(57)【要約】【課題】引張強度で９００ＭＰａ級の高強度を有しながら、強度―延性バランス［引張強さ（ＴＳ）×全伸び（Ｅｌ）］と強度―伸びフランジ性バランス［引張強さ（ＴＳ）×穴拡げ率（λ）］で表現される複合成形性に優れた高強度熱延鋼板を提供すること。【解決手段】Ｃ：０．０２％以上、０．１５％以下（化学成分の場合は質量％を表わす、以下同じ）、Ｓｉ：０．２％以上、２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、Ａｌ：０．０２％以上、０．１５％以下、Ｃｕ：１．０％以上、３．０％以下、Ｎｉ：０．５％以上、３．０％以下、Ｔｉ：０．０３％以上、０．５％以下を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼材からなり、縦断面の金属組織が、ベイニティック・フェライトもしくはこれとグラニュラー・ベイニティック・フェライト主体の組織である複合成形性に優れた高強度熱延鋼板を開示する。【選択図】図２
2007254857.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０２％以上、０．１５％以下（化学成分の場合は質量％を表わす、以下同じ）、
Ｓｉ：０．２％以上、２．０％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、
Ａｌ：０．０２％以上、０．１５％以下、
Ｃｕ：１．０％以上、３．０％以下
Ｎｉ：０．５％以上、３．０％以下
Ｔｉ：０．０３％以上、０．５％以下、
を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼材からなり、縦断面の金属組織が、ベイニティック・フェライトもしくはこれとグラニュラー・ベイニティック・フェライト主体の組織であることを特徴とする複合成形性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項２】
前記複合成形性は、強度―伸びフランジ性バランス［引張強さ（ＴＳ）×穴拡げ率（λ）：ＭＰａ・％］と強度―延性バランス［引張強さ（ＴＳ）×伸び（Ｅｌ）：ＭＰａ・％］が、下記式の関係を満たすものである請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
（ＴＳ×λ：ＭＰａ・％）≧146000−5.0×（ＴＳ×Ｅｌ：ＭＰａ・％）
【請求項３】
鋼材が、更に他の元素として、
Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：０．５％. 以下（０％を含まない）、
Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される１種または２種以上を含むものである請求項１または２に記載の高強度熱延鋼板。
【請求項４】
９００ＭＰａ以上の引張強度を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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、乗用車やトラックなどの自動車用をはじめ、各種産業機械など様々の用途に用いられる、優れた複合成形性、すなわち、強度―延性バランスと強度―伸びフランジ性バランスの共に優れた高強度熱延鋼板に関するものであり、この鋼板は、優れた複合成形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回り部品やシャーシ用材料、更には、複雑形状の補強部品などの材料として有効に活用できる。
【背景技術】
【０００２】
近年、燃費改善のための自動車車体重量の軽量化や、衝突時の乗員の安全確保を背景として、高強度熱延鋼板の需要が増大してきている。熱延鋼板が用いられる用途においては、加工性の観点から優れた伸びと伸びフランジ性を兼備した材料が要求されることが多く、本発明において「複合成形性」が優れているとは、一定の強度のもとで、伸びと伸びフランジ性が共に優れていることを言う。
【０００３】
高強度熱延鋼板を用いて複雑な形状の部品を成形する際には、伸びフランジ加工部では高い伸びフランジ性が要求され、また同時に張り出し成形が行われる場合には、高い伸び特性が要求される。これまで、これら伸びと伸びフランジ性をそれぞれ単独で改善するための公知文献としては、例えば下記のものが知られているが、それぞれ未解決の問題を残している。
【０００４】
まず特許文献１には、加工用の高強度熱延鋼板として、ベイニティック・フェライト組織を有する鋼板が開示されている。しかしこの鋼板は、引張強度が５００ＭＰａレベルの比較的低強度の材料に止まっている。また特許文献２には、引張強度が９００ＭＰａレベル以上のベイナイト組織を有する鋼板が開示されている。しかしこの鋼板は、高強度を有しているものの、加工性の指標である全伸びは１４％程度、伸びフランジ性の指標である穴拡げ率（λ）は４０％程度と、必ずしも満足し得るものではない。
【０００５】
