(57)【要約】【課題】打ち抜き加工時に発生する打ち抜き端面の欠陥を防止した、強度が６９０ＭＰａ以上の穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供する。【解決手段】Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｎ≦０．００５％、Ｓ≦０．００５％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％、Ｂ：０．０００２〜０．００２％を含み、さらに、Ｖ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、Ｍｏ：０．０１〜０．２％の一種または二種以上を含有し、フェライト又はベイニティックフェライト組織を面積率最大の相とし面積率で硬質第２相が３％以下で、引張強さが６９０ＭＰａ以上の打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、
Ｃ：０．０１〜０．０７％、
Ｎ：≦０．００５％、
Ｓ：≦０．００５％、
Ｔｉ：０．０３〜０．２％、
Ｂ：０．０００２〜０．００２％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であって、フェライト又はベイニティックフェライト組織を面積率最大の相とし、硬質第２相及びセメンタイトが面積率で３％以下であり、引張強さが６９０ＭＰａ以上であることを特徴とする打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項２】
さらに質量％にて、
Ｖ：０．０１〜０．２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．２％、
Ｍｏ：０．０１〜０．２％
の一種または二種以上を含有し、かつ
Ｔｉ／４８＋Ｖ／５１＋Ｎｂ／９３＋Ｍｏ／９６−Ｃ／１２−Ｎ／１４−Ｓ／３２≧０％
を満足することを特徴とする請求項１に記載の打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項３】
さらに質量％にて、
Ｓｉ：０．０１〜２％、
Ｍｎ：０．０５〜２％、
Ｐ：≦０．１％、
Ａｌ：０．００５〜０．５％を含有することを特徴とする請求項１又は２記載の打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項４】
さらに質量％にて、
Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．２％
の一種または二種を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、請求項１〜４のいずれか１項に記載の成分を有する鋼片の熱間圧延に際し、熱延加熱温度を１２００℃以上とし、Ａｒ３  変態点以上で熱間仕上圧延を終了した後、４５０℃から６５０℃で巻き取ることを特徴とする打ち抜き加工性に優れた高強度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、穴拡げ性に代表されるバーリング加工性や伸びフランジ性と延性に優れた引張強さ６９０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板に関し、その優れた加工性を活かして自動車部品、例えばメンバー類やアーム類などの足周り部品やシャーシなどの材料として有効に活用できる。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の燃費向上などのために軽量化を目的として、Ａｌ合金等の軽金属や高強度鋼板の自動車部材への適用が進められている。ただ、Ａｌ合金等の軽金属は比強度が高いという利点があるものの、鋼に比較して著しく高価であるため、その適用は特殊な用途に限られてきた。より広い範囲で自動車の軽量化を推進するためには、安価な高強度鋼板の適用が強く求められている。
【０００３】
一般に材料は高強度になるほど延性が低下して加工性（成形性）が悪くなる。
鉄鋼材においても例外ではなく、これまでに高強度と高延性の両立の試みがなされてきた。一方、自動車のサスペンションアーム等の足廻り部品に使用される材料には、これらの特性に加えて高いバーリング加工性（穴拡げ性）が求められている。しかし、高強度化に伴って穴拡げ性は延性と同様に低下する傾向を示し、複雑な形状をしている自動車の足廻り部品等への高強度鋼板の適用にあたっては、その穴拡げ性が重要な検討課題となる。このような背景からフェライトやベイニティックフェライトなどの組織を主体とし、パーライトやマルテンサイト組織又はセメンタイト相などのいわゆる硬質第２相を低減した延性及び穴拡げ性に優れた熱延鋼板が開発されている。
