(57)【要約】【課題】  高強度を有すると共に、良好な伸びフランジ性と伸び特性を兼ね備え、必要によって疲労特性をも優れた特性を発揮することのできる熱延鋼板を提供する。【解決手段】  Ｃ：０．０１５〜０．０８％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｔｉ：０．０８〜０．２０％を夫々含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、金属組織がグラニュラーベイニテックフェライト組織を主体とするものであり、必要によって鋼板表面を最大高さＲｙで１５μｍ以下とする。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０１５〜０．０８％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｔｉ：０．０８〜０．２０％を夫々含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、金属組織がグラニュラーベイニテックフェライト組織を主体とするものであることを特徴とする加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項２】
更に、Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）含有するものである請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
【請求項３】
更に、Ｃｕ：０．３０％以下（０％を含まない）およびＮｉ：０．３０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の高強度熱延鋼板。
【請求項４】
更に、Ｂ：０．００３０％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
【請求項５】
更に、Ｃａ：０．００３０％以下（０％を含まない）および希土類元素：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
【請求項６】
鋼板表面が最大高さＲｙで１５μｍ以下である請求項１〜５のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、加工性（伸びフランジ性や伸び）が優れるとともに、疲労特性にも優れた高強度熱延鋼板に関するものであり、特にその優れた加工性および疲労特性を活かして自動車部品、例えばメンバー類やアーム類等の足回り品やシャーシ等の部品の素材として有効に活用できるものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、燃費向上のために自動車車体の軽量化を目指す取り組みが推進されており、より高強度の鋼板の適用拡大が進められている。こうしたことから、素材として用いられる鋼板の高強度化のための技術が多数開発されている。
【０００３】
高強度鋼板における高強度化技術としては、Ｓｉ，Ｍｎ等の固溶元素を添加することによる固溶強化方法、低温変態生成物を組織に含む複合組織強化方法等がある。その具体的な例としては、フェライト組織中にマルテンサイト組織が導入された複合組織鋼板（Dual-phase steel）、ベイナイト組織が導入されたフェライト−ベイナイト鋼板が良く知られている。また、こうした組織中に残留オーステナイト相を導入することによって、伸びを高める方法も採用されている。
【０００４】
ところで、自動車用の足回り部品等として使用される鋼板には、高強度であることは勿論のこと、複雑な形状に加工できるような高い加工性、特に良好な伸びフランジ性を備えている必要がある。こうした伸びフランジ性を高めるためには、加工中のボイド発生の起点となる介在物や、強度の異なる２相（ベイナイト、マルテンサイト）を含まないようにすることが必要である。しかしながら、従来の如くフェライト−ベイナイト複合組織で高強度を達成する場合には、強度の低いポリゴナルフェライト相と共存するベイナイト相の強度を高くする必要があり、このベイナイト中に介在物が存在する場合には、これが亀裂発生の起点となる。
【０００５】
これに対して、ベイニテックフェライト組織は、ベイナイト組織が転位密度の高いラス状組織を持った下部組織を有しており、その中に含まれる介在物は、強度が同程度のフェライト−ベイナイト鋼のベイナイト相中に存在する介在物よりもボイドの起点となり難く、その結果伸びフランジ性が高くなる。しかしながら、伸び特性は引張り強さが８００ＭＰａ級の高強度鋼で高々１８％程度であり、総合的な成形性満足できるだけの十分な伸び特性を持っていないのが実情である。
