(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼成分としてｍａｓｓ％で、Ｃ：０．１０〜０．３７％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２．５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を含有し、１４Ｂ／１０．８Ｎ：０．５０以上を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼中析出物であるＢＮの平均粒径が０．１μｍ以上であり、かつ焼入れ後の旧オーステナイト粒径が２〜２５μｍであることを特徴とする焼入れ後の靭性に優れる熱延鋼板。
【請求項２】
鋼成分としてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの１種以上を、合計で１％以下含有することを特徴とする請求項１記載の焼入れ後の靭性に優れる熱延鋼板。
【請求項３】
鋼成分としてさらに、ｍａｓｓ％で、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下の１種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２記載の焼入れ後の靭性に優れる熱延鋼板。
【請求項４】
請求項１ないし請求項３のいずれかに記載の鋼成分を有する鋼を、巻取温度７２０℃以下で熱間圧延することにより、鋼中析出物であるＢＮの平均粒径が０．１μｍ以上であり、かつ焼入れ後の旧オーステナイト粒径が２〜２５μｍである熱延鋼板を得ることを特徴とする焼入れ後の靭性に優れる熱延鋼板の製造方法。
【請求項５】
請求項１ないし請求項３のいずれかに記載の鋼成分を有する鋼を、巻取温度７２０℃以下で熱間圧延し、酸洗した後、６４０℃以上Ａｃ1変態点以下で球状化焼鈍することにより、鋼中析出物であるＢＮの平均粒径が０．１μｍ以上であり、かつ焼入れ後の旧オーステナイト粒径が２〜２５μｍである熱延鋼板を得ることを特徴とする焼入れ後の靭性に優れる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、自動車の構造部品等に使用される薄鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
現在、ドアインパクトビームやセンターピラー等の自動車構造部品として、軽量かつ高耐久性の観点から９８０ＭＰａ以上の高強度の鋼板が使用されている。しかし、これらの部品は成形性が厳しいため、上記高強度の鋼板を使用した場合、割れや形状不良の問題が多く、また、素材コストも高い。
【０００３】
近年では、このような問題を背景に４４０ＭＰａレベルの低強度の薄鋼板を用いて成形を行い、高周波焼入れ等により高強度化が図られている。このような例として、「まてりあ、第３７巻、第６号（１９９８）」では、センターピラーリンフォースメントやフロントクロスメンバー等において、それぞれ、４４０ＭＰａ、３９０ＭＰａの鋼板を用いて高周波焼入れにより高強度化している。そして、表面が３次元形状をしている部品に対し、高周波焼入れを行うに際して焼入れコイルをロボットに支持させ、これを部品形状に沿って精密に移動させながら焼入れを行う方法を新規に開発している。
【０００４】
また、後熱処理により高強度化する技術としては、特開昭６０−２３８４２４号公報において、レーザー照射による部分強化の方法が開示されている。
【０００５】
特開平７−１２６８０７号公報では、高エネルギー密度ビーム照射により強化する技術が開示されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、「まてりあ、第３７巻、第６号（１９９８）」に記載の技術は、焼入れ条件の変動を小さくするため、莫大な設備投資が必要となっている。
