＋Al）≧0.5％を満足する範囲で含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成とし、初析フェライト主相中に第２相として５％以上の残留オーステナイトを生成することにより、600℃以上の平衡状態においてフェライト単相となる温度域幅とオーステナイト相とフェライト相の２相となる温度域幅の合計を200℃以上とする。【選択図】図１
2008255369.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼組成が、質量％で
Ｃ：0.05〜0.40％、
Si：4.0％以下、
Mn：0.5〜3.0％および
Al：4.0％以下
を含有し、かつ（Si＋Al）≧0.5％を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、初析フェライト主相中に第２相として５％以上の残留オーステナイトを有し、600℃以上の平衡状態においてフェライト単相となる温度域幅とオーステナイト相とフェライト相の２相となる温度域幅の合計が200℃以上であることを特徴とする、摩擦撹拌接合法の施工性に優れた高強度高延性熱延鋼板。
【請求項２】
請求項１において、鋼板が、質量％でさらに、
Cr：0.2〜2.0％、
Nb：0.003〜0.10％、
Ｖ：0.003〜0.10％および
Ti：0.003〜0.10％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする、摩擦撹拌接合法の施工性に優れた高強度高延性熱延鋼板。
【請求項３】
鋼組成が、質量％で
Ｃ：0.05〜0.40％、
Si：4.0％以下、
Mn：0.5〜3.0％および
Al：4.0％以下
を含有し、かつ（Si＋Al）≧0.5％を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、加熱後、980〜750℃の温度域で仕上げ圧延を終了したのち、20℃/s以上の冷却速度にて500〜300℃の温度域まで冷却してから、巻き取ることを特徴とする、摩擦撹拌接合法の施工性に優れた高強度高延性熱延鋼板の製造方法。
【請求項４】
鋼組成が、質量％で
Ｃ：0.05〜0.40％、
Si：4.0％以下、
Mn：0.5〜3.0％および
Al：4.0％以下
を含有し、かつ（Si＋Al）≧0.5％を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、加熱後、980〜750℃の温度域で仕上げ圧延を終了したのち、20℃/s以上の冷却速度にて800〜600℃の温度域まで冷却し、１〜40秒間の等温保持処理または20℃/ｓ以下の冷却速度での除冷処理を施し、ついで20℃/s以上の冷却速度にて500〜300℃の温度域まで冷却してから、巻き取ることを特徴とする、摩擦撹拌接合法の施工性に優れた高強度高延性熱延鋼板の製造方法。
【請求項５】
請求項３または４において、鋼スラブが、質量％でさらに、
Cr：0.2〜2.0％、
Nb：0.003〜0.10％、
Ｖ：0.003〜0.10％および
Ti：0.003〜0.10％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする、摩擦撹拌接合法の施工性に優れた高強度高延性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、摩擦撹拌接合法の施工性に優れた高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法に関し、とくに自動車用鋼板の用途に供して好適な熱延鋼板に対して、良好な延性と高強度を付与するだけでなく、該鋼板を摩擦撹拌接合法を適用した場合に、その施工性の有利な向上を図ろうとするものである。
【背景技術】
【０００２】
摩擦撹拌接合法として、特許文献１に、加工物より実質的に硬い材質からなるツールを用い、このツールを加工物の接合部に挿入し、該ツールを回転させながら移動させることにより、該ツールと加工物との間に生じる熱と塑性流動により摩擦撹拌領域を形成し、加工物を長手方向に連続して接合する方法が提案されている。この特許文献１に開示の接合法は、摩擦溶接法、摩擦接合法、摩擦撹拌溶接法、摩擦撹拌接合法などと呼称されるが、本明細書ではこれらを総称して摩擦撹拌接合法と呼ぶものとする。
【０００３】