【０００６】
一方、Ｓｉを含有した熱延鋼板では、Ｓｉスケールと呼ばれるスケールが鋼材の表面に生成することが知られている。このＳｉスケールは、熱間圧延後の鋼板表面に赤褐色の島状模様となって現れ、鋼板の外観品質を著しく損ねることになる。また、Ｓｉスケールは、鋼板表面に凹凸を形成しているため、酸洗後も島状模様が残存し、これが原因で疲労割れが発生し、部品としての寿命を短くすることがある。Ｓｉ添加鋼の表面に発生する凹凸は、Ｓｉの酸化物と鉄の酸化物が反応し、化合物として生成する２ＦｅＳｉＯ2が原因であると考えられる。
【０００７】
こうしたことから、この島状模様の原因であるＳｉスケールを低減、防止するために、Ｓｉ含有量を０．２５％以下に制限する方法が提案されている（例えば、特許文献１）。また、特許文献２、３には、スラブ熱延温度や圧延条件を規定することによってＳｉスケールを低減する方法が提案されている。更に、特許文献４〜６には、圧延条件やスケール除去条件を適切に規定することによって島状模様の発生を低減する技術が提案されている。
【０００８】
一方、鋼板表面の性状を均一化する方法として、スラブの加熱段階で加熱温度と加熱時間を制御することによってＳｉスケールをスラブ表面に均一に発生させ、このスケールを熱間圧延工程にてまとめて除去することによって島状模様の発生を抑制する技術も提案されている（例えば、特許文献７、８）。また、特許文献９には、ＮｉとＣｕを適量含有させることによって、熱間圧延段階でＳｉスケールを鋼板の全表面に均一に生成させる技術が、特許文献１０にはスラブの加熱段階での加熱温度と加熱時間を制御し、混在スケールを熱間圧延時のデスケーリングによって完全に剥離させることができる技術が、特許文献１１にはＳｉ，Ｎｉの量を制限することによって熱間圧延工程におけるデスケーリング性が良好な鋼板を製造する方法が提案されている。
【０００９】
しかしながら、これまで提案されている上記各種技術をもってしても、デスケーリング時にＳｉスケールが完全に剥離できるとは限らず、鋼板表面の島状模様が発生してしまうのが実情である。
【特許文献１】特開昭５−６９３７号公報、特許請求の範囲等
【特許文献２】特開昭６０−１５６８４号公報、特許請求の範囲等
【特許文献３】特開平４−２４７８２９号公報、特許請求の範囲等
【特許文献４】特公昭６０−１８６５号公報、特許請求の範囲等
【特許文献５】特開昭６３−６８２１４号公報、特許請求の範囲等
【特許文献６】特開平４−２３８６２０号公報、特許請求の範囲等
【特許文献７】特開平３−７２０３１号公報、特許請求の範囲等
【特許文献８】特開平３−７９７１８号公報、特許請求の範囲等
【特許文献９】特開平６−３４６１４５号公報、特許請求の範囲等
【特許文献１０】特開平５−２７９７３４号公報、特許請求の範囲等
【特許文献１１】特開平６−２７９９２３号公報、特許請求の範囲等
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明はこうした状況の下でなされたものであって、その目的は、高強度を有すると共に、良好な伸びフランジ性と伸び特性を兼ね備え、必要によって疲労特性をも優れた特性を発揮することのできる熱延鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記目的を達成し得た本発明の熱延鋼板とは、Ｃ：０．０１５〜０．０８％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｔｉ：０．０８〜０．２０％を夫々含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、金属組織がグラニュラーベイニテックフェライト組織を主体とするものである点に要旨を有するものである。
【００１２】
本発明の熱延鋼板においては、必要によって更に（ａ）Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｕ：０．３０％以下（０％を含まない）およびＮｉ：０．３０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｂ：０．００３０％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｃａ：０．００３０％以下（０％を含まない）および希土類元素：０．００５％以下（０％を含まない）、等を含有することができ、含有する元素の種類によって熱延鋼板の特性が更に改善される。
【００１３】
また本発明の熱延鋼板においては、鋼板表面の表面粗度を最大高さＲｙで１５μｍ以下とすることが好ましく、こうした表面性状とすることにいよって鋼板における疲労特性が優れたものとなる。