【０００７】
特開昭６０−２３８４２４号公報に記載の技術は、レーザ照射部は極く僅かであり、部材の強度上昇には長時間を要する。また、設備投資も莫大となりコスト増を招く。
【０００８】
特開平７−１２６８０７号公報に記載の技術は、局所的な強化を行うだけであるため、得られる強度レベルも７１０ＭＰａ程度に過ぎない。また、靭性については言及していない。このように、焼入れ安定性に優れ、かつ焼入れ後の靭性に優れる鋼板は未だ提案されてないのが現状である。
【０００９】
よって、本発明は、焼入れ条件による変動が小さく、焼入れ後の靭性に優れる薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らが上記目的を達成するために、鋭意研究を重ねた結果、以下のことを見出した。
【００１１】
▲１▼加熱温度が１０００℃以下、特に９５０℃以下での焼入れ性に対しては、成分組成が大きく影響し、Ｃ、Ｂの添加が必須である。
【００１２】
▲２▼焼入れ後の靭性に対しては、析出物の粒径、ミクロ組織の影響が大きく、Ｂ含有鋼において、ＢＮの形態が加熱時のオーステナイト粒径を大きく変化させ、ＢＮが微細に析出している場合、加熱中にＢＮが溶解し著しくオーステナイト粒径が粗大化するためシャルピー衝撃吸収エネルギーが低下する。
【００１３】
▲３▼ミクロ組織においてオーステナイト粒径が小さい場合、冷却時にフェライトが部分的に生成してしまいフェライトとオーステナイト界面で亀裂が伸展しやすくなり靭性が低下する。
【００１４】
▲４▼さらに、高周波加熱後の冷却までの時間の変動といった焼入れ条件の変動に対しては、Ｂ／Ｎ（１４Ｂ／１０．８Ｎ）の影響が大きく、Ｂ／Ｎ（１４Ｂ／１０．８Ｎ）が小さい場合、高周波加熱後の冷却時にフェライトが生成し、オーステナイト粒径が細粒化した場合と同じく靭性が低下する。
【００１５】
本発明はかかる知見に基づきなされたもので、鋼成分としてｍａｓｓ％で、Ｃ：０．１０〜０．３７％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２．５％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０３％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％を含有し、１４Ｂ／１０．８Ｎ：０．５０以上を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼中析出物であるＢＮの平均粒径が０．１μｍ以上であり、かつ焼入れ後の旧オーステナイト粒径が２〜２５μｍであることを特徴とする焼入れ後の靭性に優れる熱延鋼板である。
【００１６】
この発明において、さらに、鋼成分としてｍａｓｓ％で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの１種以上を、合計で１％以下含有することを特徴とする焼入れ後の靭性に優れる熱延鋼板とすることもできる。さらにまた、鋼成分としてｍａｓｓ％で、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下の１種以上を含有することを特徴とする焼入れ後の靭性に優れる熱延鋼板とすることもできる。
【００１７】
上記の発明の熱延鋼板を得ることができる製造方法の発明は、上記の鋼成分を有する鋼を、巻取温度７２０℃以下で熱間圧延することを特徴とする焼入れ後の靭性に優れる熱延鋼板の製造方法である。
【００１８】
