(57)【要約】      （修正有）【課題】780MPa以上の引張り強さと、優れた伸びおよび穴広げ率60%以上の優れた伸びフランジ性とを有する高強度熱延鋼板を提供する。【解決手段】Ｃ：0.04％以上0.15％以下、Si：1.5％以下、Mn：0.5％以上1.6％以下、Ｐ：0.04％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.04％以下、Ti：0.03％以上0.15％以下およびMo：0.03％以上0.5％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学組成を有し、析出物の存在するフェライトと、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトからなる第二相と、前記フェライトおよび第二相以外のその他の相と、からなる組織を有し、かつ前記析出物の存在するフェライトの割合が40〜95％、前記その他の相の割合が５％以下である組織とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.04％以上0.15％以下、
Si：1.5％以下、
Mn：0.5％以上1.6％以下、
Ｐ：0.04％以下、
Ｓ：0.005％以下、
Al：0.04％以下、
Ti：0.03％以上0.15％以下および
Mo：0.03％以上0.5％以下
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学組成を有し、析出物の存在するフェライトと、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトからなる第二相と、前記フェライトおよび第二相以外のその他の相と、からなる組織を有し、かつ前記析出物の存在するフェライトの割合が40〜95％、前記その他の相の割合が５％以下である高強度熱延鋼板。
【請求項２】
フェライトに存在する析出物がTiおよびMoを含み、該析出物の平均粒径が20nm以下および平均間隔が60nm以下である請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
【請求項３】
質量％で、
Ｃ：0.04％以上0.15％以下、
Si：1.5％以下、
Mn：0.5％以上1.6％以下、
Ｐ：0.04％以下、
Ｓ：0.005％以下、
Al：0.04％以下、
Ti：0.03％以上0.15％以下および
Mo：0.03％以上0.5％以下
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼スラブを、1150〜1300℃の温度域に加熱する工程と、前記加熱後の鋼スラブを、Ａr３変態点以上の仕上温度で熱間圧延して鋼板とする工程と、
前記熱間圧延後の鋼板を、700〜850℃の温度域に平均冷却速度20℃／s以上で一次冷却する工程と、
前記冷却後の鋼板を、680℃以上の温度域に１sを超える時間保持する工程と、
前記保持後の鋼板を、550℃以下の温度域に平均冷却速度30℃／s以上で二次冷却して、巻取る工程と、
を有する高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記熱間圧延後の鋼板を一次冷却するにあたり、700〜850℃で、かつ（SRT／３＋300）℃以上（SRT／８＋700）℃以下の温度域に冷却する請求項３に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
ここで、SRTは鋼スラブの加熱温度である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車のキャビンの補強材などに用いられる780MPa以上の引張り強さ（ＴＳ）を有する高強度熱延鋼板、特に伸びおよび伸びフランジ性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、自動車のキャビンの補強材には、成形性の観点から熱延鋼板が使用されることはなかった。しかし、近年、低コストで成形性の高い鋼板に対するニーズが増加するにしたがい、こうした補強材への安価な熱延鋼板の使用が検討されている。特に、冷延鋼板に比べ表面性状の劣る熱延鋼板は、こうした外部から目につかない補強材には好適である。また、フロントサイドメンバー等の耐衝突部材には、ＴＳ：440〜590MPa級の高強度熱延鋼板（熱延高張力鋼板ともいう）が使用されることがあるが、更に強度の高い鋼板を使用することが求められており、このためには、従来の鋼板では成形性が不十分であった。
【０００３】
熱延鋼板を、こうした部材に適用する場合、その特性としては、780MPa以上の高い引張り強さと、優れた伸びおよび伸びフランジ性が必要である。特に、伸びフランジ性に対しては、その指標である穴広げ率を60％以上にする必要がある。