【発明の効果】
【００１４】
本発明の熱延鋼板では、化学成分組成を適切に調整すると共に、その組織をグラニュラーベイニテックフェライト組織主体とすることによって加工性（伸びフランジ性および伸び特性）の良好な熱延鋼板が実現できると共に、必要によって鋼板の表面粗度を最大高さＲｙで１５μｍ以下とすることによって、疲労特性に優れた熱延鋼板が実現できたのである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
本発明者らは、加工性に優れた熱延鋼板を実現するべく、様々な角度から検討した。その結果、ベイニテックフェライト組織に比べて転位密度の低いグラニュラーベイニテックフェライト組織（以下、「ＧＢＦ組織」と略記することがある）を主体とすれば、成形加工性が格段と向上し得ることを見出した。
【００１６】
上記ＧＢＦ組織は、光学顕微鏡や走査型顕微鏡（ＳＥＭ）の観察ではアシキュラー状（針状）を呈しており、明確な違いを判定するには、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察による下部組織の同定が必要になる。ＧＢＦ組織はラス状組織を有しておらず、ベイニテックフェライト組織と比較して転位密度がやや低い下部組織を有している。このＧＢＦ組織はその内部に炭化物を有していない点でベイナイト組織と明らかに異なり、また転位密度が殆どないか或いは極めて少ない下部組織を持つポリゴナルフェライト、或いは細かいサブグレイン等の下部組織を持った準ポリゴナフェライト組織とも異なっている（例えば、「鋼のベイナイト写真集―１」、日本鉄鋼協会  基礎研究会  平成４年６月発行）。
【００１７】
こうしたＧＢＦ組織とすることによって加工性が向上する理由については、その全てを解明し得た訳ではないが、おそらくＧＢＦ組織とすることで伸びフランジ性が向上し、転位密度を低くすることで伸びが向上したものと考えられる。尚、「ＧＢＦ組織主体」とは、ＧＢＦ組織が全体に占める割合が９０面積％以上であることを意味し、ベイナイトやベイニテックフェライト等の等の組織が１０面積％未満含んでいても良い。
【００１８】
上記のようなＧＢＦ組織を得るためには、圧延最終パス終了温度が９００℃以上で最終パス圧延率が１１％以上となるような熱間圧延を行い、圧延してから一次冷却開始までの時間を２秒以内として冷却速度５０℃／秒以上で冷却（一次冷却）を施せばよい。このときの圧延最終パス終了温度が９００℃未満であると表層に粗大粒が発生し易くなり、最終パス圧延率が１１％未満となると、結晶粒が粗大化しやすくなる。また一次冷却までの時間が２秒を超えると結晶粒径が粗大化しやすくなり、冷却速度が５０℃未満となると変位密度が小さくなり、いずれにしても本発明で目的とするＧＢＦ組織を得ることはできない。尚、析出物の量をできるだけ低減して伸びフランジ性を良好に維持するという観点からして、熱間圧延後の巻取り温度は、３５０〜５５０℃程度とすることが好ましい。
【００１９】
一方、上記のような組織を有する熱延鋼板では、その表面粗さを最大高さＲｙ（ＪＩＳ  Ｂ０６０１）で１５μｍ以下とすれば、疲労特性が格段に向上し得ることも判明した。鋼板の表面粗さを最大高さＲｙで１５μｍ以下とすることによって疲労特性が向上し得る理由については、おそらく繰り返し荷重が付与される際の応力集中の程度が低減されたためであると思われる。
【００２０】
熱延鋼板の表面粗さを上記のように調整するには、熱間圧延後に表面粗さを調整したロールを用い、圧延率０．５〜３％程度のスキンパス圧延（ＳＫＰ圧延）を施せばよいが、鋼板の表面粗さを１５μｍ以下にするという観点からしてＳＫＰ圧延時の荷重は２５０トン以上とすることが望ましい。また、過度のＳＫＰ圧延は不必要な歪を鋼板に与えるため降伏点を上昇させ、伸びを低下させるためその上限は６００トン、好ましくは５００トンとするのが望ましい。
【００２１】
本発明の熱延鋼板では、その基本的な機械的特性（降伏点ＹＰ、引張強さＴＳ、伸びＥＬ等）を具備させるためには、その化学成分組成も適切に調整する必要があるが、本発明で規定する化学成分組成の範囲限定理由は次の通りである。
【００２２】
Ｃ：０．０１５〜０．０８％
Ｃは強度向上元素として基本的な成分であり、またＧＢＦ組織の生成にも寄与するものである。こうした効果を発揮させるためには、０．０１５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、マルテンサイト組織が生成し易くなって、また伸びフランジ性が低下するので、０．０８％以下とする必要がある。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、好ましい上限は０．０５％である。