この発明においてさらに、熱延鋼板を酸洗した後、６４０℃以上Ａｃ1変態点以下で球状化焼鈍することを特徴とする焼入れ後の靭性に優れる熱延鋼板の製造方法とすることもできる。
【００２０】
まず、鋼板の鋼成分について限定理由を説明する。
【００２１】
Ｃ：  ０．１０〜０．３７％
Ｃは、焼入れ後の強度を得るための重要な元素であり、９８０ＭＰａ以上を得るには少なくとも０．１０％以上が必要である。しかし、０．３７％を超えて添加すると強度は得られるものの靭性が著しく低下する。従って、本発明においてＣの添加範囲は０．１０〜０．３７％とする。優れた靭性を得るには０．３０％以下が好ましい。
【００２２】
Ｓｉ：  １％以下
Ｓｉは焼入れ性を向上させるとともに固溶強化により強度を上昇させる元素である。しかし、１％を超えて添加すると、熱延板において偏析帯であるバンド組織が著しくなるため靭性が劣化する。従って、本発明においてはＳｉの添加範囲は１％以下とする。また、優れた靭性を得るには０．５％以下が好ましい。
【００２３】
Ｍｎ：  ２．５％以下
Ｍｎは焼入れ性を向上させるとともに固溶強化により強度を上昇させる元素である。しかし、２．５％を超える添加は、偏析帯であるマンガンバンドの生成が顕著となり靭性が劣化する。従って、本発明においてＭｎの添加範囲は２．５％以下とする。また、優れた靭性を得るには１．５％以下が好ましい。
【００２４】
Ｐ：  ０．１％以下
Ｐは焼入れ性を向上させるとともに固溶強化により強度を上昇させる元素である。しかし、Ｐは粒界に偏析し靭性を低下させる元素でもある。Ｂ添加により粒界偏析は抑制されるが、それでもＰの０．１％を超える添加は粒界脆化を招き靭性が劣化する。よって、本発明においてはＰの添加範囲は０．１％以下とする。また、優れた靭性を得るには０．０５％以下が好ましい。
【００２５】
Ｓ：  ０．０３％以下
Ｓは、硫化物を形成し靭性を低下させるため、低減しなければならない元素である。含有量が０．０３％を超える場合、靭性が著しく劣化するため、０．０３％以下に抑制しなければならない。よって、本発明においてＳの添加範囲は０．０３％以下とする。なお、優れた靭性を得るには０．０２％以下が好ましい。
【００２６】
ｓｏｌ．Ａｌ：  ０．０１〜０．１％
ｓｏｌ．Ａｌは脱酸剤として用い鋼の清浄度を向上させる元素である。０．０１％未満の添加は、清浄度が低下し介在物が増大し、靭性を低下させる。一方、０．１％を越える添加はＡｌＮの形成が顕著となり、焼入れ時のオーステナイトが微細化し冷却時にフェライトが生成してしまい靭性が劣化する。よって、本発明においてｓｏｌ．Ａｌの添加範囲は０．０１％〜０．１％とする。なお、優れた靭性を得るには０．０３％〜０．０７％が好ましい。
【００２７】
Ｎ：  ０．０００５〜０．００５０％
ＮはＢＮを形成し加熱時のオーステナイトの粒成長を抑制し靭性を向上させる重要な元素であり、少なくとも０．０００５％以上が必要である。一方、０．００５０％を越える添加はＢＮのみならずＡｌＮの形成も顕著となり、焼入れ時のオーステナイトが微細化し冷却時にフェライトが生成してしまい靭性が劣化する。よって、本発明においてＮの添加範囲は０．０００５％〜０．００５０％とする。
【００２８】
Ｂ：  ０．０００３〜０．００５０％
Ｂは焼入れ性を高めるとともに、ＢＮを形成しオーステナイトの粗大化を抑制し靭性を向上させる重要な元素である。しかし、添加量が０．０００３％未満の場合、十分な効果が得られない。一方、０．００５０％を超える添加は熱間圧延の負荷が高くなり操業性が低下するととともに、加工性が低下する。よって、本発明においてＢの添加範囲は、０．０００３％〜０．００５０％とする。なお、極めて優れた効果を得るには０．００１０％〜０．００３０％が好ましい。
【００２９】
１４Ｂ／１０．８Ｎ：  ０．５０以上