特許文献３には、フェライト＋ベイナイト＋残留オーステナイトからなる複合組織構造の鋼板で、９８０ＭＰａ級以上の強度を示す鋼板が開示されている。しかしこの複合組織鋼板は、高い伸び特性は有しているものの、伸びフランジ性においてなお満足し得るものとはいえない。また特許文献４には、フェライト＋マルテンサイト組織、或は、フェライト＋ベイナイト＋マルテンサイト組織からなる９８０ＭＰａ級の高強度鋼板が開示されており、この複合組織でもそれなりに高い伸び特性は得られる。しかし、伸びフランジ特性については記載がなく、軟質なフェライト組織と硬質なマルテンサイトやベイナイト組織との混合組織であるため、高度の伸びフランジ性は期待できない。
【０００６】
また特許文献５には、強度と延性を共に高める方法として鋼中にＣｕを含有させ、Ｃｕを原子クラスター状態とすることで強度特性を改善する方法が開示されている。しかしこの方法では、析出強化を用いる手法に較べると満足のいく強度は得られない。またＣｕ原子を添加した鋼板では、９８０ＭＰａ級の高い強度は得られるものの、局部延性の指標となる穴拡げ率（λ）は高々２２％レベルに止まっている。
【０００７】
特許文献６には、金属組織をフェライト＋ベイナイト複合組織とし、これにＣｕ添加による改質を組み合せた技術が開示されている。しかしこの文献では、添加するＣｕの量が少なくて達成強度も低く、また、Ｃｕの析出強化を利用して素材強度を高める技術思想は存在しない。
【０００８】
特許文献７には、ＣｕとＴｉを複合添加することで、バーリング加工性と疲労特性を改善した熱延鋼板が開示されており、この技術では、固溶状態のＣｕが疲労特性を高める作用を活用している。しかしこの文献も、強度と加工性を同時に満足し得るものではない。
【０００９】
加工工程を簡略化し複雑形状の部品加工を可能にするには、伸びと伸びフランジ性の両特性を兼備した複合成形性に優れた鋼板が求められるところ、強度の低い軟鋼であれば、これらの両特性を高めることはそれほど困難なことではない。しかし高強度鋼板になると、伸びフランジ性（穴拡げ率：λ）と伸びの両特性を兼備させることは難しく、一方の特性が優れるものは他方の特性が劣るものとなる。これは、主として、伸び特性は素材の金属組織と強い関係を有しており、ポリゴナル・フェライトの様な軟質組織を含む場合に高い伸びを示すが、伸びフランジ特性は、組織の均一性と、析出物や介在物の大きさや分布状態などを含めて複合的な影響を受けるためと考えられる。
【特許文献１】特開平６−１７２９２４号公報
【特許文献２】特開平１１−８０８９０号公報
【特許文献３】特開２０００−２９０７４５号公報
【特許文献４】特開２００３−７３７７５号公報
【特許文献５】特開２００３−７３７７７号公報
【特許文献６】特開２００３−５５７３７号公報
【特許文献７】特開２００１−２００３３９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、前述した様な従来の鋼板では未解決の問題を解消し、引張強度で９００ＭＰａ級の高強度を有しながら、強度―延性バランス［引張強さ（ＴＳ）×全伸び（Ｅｌ）］と強度―伸びフランジ性バランス［引張強さ（ＴＳ）×穴拡げ率（λ）］で表される複合成形性に優れた高強度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】
上記課題を解決することのできた本発明の複合成形性に優れた高強度熱延鋼板とは、
Ｃ：０．０２％以上、０．１５％以下（化学成分の場合は質量％を表わす、以下同じ）、
Ｓｉ：０．２％以上、２．０％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、
Ａｌ：０．０２％以上、０．１５％以下、
Ｃｕ：１．０％以上、３．０％以下
Ｎｉ：０．５％以上、３．０％以下
Ｔｉ：０．０３％以上、０．５％以下、
を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼材からなり、縦断面の金属組織が、ベイニティック・フェライトもしくはこれとグラニュラー・ベイニティック・フェライト主体の組織からなるところに特徴を有している。
【００１２】
本発明の上記高強度熱延鋼板は、その優れた複合成形性を示す指標として、強度―伸びフランジ性バランス［引張強さ（ＴＳ）×穴拡げ率（λ）：ＭＰａ・％］と強度―延性バランス［引張強さ（ＴＳ）×伸び（Ｅｌ）：ＭＰａ・％］が、下記式の関係を満たすところに一つの特徴を有している。
（ＴＳ×λ：ＭＰａ・％）≧146000−5.0×（ＴＳ×Ｅｌ：ＭＰａ・％）
【００１３】
本発明の上記鋼材は、更に他の元素として、
Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：０．５％. 以下（０％を含まない）、
Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される１種または２種以上を含有させることによって、強度や成形性を更に高めることが可能であり、それらも本発明の技術的範囲に包含される。