【００２３】
Ｓｉ：０．５〜２．０％
ＳｉはＧＢＦ組織の強度を高め、且つ伸びフランジ性を良好にするのに有効に作用する。こうした効果を発揮させるためには、０．５％以上含有させる必要があるが、過剰に含有させるとポリゴナルフェライトが生成しやすくなり、また表面性状に多大な影響（例えば、島状スケール模様の発生）を与えるので２．０％以下とする必要がある。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．８％であり、好ましい上限は１．５％である。
【００２４】
Ｍｎ：０．８〜２．０％
Ｍｎは固溶強化元素として有用な元素であり、また変態を促進してＧＢＦ組織の生成を促進する作用を有する。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｎ含有量は０．８％以上とする必要がある。しかしながら、過剰になると焼き入れ性が高くなり過ぎて変態生成物が多量に生成して伸びフランジ性が劣化するので、２．０％以下とすべきである。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．０％であり、好ましい上限は１．８％である。
【００２５】
Ｔｉ：０．０８〜０．２０％
Ｔｉは熱間終了後の急冷時にポリゴナルフェライトの生成を抑制し、ＧＢＦ組織の生成を促進すると共に、鋼板鋼板強度を向上するのに有効に作用する。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉ含有量は０．０８％以上とする必要がある。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると熱間加工組織が残存し易くなり、また析出物が過剰に生成して伸びフランジ性が劣化するので０．２０％以下とする必要がある。尚、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、好ましい上限は０．１８％である。
【００２６】
本発明の熱延鋼板においては、上記成分の他はＦｅおよび不可避不純物（例えば、ＰやＳ）からなるものであるが、必要によってＮｂ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｂ，Ｃａ，希土類元素等を含有させることも有効である。これらの元素を含有させるときの範囲規定理由は次の通りである。
【００２７】
Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）
Ｎｂは、熱間終了後の急冷時にポリゴナルフェライトの生成を抑制し、微細組織の生成を得るのに有効に作用する。こうした効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、過剰に含有しても効果が飽和し、コスト高となるので０．１０％以下とすることが好ましい。
【００２８】
Ｃｕ：０．３０％以下（０％を含まない）およびＮｉ：０．３０％以下（０％を含まない）
Ｃｕは固溶強化元素として作用する他、疲労特性向上にも有効に作用する。こうした効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、過剰になるとへゲ疵が発生し易くなるので、０．３０％以下とすることが好ましい。尚、Ｃｕ含有量のより好ましい下限は０．１％であり、より好ましい上限は０．２％である。
【００２９】
一方、Ｎｉは、Ｃｕを含有させたときにおける表面欠陥（へゲ疵）の発生を防止するのに有効に作用する。こうした効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、過剰になるとコスト高となるので、０．３０％以下とすることが好ましい。尚、Ｎｉ含有量のより好ましい下限は０．１％であり、より好ましい上限は０．２％である。
【００３０】
Ｂ：０．００３０％以下（０％を含まない）
Ｂは鋼板の焼入れ性を向上させるのに有効に作用する。こうした効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、過剰になると伸び特性が劣化することになるので、０．００３０％以下とすることが好ましい。尚、Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、より好ましい上限は０．００２０％である。
【００３１】
Ｃａ：０．００３０以下（０％を含まない）および希土類元素：０．００５％以下（０％を含まない）
