(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量比で、C：0.13〜0.20%、Si：0.01〜2%、Mn：0.5〜2% を含み、S：0.015%以下、P:0.02%以下、N：0.0045%以下、Al：0.005%超0.1%以下であり、残部Fe及び不可避的不純物元素からなり、フェライトと体積率で35%以上のベイニティックフェライトを含む組織を呈することを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載の熱延鋼板に、Ti,Nb及びVを1種または2種以上をそれぞれ0.007〜0.1%含む焼付硬化性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の熱延鋼板に、Moを0.5%以下含有する焼付硬化性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項４】
請求項１乃至３のいずれかに記載の熱延鋼板に、Caを0.005%以下含有する焼付硬化性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項５】
請求項１乃至４のいずれかに記載の熱延鋼板に、Bを0.003%以下を含有する焼付硬化性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項６】
請求項１乃至５のいずれかに記載の熱延鋼板の表面に、めっき層を有することを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項７】
連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳造後直ちに粗圧延を実施し、Ar3変態点以上の温度域で仕上圧延を終了させ、50℃/s以上の冷却速度で冷却し、580〜650℃の温度範囲で巻取ることを特徴とする請求項１乃至６のいずれかに記載の焼付硬化性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項８】
粗圧延を終了し、シートバーを一旦コイルに巻き取り、そのまま仕上圧延に供するか、あるいは先行するシートバーに接続後、仕上圧延を行うことを特徴とする請求項７に記載の焼付硬化性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項９】
100mm以下の鋳片に鋳造後、直ちに粗圧延を実施することを特徴とする請求項７又は８に記載の焼付硬化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、熱延鋼板及びその製造方法に関するものであり、詳しくは自動車用構造部材等に使用される高強度熱延鋼板において、とくに高い焼付硬化性を有する鋼板及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
最近の自動車用鋼板に対しては、軽量化と衝突時のエネルギ吸収特性を確保するために、高強度鋼板が広く適用される状況にある。しかし、部品への成形性を考慮すると、成形時には比較的低強度でありながら、加工後の塗装焼付によって強度が上がる、いわゆる焼付硬化性を有する鋼板に対する要求も高まりつつある。
【０００３】
こうした状況の中で、とくに構造部材への適用を目的として焼付硬化性を有する熱延鋼板としては、例えば、特開平１０−１８３３０１及び特開２０００−２９７３５０号公報にあるようなN添加量の増加と、仕上熱延後の冷却条件の最適化による組織微細化により、耐室温時効性と高い焼付硬化性を付与する技術が開示されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、組織微細化は強度を確保するには有効な手段であるが、延性の低下を招くことが懸念される。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を解決するため、低炭素鋼(C:0.05〜0.25%-Mn:0.8%-N:0.0025%))を用い、焼付硬化性に及ぼす熱延条件とミクロ組織の影響をラボで調査した結果、以下のことが知見された。
【０００６】
焼付硬化性(BH)に及ぼすC量及び巻取温度の影響を図１及び２に示す。なお、この時の熱延条件は、加熱温度：1200℃、仕上温度：880℃とし、仕上圧延後の冷却速度は50℃/sとした。図１は、巻取温度：550℃とした場合の結果である。なお、BHは2%の予ひずみ付与後、170℃で20分間加熱した後に再度引張を行い、時効前の最高荷重と時効後の上降伏点の荷重の差より求めた。とくにC量については、50MPa以上のBHを確保するための最適範囲があることが見出された。これはε炭化物の析出に関連するものであり、BHの高い領域ではいわゆるベイニティックフェライトが形成されている。ここでいうベイニティックフェライトとは、ベイナイト写真集Ｉ(日本鉄鋼協会出版、1992年)の定義に基づくものであり、炭化物の析出を伴わないものである。同図においてBHの低かった領域における原因として、C量の低い領域ではベイナイトの形成に、C量の高い領域ではパーライトの形成に起因するものと推察され、いずれも炭化物形成が原因と推定される。また、巻取温度の影響については、C量を0.13%含む鋼を用いて調査した結果、図２に示すような最適範囲があることが知見された。これも上述したような組織形成に関連するものと考えられ、巻取温度が低い温度域では主としてセメンタイトの析出を伴うベイナイトの形成によるものであり、巻取温度の高い領域ではパーライトの形成が原因と推察される。すなわち、熱延鋼板においてBHを高めるためには、熱延板段階で極力炭化物の析出を抑制するような組織制御が必要なことが新たに知見された。そのため、ベイニティックフェライトの体積率の影響について調査したところ、図３に示すような知見が得られ、50MPa以上のBHを確保するにはその体積率として20％以上必要なことも見出された。