また、特許文献２には、ツールを回転させながら重ねられた被接合物の所定の接合点にツールのピン部を押し付け、摩擦熱でピン周囲の被接合物を加熱、軟化させてピンを挿入し、回転するピンで接合点付近の被接合物を撹拌し、被接合物を接合点で一体化させた後、移動用モータで接合ツールを軸線に沿って引き抜くことによって、被接合物を接合点でスポット接合することを特徴とした接合方法が開示されている。本明細書ではこの接合法を、摩擦撹拌点接合法と呼ぶものとする。この摩擦撹拌点接合法においても、摩擦撹拌接合法と同様に、回転ツールのピン部と被接合物の間で生じる摩擦熱と塑性流動により摩擦撹拌領域を形成して接合を完成するため、接合現象において共通点が多い。
【０００４】
特許文献１に開示の摩擦撹拌接合法は、接合部材を固定した状態で、ツールを回転させながら移動することにより接合することができる。このため、溶接方向に対して実質的に無限に長い部材についてもその長手方向に連続的に固相接合できるという利点がある。また、回転ツールと接合部材との摩擦熱による金属の塑性流動を利用した固相接合であるため、接合部を溶融することなく接合できるという利点がある。さらに、加熱温度が低いため、接合後の変形が少ないだけでなく、接合部が溶融されないため、欠陥が少ないなど、多くの利点がある。
【０００５】
上記した摩擦撹拌接合法や摩擦撹拌点接合法は、アルミニウム合金に代表される低融点金属材料の接合法として、航空機、船舶、鉄道車輌および自動車等の分野で利用が広がってきている。その理由は、これらの低融点金属材料は、従来のアーク溶接法もしくは抵抗スポット溶接法では接合部で満足な特性を得ることがコスト、能率面で難しいのに対し、摩擦撹拌接合法や摩擦撹拌点接合を適用した場合には、生産性が向上すると共に品質の高い接合部を得ることができるためである。
【０００６】
一方、摩擦撹拌接合法や摩擦撹拌点接合法の、建築物、船舶、重機、パイプラインおよび自動車といった構造物の素材として主に適用されている鋼材への適用は、以下の理由により、低融点金属材料と比較して普及が進んでいない。
【０００７】
すなわち、摩擦撹拌接合法や摩擦撹拌点接合法においては、回転ツールの材質が加工物より実質的に硬いことが原則であるが、回転ツールの素材として、低融点金属材料の接合の場合には安価な工具鋼を用いることができるのに対し、鋼材の接合の場合には特許文献３および特許文献４に開示されているように、多結晶硼素窒化物（PCBN）や多結晶ダイヤモンドなどの高耐摩耗性材料を用いているのが現状であり、かかる高耐磨耗性の生産技術およびコストが摩擦撹拌接合法や摩擦撹拌点接合法の普及に対し大きな影響を与えるからである。
【０００８】
さらに、この高耐磨耗性材料を素材とした回転ツールにかかる負荷が過大となるため、接合可能板厚や接合速度など能率にかかわる接合条件が大きく制限され、またツールの損耗、破損による交換作業により施工能率も良好ではない。
【０００９】
接合法としては、接合条件に制約が少ないほど、また施工能率が高いほど実用において好ましく、これらの実用に供し易さを総じて以下施工性と表現するが、摩擦撹拌接合法や摩擦撹拌点接合法の鋼材に対する施工性は、鋼材の接合に広く利用されているアーク溶接もしくは抵抗スポット溶接法に比較すると十分ではないのが現状である。
【００１０】
上記の問題を解決するものとして、発明者らは先に、特許文献５において、「低合金構造用鋼であって、600℃以上の平衡状態においてフェライト単相となる温度域幅とオーステナイト相とフェライト相の２相となる温度域幅の合計が200℃以上であることを特徴とする、摩擦撹拌接合用の低合金構造用鋼。」からなる摩擦撹拌接合法を提案した。
【００１１】
摩擦撹拌接合とは、前述したとおり、加工物より硬い材質からなる回転ツールを、加工物の接合部に挿入し回転させながら移動させ、該回転ツールとの摩擦熱による軟化とその軟化部を回転ツールが撹拌することにより生じる塑性流動を利用する接合法であるが、この接合法において、回転ツールの耐久性は、接合部の到達温度における回転ツールの硬さ、耐摩耗性と加工物の変形抵抗との相対的な関係により決まる。
【００１２】
摩擦撹拌接合法や摩擦撹拌点接合法により低合金溶接構造用鋼を摩擦撹拌接合する場合、接合部の到達温度は900℃以上となるが、前掲特許文献３，４に開示の高耐磨耗性材料を素材とする回転ツールを用いて接合を行う場合、接合部の到達温度域において、回転ツールの硬さ、耐摩耗性に対して低合金溶接構造用鋼の変形抵抗が過大となり易いため、接合速度や鋼板の厚さなどの接合条件を制限して回転ツールの耐久性を確保する必要があった。