これらの元素は、鋼板中の硫化物を球状化して伸びフランジ性を向上させるのに有効に作用する。こうした効果をその含有量が増加するにつれて大きくなるが、過剰に含有させてもその効果が飽和するので、Ｃａで０．００３０％以下、希土類元素で０．０５％以下とすることが好ましい。尚、これらの元素のより好ましい下限はＣａで０．００１０％、希土類元素で０．００２０％であり、より好ましい上限はＣａで０．００２０％、希土類元素で０．００４０％である。また、本発明で用いる希土類元素は、ＬａやＣｅ等のランタノイド系列希土類元素の他、ＳｃやＹを含むものであり、これらの１種以上を適宜選んで含有させれば良い。
【００３２】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【実施例】
【００３３】
実施例１
下記表１に示す化学成分組成の各種鋼スラブを、下記表２に示す熱延条件で熱間圧延を行い、厚さ３．２ｍｍの熱延鋼板を得た。
【００３４】
【表１】
2005314767.tif 000002
【００３５】
【表２】
2005314767.tif 000003
【００３６】
得られた各鋼板について、ＪＩＳ５号試験片を作成して機械的特性（降伏点ＹＰ、引張強さＴＳ、伸びＥＬ等）を調査すると共に、伸びフランジ性を下記の方法によって測定した穴拡げ率λで評価した。また、各鋼板のミクロ組織は、板厚ｔのｔ／４部を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて観察した。
【００３７】
［穴拡げ率λ測定法］
直径：１０ｍｍ（ｄ0）の打ち抜き穴を６０°円錐ポンチで打ち抜き側から押し広げ、割れが板厚方向に貫通した時点での穴径ｄ（ｍｍ）を測定し、次式によって穴拡げ率を測定した。
λ＝[（ｄ−ｄ0）／１０]×１００（％）
【００３８】
これらの結果を下記表３に示すが、この結果から次のように考察できる。まず、試験Ｎｏ．1〜１１は、本発明で規定する要件の全てを満足するものであり、機械的特性および穴拡げ率ともに良好であり、高強度でしかも加工性の良好な熱間圧延鋼板が実現できていることが分かる。
【００３９】
これに対して、試験Ｎｏ．１２〜２０のものでは、本発明で規定するいずれかの要件を欠いており、強度、伸び、伸びフランジ性の少なくともいずれかの特性が劣化している。
【００４０】
まず、試験Ｎｏ．１２のものでは、Ｃ含有量が本発明で規定する範囲を超えており、ミクロ組織が（フェライト＋マルテンサイト）の二相組織であり、穴拡げ率λが低い値となっている。また試験Ｎｏ．１３のものでは、Ｔｉ含有量が本発明で規定する範囲よりも少なくなっており、ミクロ組織が（フェライト＋マルテンサイト）の二相組織であり、強度が低く、伸びも低い値を示している。
【００４１】
試験Ｎｏ．１４のものでは、Ｓｉ含有量が本発明で規定する範囲よりも少なくなっており、強度が低くなっている。試験Ｎｏ．１５のものでは、Ｍｎ含有量が本発明で規定する範囲よりも少なくなっており、強度が低くなっている。
【００４２】
試験Ｎｏ．１６、１７のものでは、巻取り温度が高くなっており、析出物が非常に多くなっているために穴拡げ率λが低い値となっている。試験Ｎｏ．１８のものでは、ミクロ組織が（フェライト＋マルテンサイト）の二相組織であり、伸び、穴拡げ率λが低い値となっている。
【００４３】
試験Ｎｏ．１９、２０のものでは、ミクロ組織が（フェライト＋マルテンサイト）の二相組織となっており、また析出物も多くなっており、伸びが低い値を示している。
【００４４】
【表３】
2005314767.tif 000004
【００４５】
実施例２
前記表２に示した試験Ｎｏ．1、２、４によって得られた各鋼板について、コイルの一部にＳＫＰ圧延（ロール径：５８５ｍｍ、荷重：２００〜４００トン）を行い、ＳＫＰ圧延の有り部と無し部で、鋼板表面の粗さ（ＪＩＳ  Ｂ０６０１による最大高さＲｙ）を測定すると共に、下記の方法によって疲労試験を行った。ＳＫＰ圧延に際しては、Ｎｏ．１のコイルについてはＳＫＰ荷重を２００、２５０、３００トンと変化させて通板し、またＮｏ．４のコイルについては荷重を４００、５００、６００トンと変化させて通板し、各々のコイルとも各荷重で安定した部位から調査用サンプルを採取した。
【００４６】
［疲労試験］
疲労試験に用いた試験片の形状を図１に示す。本形状の試験片をコイルから切り出したサンプルから採取、加工して完全両振り平面曲げ疲労試験を実施した。
【００４７】
その結果を下記表４に示すが、ＳＫＰ圧延を施したものでは、ＳＫＰ圧延を施さないものに比べて表面粗さが小さくなっており、疲労特性（最大応力）がいずれも向上（５０ＭＰａ以上）していることが分かる。
【００４８】
【表４】
2005314767.tif 000005
【図面の簡単な説明】
【００４９】
【図１】疲労試験で用いた試験片の形状を示す概略説明図である。
【図１】
2005314767.tif 000006