【００１４】
なお、本発明でいう高強度熱延鋼板における高強度の基準は用途によっても変わってくるので特に定めないが、標準的には９００ＭＰａ以上、好ましくは９８０ＭＰａ以上の引張強度を有するものである。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度の熱延鋼板、たとえば、板厚が２ｍｍ程度で、引張強さが９００ＭＰａ級以上、伸びが１５％以上で強度―延性バランス（引張強さ×全伸び）が１４０００ＭＰａ・％以上、および穴拡げ率が７０％以上で強度―伸びフランジ性バランス（引張強さ×穴拡げ率）が７００００ＭＰａ・％以上といった強度と複合成形性に優れた熱延鋼板を提供できる。従って、成形性の観点から従来はあまり適用されなかった熱延鋼板を、自動車用や各種産業機械用など様々な部材に適用することができ、部材の低コスト化に寄与できると共に、各種部品の板厚低減および自動車などの衝突安全性を一段と高めるなど、自動車々体などの高性能化に大きく寄与できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
上記の様に本発明では、鋼材の化学成分を特定すると共に、縦断面（Ｌ断面）の金属組織を、ベイニティック・フェライトまたはこれとグラニュラー・ベイニティック・フェライト主体の組織とし、これを母相組織としてこの中にε−ＣｕとＴｉの炭窒化物を微細に複合析出させることで、高強度化の要望に応えつつ優れた複合成形性、すなわち、強度―延性バランスと強度―伸びフランジ性バランスの共に改善された熱延鋼板を提供するもので、以下、化学成分および金属組織を定めた理由を主体にして詳細に説明していく。
【００１７】
まず、鋼材の化学成分を定めた理由は次の通りである。
【００１８】
Ｃ：０．０２％以上、０．１５％以下
Ｃは、強度確保のために不可欠の元素で、ベイニティック・フェライト組織を得るためにも欠くことのできない元素であり、引張強さで９００ＭＰａ級以上を確保するには、Ｃ含量を０．０２％以上にしなければならない。しかしＣが多過ぎると、ミクロ組織中に第２相（パーライトやベイナイトなど）が生成・増加し、穴拡げ性が悪くなるので、多くとも０．１５％以下に抑えるべきである。Ｃのより好ましい含有量は０．０３％以上、０．１０％以下である。
【００１９】
Ｓｉ：０．２％以上、２．０％以下
Ｓｉは、フェライト中のＣの固溶限を広げ、ベイニティック・フェライト組織を得るために必要な元素である。即ち適量のＳｉは、フェライト組織からベイニティック・フェライト組織への体積率を高める作用を有しており、この組織は、高強度でありながら局部変形によるボイド等の発生を起こし難く、穴拡げ率（λ）や全伸び（Ｅｌ）の向上に寄与する。このベイニティック・フェライト組織は、通常のフェライト組織に比べると高い転位密度を有しているが、変形能につていては、ベイナイト組織や微細な鉄炭化物分散組織、あるいはパーライト組織と違って、フェライト組織に類似していると考えられる。そして、こうしたベイニティック・フェライト組織を得るには、Ｓｉ含量で０．２％以上を確保する必要がある。しかしＳｉ含量が多過ぎると、熱延鋼板の表面性状が劣化するばかりか、熱間変形抵抗が高くなって鋼板の製造が困難になるので、多くとも２．０％以下に抑えねばならない。Ｓｉのより好ましい含有量は０．５％以上、１．５％以下である。
【００２０】
Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下
Ｍｎは鋼の固溶強化に有効な元素であり、９００ＭＰａ級以上の引張強さを確保するには少なくとも０．５％の添加を必要とする。しかし、多過ぎると焼入れ性が高くなり過ぎて低温変態生成物が多量に生成し、穴拡げ率（λ）を劣化させるので、多くとも２．５％以下に抑えるべきである。Ｍｎのより好ましい含有量は０．７％以上、２．４％以下である。
【００２１】
Ａｌ：０．０２％以上、０．１５％以下
Ａｌは溶製時に脱酸剤として添加し、鋼の清浄度を高めるのに有用な元素であり、その効果を有効に発揮させるには０．０２％以上の添加を必要とする。しかし、多過ぎると非金属系介在物源となって表面疵などの原因になるので、０．１５％を上限とする。より好ましいＡｌ含量は０．０３％以上、０．１％以下である。
【００２２】
Ｃｕ：１．０％以上、３．０％以下
Ｃｕは、本発明において重要な元素の一つであり、固溶強化元素として作用するほか、疲労特性を向上させるうえでも重要な元素である。しかも、コイル巻取り後の冷却中にε−Ｃｕとして微細に分散析出し、強度向上に寄与する。更に、微細析出したε−Ｃｕは、強度―延性バランスと、強度―伸びフランジ性バランスの向上にも顕著な影響を及ぼす。その理由は未だ十分に解明されていないが、ε−Ｃｕの析出物を透過電子顕微鏡で観察したところ、析出粒子の大きさは数ｎｍ〜２０ｎｍ程度であり、加工硬化により転位が増殖するが、この増殖転位により破断するまでの余裕度が拡大することも一因と考えられる。
【００２３】