【０００７】
本発明の要旨とするところは、
（１）重量比で、C：0.12超〜0.20%、Si：0.01〜2%、Mn：0.5〜2% を含み、S：0.015%以下、P:0.02%以下、N：0.0045%以下、Al：0.005%超0.1%以下であり、残部Fe及び不可避的不純物元素からなり、フェライトと体積率で35%以上のベイニティックフェライトを含む組織を呈することを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度熱延鋼板。
（２）（１）に記載の熱延鋼板に、Ti,Nb及びVを1種または2種以上をそれぞれ0.007〜0.1%含焼付硬化性に優れた高強度熱延鋼板。
（３）（１）又は（２）に記載の熱延鋼板に、Moを0.5%以下含有する焼付硬化性に優れた高強度熱延鋼板。
（４）（１）〜（３）に記載の熱延鋼板に、Caを0.005%以下含有する焼付硬化性に優れた高強度熱延鋼板。
（５）（１）〜（４）に記載の熱延鋼板に、Bを0.003%以下含有する焼付硬化性に優れた高強度熱延鋼板。
（６）（１）〜（５）に記載の熱延鋼板の表面に、めっき層を有することを特徴とする焼付硬化性に優れた高強度熱延鋼板。
（７）連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳造後直ちに粗圧延を実施し、Ar3変態点以上の温度域で仕上圧延を終了させ、50℃/s以上の冷却速度で冷却し、巻取温度：580〜650℃とすることを特徴とする（１）〜（６）に記載の焼付硬化性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
（８）粗圧延を終了し、シートバーを一旦コイルに巻き取り、そのまま仕上圧延に供するか、あるいは先行するシートバーに接続後、仕上圧延を行うことを特徴とする（７）に記載の焼付硬化性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
（９）100mm以下の鋳片に鋳造後、直ちに粗圧延を実施することを特徴とする（７）又は（８）に記載の焼付硬化性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【０００８】
【発明の実施の形態】
まず、この発明における成分組成の限定理由について述べる。
Cは、0.13%未満ではε炭化物による強度確保が不足するためこれを下限とする。一方、0.2%を超えて添加されると、パーライトが形成されやすく、また、溶接性劣化も懸念される。すなわち、BH性の不足と、鋼板製造時の通板性や部品組み付け時の溶接性劣化が懸念される。
【０００９】
Siは、鋼板の高強度化のために添加される元素の1つである。しかし、過度の添加は鋼板製造時の接続部や部品組み付け部に溶接欠陥を生じさせるため、2%を上限とする。
【００１０】
Mnについても、鋼を高強度化する際に添加されるが、過度の添加は延性の劣化や種々の溶接法における溶接性を大きく低下させるため、2%を上限とする。一方、Sによる熱間脆性の改善と強度確保のために0.5%以上の添加が必要である。
【００１１】
SはMnとの結合によりA系介在物(JIS G0555)を形成し、延性を劣化させることから、0.015%を上限とする。
【００１２】
Pは主として高強度化を目的として添加される元素である。しかし、過剰に含有されると延性を低下させるばかりでなく、二次加工性も劣化させるため0.02%以下とする。
【００１３】
Alは脱酸のために添加される元素である。0.005%以下では本来目的とする効果が発揮されず、一方、0.1%を超えて添加されると酸化物として鋼中に残存するため、延性低下が懸念される。
【００１４】
Nについては、極力少ない方が好ましいが、過度の低下は製鋼でのコストを大幅に増加させることになるため、0.0045%を上限とする。
【００１５】
Ti,Nb及びVは、炭化物あるいは窒化物を形成することにより強度の増加に寄与する。強化能を発現させるためには、それぞれ0.007%以上必要である。一方、0.1%を超えて添加されるとBH性が劣化し、50MPa以上の特性が得られなくなる。
【００１６】
Moも強度を確保するために添加される元素であるが、主として焼入れ性を向上させるために添加される。とくに溶融亜鉛めっき工程での冷却条件において強度を確保することを目的とするが、過度の添加は延性の劣化を招くことから0.5%を上限とする。焼入れ性を確保するためにはMoを0.1％以上とすると好ましい。
【００１７】
Caは鋼中に形成されるMnSの形態制御のために添加される。本発明では、S量を低く抑えていることから、過剰の添加はかえって鋼中に介在物を残存させることになるため、0.005%以下とする。製鋼コストを安価に保って上記効果を発現するためには、0.001％以上添加すると好ましい。
【００１８】
BはMnとともに強度を確保するために必要なベイニティックフェライトを、熱延板段階で安定的に形成させるために添加するものである。0.003%を超えて添加されるとスラブ製造段階で割れが発生するため、これを上限とする。また、Bの効果を有効に発現させるには、好ましくは0.0001%以上添加する。
【００１９】
なお、スクラップの利用による微量のCu,Ni,Sn及びCrの混入は、本発明における効果を損なうものではない。
【００２０】