【０００４】
ところで最近これらの高強度熱延鋼板の適用拡大に伴って、素材からプレス加工の際に打ち抜かれた板端面にハガレやメクレ状の欠陥が発生することが問題となっている。これらの欠陥は製品端面の意匠性を著しく損なうばかりか、高強度鋼板ゆえに切り欠きなどの応力集中部となって疲労強度などに影響を及ぼす危険性があるものである。普通鋼の打ち抜き性に関してはそれほど多くの検討はなされていないが、例えば特許文献１（特開平９−４９０５３号公報）には鋼中析出物の制御によって、また、特許文献２（特開２００３−４１３４２号公報）には鋼板表層部の組織を微細化することで改善する発明が開示されている。
【０００５】
【引用文献】
（１）特許文献１（特開平９−４９０５３号公報）
（２）特許文献２（特開２００３−４１３４２号公報）
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記従来技術は基本的に低強度の極低炭素鋼板の打ち抜き性に関する技術であり、本発明が対象とする引張強さ６９０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板に適用できるとは言い難い。すなわち、特許文献１に記載の発明は、軟質鋼板が故に発生し易い打ち抜き時のバリ発生に関するものであり、具体的には鋼中にＴｉ４  Ｃ２  Ｓ２  を析出せしめてこれにより打ち抜き端面内の剪断面部分にボイドを発生させてクラックを進展させることでバリを低減させる技術である。すなわち、特許文献１に記載された発明ではバリは低減できてもかえって端面の欠陥は助長させている可能性がある。
【０００７】
また、特許文献２に記載の発明も、軟質な冷延鋼板と対象としたバリ発生防止に関するものであり、打ち抜き端面そのものの性状については何ら配慮されていない。そこで本発明は、上記従来技術では検討されているとは言い難い、高強度熱延鋼、とりわけ自動車足回り部品へ適用が期待される延性と穴拡げ性に優れた引張強さが６９０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板を前提とした、打ち抜き端面の欠陥を防止する技術を提供することを目的とするものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、延性と穴拡げ性に優れた引張強さが６９０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板を用いてまず種々のクリアランスにて打ち抜き加工を行い、その端面性状について目視で調査した。その結果、通常穴拡げ試験で推奨されている１２．５％前後のクリアランスで打ち抜いた場合には確認できないハガレやメクレ状の欠陥が、クリアランスを増加させることで明瞭に発生することを確認した。そこで以下では１７〜２３％のクリアランスを用いて調査を進めた。
【０００９】
次に、熱延鋼板の化学組成や現在通常に採用されている連続熱間圧延設備により工業的規模で生産されている熱延鋼板の製造プロセスを念頭において、この打ち抜き端面の欠陥に及ぼす製造条件の影響を鋭意研究した結果、鋼中に微量なＢを添加することで基本的な鋼組成や製造プロセスは従来の高強度熱延鋼板のそれに何ら変更を加えることなく欠陥の発生を防止できることを見出し、本発明をなしたものである。
【００１０】
即ち、本発明の要旨は以下の通りである。
（１）質量％にて（以下同じ）、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｎ：≦０．００５％、Ｓ：≦０．００５％、Ｔｉ：０．０３〜０．２％、Ｂ：０．０００２〜０．００２％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼であって、フェライト又はベイニティックフェライト組織を面積率最大の相とし、硬質第２相及びセメンタイトが面積率で３％以下であり、引張強さが６９０ＭＰａ以上であることを特徴とする打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板。
【００１１】
（２）さらに、質量％にて、Ｖ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、Ｍｏ：０．０１〜０．２％の一種または二種以上を含有し、かつ、Ｔｉ／４８＋Ｖ／５１＋Ｎｂ／９３＋Ｍｏ／９６−Ｃ／１２−Ｎ／１４−Ｓ／３２≧０％を満足することを特徴とする前記（１）に記載の打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板。