【０００４】
伸びの向上を図る目的で、特許文献１には、母相のフェライト中に硬質な残留オーステナイトの第二相を分散させた複合組織鋼板が開示されている。
しかし、この鋼板では、母相のフェライトと第二相の残留オーステナイトとの硬度差が大きいため、優れた伸びフランジ性は得られない。
【０００５】
そこで、特許文献２には、母相のフェライトを析出強化し、第二相のマルテンサイトとの硬度差を小さくして、伸びと伸びフランジ性を向上させた複合組織鋼板が提案されている。しかし、この鋼板は、引張り強さが780MPa未満であり、自動車のキャビンの補強材や耐衝突部材用には不適である。
【０００６】
引張り強さが780MPaを超える複合組織鋼板として、特許文献３には、母相のフェライトを析出強化し、第二相のマルテンサイトまたは残留オーステナイトの体積率を小さくして伸びフランジ性の向上を図った鋼板が提案されている。この鋼板では、Ｃ当量が低減されており、スポット溶接性や疲労特性も改善されているが、穴広げ率は高々46％であり、自動車のキャビンの補強材や複雑形状の耐衝突部材用としての伸びフランジ性が十分とは言えない。
【特許文献１】特開平７−62485号公報
【特許文献２】特開平９−263885号公報
【特許文献３】特開平５−179396号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、780MPa以上の引張り強さと、優れた伸びおよび穴広げ率60％以上の優れた伸びフランジ性とを有する高強度熱延鋼板を、その有利な製造方法に併せて提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者等は、自動車のキャビンの補強材や耐衝突部材に適用可能な高強度熱延鋼板について検討を行ったところ、次の知見を得た。
ａ）析出物の存在するフェライトとベイナイトおよび／またはマルテンサイトからなる第二相と、それ以外の析出物の存在しないフェライト、パーライト、残留オーステナイトなどのその他の相とからなる組織にし、かつ析出物の存在するフェライトの割合を40〜95％、その他の相の割合を５％以下にすると、780MPa以上の引張り強さ、優れた伸び、および穴広げ率が60％以上の優れた伸びフランジ性が得られる。
ｂ）フェライトに存在させる析出物が、TiおよびMoを含み、その平均粒径が20nm以下かつ平均間隔が60nm以下であると、フェライトをより高強度化でき、フェライトと第二相との硬度差をより小さくできるため、より優れた伸びフランジ性が得られる。
本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。
【０００９】
本発明の要旨とするところは、以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ：0.04％以上0.15％以下、
Si：1.5％以下、
Mn：0.5％以上1.6％以下、
Ｐ：0.04％以下、
Ｓ：0.005％以下、
Al：0.04％以下、
Ti：0.03％以上0.15％以下および
Mo：0.03％以上0.5％以下
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学組成を有し、析出物の存在するフェライトと、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトからなる第二相と、前記フェライトおよび第二相以外のその他の相と、からなる組織を有し、かつ前記析出物の存在するフェライトの割合が40〜95％、前記その他の相の割合が５％以下である高強度熱延鋼板。
【００１０】
（２）フェライトに存在する析出物がTiおよびMoを含み、該析出物の平均粒径が20nm以下および平均間隔が60nm以下である上記（１）に記載の高強度熱延鋼板。
【００１１】
（３）質量％で、
Ｃ：0.04％以上0.15％以下、
Si：1.5％以下、
Mn：0.5％以上1.6％以下、
Ｐ：0.04％以下、
Ｓ：0.005％以下、
Al：0.04％以下、
Ti：0.03％以上0.15％以下および
Mo：0.03％以上0.5％以下
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼スラブを、1150〜1300℃の温度域に加熱する工程と、前記加熱後の鋼スラブを、Ａr３変態点以上の仕上温度で熱間圧延して鋼板とする工程と、
前記熱間圧延後の鋼板を、700〜850℃の温度域に平均冷却速度20℃／s以上で一次冷却する工程と、
前記冷却後の鋼板を、680℃以上の温度域に１sを超える時間保持する工程と、
前記保持後の鋼板を、550℃以下の温度域に平均冷却速度30℃／s以上で二次冷却して、巻取る工程と、