これにより、ツールの損耗、破損による交換作業の頻度は抑えられるものの、接合時間が長くなるので直接的に施工能率の改善にはつながらなかった。すなわち、施工性の改善は得られなかった。
【００１３】
特許文献５に開示の発明は、上記の問題を有利に解決するもので、低合金構造用鋼について、600℃以上の平衡状態においてフェライト単相となる温度域幅とオーステナイト相とフェライト相の２相となる温度域幅の合計が200℃以上とすることにより、900℃以上という接合部の到達温度域においても、回転ツールの硬さや耐摩耗性に対する鋼材の変形抵抗を効果的に低減して、摩擦撹拌接合を実施する場合の接合条件を緩和し、もって施工性を格段に向上させることができる。
【００１４】
一方、自動車用鋼板として、加工性に富む高強度熱延鋼板が、従来から種々研究が進められている。例えば、特許文献６〜９には、残留オーステナイトを５％以上含み、残部は初析フェライト主体の組織を有するTransformation Induced Plasticity鋼（以下、TRIP鋼という）が開示されているが、施工性に優れた摩擦撹拌接合用の自動車用鋼板については、ほとんど研究がなされていない。
【００１５】
すなわち、特許文献６〜９には、自動車用鋼板としての用途に好適な延性を有する高強度熱延鋼板が開示されているが、これら特許文献６〜９では、本発明で対象とする摩擦撹拌接合法や摩擦撹拌点接合法への適用に対しては何ら考慮が払われておらず、上記特許文献に開示の成分組成では、600℃以上の平衡状態においてフェライト単相となる温度域幅とオーステナイト相とフェライト相の２相である温度域幅の総和が200℃以上という条件を、必ずしも満足するものではなかった。
【００１６】
【特許文献１】特表平７−505090号公報
【特許文献２】特許第3429475号公報
【特許文献３】特表2003−532542号公報
【特許文献４】特表2003−532543号公報
【特許文献５】特願2006−202909号明細書
【特許文献６】特開昭63-4017号公報
【特許文献７】特許第2559272号公報
【特許文献８】特許第3412157号公報
【特許文献９】特許第3400351号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１７】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、前掲特許文献５の改良発明に係るものである。
すなわち、本発明は、自動車用鋼板として要求される延性や強度をそなえるのはいうまでもなく、摩擦撹拌接合法や摩擦撹拌点接合法を適用した場合に優れた施工性を得ることができる高強度高加工性熱延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
さて、発明者らは、上記の課題を克服すべく鋭意研究を重ねた結果、以下に述べる知見を得た。
まず、摩擦撹拌接合法を適用した場合の施工性については、前掲特許文献５に記載したとおり、接合部の到達温度付近における、フェライト単相域およびオーステナイト−フェライト２相域を拡げることによって、鋼材の変形抵抗を低減することが有利であることを再確認した。
また、自動車用鋼板に要求される高延性と高強度を得るには、鋼の主相である初析フェライト中に、第２相として適量の残留オーステナイトを存在させることが有効であることの知見を得た。
本発明は上記の知見に立脚するものである。
【００１９】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．鋼組成が、質量％で
Ｃ：0.05〜0.40％、
Si：4.0％以下、
Mn：0.5〜3.0％および
Al：4.0％以下
を含有し、かつ（Si＋Al）≧0.5％を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、初析フェライト主相中に第２相として５％以上の残留オーステナイトを有し、600℃以上の平衡状態においてフェライト単相となる温度域幅とオーステナイト相とフェライト相の２相となる温度域幅の合計が200℃以上であることを特徴とする、摩擦撹拌接合法の施工性に優れた高強度高延性熱延鋼板。
【００２０】
２．上記１において、鋼板が、質量％でさらに、
Cr：0.2〜2.0％、
Nb：0.003〜0.10％、
Ｖ：0.003〜0.10％および