１４Ｂ／１０．８Ｎは、焼入れ条件の変動（靭性の安定性）に対して大きな影響を及ぼす比率である。そこで、焼入後の靭性に及ぼす１４Ｂ／１０．８Ｎの影響について調査した。
【００３０】
ベ−ス成分として、Ｃ＝０．１６％、Ｓｉ＝０．０１％、Ｍｎ＝０．７５％、Ｐ＝０．０１５％、Ｓ＝０．０１２％、ｓｏｌ．Ａｌ＝０．０４０％とし、Ｎ＝０．００２０％〜０．００２８％、Ｂ＝０．００３〜０．００２８％、１４Ｂ／１０．８Ｎ＝０．１９〜１．３０の化学成分を有する鋼を溶製し、次いで、加熱温度：１２００℃、熱延仕上温度：８８０℃、中間温度：７１０℃、巻取温度：６４０℃で熱延し、酸洗後、冷圧率：５０％、焼鈍温度：７００℃ｘ２ｍｉｎで１．２ｍｍｔの冷延板を製造した。次いで、得られたサンプルについて高周波焼入後の靭性を評価した。
【００３１】
高周波焼入れは、平板（幅３５ｍｍ×長さ３００ｍｍ）に対し高周波コイルを移動させながら加熱・焼入れを実施した。図１に高周波焼入れの実施態様を示す。この時の加熱温度は、９００℃の低温とし、加熱時間は、９００℃までの通電時間を４秒とした。
【００３２】
また、冷却開始時間は、通常行われる即冷却として０．５秒と、焼入れ安定性を評価するために１．５秒、３秒の３パタ−ンを実施した。
【００３３】
高周波焼入れ後の評価として、シャルピー衝撃試験を実施した。シャルピー衝撃試験は、図２に示すような試験片形状にて、試験温度：−５０℃、ｎ＝３で行った。
【００３４】
得られた結果を図３に示す。図３はシャルピー衝撃吸収エネルギーに及ぼす冷却開始時間と１４Ｂ／１０．８Ｎの影響を示す図である。図３より、１４Ｂ／１０．８Ｎが０．５０以上で、冷却開始時間が３秒においても安定して高いシャルピー衝撃吸収エネルギーが得られることがわかる。
【００３５】
また、１４Ｂ／１０．８Ｎが０．５０未満の場合、焼入れ加熱時の固溶Ｂ量が十分確保されず、加熱後の冷却開始時間の遅れるような場合、フェライトが生成し靭性低下を招く。
【００３６】
よって、生産上のバラツキを低減し安定して高い靭性を得るために、１４Ｂ／１０．８Ｎは０．５０以上とする。
【００３７】
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ：  添加する場合１種以上を合計１％以下
Ｎｉ、Ｃr、Ｍｏは焼入れ性向上の元素であり、１種以上を添加しても良い。しかし、過剰な添加はコスト増を招くため、Ｎｉ、Ｃr、Ｍｏの１種以上を合計で１％以下とする。
【００３８】
なお、本発明において、加熱時のオーステナイト粒の粗大化抑制のためにＮｂを０．１％以下、Ｖを０．１％以下、で添加しても良い。
【００３９】
また、本発明において、上記元素以外の残部はＦｅおよび不可避不純物である。
【００４０】
次に、析出物について限定理由を説明する。
【００４１】
ＢＮ平均粒径：  ０．１μｍ以上
ＢＮは、焼入れ加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する析出物である。ＢＮ平均粒径が０．１μｍ未満の場合、９００℃以上の加熱時に溶解してしまいオーステナイトの粒成長を抑制することができない。よって、本発明においてＢＮ平均粒径は、０．１μｍ以上とする。なお、上限は靭性の点から１μｍ以下が好ましい。
【００４２】
次に、ミクロ組織について限定理由を説明する。
【００４３】
焼入れ後の旧オーステナイト粒径：  ２〜２５μｍ
焼入れ後の旧オーステナイト粒径、即ち焼入れ後に測定される変態前の旧オーステナイト粒径は、靭性に大きな影響を及ぼし、旧オーステナイト粒径が２μｍ未満の場合、加熱後冷却時に一部フェライトが生成しフェライトとオーステナイト界面の応力集中に起因して靭性が低下する。一方、２５μｍを越えるような粗大粒の場合、粒界脆化が顕著となり従来のＪＳＣ９８０Ｙ（鉄連規格）より靭性が低下する。よって、本発明において焼入れ後の旧オーステナイト粒径は、２〜２５μｍとする。