を有する高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１２】
（４）前記熱間圧延後の鋼板を一次冷却するにあたり、700〜850℃で、かつ（SRT／３＋300）℃以上（SRT／８＋700）℃以下の温度域に冷却する上記（３）に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
ここで、SRTは鋼スラブの加熱温度である。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、伸び特性および伸びフランジ特性に優れる熱延鋼板、例えば板厚1.4mmにおいて、引張強さが780MPa以上、伸びが22％以上および穴拡げ率が60％以上の熱延鋼板を提供することができる。従って、従来は成形性の観点から適用されなかった熱延鋼板を、自動車用部品の補強材等に適用することができ、自動車部品の低コスト化に寄与する上に、自動車部品の板厚低減および自動車の衝突安全性の向上を可能とし、ひいては自動車車体の高性能化に大きく寄与するものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
以下に、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼板の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
なお、本発明では、組成における「％」表示は特に断らない限り、質量％を意味するものとする。また、組織における「％」表示は組織全体に対する面積％を意味する。
［化学組成］
Ｃ：0.04％以上0.15％以下
Ｃは、引張強さ780MPa以上を達成するために0.04％以上が必要である。しかし、Ｃが0.15％を超えると、第二相が増加して伸びフランジ特性が劣化する。したがって、Ｃは0.04〜0.15％、好ましくは0.04〜0.1％、より好ましくは0.05〜0.08％とする。
【００１５】
Si：1.5％以下
Siは、伸びおよび伸びフランジ特性を向上させるために有効な元素である。しかし、1.5％を超えると、表面性状が顕著に劣化するとともに、耐食性も低下する。また、熱間圧延時の変形抵抗が増加し、板厚が1.8mm未満の鋼板の製造が困難になる。したがって、Siは1.5％以下、好ましくは1.2％以下、より好ましくは0.3〜0.7％とする。
【００１６】
Mn：0.5％以上1.6％以下
Mnは、780MPa以上の強度を確保するために含有量は0.5％以上とする必要があるが、1.6％を超えると溶接性が著しく劣化する。したがって、Mnは0.5〜1.6％、好ましくは0.8〜1.4％とする。
【００１７】
Ｐ：0.04％以下
Ｐは、0.04％を超えると旧オーステナイト(γ)粒界に偏析して低温靭性を劣化させるとともに、鋼板の異方性が大きくなり加工性が著しく低下する。したがって、Ｐは0.04％以下、好ましくは0.025％以下、より好ましくは0.015％以下とする。
【００１８】
Ｓ：0.005％以下
Ｓは、0.005％を超えると旧γ粒界に偏析したり、MnSとして析出して、低温靱性が著しく劣化するため、寒冷地向け自動車用の鋼板には不適である。したがって、Ｓは0.005％以下、好ましくは0.003％以下とする。
【００１９】
Al：0.04％以下
Alは、鋼の脱酸剤として添加され、鋼の清浄度を向上するのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Alを0.001％以上含有させることが好ましいが、0.04％を超えると介在物が多量に生成し、表面疵の原因となる。したがって、Alは0.04％以下とする。
【００２０】
Ti：0.03％以上0.15％以下
Tiは、フェライト中に析出し、フェライトを強化するので、780MPa以上の引張り強さを達成する上で重要な元素である。また、フェライトを強化するので、フェライトと硬質な第二相との硬度差を小さくでき、伸びフランジ性を向上させる。そのためには、Tiを0.03％以上含有させる必要があるが、0.15％を超えるとその効果は飽和し、コスト増を招く。したがって、Tiは0.03-0.15％、好ましくは0.05-0.12％とする。
【００２１】
Mo：0.03％以上0.5％以下
Moは、炭化物として析出し、フェライトを強化する上で非常に有効な元素である。Moが含有されないと、780MPa以上の引張り強さを達成することが困難になる。また、フェライトを強化するので、フェライトと硬質な第二相との硬度差を小さくでき、伸びフランジ性を向上させる。そのためには、Moを0.03％以上含有させる必要があるが、0.5％を超えるとその効果は飽和し、コスト増を招く。したがって、Moは0.03〜0.5％とする。好ましくは0.05％〜0.3％である。