（３）さらに、質量％にて、Ｓｉ：０．０１〜２％、Ｍｎ：０．０５〜２％、Ｐ：≦０．１％、Ａｌ：０．００５〜０．５％を含有することを特徴とする前記（１）又は（２）記載の打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板。
【００１２】
（４）さらに、質量％にて、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．２％の一種または二種を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板。
（５）前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、請求項１〜４のいずれか１項に記載の成分を有する鋼片の熱間圧延に際し、熱延加熱温度を１２００℃以上とし、Ａｒ３  変態点以上で熱間仕上圧延を終了した後、４５０℃から６５０℃で巻き取ることを特徴とする打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法である。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下に本発明を更に詳細に説明する。まず、本発明における鋼のミクロ組織の限定理由を記述する。
本発明のミクロ組織はフェライト又はベイニティックフェライト組織を面積率最大の相とするものであり、穴拡げ性を大きく低下させる硬質第２相は面積率で３％以下（０％を含む）とする。ここで硬質第２相とはマルテンサイトやパーライトが代表的なものであるが、穴拡げ加工の際これに先行して行われる打ち抜き加工においてマルテンサイトに変態する可能性のある残留オーステナイトなども含む。更にセメンタイトもやはり硬質であり穴拡げ性を劣化させる。そこで本発明ではフェライト又はベイニティックフェライト組織を面積率最大の相とし、硬質第２相及びセメンタイトが面積率で３％以下と規定した。なお好ましくはセメンタイトの面積率は１％以下である。ここで言うセメンタイトの存在状態はフェライト粒界などに塊状に存在するものの他、ベイナイト組織内のラス状の境界に生成するものも含まれる。
【００１４】
次に、本発明の化学成分の限定理由について説明する。化学成分の量は質量％である。
Ｃは、０．０７％超含有していると加工性が劣化するので、０．０７％以下とする。また、０．０１％未満では強度が低下するので０．０１％以上とする。
Ｎは、鋼中にて粗大なＴｉＮを形成する元素であり、基本的には極力低減させるべきであるが、いたずらな低減は製鋼コストの上昇を招くこと、また製鋼能力も勘案して０．００５％以下とする。
【００１５】
Ｓは、多すぎるとＭｎＳなどの介在物として穴拡げ性を劣化させ、更に熱間圧延時の割れを引き起こすので極力低減させるべきであるが、０．００５％以下ならば許容できる範囲である。
Ｔｉは、析出強化により鋼板の強度上昇に寄与する。ただし、０．０３％未満ではこの効果が不十分であり、一方、０．２％超含有すると粗大なＴｉＮの生成が避けられない。従ってＴｉの含有量は０．０３％以上、０．２％以下とする。
【００１６】
Ｂは、本発明における最も重要な元素であり、この元素を添加することで打ち抜き端面の欠陥が防止される。この理由は明らかではないが、上述したように本発明が対象とする延性と穴拡げ性に優れた高強度熱延鋼板においてはＴｉを始めとするＶ，Ｎｂ，Ｍｏなどの析出物構成元素が鋼中のＣ，Ｎ，Ｓを十分固定しているため粒界への元素の偏析が少なく、Ｂはこれを補完する役割として機能するものと思われる。ところでこのような機能はＢが固溶状態で存在していなければ発現せず、炭化物や窒化物としての析出は避けなければならない。しかし、本発明ではＴｉを始めとするＶ，Ｎｂ，Ｍｏが、Ｂと結合する恐れのあるＣ，Ｎを固定しているため、微量添加であっても固溶状態が維持される特徴を有している。
ただし、０．０００２％未満ではこの効果が不十分であり、一方、０．００２％超含有すると延性などの加工性の低下を招く。従って、Ｂの含有量は０．０００２％以上、０．００２％以下とする。
【００１７】
Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏは、共にＴｉを補完する析出強化元素として、またこの析出によりセメンタイト生成に寄与するＣを固着する目的として添加される。ただし、それぞれの含有量が０．０１％未満ではこの効果が不十分であり、一方、０．２％超含有するとＴｉＮを形成する際にもＴｉを補完してしまい粗大析出物の生成に寄与してしまう。従って、Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏの含有量は共に０．０１％以上、０．２％以下とするが、これらは一種のみならず二種以上を上記範囲において含むことを許容する。