本発明における熱延条件のうち仕上温度及び巻取温度は、目的とする鋼板特性を得るための重要な因子である。すなわち、仕上圧延はAr3変態点以上の温度域で実施する必要がある。変態点よりも低い温度で実施されると組織が不均一となり、とくに延性の劣化が懸念される。仕上圧延後の冷却速度も熱延板の組織制御には重要な要素である。本発明の場合、30℃/sよりも冷却速度が遅くなると十分なベイニティックフェライトが得らにくくなり、BH性が低くなる。また、巻取温度についても鋼板に形成されるミクロ組織を、BH性確保の観点からベイニティックフェライトを形成させるため、500〜650℃の範囲とする必要がある。650℃より高いとパーライトが形成されるようになり、高いBH性が得られない。逆に低くなるとベイナイトが形成され、やはりBH性が損なわれる。
【００２１】
上述した熱間圧延を実施する際に、粗圧延後先行するシートバーにレーザー溶接等を用いて接合し、圧延を実施しても本発明における効果に何ら変わりはない。
【００２２】
さらに、スラブを製造する場合もいわゆるニアネットシェイプとして100mm以下の薄スラブを製造し、直ちに前述したような圧延条件で製造することも本発明における効果を損なうものではない。
【００２３】
めっき工程については、例えば溶融亜鉛めっきを行う場合、鋼板表面を亜鉛浴の温度と同程度に加熱し、その温度で亜鉛浴に浸漬させる。その際に好ましい条件としては、温度が高くなりすぎると熱延板の組織変化による強度低下を招くため、550℃を上限とする。一方、低すぎるとめっき不良及びめっき層厚さの不均一化を招くため、420℃を下限とする。
【００２４】
【実施例】
実施例1
C:0.14%,Si:0.012%,Mn:0.85%,P:0.018%,S:0.006%,Al:0.027%,N:0.0024%を含む鋼を転炉出鋼し、連続鋳造にてスラブとした。熱延は1200℃で加熱後、粗圧延を実施してから表１に示す条件で熱間圧延を終了し、2mmの熱延板とした。その後、1%のスキンパスを施して製品とした。なお、ここでAr3変態点は916−50[C(%)]＋27[Si(%)]−64[Mn]で概算すると約855℃である。材質評価は、JIS  Z  2201記載の5号試験片に加工し、JIS  Z  2241記載の試験方法にしたがって引張試験を行った。また、BH量については、2%の引張ひずみを付与した後、170℃×20分の熱処理後、再度引張を行い、2%予ひずみ付与時の荷重と時効後の上降伏点の荷重との差より求めた。結果を表２に示す。本発明の方法にしたがったNo.１〜５では、50MPaを超えるBH量が得られている。一方、仕上温度がAr3変態点よりも低くなったNo.６では、熱延板組織が不均一なため延性が低いばかりでなく、ベイニティックフェライトの形成も少ないため、BH量も少ない。また、仕上圧延後の冷却速度が遅いためにベイニティックフェライトの体積率が少ないNo.７、さらに、巻取温度が高く外れたためにパーライトが形成されたNo.８についてもBH量が低い。
【００２５】
【表１】
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【００２６】
【表２】
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【００２７】
実施例2
表３に示す種々の鋼を転炉出鋼し、連続鋳造でスラブとした。熱延は1150〜1250℃で加熱後、粗圧延及び仕上圧延を実施して表４に示すような板厚の熱延板を製造した。なお、仕上圧延はいずれもAr3変態点以上の温度域で終了した。さらに、仕上圧延後の冷却速度は本発明の範囲内の条件となるよう、冷却ゾーンにおける水量を調整した。冷却後、600℃で巻取を行い、実施例1と同様に引張試験による材質評価とBH量の測定を行った。また、引張で7%予ひずみを付与後、BH量の測定と同様に170℃×20分の熱処理後、引張試験を実施した際の引張強度(TS)を測定した。結果を同表に示す。本発明にしたがったA,B,C,D,E,G,H及びIでは、高いBH量を示すとともに7%予ひずみ付与+BH後のTSも母材に比べて高くなっている。一方、C量が本発明の範囲より低くはずれたF鋼では、BH量は高いものの、7%予ひずみ付与+BH後のTSはそれほど高くない。また、C量が高くはずれたJ鋼は熱延板でパーライトが形成されるためBH量が低めであるばかりでなく、7%予ひずみ付与+BH後のTSも上がらない。Mn量が本発明の範囲を超えたK鋼は延性が低く、加工性劣化が懸念される。さらにS量が高くはずれたL鋼についてはA系介在物が多数形成されるため、延性が低い。
【００２８】
【表３】
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【００２９】
【表４】
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【００３０】
実施例３
実施例２の本発明の範囲にしたがったC及びD鋼について、薄スラブ連鋳法による鋳造後直ちに粗圧延工程に送る製造工程と、熱延工程で粗圧延終了後に先行材と接続して圧延を実施する、いわゆる連続熱延による工程で製造した。表５に製造工程を示す。なお、仕上温度、冷却条件及び巻取温度は実施例２と同じとした。得られた材質を同表に示す。ア、イ、ウ、エ、オ及びカいずれも得られた材質は、実施例２でのものとほぼ同様の特性である。
【００３１】
【表５】
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【００３２】
【発明の効果】
本発明により、とくに自動車用構造部材への使用に適した延性が高くかつ、高い焼付硬化性を有する高強度熱延鋼板を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】C量とBH量との関係を示す図。
【図２】  CT(巻取温度)とBH量との関係を示す図。
【図３】ベイニティックフェライトの体積率とBH量との関係を示す図。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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