【００２２】
［組織］
上述したように、自動車のキャビンの補強材や耐衝突部材に望ましい伸びや伸びフランジ性を得るには、鋼板の組織を、析出物の存在するフェライトと、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトからなる第二相と、これら以外の析出物の存在しないフェライト、パーライト並びに残留オーステナイトなどの、その他の相とからなる複合組織にし、かつ析出物の存在するフェライトの割合を40〜95％、その他の相の割合を５％以下にする必要がある。
【００２３】
まず、析出物の存在するフェライトの割合が、40％未満では硬質な第二相が過多になり、一方95％を超えると硬質な第二相が過少になり、いずれの場合も伸びの低下を招く。
ここで、析出物の存在するフェライトとは、透過電子顕微鏡（TEM）などで観察できる析出強化能を有する微細な析出物が粒内に存在するフェライトのことである。また、析出物の存在するフェライトの割合は、次のようにして求めた。
【００２４】
すなわち、まず、鋼板の板厚方向1／4の位置からTEM用の試料を３個採取し、100万倍の倍率でTEM観察し、析出物が観察されるフェライトの全フェライトに対する面積率を求める。次に、鋼板断面を研磨後、３％ナイタールでエッチングし、板厚方向1／4の位置を光学顕微鏡により400倍で観察し、フェライトの面積率（組織全体に対する面積率）を画像処理により求める。そして、TEM観察から求めた、析出物が観察されるフェライトの全フェライトに対する面積率と、光学顕微鏡観察から求めたフェライトの面積率との積を析出物の存在するフェライトの割合とする。
【００２５】
析出物の存在するフェライトを除く残部は、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトからなる第二相と、析出物の存在しないフェライト、パーライト、残留オーステナイトなどのその他の相とであるが、その他の相の割合は５％以下、好ましくは３％以下にする必要がある。
なぜなら、伸び特性を向上させるためには、複合組織とすることが有利であり、そのためには、第二相として硬質相であるベイナイトおよびマルテンサイトのいずれか一方または両方を生成させる必要がある。また、前記析出物を有するフェライトおよびベイナイトやマルテンサイト以外のその他の相は、例えば析出物の存在しないフェライトは非常に軟質であり他の相との変形能の差が大きくなることにより、また残留オーステナイトは加工を受けた際にマルテンサイトに変態して硬度が変化して変形能がばらつきやすくなることにより、両者ともに穴広げ率が低下しやすく、またパーライトは変形能が不十分なため伸びが低下するなどの影響があるため、極力少ないことが好ましいが、5％以下であれば許容できるため、その他の相の割合は5％以下とする必要があり、より好ましくは3％以下とする。すなわち、本発明の鋼板は、前記析出物の存在するフェライト以外の残部を実質的にベイナイトおよび／またはマルテンサイトからなる第二相とし、前記析出物の存在するフェライトおよび前記第二相以外のその他の相の割合を5％以下とする必要がある。
【００２６】
また、フェライトにはTiとMoを含む析出物を存在させ、この析出物の平均粒径を20nm以下、好ましくは10nm以下、そして平均間隔を60nm以下、好ましくは40nm以下とすると、ナノ硬さ試験機で測定したフェライトの硬さが３〜８GPa、ベイナイトまたはマルテンサイトからなる第２相の硬さが６〜13GPaとなり、フェライトと第二相との硬度差をより小さくして、より優れた伸びと伸びフランジ性を得ることができるため好ましい。
【００２７】
ここで、フェライト中に存在する析出物は、TEMに装備されたエネルギー分散型Ｘ線分光装置によりその組成を同定し、画像処理により析出物の円相当直径を求め、その平均粒径を求めた。また、析出物の平均間隔は、TEM観察により300nm四方の領域に存在する析出物の個数を数え、試料の膜厚を測定して析出物の個数を数えた領域の体積を計算し、析出物が均一に分散していると仮定して計算した。
【００２８】
なお、本発明の方法で本発明の鋼板を製造すると、概ねベイナイトの割合は60％以下、マルテンサイトの割合は35％以下となる。
ここで、マルテンサイトの割合は、鋼板断面を研磨後、４％ピクリン酸アルコールと２％ピロ硫酸ナトリウムを１対１に混合した液でエッチングし、板度方向1／4の位置を光学頭微鏡により観察し、画像処理により白色にエッチングされたマルテンサイトの面積率を測定して求めた。また、ベイナイトの割合は、走査型電子顕微鏡で1000倍で観察して画像処理により求めた。
フェライト、ベイナイト、マルテンサイト以外の相の種類は、上記走査型電子顕微鏡での観察により判別した。また、その他の相の割合は、析出物を含むフェライトとマルテンサイトとベイナイト以外の割合とした。