また穴拡げ率は、せん断加工により導入される打ち抜き穴の穴拡げ試験によって評価されるが、この際、鉄炭化物のような粗大な析出粒子によって強度を確保した材料では、初期穴を打ち抜く際にせん断面に多数のミクロクラックが発生し、加工量の小さい状態で亀裂が進展するため、穴拡げ率（λ）は低い値に止まる。ところが、ε−Ｃｕ粒子が微細均一に分散析出するとミクロクラックの発生が抑制され、これらが相まって、高強度と優れた穴拡げ率が達成されるものと考えている。
【００２４】
いずれにしても、本発明で意図する９００ＭＰａ級以上の強度を確保するには、Ｃｕを１．０％以上添加する必要がある。母材強度は、Ｃｕ添加量を高めるにつれて増大するが、添加量が多過ぎると表面欠陥を生じる原因になるので、３．０％を上限とする。Ｃｕのより好ましい添加量は１．０％以上、２．５％以下である。
【００２５】
Ｎｉ：０．５％以上、３．０％以下
Ｎｉは、上記Ｃｕの添加によって生じる熱間加工時の表面欠陥を防止するうえで有用な元素であり、Ｃｕを添加する場合は、Ｃｕ量に対して等量から１／２量を添加することが望ましい。また、Ｎｉは固溶強化元素としても有用であり、同時に焼入れ性を高める作用も有しており、ベイニティック・フェライト組織やグラニュラー・ベイニティック・フェライト組織中の転位密度を高めることで、高強度化にも寄与する。これらＮｉの作用を有効に発揮させ、上記複合組織鋼として９００ＭＰａ級以上の引張強度を確保するには、０．５％以上の添加を必要とするが、それらの効果は約３．０％で飽和するので、それ以上の添加は経済的に無駄である。Ｎｉのより好ましい添加量は０．５％以上、２．５％以下である。
【００２６】
Ｔｉ：０．０３％以上、０．５％以下
Ｔｉは、熱間圧延前のスラブ加熱によって鋼中に固溶し、この固溶Ｔｉが熱間圧延終了後の急冷時におけるポリゴナル・フェライトの核生成を抑制し、転位密度の高いグラニュラー・ベイニティック・フェライト組織やベイニティック・フェライト組織の生成を助長する。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｔｉを０．０３％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０５％以上含有させるのがよい。しかしＴｉ含量が多過ぎると、熱間加工組織がそのまま残って適正な金属組織が得られなくなるので、多くとも０．５％以下に抑えるべきである。
【００２７】
なお本発明では、追って詳述する如く金属組織をベイニティック・フェライトまたはこれとグラニュラー・ベイニティック・フェライト主体とし、これらの組織中に上述した微細なε−ＣｕとＴｉ（またはこれとＮｂ）の炭窒化物が複合して、基地と整合性よく複合析出することで、加工特性、即ち伸びと伸びフランジ性の両特性をバランスよく高めていると考えられる。
【００２８】
本発明に係る鋼材の必須構成元素は以上の通りであり、残部成分は実質的に鉄と不可避不純物である。不可避不純物としては、鉄鉱石やスクラップなどの鉄源として、あるいは製造工程で不可避的に混入してくる元素、例えばＰ（リン）やＳ（硫黄）、Ｏ（酸素）、Ｎ（窒素）などの不可避不純物量の混入を許容するという意味であり、それらが含まれることによる障害を極力抑えるには、Ｐは０．０８以下、Ｓは０．０１０％以下、Ｏは０．００３％以下、Ｎは０．００６％以下に抑えるのがよい。
【００２９】
これらのうちＰは、延性を劣化させずに固溶強化効果を発揮するほか、高強度化のために少量のＰを添加しても、ベイニティック・フェライト組織による延性（伸びや穴拡げ性）を阻害することもない。しかし、多過ぎると衝撃特性やスポット溶接性などを著しく劣化させるので、多くとも０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下に抑えるのがよい。またＳは、硫化物系介在物の生成源となって穴拡げ性に悪影響を及ぼすので、０．０１０％以下、より好ましくは０．００５％以下に抑えるべきである。
【００３０】
また本発明で用いる鋼材には、上記必須元素に加えて、所望に応じて更なる付加的特性を与えるため、下記の様な選択元素を含有させることも有効であり、必要に応じてそれらの元素を添加したものも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００３１】
Ｍｏ，Ｃｒ：各々１．０％以下
これらの元素は、固溶強化元素として有効に作用する他、変態を促進して、グラニュラー・ベイニティック・フェライト組織やベイニティック・フェライト組織の生成を促進する作用も有している。それらの作用は、Ｍｏ，Ｃｒの一方もしくは両方を少量、好ましくは各々０．０５％以上添加することで有効に発揮されるが、多過ぎると、マルテンサイトやＭ／Ａ変態生成物の如き伸びフランジ性に悪影響をおよぼす低温変態生成物が多量生成し易くなるので、それぞれ１．０％以下に抑えなければならない。
【００３２】
Ｖ：０．５％以下
Ｖは、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって鋼板の高強度化に寄与するが、多過ぎると伸びフランジ性に悪影響を及ぼすほか、低温変態生成物が多量に生成し易くなるので、０．５％以下に抑えなければならない。