【００４４】
次に製造方法の限定理由について説明する。
【００４５】
巻取温度：  ７２０℃以下
熱間圧延での巻取温度については、７２０℃を超えるとパーライトのラメラ間隔が大きくなり、焼入性が低下するとともに、焼入時にセメンタイトが溶け残り靭性が低下する。よって、本発明において、熱間圧延での巻取温度は７２０℃以下とする。
【００４６】
熱延後の球状化焼鈍温度：  ６４０℃以上Ａｃ1変態点以下
熱延鋼板を酸洗した後、セメンタイトを球状化し、優れた加工性と焼入性を得るため球状化焼鈍を行うことができる。焼鈍温度が６４０℃未満の場合、セメンタイトの球状化が不十分となり、効果が得られない。一方、焼鈍温度がＡｃ1変態点を超える場合、部分的にオーステナイト化して冷却中に粗大なパーライトを生成し、加工性が低下するとともに、焼入性も低下する。また、焼入れ時にセメンタイトが溶け残り靭性が低下する。よって、本発明において熱延後に球状化焼鈍を行う場合は、焼鈍温度を６４０℃以上Ａｃ1変態点以下とする。
【００５０】
【発明の実施の形態】
本発明において、対象とする薄鋼板は、熱延鋼板であり、素材鋼は、例えば転炉、電気炉等により溶製される。鋼片の製造は造塊−分塊圧延法、連続鋳造法、薄スラブ鋳造法、ストリップ鋳造法のいずれでも構わない。
【００５１】
熱延プロセスはスラブ加熱後圧延する方法、連続鋳造後短時間の加熱処理を施してあるいは前記加熱工程を省略して直ちに圧延する方法のいずれでもよいが、優れた表面品質を付与するためには、一次スケールのみならず熱間圧延時に生成する二次スケールについても十分に除去するのが好ましい。なお、熱間圧延中においては、バーヒーターにより加熱を行ってもよい。
【００５２】
仕上圧延終了温度は、組織の均一性からＡｒ3点以上とすることが好ましい。また、組織の均一化を目的として、仕上圧延後１秒以内に２００℃／秒以上の急速冷却を行ってもよい。巻取温度はＢＮ形成の観点から５００℃以上とするのが好ましい。５００℃未満ではＢＮが微細化し焼入れ加熱時に溶解してしまい、オーステナイトが粗大化し靭性が劣化する。一方、巻取温度の上限はスケール生成増大による酸洗性の低下から７００℃以下が好ましい。
【００５５】
本発明に係る熱延鋼板、は、適宜、表面処理（化成処理、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき）が施されて使用されてもよい。
【００５６】
【実施例】
〔実施例１〕表１に示す鋼番１から１２の化学成分組成を有する鋼を溶製し、次いで表２に示す製造条件に従って熱間圧延あるいは熱間圧延−焼鈍を行い、２．４ｍｍｔの熱延板を製造した。
【００５７】
【表１】
0003952714.tif 000002
【００５８】
【表２】
0003952714.tif 000003
【００５９】
このようにして製造した熱延板について引張試験（ＪＩＳ５号、Ｃ方向（圧延方向に垂直））、ＢＮの平均粒径測定および高周波焼入れ特性を調査した。
【００６０】
ＢＮ平均粒径は、レプリカ法によりＢＮを抽出し、透過電子顕微鏡により析出物を撮影し、サンプル数：５００個をマイクロアナライザーを用いて測定した。
【００６１】
高周波焼入れは、平板（幅３５ｍｍ×長さ３００ｍｍ）に対し高周波コイルを移動させながら加熱・焼入れを実施した。図１に高周波焼入れの実施態様を示す。この時の加熱温度は、９００℃の低温とし、加熱時間は、９００℃までの通電時間を４秒とした。
【００６２】
冷却開始時間は、通常行われる即冷却として０．５秒と、焼入れ安定性を評価するために３秒の２パタ−ンを実施した。
【００６３】