Ti：0.003〜0.10％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする、摩擦撹拌接合法の施工性に優れた高強度高延性熱延鋼板。
【００２１】
３．鋼組成が、質量％で
Ｃ：0.05〜0.40％、
Si：4.0％以下、
Mn：0.5〜3.0％および
Al：4.0％以下
を含有し、かつ（Si＋Al）≧0.5％を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、加熱後、980〜750℃の温度域で仕上げ圧延を終了したのち、20℃/s以上の冷却速度にて500〜300℃の温度域まで冷却してから、巻き取ることを特徴とする、摩擦撹拌接合法の施工性に優れた高強度高延性熱延鋼板の製造方法。
【００２２】
４．鋼組成が、質量％で
Ｃ：0.05〜0.40％、
Si：4.0％以下、
Mn：0.5〜3.0％および
Al：4.0％以下
を含有し、かつ（Si＋Al）≧0.5％を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、加熱後、980〜750℃の温度域で仕上げ圧延を終了したのち、20℃/s以上の冷却速度にて800〜600℃の温度域まで冷却し、１〜40秒間の等温保持処理または20℃/ｓ以下の冷却速度での除冷処理を施し、ついで20℃/s以上の冷却速度にて500〜300℃の温度域まで冷却してから、巻き取ることを特徴とする、摩擦撹拌接合法の施工性に優れた高強度高延性熱延鋼板の製造方法。
【００２３】
５．上記３または４において、鋼スラブが、質量％でさらに、
Cr：0.2〜2.0％、
Nb：0.003〜0.10％、
Ｖ：0.003〜0.10％および
Ti：0.003〜0.10％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする、摩擦撹拌接合法の施工性に優れた高強度高延性熱延鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２４】
本発明に従い、接合部の到達温度付近における、フェライト単相域およびオーステナイト−フェライト２相域を拡大することにより、摩擦撹拌接合における鋼材の変形抵抗が大幅に低減し、その結果、回転ツールの耐久性が向上し、接合速度などの接合条件の制限が緩和される。また、これによりツールの損耗、破損による交換作業の頻度が抑えられ、接合時間が短縮されるので、施工能率が向上する。さらに、初析フェライト主相中に第２相として５％以上の残留オーステナイトが存在する組織とすることで、TRIP効果による高い延性と共に高い強度を得ることができ、その結果、自動車用鋼板に要求される高ＴＳ×Ｅｌ値を満足する高強度高延性熱延鋼板を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２５】
以下、本発明の解明経緯について説明する。
従来の溶接構造用鋼、例えば低合金溶接構造用鋼は、平衡状態において、730℃付近のＡ1点でオーステナイト相とフェライト相の２相となり、900℃付近のＡ3点から1450℃付近のＡ4点までオーステナイト単相となる。なお、Ａ1、Ａ3、Ａ4点の温度は合金量により幾分変動する。
【００２６】
さて、オーステナイト相は結晶構造が面心立方格子であり、転位のすべり方向＜110＞、すべり面｛111｝の組み合わせから12のすべり系が存在する。これに対し、体心立方格子のフェライト相は、すべり方向＜111＞、すべり面｛110｝,｛112｝,｛123｝より48のすべり系が存在する。よって、フェライト相はオーステナイト相と比較してすべり系が多い分、塑性変形時に転位がすべる過程において転位同士の干渉が少ない。すなわち、加工硬化が少ないため、摩擦撹拌接合時における変形抵抗が低くなる。
【００２７】
従って、接合部の到達温度付近におけるオーステナイト相に対するフェライト相の比率が高いほど摩擦撹拌接合時における変形抵抗を低くすることができ、特に600℃以上の平衡状態においてフェライト単相となる温度域幅とオーステナイト相とフェライト相の２相となる温度域幅の合計が大きくなるように成分調整を行うことにより、目標とする鋼材が得られることが判明した。特に、フェライト単相となる温度域幅とオーステナイト相とフェライト相の２相となる温度域幅の合計が200℃以上でその効果は顕著であった。
ここに、判断すべき平衡状態の基底温度を600℃としたのは、鉄鋼を摩擦撹拌接合した時、接合部の温度は概ね600℃以上になるためである。
【００２８】