【００３３】
Ｎｂ：０．５％以下
Ｎｂは、前記Ｔｉと同様に熱間圧延前のスラブ加熱によって鋼中に固溶し、熱延終了後の急冷時におけるポリゴナル・フェライトの核生成を抑え、転位密度の高いグラニュラー・ベイニティック・フェライト組織やベイニティック・フェライト組織の生成を助長する作用を有している。しかし、多過ぎると熱間加工組織がそのまま残存して適正な金属組織が得られなくなるので、多くとも０．５％以下に抑えねばならない。
【００３４】
Ｂ：０．０１％以下
Ｂは、焼入れ性を高める元素であり、グラニュラー・ベイニティック・フェライト組織やベイニティック・フェライト組織の生成を助長する上で有効な元素であるが、多過ぎると有害な非金属系介在物源となって穴拡げ性を劣化させるので、多くとも０．０１％以下に抑えるべきである。Ｂのより好ましい含有量は、０．００１％以上、０．００５％以下である。
【００３５】
Ｃａ：０．０１％以下
Ｃａは、鋼中のＳと結合して伸びフランジ性に無害な球状硫化物（ＣａＳ）として固定し、穴拡げ性に悪影響をおよぼすＭｎＳの生成を抑える作用を発揮する。しかし、その効果は０．０１％程度で飽和するので、それ以上の添加は経済的に無駄である。
【００３６】
次に、本発明に係る高強度熱延鋼板の金属組織について説明する。
【００３７】
本発明では、上記成分組成を満足した上で、縦断面（Ｌ断面）の主たる金属組織がベイニティック・フェライト組織もしくはこれとグラニュラー・ベイニティック・フェライト組織であることを必須の要件とする。
【００３８】
ここで言うグラニュラー・ベイニティック・フェライト組織やベイニティック・フェライト組織は、光学顕微鏡やＳＥＭ観察によるとアシキュラー状（針状）を呈しており、明確な違いを判定するには、透過型電子顕微鏡観察による下部組織の同定が必要となる。
【００３９】
ベイニティック・フェライト組織は、ポリゴナル・フェライト組織に較べて転位密度が高くラス状を呈している。ベイナイト組織は、転位密度の高いラス状組織をもった下部組織を有しており、ラス境界に炭化物が生成しているのに対し、ベイニティック・フェライト組織は、ラス組織を有しているものの理想的にはセメンタイトの生成がなく、ベイナイト組織とは異なる組織である。また、グラニュラー・ベイニティック・フェライト組織は、ラス状組織は有していないが転位密度の高い下部組織を有しており、これらは、組織内にセメンタイトを有していない点でベイナイト組織とは明らかに異なる。また、転位密度が極めて少ない下部組織をもったポリゴナル・フェライト、あるいは、細かいサブグレイン等の下部組織をもった準ポリゴナル・フェライト組織とも異なっている（日本鉄鋼協会  基礎研究会より平成４年６月２９日発行の「鋼のベイナイト写真集―１」参照）。
【００４０】
そして本発明の熱延鋼板は、その主たる組織が、上記グラニュラー・ベイニティック・フェライト組織とベイニティック・フェライト組織であることを必須とするもので、実質的に一方のみの組織であってもよく、或は両方が混在してもよいが、いずれにしても両者の和で全金属組織中の８５％（面積率）以上、より好ましくは９０％以上を占めるものでなければならない。換言すると１５％以下、より好ましくは１０％の範囲であれば、上記以外の組織が少量混在していても本発明の目的は十分に達成できる。
【００４１】
上記金属組織の面積率は光学顕微鏡観察によって決定した。まず、圧延方向と平行な断面を埋め込み研磨した後、ナイタール腐食し、鋼板の表面から厚さｔの１／４（即ちｔ／４）に相当する部分の組織をオリンパス社製の光学顕微鏡「型番ＰＭＧ−II」を用いて、倍率４００倍で検鏡する。この時、視野内を縦横２０本の格子で区切り、各格子点がどの相によって占められているかを決定し、試料毎に５視野を測定して、総格子点数：２０００点に対する各相の占有点数の比を求めて面積率とした。
【００４２】
図１は組織写真の一例を示す光学顕微鏡写真であり、この鋼種は、主相組織がベイニティック・フェライトで、その一部が楕円印で囲んで示す如くグラニュラー・ベイニティック・フェライト組織からなるものである。なお念のため付記すると、組織分率の測定に用いた顕微鏡と組織写真を撮影した顕微鏡は異なる。
【００４３】
即ち本発明では、Ｃ含量を少なめに抑えて、ラス状組織を有し且つ炭化物が生成していない転移密度の高いベイニティック・フェライト単層組織を鋼中に生成させるか、あるいは炭化物析出のないグラニュラー・ベイニティック・フェライトとベイニティック・フェライトの２層組織とすることで、高い伸びと高い穴拡げ率を確保できるのである。そして強度については、添加する合金元素の固溶強化と、特に添加Ｃｕのベイニティック・フェライト中へのε−Ｃｕとしての微細析出強化、更には、添加合金元素の焼入れ性向上効果とそれによるベイニティック・フェライト転位密度の向上などが相まって、高強度の実現が可能となるのである。
【００４４】