【００１８】
更に、これらの元素は下記式を満足することを要件とする（元素名は各元素の化学成分の質量％を意味する）。
Ｔｉ／４８＋Ｖ／５１＋Ｎｂ／９３＋Ｍｏ／９６−Ｃ／１２−Ｎ／１４−Ｓ／３２≧０
本式は、Ｔｉを始めとするＶ，Ｎｂ，Ｍｏなどの析出物構成元素が鋼中のＣ，Ｎ，Ｓを十分固定するに必要なだけ添加されていることを規定するものとして公知な式であり、これによりセメンタイト量を低減することが可能となる。
【００１９】
Ｓｉは、固溶強化元素として強度上昇に有効であるので、必要に応じて添加する。所望の強度を得るためには０．０１％以上含有する必要がある。しかし、２％超含有すると加工性が劣化する。そこで、Ｓｉの含有量は、０．０１％以上、２％以下とする。
Ｍｎは、固溶強化元素として強度上昇に有効であるので、必要に応じて添加する。所望の強度を得るためには０．０５％以上必要である。また、２％超添加するとスラブ割れを生ずるため、２％以下とする。
Ｐは、０．１％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすので、０．１％以下とする。
【００２０】
Ａｌは、溶鋼脱酸のために必要に応じて添加する。０．００５％以上添加する必要があるが、コストの上昇を招くため、その上限を０．５％とする。また、あまり多量に添加すると非金属介在物を増大させ伸びを劣化させるので、好ましくは０．３％以下とする。
ＣａおよびＲＥＭは、破壊の起点となったり、加工性を劣化させる非金属介在物の形態変化させて無害化する元素である。ただし、それぞれ０．０００５％未満では添加してもその効果がなく、Ｃａならば０．０２％超、ＲＥＭならば０．２％超添加してもその効果が飽和するので、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．２％の添加とする。
【００２１】
次に、本発明の製造方法の限定理由について以下に述べる。
本発明では、目的の成分含有量になるように成分調整した溶鋼を鋳込むことによって得たスラブを熱間圧延するに際し、その加熱温度を１２００℃以上とする。これは１２００℃未満であると鋼中のＴｉを始めとするＶ，Ｎｂ，Ｍｏなどの析出物構成元素が十分に再固溶されないために、析出強化が不十分となるためである。加熱温度の上限は特に設けないが１４００℃以上であるとスケールオフ量が多量になり歩留まりが低下するので、再加熱温度は１４００℃未満が望ましい。なお、本発明は上記の鋳片を冷却後に加熱炉にて再加熱する場合のほか、高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもかまわない。
【００２２】
熱間圧延工程は、粗圧延を終了後、仕上圧延を行うが、仕上温度がＡｒ３  変態点以上の温度域で終了する必要がある。これは、熱間圧延中に圧延温度がＡｒ３  変態点を切るとひずみが残留して延性が低下するためである。仕上温度の上限は本発明の効果を得るためには特に定める必要はないが、操業上スケール疵が発生する可能性があるのため、１０００℃以下とすることが望ましい。
【００２３】
仕上圧延を終了した後は、指定の巻取温度まで冷却するが、その冷却速度は本発明の効果を得るためには特に定める必要はない。ただし冷却速度があまりに遅いと、熱間圧延後の冷却中に析出する析出物のサイズが粗大化して析出強化による強度上昇に寄与しなくなるばかりか、穴拡げ性に有害なセメンタイトのような硬質相やパーライトなどの有害組織が発生する可能性があることから、冷却速度の下限は２０℃／ｓ以上が望ましい。一方、冷却の途中のフェライト生成域にて短時間の空冷のような低冷速領域を冷却帯内に設けることで、フェライト変態を促進させるなどの冷却条件の調整を施しても良い。
【００２４】
巻取温度は４５０℃未満では巻取後の析出が不十分となり、析出強化が得られず、更に鋼中に固溶Ｃが残留して加工性を低下させる恐れがあるばかりか、穴拡げ性に有害な硬質のマルテンサイトが発生する可能性がある。逆に、６５０℃超では前述の冷却速度があまりに遅い場合に懸念されるものと同様の現象、即ち、析出する析出物のサイズが粗大化して析出強化による強度上昇に寄与しなくなるばかりか、穴拡げ性に有害なセメンタイトのような硬質相やパーライトなどの有害組織が発生する可能性がある。従って、巻取温度は４５０〜６５０℃とする。
なお、本発明鋼は表面に表面処理（例えば亜鉛メッキ等）が施されていても同様の効果を有し、本発明を逸脱するものではない。