さて、600℃以上の平衡状態において、フェライト単相となる温度域幅とオーステナイト−フェライト２相となる温度域幅を拡張するには、Si，Alなどのフェライト安定化元素を添加することが有効であると考えられる。
その理由として、これらのフェライト安定化元素は、Feと各々の元素の状態図において、γループを形成することが挙げられる。
【００２９】
例えば、図１は、質量％でＣ：0.1％、Mn：1.5％を含有する系のFe−Al平衡状態図であるが、Al量が増加するに従ってオーステナイト（図中γで示す）単相領域が縮小していき、Al量が1.2％以上になるとオーステナイト単相領域は認められなくなる。なお、同図に見られるようにAlのようなフェライト安定化元素を添加することにより形成される閉塞したオーステナイト単相領域をγループと呼ぶ。また、Alの他、Siなどのフェライト安定化元素も同様の傾向を持つことが知られている。
【００３０】
そこで、発明者らは、質量％で、Fe−0.11％Ｃ−1.5％Mn−0.013％Ｐ−0.002％Ｓを基本組成とし、上記した各種フェライト安定化元素を種々の割合で含有させた場合における、フェライト単相およびオーステナイト−フェライト２相となる温度域幅の合計温度域幅について調査すると共に、この合計温度域幅の大きさと上記鋼材の900℃における引張強度について調査した。
得られた結果を図２に示す。
【００３１】
同図に示したとおり、フェライト単相となる温度域幅とオーステナイト−フェライト２相となる温度域幅の合計温度域幅が上昇するに従って鋼材の引張強度は低下する。この傾向は、フェライト単相となる温度域幅とオーステナイト−フェライト２相となる温度域幅の合計温度域幅が200℃以上で顕著である。
それ故、本発明では、600℃以上の平衡状態においてフェライト単相となる温度域幅とオーステナイト相とフェライト相の２相となる温度域幅の合計について、200℃以上と規定したのである。
【００３２】
以上、述べたとおり、600℃以上の平衡状態においてフェライト単相となる温度域幅とオーステナイト相とフェライト相の２相となる温度域幅の合計を200℃以上とすることによって、鋼材の引張強度すなわち変形抵抗が低下する。
【００３３】
また、自動車用鋼板として良好な延性と高強度を確保するには、第２相として適量の残留オーステナイトを存在させてTRIP効果を獲得することが有効であると考えられる。
【００３４】
そこで、次に、上述したような諸要件を達成できる成分組成について検討した。
その結果、以下に述べる好適成分組成範囲を見出したのである。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：0.05〜0.40％
Ｃは、鋼の強化に有効に寄与するだけでなく、残留オーステナイトを得る上でも有効な元素である。一方で、Ｃは、オーステナイト安定化元素であるため、過度の添加は600℃以上の平衡状態においてオーステナイト単相領域の拡大を招き、フェライト単相となる温度域幅とオーステナイト相とフェライト相の２相となる温度域幅の合計を小さくする。ここに、Ｃ含有量が0.05％未満では、鋼中に残留オーステナイトを得る上での効果に乏しく、一方0.40％を超えると600℃以上の平衡状態においてフェライト単相となる温度域幅とオーステナイト相とフェライト相の２相となる温度域幅の合計を小さくするため、Ｃ量は0.05〜0.40％の範囲に限定した。
【００３５】
Si：4.0％以下
Siは、γループを形成するフェライト安定化元素であり、600℃以上の平衡状態においてフェライト単相となる温度域幅とオーステナイト相とフェライト相の２相となる温度域幅の合計を大きくするために有用な元素である。また、残留オーステナイトの生成に不可欠な元素でもある。しかしながら、含有量が4.0％を超えると上記の効果が飽和する上、靭性の低下を招き、さらにスケール性状を低下させて表面品質上も問題となるので、Si量は4.0％以下に限定した。
【００３６】
Mn：0.5〜3.0％
Mnは、鋼の強化元素として有用なだけでなく、残留オーステナイトを得る上でも有効な元素である。一方で、オーステナイト安定化元素であるため、過度に添加は600℃以上の平衡状態においてオーステナイト単相領域の拡大を招き、フェライト単相となる温度域幅とオーステナイト相とフェライト相の２相となる温度域幅の合計を小さくする。ここに、Si含有量が0.5％未満では鋼中に残留オーステナイトを得る上での効果に乏しく、一方3.0％を越えると600℃以上の平衡状態においてフェライト単相となる温度域幅とオーステナイト相とフェライト相の２相となる温度域幅の合計を小さくするため、Mn量は0.5〜3.0％の範囲に限定した。