いずれにしても本発明では、上記方法によって観察される縦断面の金属組織が、ベイニティック・フェライトもしくはこれとグラニュラー・ベイニティック・フェライト主体の組織であることを必須の要件とするもので、これ以外の組織では、以下に詳述する本発明で意図するレベルの強度―伸びフランジ性バランス［引張強さ（ＴＳ）×穴拡げ率（λ）：ＭＰａ・％］と強度―延性バランス［引張強さ（ＴＳ）×伸び（Ｅｌ）：ＭＰａ・％］を満たすものは得られない。
【００４５】
［強度−加工性バランス］
本発明の高強度熱延鋼板は、前述した成分組成を満足しつつ上記断面金属組織を確保することで、高レベルの強度−加工性バランスを有するところに特徴を有しており、該バランスの相互の関係として、強度―伸びフランジ性バランス［引張強さ（ＴＳ）×穴拡げ率（λ）］と強度−延性バランス［引張強さ（ＴＳ）×全伸び（Ｅｌ）］とが、下記式（Ｉ）の関係を満たすことが確認された。
（ＴＳ×λ：ＭＰａ・％）≧146000−5.0×（ＴＳ×Ｅｌ：ＭＰａ・％）……（Ｉ）
【００４６】
熱延鋼板の穴拡げ率（λ）は、組織の均一性を反映する特性値であり、この特性を高める上では単一組織材が最も好ましい。一方で全伸び特性は、材料組織内に存在する軟質相の割合を反映する特性であり、高強度を得るには硬質相が有効であり、高強度で且つ高延性を得るには、硬質相と軟質相の混合組織が有効となる。このときの組織は、均一性という観点からすると不均一組織となり、穴拡げ率（λ）は低くなる。また、熱延鋼板の金属組織を詳細に検討すると、強度と延性、伸びフランジ性には、析出物のサイズや形態、分布状況、粒子間距離などが影響を及ぼすが、延性（全伸び：Ｅｌ）と局部延性に属する伸びフランジ性（穴拡げ率：λ）との間には反比例の関係がある。
【００４７】
この関係を、引張強度９００ＭＰａ級以上の高強度鋼板について検討したところ、前記式（Ｉ）の関係を満たすものは、高強度で且つ強度−延性バランスと強度−伸びフランジ性バランスの共に優れたものであることが確認されたのである。ちなみに図２は、後述する実施例を含めて多くの実験データから、（ＴＳ×Ｅｌ）と（ＴＳ×λ）の関係を整理して示したグラフであり、本発明で規定する前記成分組成と金属組織の要件を満たす発明鋼とそれらの規定要件を外れる比較鋼とは、前記式（Ｉ）を境にして明確に区別される。
【００４８】
次に、前記金属組織の要件を満たす熱延鋼板を得るための製造条件について説明する。
【００４９】
本発明の熱延鋼板は、前述した成分組成の要件を満たす鋼材を溶製した後、鋳造によりスラブとし、常法に従って加熱、熱間圧延、巻取りを行うことにより熱延鋼板とされるが、この間、加熱温度、熱間圧延の仕上げ温度とその後の冷却パターン、巻取り条件、コイル巻取り後の冷却条件などが金属組織を制御する上で重要となるので、以下、それらを主体にして製造条件を説明する。
【００５０】
［加熱温度］
熱間圧延前のスラブ加熱温度は１１５０℃以上とする必要がある。この温度は、オーステナイト中にＴｉＣやＮｂＣが固溶し始める温度であり、この温度以上に加熱することによって、添加されたＴｉ、あるいはこれと必要により添加されるＮｂを鋼中に固溶させるためである。そして鋼中に固溶したＴｉやＮｂと固溶Ｃは、熱間圧延終了後の急冷時におけるポリゴナル・フェライトの生成を抑制し、転位密度の高いグラニュラー・ベイニティック・フェライト組織やベイニティック・フェライト組織の生成を助長し、所望の引張強度と、伸び及び伸びフランジ特性の両立を可能にする。
【００５１】
［熱間圧延仕上げ温度］
熱間圧延に際しては、通常の熱間圧延を行えばよく格別の制約はないが、熱延仕上げ温度は、オーステナイト単相域であるＡｒ３変態点以上の温度にする必要がある。熱延終了温度がＡｒ３変態点未満では、結果的に仕上げ圧延がフェライトとオーステナイトの２相組織で終了することになるため加工フェライトが残り、十分な延性および穴拡げ性が得られなくなる。しかも、表層部に粗大粒組織が生成して伸びも低下する。また、熱間圧延中に固溶Ｔｉや固溶Ｎｂが炭窒化物として析出して所望の組織が得られず、その結果、所望の強度・伸び特性が得られなくなる。しかし、仕上げ温度が高過ぎるとポリゴナル・フェライト組織が生成し易くなるので、高くとも「Ａｒ３＋１００℃」を超えない様に注意しなければならない。
【００５２】
［熱間圧延後の冷却速度と冷却パターン］
熱延終了後の冷却は、２０℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で行う必要がある。この冷却速度よりも遅くなると、転位密度の低いポリゴナル・フェライト変態を抑えることができず、本発明で定めるグラニュラー・ベイニティック・フェライト組織とベイニティック・フェライト組織の面積率を確保するのが困難になる。
【００５３】
また冷却パターンとしては、冷却途中で短時間の空冷過程を経るステップ冷却が望ましい。その理由は、熱延仕上げ温度から巻取り温度までの温度域を一気に冷却すると、鋼中のＴｉやＮｂの炭窒化物の析出時間が不足気味となり、所望の強度が得られ難くなるからである。このときの空冷温度は、７２０℃以下、６２０℃以上の間とするのがよい。空冷温度が７２０℃を超えると、ＴｉやＮｂの炭窒化物の析出が遅いため析出量不足となり、空冷温度が６２０℃未満では、炭窒化物の析出速度が遅いため空冷時間を長く取る必要が生じ、生産性が損なわれるからである。こうした観点からより好ましい空冷温度は、６５０℃から７００℃の範囲である。