高周波焼入れ後の評価として、引張試験（ＪＩＳ５号、Ｃ方向（圧延方向に垂直））、シャルピー衝撃試験、旧オーステナイト粒径測定を実施した。シャルピー衝撃試験は、図２に示すような試験片形状にて、試験温度：−５０℃、ｎ＝３で行った。また、熱延板の板厚を１．２ｍｍｔに研削加工し、後述の冷延板と同一形状とした。なお、シャルピー衝撃試験値は、同一条件で試験を実施したＪＳＣ９８０Ｙレベルの０．４ｋｇｍ以上を合格とした。
【００６４】
旧オーステナイト粒径は、サンプルの板厚断面を研磨・腐食後、光学顕微鏡にてミクロ組織を撮影し、マイクロアナライザーを用いて平均粒径を測定した。
【００６５】
上記より得られた結果を表３に示す。
【００６６】
【表３】
0003952714.tif 000004
【００６７】
表３より、成分、１４Ｂ／１０．８Ｎ、ＢＮ平均粒径、旧オーステナイト粒径が本範囲内であるＮｏ．Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｅ、Ｇは、焼入れ後の特性として９８０ＭＰａ以上の強度を有し、焼入れ後の冷却開始時間にかかわらず安定してＪＳＣ９８０Ｙ以上（０．４ｋｇｍ以上）のシャルピー衝撃吸収エネルギーが得られ、優れた靭性が得られていることが明らかとなった。
【００６８】
特に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓが低く、ｓｏｌ．Ａｌが０．０３％〜０．０７％、Ｂが０．００１０％〜０．００３０％であるＮｏ．Ａ、Ｂ、Ｃはシャルピー衝撃吸収エネルギーが０．５ｋｇｍ以上であり、極めて優れた靭性が得られていることがわかった。
【００６９】
一方、Ｃが本発明範囲外で低いＮｏ．Ｈは強度が低く、Ｃが本発明範囲外で高いＮｏ．Ｉと、Ｓｉ、Ｐが本発明範囲外で高いＮｏ．Ｊと、Ｍｎ、Ｓが本発明範囲外で高いＮｏ．Ｋは、シャルピー衝撃吸収エネルギーが低く、靭性が劣化している。
【００７０】
ｓｏｌ．Ａｌ、Ｎが本発明範囲外で高いＮｏ．Ｌは、旧オーステナイト粒径が本発明範囲外で小さく、冷却開始時間が遅い場合、シャルピー衝撃吸収エネルギーが低く、靭性が劣化している。
【００７１】
Ｂが本発明範囲外で低く、かつＢＮ平均粒径が本発明範囲外であるＮｏ．Ｍは、旧オーステナイト粒径が本発明範囲外で粗大化し、靭性が劣化している。１４Ｂ／１０．８Ｎが本発明範囲外で小さいＮｏ．Ｎは、冷却開始時間が遅い場合、シャルピー衝撃吸収エネルギーが低く、靭性が劣化している。
【００７２】
巻取温度が本発明範囲外で高いＮｏ．Ｄは、焼入時にセメンタイトが溶け残り、シャルピー衝撃吸収エネルギーが低く靭性が劣化している。焼鈍温度が本発明範囲外で高いＮｏ．Ｆは、部分的にパーライトが生成し、シャルピー衝撃吸収エネルギーが低く靭性が劣化している。
【００８４】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明によれば、低温短時間での焼入れ性に優れ、かつシャルピー衝撃吸収エネルギーが高く、焼入れ条件による変動が小さい焼入れ後の靭性に優れる薄鋼板を得ることができる。さらに、上記薄鋼板が安定して低コストで得られるため、高強度部材として工業的に有用な効果がもたらし、例えば、自動車構造部品として最適である。
【図面の簡単な説明】
【図１】高周波焼入れの一実施態様を示す図。
【図２】シャルピー衝撃試験における試験片形状の一実施態様を示す図。
【図３】シャルピー衝撃吸収エネルギーに及ぼす冷却開始時間と１４Ｂ／１０．８Ｎの影響を示す図。
【図１】
0003952714.tif 000005
【図２】
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【図３】
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