【００３７】
Al：4.0％以下
Alは、Siと同じく、γループを形成するフェライト安定化元素であり、600℃以上の平衡状態においてフェライト単相となる温度域幅とオーステナイト相とフェライト相の２相となる温度域幅の合計を大きくするために有用な元素であり、残留オーステナイトの生成に不可欠な元素でもある。しかしながら、含有量が4.0％を超えると上記の効果が飽和する上、靭性の低下を招くので、Al量は4.0％以下に限定した。
【００３８】
（Si＋Al）：0.5％以上
上記のとおり、Si，Alはいずれも、γループを形成するフェライト安定化元素であり、600℃以上の平衡状態においてフェライト単相となる温度域幅とオーステナイト相とフェライト相の２相となる温度域幅の合計を大きくするために重要な元素である。また、残留オーステナイトの生成にも不可欠な元素である。しかしながら、SiとAlの合計量が0.5％未満では上記した２つの効果への寄与が乏しいため、SiとAlは合計で0.5％以上含有させるものとした。
なお、特に好ましい範囲は、（Si＋Al）：1.0〜3.0％の範囲である。
【００３９】
以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Cr：0.2〜2.0％
Crは、耐衝撃性に悪影響のある第２相中でのベイナイトの生成を抑制し、針状フェライトの成長を促進する効果がある。しかしながら、含有量が0.2％未満ではその添加効果に乏しく、一方2.0％を超えると上記の効果が飽和する上、粗大なCr炭化物を生成して延性に悪影響を及ぼすため、Crは0.2〜2.0％の範囲に限定した。
【００４０】
Nb，Ｖ，Ti：0.003〜0.10％
Nb，ＶおよびTiはいずれも、フェライト中に炭窒化物として析出し、鋼板の一層の高強度化に有効な元素であり、そのため必要に応じて添加されるが、含有量が0.003％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.10％を超えると上記の効果が飽和する上、延性に悪影響を及ぼすため、Nb，Ｖ，Tiはそれぞれ0.003〜0.10％の範囲に限定した。
【００４１】
なお、残部はFeと不可避的不純物である。不可避的不純物として代表的なものにＰやＳが挙げられる。これらＰやＳはいずれも、中心偏析を助長する元素であるので、極力低減することが望まれる。好ましくは、Ｐは0.050％以下、Ｓは0.0050％以下に限定されるべきである。
【００４２】
以上、本発明の好適成分組成範囲について説明したが、本発明は、成分組成を上記の範囲に調整しただけでは不十分で、鋼組織を以下の範囲に調整することが重要である。
すなわち、初析フェライト主相中に第２相として５％以上の残留オーステナイトを存在させることである。
ここに、主相とは、鋼組織全体の面積率で60〜90％の初析フェライトを意味する。また、第２相とは、針状フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト等からなるものであるが、本発明では、鋼全体の体積率で５％以上の残留オーステナイトを存在させることが重要である。というのは、鋼全体における残留オーステナイト量が５％に満たないと十分なTRIP効果を獲得できず、高強度と高延性を両立できないからである。一方、残留オーステナイト量があまりに多くなると、変形中に残留オーステナイトがマルテンサイト変態しにくくなるため、TRIP効果が得にくくなり、高強度と高延性を両立できないという問題が生じるので、残留オーステナイト量は鋼全体の30％以下程度とすることが望ましい。
【００４３】
次に、本発明の製造方法について具体的に説明する。
本発明において、鋼板の延性を向上させるためには、残留オーステナイトを生じさせることが必要で、そのためにはオーステナイトがＣの濃化等により、安定化されることが望まれる。
そして、仕上げ圧延を980〜750℃の温度域で行うことにより、組織を微細化し、延性の向上に有利なフェライトを生成させ、かつオーステナイト中へＣの濃化を促進させ、オーステナイトの残留に寄与せしめる。このとき、仕上げ圧延温度が980℃を超えると組織が粗大となり、フェライト変態の遅延に起因して延性を阻害される。一方、750℃より低い温度では、フェライトの加工組織が残存し、延性が害される。従って、仕上げ圧延は980〜750℃の温度範囲で終了する必要がある。