【００５４】
空冷時間は、Ｔｉ（およびＮｂ）炭窒化物の析出を確保するため０．２秒程度は必要であるが、空冷時間をいたずらに長くすることは、ラインを長くしたり通板速度を遅くするなど、設備的にも生産性の点でも不利であるので、長くとも１０秒以下に抑えるのがよい。
【００５５】
［巻取り条件］
巻取り温度は、４００〜６００℃の範囲とするのがよい。その理由は、鋼板断面組織の主体をベイニティック・フェライト単相組織、あるいはグラニュラー・ベイニティック・フェライト組織とベイニティック・フェライトの２相組織とし、その後の冷却時に固溶Ｃｕをε−Ｃｕとして微細析出させ、所望の強度を得ると共に、目標レベルの全伸びと伸びフランジ性を確保するためである。巻取り温度が４００℃未満の低温になると、ベイナイト組織が混入して伸びが低下する。しかもε−Ｃｕの析出量が不足し、所望の強度や他の特性が得られ難くなる。より優れた強度−延性バランスを得るには、４５０℃以上とするのがよい。
【００５６】
一方、巻取り温度が６００℃を超えると、転位密度の低いポリゴナル・フェライト組織となって強度が低下する。また、冷却中の空冷処理工程で微細に析出したＴｉ（Ｎｂ）炭窒化物が粗大化し、伸びフランジ性も低下する。従って、巻取り温度は４００〜６００℃の範囲、より好ましくは４５０〜５５０℃の範囲とするのがよい。
【００５７】
［コイル巻取り後の冷却条件］
巻取りコイルの冷却速度は、鋼中に不可避的に含まれるＰのフェライト粒界への偏析を防止するため、巻取り温度から３００℃までの平均冷却速度を５０℃／ｈｒ以上とするのがよい。この冷却速度が遅くなると、冷却中にフェライト粒界へのＰの偏析が起こり、衝撃試験によって求められる破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が高くなり、満足のいく穴拡げ率（λ）が得られなくなる。
【００５８】
上記冷却速度を得るための方法は特に制限されないが、送風機を用いて巻取りコイルを衝風冷却する方法、衝風にミストを加えた（衝風＋ミスト）冷却法、散水ノズルを用いた散水冷却法、更には、巻取りコイルを水槽に浸漬して冷却する浸漬冷却法などが例示される。
【００５９】
本発明は以上の様に構成されており、用いる鋼材の成分組成を特定し、特に鋼の基本元素であるＣ，Ｓｉ，Ｍｎに加えて、適量のＣｕ，Ｔｉ，Ｎｉを必須成分として添加すると共に、金属組織をベイニティック・フェライトまたはこれとグラニュラー・ベイニティック・フェライト主体の組織とすることで、９００ＭＰａレベル異常の高強度を有すると共に伸びと伸びフランジ性が共に良好で卓越した成形加工性を有する熱延鋼板を提供し得ることになった。
【実施例】
【００６０】
以下、実施例を挙げて本発明の構成および作用効果をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００６１】
実施例１
表１に示す化学組成の鋼スラブを、１２５０℃の加熱温度で３０分間保持した後、通常の熱間圧延により、仕上げ温度９１０〜９５０℃で厚さ３ｍｍの熱延板に仕上げた。その後、平均冷却速度５０℃／秒でシャワー冷却し、冷却途中にシャワー冷却を中断して温度を測定してから所定時間の空冷を行い、引き続いて上記と同じ条件でシャワー冷却した後、電気加熱炉を用いて４００〜６００℃の巻取り温度で３０分間保持した。その後、熱延材を電気炉から取り出し、冷却速度を変えて室温まで冷却することにより熱延鋼板を製造した。
【００６２】
得られた熱延鋼板について、ＪＩＳ  ５号試験片により、圧延方向に平行な方向の引張試験、穴拡げ試験および組織観察を行った。なお、試験片は、得られた熱延鋼板の両面を研削し、厚さ２．０ｍｍの試験片に機械加工してから試験に供した。また穴拡げ試験は、日本鉄鋼連盟規格によるＪＦＳＴ １００１−１９９６「穴拡げ試験方法」に準拠し、初期穴径１０ｍｍ（直径）の打ち抜き穴を頂角６０°の円錐ポンチで押し拡げ、割れが鋼板板厚を貫通した時点での穴径（ｄ）を測定し、下記式によって穴拡げ率（λ）を求めた。
穴拡げ率（λ）＝［（ｄ−ｄ０）／ｄ０］×１００（％）  （ｄ０＝１０ｍｍ）
【００６３】
結果を表２，３および図２，３に示す。なお、用いた鋼材のＡｒ３変態点は次式によって算出した。
Ar3= 910 - 203√[%C] + 44.5[%Si] - 20[%Mn] - 20[%Cu]-15.2[%Ni] +400[%Ti]
式中、［元素］は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）である。
【００６４】
【表１】
2007254857.tif 000003
【００６５】
【表２】
2007254857.tif 000004
【００６６】
【表３】
2007254857.tif 000005
【００６７】