【００２５】
【実施例】
以下に、実施例により本発明をさらに説明する。表１に示す化学成分を有するＡ〜Ｕの鋼を、転炉にて溶製して連続鋳造し熱間圧延用のスラブを得た。ただし、表中の化学組成についての表示は質量％である。また、表１中には本発明の要件である下記式の左辺の値を併記した。
Ｔｉ／４８＋Ｖ／５１＋Ｎｂ／９３＋Ｍｏ／９６−Ｃ／１２−Ｎ／１４−Ｓ／３２≧０
これらを表２に示す加熱温度（ＳＲＴ）で再加熱し、粗圧延後に仕上温度（ＦＴ）で１．２〜６．０ｍｍの板厚に圧延した後、巻取温度（ＣＴ）でそれぞれ巻き取った。
【００２６】
【表１】
2004315857.tif 000002
【００２７】
このようにして得られた熱延板の鋼板板幅の１／４Ｗ位置から切出した試料を圧延方向断面に研磨し、ナイタール試薬にてエッチングし、光学顕微鏡を用い２００〜５００倍の倍率で観察されたミクロ組織から、面積率最大の相の組織名と硬質第２相が存在する場合はその組織名と各面積率を、また同試料をピクラール試薬にてエッチングし観察された組織から画像解析によって算出したセメンタイトの面積率を表２に併記する。引張特性は供試材をＪＩＳ  Ｚ  ２２０１記載の５号試験片に加工してＪＩＳ  Ｚ  ２２４１記載の試験方法に従って評価した。
穴拡げ試験は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ  Ｔ  １００１−１９９６記載の試験方法に従って評価した。また、打ち抜き端面の欠陥の発生有無は、前述したように打ち抜き時のクリアランスを１７〜２３％として穴拡げ試験と同様に１０ｍｍ径の穴を打ち抜き、その端面状態を目視で観察した。表２にその試験結果を示す。
【００２８】
【表２】
2004315857.tif 000003
【００２９】
本発明に沿うＮｏ．１〜１０は、引張強さＴＳが６９０ＭＰａ以上で、伸びＥｌが２０％以上また穴拡げ値λも９０％以上と、いわゆる延性と穴拡げ性に優れた高強度熱延鋼板であり、打ち抜き端面の欠陥も生じていない。
上記以外は以下の理由によって本発明の範囲外である。すなわち、比較例Ｎｏ．１１〜１６は各々の鋼Ｋ〜ＯでＢ無添加である以外は、その他の成分や製造条件が本発明の要件を満たしているため、引張特性や穴拡げ性は本発明と遜色ない特性を有するにもかかわらず、打ち抜き端面欠陥は全て発生した。
【００３０】
一方、比較例Ｎｏ．１６はその鋼ＰにおいてＢ添加量が３５ｐｐｍと本発明の上限を超えており、これによってフェライト変態が遅延された結果、セメンタイトが析出しており穴拡げ性が劣位である。比較例Ｎｏ．１７はその鋼ＱのＣ量が少なく本発明外のため、引張強さが６９０ＭＰａ以下と劣位である。逆に、比較例Ｎｏ．１８はその鋼ＲのＣ量が多く本発明外のため、硬質第２相であるパーライトが生成しており、延性及び穴拡げ性が劣位となっている。比較例Ｎｏ．１９〜２１は各々の鋼Ｓ〜Ｕにおいて本発明で規定している成分式の条件を満足しないものであり、特にＳはＴｉ量そのものも少なく本発明の範囲外であるが、これらは全てセメンタイトを３％超含む組織となっており、特に穴拡げ性が劣化している。なおＵはＢ無添加のためやはり打ち抜き端面に欠陥が見られる。
【００３１】
また、鋼成分としては本発明範囲であるにも関わらず製造条件が外れているため特性が不十分となったものが比較例Ｎｏ．２２〜２６である。即ち、比較例Ｎｏ．２２及び比較例Ｎｏ．２３では加熱温度ＳＲＴが低く本発明外のため十分にＴｉなどの析出物構成元素を固溶できておらず、析出強化が不十分で本発明条件のＮｏ．１や比較例Ｎｏ．２３と比較して引張強さＴＳが低下しているにもかかわらずセメンタイトが多く、穴拡げ性が低下している。比較例Ｎｏ．２４は仕上温度ＦＴがＡｒ３  温度以下のためひずみが残留した結果、やはりセメンタイトが多く、延性が低下している。比較例Ｎｏ．２５は巻取温度ＣＴが高く本発明外のため、パーライトが生成しており、この結果穴拡げ性に劣るものとなっている。これに対し比較例Ｎｏ．２６は逆に巻取温度ＣＴが低く硬質なマルテンサイトが生成しており、延性は優れているもののやはり穴拡げ性が劣位である。
【００３２】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明は大きなクリアランスで打ち抜かれた場合でも打ち抜き端面に欠陥が発生しない、引張強さが６９０ＭＰａ以上の穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供するものであり、その優れた加工性を活かして自動車部品、例えばメンバー類やアーム類などの足周り部品やシャーシなどの材料として有効な、工業的価値が高い発明である。