【００４４】
上記の仕上げ圧延後、500〜300℃の巻き取り温度までの冷却速度は、オーステナイトの残留に不利となるパーライトの生成を避け、かつ組織の微細化を助長するという点から、20℃/ｓ以上とする。
【００４５】
また、上記の仕上げ圧延後、20℃/ｓ以上の冷却速度で、一旦 800〜600℃の温度域まで冷却し、１〜40秒間の等温保持処理または20℃/ｓ以下の冷却速度での除冷処理を施したのち、500〜300℃の巻き取り温度まで20℃/ｓ以上の冷却速度で冷却する処理としてもよい。
上記した800〜600℃の温度域は、フェライト変態が最も迅速に進行する温度範囲なので、１〜40秒間の等温保持処理または除冷処理を施すことはフェライトの生成を助長すると共に、未変態のオーステナイト中にＣを濃化させ、オーステナイトの安定化を図る上で効果的である。
【００４６】
また、巻き取り温度が500℃超では、巻取り後にベイナイトが過度に進行するだけでなく、パーライトが生成し、５％以上の残留オーステナイトが得られなくなる。一方、300℃未満では、マルテンサイト変態が必要以上に進行し、所要の残留オーステナイトが得られなくなる。従って、巻き取り温度は500〜300℃の範囲に限定した。
【実施例】
【００４７】
実施例１
表１に示す種々の成分組成になる鋼スラブを、加熱し、粗圧延を行ったのち、表２に示す種々の条件で仕上げ圧延、冷却、巻き取りを行い、板厚：3.2mmの熱延鋼板とした。表１に示すスラブのうち、記号Ｓ１〜Ｓ５が本発明の要件を満たし、600℃以上の平衡状態においてフェライト単相となる温度域幅とオーステナイト相とフェライト相の２相となる温度域幅の合計が200℃以上となるが、記号Ｓ６〜Ｓ10は本発明の要件を満たさず、特に記号Ｓ６〜Ｓ８は、600℃以上の平衡状態においてフェライト単相となる温度域幅とオーステナイト相とフェライト相の２相となる温度域幅の合計が200℃よりも低い例である。
【００４８】
表２に示す仕上げ圧延、冷却、巻き取り等の製造条件のうち、条件Ａ〜Ｄは図３に示すパターンＩに属し、このうちＡ，Ｂが本発明の限定要件を満たし、Ｃ，Ｄは本発明の限定要件を満たさないものである。一方、条件Ｅ〜Ｉは図３に示すパターンIIに属し、このうちＥ，Ｆが本発明の限定要件を満たし、Ｇ，Ｈ，Ｉは本発明の限定要件を満たさないものである。
【００４９】
表１に示す組成のスラブと表２に示す製造条件を組み合わせて得られた熱延鋼板の幅方向1/4の位置より試験片を採取し、厚さ方向1/4の面でＸ線試験により残留オーステナイト量を測定した。また、鋼板の幅方向1/4の位置よりJIS 5号引張試験片を採取し、ひずみ速度２×10-2/ｓの条件で引張試験を実施し、機械的性質を調査した。
【００５０】
表３に、得られた鋼板の残留オーステナイト量（残留γ量）、降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）、ＴＳ×ＥｌバランスおよびTRIP効果について調べた結果を示す。
記号Ｔ１〜Ｔ10は、表１に示すスラブの成分組成および表２に示す製造条件がいずれも本発明の要件を満たすものである。一方、記号Ｔ11〜Ｔ15は、スラブの成分組成は本発明の要件を満たすものの、製造条件は本発明の要件を満たさないものである。さらに、記号Ｔ16〜Ｔ20は、製造条件は本発明の要件を満たすものの、スラブの成分組成が本発明の要件を満たさないものである。
TRIP効果については、残留オーステナイトを５％以上含み、ＴＳ×Ｅｌが17000MPa・％以上の場合を良好（○）、一方、残留オーステナイトが５％に満たないか、ＴＳ×Ｅｌが17000MPa・％に満たない場合は不良（×）とした。
【００５１】
【表１】
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【００５２】
【表２】
2008255369.tif 000004
【００５３】
【表３】
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【００５４】
表３に示したとおり、本発明の要件を満足する記号Ｔ１〜Ｔ10の鋼板はいずれも、ＴＳ、ＥｌおよびＴＳ×Ｅｌバランスに優れるだけでなく、TRIP効果も良好であった。
【００５５】