【００２９】
また、フェライトおよび第二相の硬さは、Hysitron社製のナノ硬さ試験機TRIBOSCOPEを用い、圧痕深さが50±20nmになるように荷重を調整し、板厚方向1／4の位置でそれぞれ10点測定し、それらを平均して求めた。なお、このときの圧痕の１辺の長さは約350nｍであった。こうしたナノ硬さ試験機により、従来正確な測定が不可能であった複合組織鋼の第二相の硬度が正確に測定できる。
【００３０】
［製造方法］
スラブ加熱温度（SRT）
上記の成分よりなるスラブは連続鋳造法または造塊＋分塊法で製造される。このスラブ中には、熱間圧延後にフェライトを析出強化するための析出物（主としてTi系炭化物）が既に粗大に析出している。この粗大な析出物は強化能がほとんどないため、熱間圧延前のスラブ加熱時に一旦溶解させ、熱間圧延後に微細に再析出させる必要がある。そのためには、スラブを1150℃以上に加熱する必要がある。
一方、1300℃を超えて加熱すると，組織が粗大化するため伸びや伸びフランジ性が劣化する。したがって、SRTは1150〜1300℃、好ましくは1200〜1300℃とする。
【００３１】
熱間圧延仕上温度
スラブを熱間圧延するとき、フェライト＋オーステナイトの二相域で圧延を終了すると、フェライト中の歪が残り、伸びの劣化を招く。したがって、最終圧延温度すなわち仕上温度は、オーステナイト単相域となるＡr３変態点以上にする必要がある。
なお、Ａr３変態点は鋼板の成分の影響を受け、例えば下記の式（１）で表せる。
Ａr３＝910−203×［C］1／2＋44．7×［Si］−30×［Mn］＋31.5×［Mo］----（1）
ここで、［M］は元素Mの含有量（mass％）を表す。
【００３２】
圧延後の冷却条件
熱間圧延された鋼板は、析出物の存在するフェライトの割合を40％以上にするため、平均冷却速度20℃／s以上、好ましくは50℃／ｓ以上で700〜850℃の温度域に一次冷却し、次いで680℃以上の温度域に１ｓを超える時間、好ましくは３ｓ以上保持する必要がある。平均冷却速度が20℃／ｓ未満や保持温度が680℃未満だと、フェライト変態の駆動力が小さく、また保持時間が１ｓ以下だとフェライト変態時間が不足し、40％以上の析出物の存在するフェライトが得られない。
なお、680℃以上の温度域に１ｓを超える時間保持するには、平均冷却速度を20℃／s以上で700〜850℃の温度域に一次冷却後、例えば空冷すればよい。
【００３３】
さらに、フェライト中にTiおよびMoを含む析出物を存在させ、この析出物の平均粒径を20nm以下および平均間隔を60nm以下にするには、前記の一次冷却を700〜850℃で、かつ（SRT／３＋300）℃以上（SRT／８＋700）℃以下を満足する温度域に冷却することとするのが好ましい。なぜなら、SRTによりスラブ中に存在するTi系炭化物の溶解量が異なるため、冷却中に析出する析出物の粒径や間隔がSRTの影響を大きく受けるからである。
【００３４】
680℃以上の温度域に１ｓを超える時間保持後は、ベイナイトおよび／またはマルテンサイトからなる第二相を形成させ、その他の相の割合を５％以下にするため、平均冷却速度30℃／s以上、好ましくは50℃／s以上で、550℃以下、好ましくは450℃以下、より好ましくは350℃以下の温度域に二次冷却後、巻取る必要がある。
【実施例】
【００３５】
表１の化学組成を有する鋼Ａ〜Ｕを転炉で溶製後、連続鋳造でスラブとし、表２の条件で熱間圧延を行い、板厚1.4mmの鋼板１〜34を製造した。なお、表１のAr3変態点は、前記（１）式から求めた。そして、上述した方法に従って、組織や析出物の解析、硬さ測定を行った。さらに、鋼板の圧延方向と直交する方向からJIS ５号試験片を採取し、JIS Ｚ2241にしたがって引張試験を行って、引張り強さ（ＴＳ）および伸び（El）を求めた。また、伸びフランジ性を評価するために、日本鉄鋼連盟規格JFST l001にしたがって穴広げ試験を行い、穴広げ率（λ）を測定した。
ここで、本発明の目標値は、TS≧780MPa、El≧22％およびλ≧60％である。
【００３６】
以上の測定および評価結果を表３に示す。
同表に示すように、発明例である鋼板１、５、９、11〜13、18〜19、21〜23、25〜26、そして28〜34では、いずれもＴＳ≧780MPa、El≧22％およびλ≧60％であり、高強度で、伸びや伸びフランジ性にも優れていることがわかる。
【００３７】
【表１】
2004339606.tif 000002
【００３８】
【表２】
2004339606.tif 000003
2004339606.tif 000004
【００３９】
【表３】
2004339606.tif 000005
2004339606.tif 000006