表１〜３および図２，３より、次の様に考えることができる。
【００６８】
これらの鋼種は、いずれも仕上温度、冷却速度、巻取温度が適切で且つ本発明で推奨するステップ冷却法を採用しているため、条件Ｎｏ．１０以外は本発明で規定する金属組織の要件を満たしている。また、鋼種Ｂ〜Ｄは本発明で規定する成分組成の要件を満たす鋼材であり、鋼種ＡはＣｕとＮｉが積極添加されておらず、これらの含有量が不足する比較鋼である。
【００６９】
これらの鋼種の物理的特性を比較すると、成分組成が規定要件を満足する本発明鋼Ｂ〜Ｄは、いずれも９００ＭＰａ級以上の引張強度（ＴＳ）を有すると共に、伸び（Ｅｌ）や伸びフランジ性（λ）も良好で、（ＴＳ×Ｅｌ）および（ＴＳ×λ）の何れの値も高く、優れた複合性形成を有していることが分かる。これに対し鋼種ＡはＣｕ、Ｎｉ含量が不足する（積極添加されていない）ため、ε−Ｃｕの微細析出による析出強化や強度−伸びバランスと強度−伸びフランジ性バランスの改善効果が得られず、またＮｉ固溶強化や焼入れ性向上効果も発揮されないため、製造条件の如何を問わず引張強度は９００ＭＰａレベルに達しておらず、且つ本発明鋼に比べて（ＴＳ×Ｅｌ）および（ＴＳ×λ）の一方もしくは双方が劣悪である。
【００７０】
また図２からも明らかな様に、本発明の規定要件を満たす鋼種Ｂ〜Ｄは、（ＴＳ×Ｅｌ）と（ＴＳ×λ）の関係において前記式（Ｉ）を境にして全てが右上側にプロットされており、（ＴＳ×Ｅｌ）と（ＴＳ×λ）が共に優れたものであるのに対し、規定要件を欠く鋼種Ａは、同式（Ｉ）を境にして全てが左下側にプロットされており、（ＴＳ×Ｅｌ）と（ＴＳ×λ）を両立できていないことが分かる。
【００７１】
図２は、上記表１〜３のデータより、引張強度と巻取り温度の関係を整理して示したグラフであるが、巻取り温度の如何を問わず、本発明鋼（鋼種Ｂ〜Ｄ）は比較鋼（鋼種Ａ）に比べて格段に優れた引張強度を有していることが分かる。これらの特性も、鋼中に存在する特にε−ＣｕとＮｉの微細析出に依存するところが大きいと考えられる。
【００７２】
実施例２
下記表４に示す化学組成の鋼を溶製し鋳造して得た鋼スラブを、１２５０℃の加熱温度で３０分間保持した後、通常の熱間圧延により仕上げ温度９１０〜９５０℃で、厚さ３ｍｍの熱延鋼板に仕上げた。その後、速度３０〜１００℃／秒で冷却し、途中で冷却を中断してから、所定時間空冷したもの（ステップ冷却材）を引き続きシャワー冷却して所定温度まで冷却した後、電気加熱炉を用いて３００〜６５０℃の巻取り温度で３０分保持の巻取り処理を行った。その後、電気炉から鋼板を取り出し、その後の冷却速度を種々変更して室温まで冷却し、熱延鋼板を製造した。表５に製造条件を示す。
【００７３】
得られた熱延鋼板について、上記と同様にしてＪＩＳ  ５号による引張試験、穴拡げ試験および光学顕微鏡観察を行った。結果を表６示す。
【００７４】
【表４】
2007254857.tif 000006
【００７５】
【表５】
2007254857.tif 000007
【００７６】
【表６】
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【００７７】
表４〜６より、次の様に考えることができる。
【００７８】
鋼種１〜１０は、本発明で規定する成分組成の要件を満たす発明鋼であり、鋼種１１〜１５は、本発明で規定する成分組成の要件のいずれかを欠く比較鋼である。また表５，６において、条件Ｎｏ．２３，２４，２７，３３，４４，４７は、鋼種は本発明の規定要件を満たしているものの、製造条件のいずれかが不適切であるため、金属組織が本発明の規定要件を満たしていない比較材である。
【００７９】
これらの表からも明らかな様に、成分組成が規定要件を外れる鋼種１１〜１５を用いたもの（即ち、条件Ｎｏ．５１〜５６）では、製造条件が不適切で金属組織が規定要件を満たしていない条件Ｎｏ．５１は勿論のこと、製造条件が適切で金属組織が規定要件を満足するものであっても、引張強度が９００ＭＰａレベルに達していないか、あるいは（ＴＳ×Ｅｌ）と（ＴＳ×λ）の一方もしくは双方が目標レベルに達していない。
【００８０】
また、鋼材の化学成分が規定要件を満たしている鋼種１〜１０であっても、製造条件が不適切で金属組織が規定要件を満たしていない条件Ｎｏ．２３，２４，２７，３３，４４，４７では、製造条件が適切で金属組織が規定要件を満たしているその他の条件Ｎｏ．のものに比べて、引張強度、（ＴＳ×Ｅｌ）、（ＴＳ×λ）の１以上が明らかに劣っている。
【図面の簡単な説明】
【００８１】
【図１】図１は、本発明にかかる高強度熱延鋼板の金属組織の一例を示す光学顕微鏡写真である。
【図２】実験で得た鋼種の引張強度（ＴＳ）×伸び（Ｅｌ）バランスと引張強度（ＴＳ）×伸びフランジ性（λ）バランスの関係を示すグラフである。
【図３】実験で用いた鋼板の巻取り温度と引張強度の関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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