ついで、表３に示す特性の鋼板を、同一の接合条件で摩擦撹拌接合に供した。継手突合せ面は角度をつけないいわゆるＩ型開先でフライス加工程度の表面状態により片面１パスで接合を行った。なお、回転ツールとしては多結晶硼素窒化物（PCBN）を素材としたツールを用い、接合時にはアルゴンガスにより接合部をシールドし表面の酸化を防止した。
表４は接合条件を示す。
表４に示すツール前進角度は、図４に示すとおりである。
【００５６】
図５に、使用した回転ツールの形状を示す。接合時はツールにかかる荷重を測定した。回転ツールに対して接合方向と同一方向にかかる荷重をＸ荷重、接合方向と直角方向にかかる荷重をＹ荷重、ツールの軸方向と同一方向にかかる荷重をＺ荷重とした。
図６に、前記Ｘ，Ｙ，Ｚ荷重の方向を図示する。
【００５７】
表５に、各鋼板の接合時に回転ツールにかかる荷重を示す。また、表５のFSW施工性については、Ｘ荷重が2.6 kN以下、Ｙ荷重が1.0 kN以下、Ｚ荷重が20.0 kN以下の場合に良好、Ｘ荷重が2.6 kN、Ｙ荷重が1.0 kN、Ｚ荷重が20.0 kNのいずれかを超えた場合に不良とした。ツールにかかるＸ，Ｙ，Ｚ方向のいずれの荷重も低くなることは、すなわち変形抵抗が低減されたと考えてよい。
【００５８】
【表４】
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【００５９】
【表５】
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【００６０】
表５に示したように、同一接合条件で摩擦撹拌接合を行ったところ、表１に示すスラブの成分組成および表２に示す製造条件が本発明の要件を満たす発明例はいずれも、TRIP効果およびFSW施工性とも良好であった。
これに対し、表１に示すスラブの成分組成もしくは表２に示す製造条件のいずれかが本発明の要件を満たさない比較例はいずれも、TRIP効果およびFSW施工性の少なくともいずれか不良であった。
【００６１】
実施例２
表１のスラブ記号Ｓ５に示す成分組成を基本成分とし、さらに種々の添加元素を表６に示す割合で添加した鋼スラブを、表２の記号Ｂに示す製造条件で仕上げ圧延、冷却、巻き取り等を行い、板厚：3.2mmの熱延鋼板とした。
かくして得られた熱延鋼板については、実施例１と同様にひずみ速度：２×10-2/ｓで引張試験を行い、降伏点、引張強さ、伸びを調査した。さらに、耐衝撃性を評価するため、高速引張変形時の動的ｎ値を調査した。動的ｎ値は、ひずみ速度：２×103/ｓの条件で引張変形させたときの伸び：10％における瞬間ｎ値とした。この動的ｎ値が高ければ、高速変形時により多くエネルギーを吸収することができ、耐衝撃性が高いと考えられる。
得られた結果を表７に示す。
【００６２】
【表６】
2008255369.tif 000008
【００６３】
【表７】
2008255369.tif 000009
【００６４】
表７に示したとおり、本発明の要件を満足する発明例11〜14はいずれも、ＴＳ、ＥｌおよびＴＳ×Ｅｌバランスに優れ、また動的ｎ値も良好であった。
【００６５】
ついで、上記のようにして得られた鋼板を被加工物とし、実施例１と同様にして摩擦撹拌接合を実施した。この接合時に回転ツールにかかる荷重を、実施例１と同様にして測定した。
得られた結果を表８に示す。
【００６６】
【表８】
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【００６７】
表８に示したとおり、本発明の要件を満足する発明例11〜14はいずれも、Ｘ荷重が2.49 kN以下、Ｙ荷重が0.81 kN以下、Ｚ荷重が17.89 kN以下と低かった。
これにより、発明例は、回転ツールにかかる荷重すなわち変形抵抗が低減されたことが分かる。
【図面の簡単な説明】
【００６８】
【図１】Ｃ：0.1％およびMn：1.5％を含有する系のFe−Al平衡状態図である。
【図２】フェライト単相およびオーステナイト−フェライト２相となる温度域幅の合計温度域幅と900℃における引張強度の関係を示すグラフである。
【図３】実施例における熱延鋼板の製造履歴を示したグラフである。
【図４】実施例における具体的な摩擦撹拌接合要領を示す模式図である。
【図５】実施例における回転ツールの寸法・形状を示す図である。
【図６】実施例における摩擦撹拌接合時に、回転ツールにかかるＸ，Ｙ，Ｚ荷重の方向を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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