(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、C:0.01〜0.30％、Si:0.01 〜2.0 ％、Mn:0.5〜3.0％、P ≦0.03％、S ≦0.009 ％、N ≦0.010 ％、Al:0.002〜0.70％、Ti:0.03 〜0.40％を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼を、最高加熱温度を1200℃以上とし、且つ1100℃以上の保持時間を300分以下として加熱した後熱間圧延して、粒子径が2.0 μｍ以上のTi系窒化物を１平方mm当り160 個以下とした、フェライトが８０％以上のフェライト・ベイナイト組織からなることを特徴とするプレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項２】
Nbを0.01〜0.10％含有する請求項１に記載のプレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項３】
Ca:O.OOO5 〜0.0100％及びREM:O.OOO5〜0.0100％の何れか一方、又は双方を含有する請求項１又は２に記載のプレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項４】
Mo: 0.01〜0.5 ％、V:0.01〜0.2 ％、Zr: 0.01〜0.2 ％、Cr:0.01〜2.0 ％、Cu:0.2〜2.0 ％、Ni:0.1〜1.5 ％のうちの一種又は２種以上を含有する請求項１〜３の何れかに記載のプレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項５】
強度が780N/mm２以上である請求項１〜４の何れかに記載のプレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項６】
請求項１〜５の何れかに記載のプレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法であって、前記組成の鋼を、最高加熱温度を1200℃以上とし、且つ1100℃以上の保持時間を300分以下として加熱した後、熱間圧延して、鋼組織をフェライトが８０％以上のフェライト・ベイナイト組織とすることを特徴とするプレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項７】
熱延仕上げ温度をAr３変態点〜950 ℃として熱間圧延し、引き続き20℃/sec以上の冷却速度で650 〜800 ℃まで冷却したうえ、2 〜15秒空冷し、さらに、20℃/sec以上の冷却速度で350 〜600 ℃に冷却して巻き取って、鋼組織をフェライトが８０％以上のフェライト・ベイナイト組織とする請求項６に記載のプレス成形性と打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、主としてプレス加工される自動車足廻り部品等を対象とし、1.0 〜6.0mm 程度の板厚で、良好な穴拡げ性を有し、打抜き加工において亀裂が発生することのないプレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延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】
自動車などに使用される高強度熱延鋼板にはプレス成形性に優れていることが要求されるが、これらの特性を向上させる手段として、例えば鋼組織を、フェライト・マルテンサイト組織、ベイナイト主体組織、フェライト主体組織、フェライト・ベイナイト組織とする方法や、鋼中のS を低減し、Ca、REM により硫化物の形態を制御する方法などがある。
【０００３】
更に特許第３２３３７４３号公報には、Cに対するTiの量を規定して穴拡げ性を改善する方法が開示されている。このようにTi添加によりプレス成形性を改善することはできるが、Ti添加の高強度熱延鋼板をブランク形状に切断（打抜き加工）を行う際、端面の荒れが発生しやすく、この荒れが板厚に対して垂直方向の割れへと進展することも多い。従って、今日の自動車におけるような更なる部品の軽量化、形状の複雑化に十分対応できるだけの特性を備えていなかった。このため従来の高強度熱延鋼板は、足廻り部品等のように高いプレス成形性と打抜き加工性とが要求される用途に対して十分満足できるものではなかった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記した従来の問題点を解決するためになされたものであって、高強度化に伴うプレス成形性及び打抜き加工性の劣化を防ぎ、プレス成形性と打抜き加工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ためになされたものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
上記の課題を解決するためになされた本発明のプレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板は、質量％で、C:0.01〜0.30％、Si:0.01 〜2.0 ％、Mn:0.5〜3.0％、P ≦0.03％、S ≦0.009 ％、N ≦0.010 ％、Al:0.002〜0.70％、Ti:0.03 〜0.40％を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼を、最高加熱温度を1200℃以上とし、且つ1100℃以上の保持時間を300分以下として加熱した後熱間圧延して、粒子径が2.0 μｍ以上のTi系窒化物を１平方mm当り160 個以下とした、フェライトが８０％以上のフェライト・ベイナイト組織からなることを特徴とするものである。プレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板。
【０００６】
なお、上記した高強度熱延鋼板は、Nbを0.01〜0.10％含有することができ、また、 Ca:O.OOO5 〜0.0100％及びREM:O.OOO5〜0.0100％の何れか一方、又は双方を含有することができ、また、 Mo: 0.01〜0.5 ％、V:0.01〜0.2 ％、Zr: 0.01〜0.2 ％、Cr:0.01〜2.0 ％、Cu:0.2〜2.0 ％、Ni:0.1〜1.5 ％のうちの一種又は２種以上を含有することができる。また、高強度熱延鋼板は、強度が780N/mm２以上であるものとするのが望ましい。
【０００７】
また、本発明のプレス成形性と打ち抜き性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法は、上記したようなプレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法であって、前記組成の鋼を、最高加熱温度を1200℃以上とし、且つ1100℃以上の保持時間を300分以下として加熱した後、熱間圧延して、鋼組織をフェライトが８０％以上のフェライト・ベイナイト組織とすることを特徴とするものであり、この製造方法において、 熱延仕上げ温度をAr３変態点〜950 ℃として熱間圧延し、引き続き20℃/sec以上の冷却速度で650 〜800 ℃まで冷却したうえ、2 〜15秒空冷し、さらに、20℃/sec以上の冷却速度で350 〜600 ℃に冷却して巻き取って、鋼組織をフェライトが８０％以上のフェライト・ベイナイト組織とするのが望ましい。
【０００８】
【発明の実施の形態】
本発明者らは上記課題を解決するために鋭意研究した結果、Ti系窒化物のうち、粒子径が2μｍを超えるような大きなものが大量に形成されるのを防ぐことにより、プレス成形性を良好に保持して打抜き加工性を改善できることを知見し、上記課題を解決したものである。なお、本明細書においてTi系窒化物とはTiN と、TiN を含むTi複合化合物とを総称するものであって、Ti複合化合物としてTi(CN)が例示される。
【０００９】
本発明において高強度熱延鋼板中のC は 0.01 〜0.30％とする。 Cは炭化物を析出して強度を確保するに必要な元素であって0.01％未満では所望の強度を確保することが困難になる。一方、0.30％を超えると延性の低下が大きくなって打抜き加工性が劣ることになるからである。
【００１０】
Siは脱酸剤として有益な元素であり、また、有害な炭化物の生成を抑え組織をフェライト主体で残部ベイナイトの複合組織とするに重要であって、さらにSiの添加により強度を高めてプレス成形性、延性を良好なものとすることができる。このような作用を得るためには0.01％以上の添加が必要である。しかし、添加量が増加すると化成処理性が低下するほか点溶接性も劣化するため2.0 ％を上限とする。なお、Siの範囲を0.9 〜1.2 ％とするのがプレス成形性と延性を効果的に兼ね備えたものとすることができて望ましい。
【００１１】
Mnは強度の確保に必要な元素であり、このためには0.5 ％以上の添加を必要とする。しかし、3.0 ％を超えて多量に添加するとミクロ偏析、マクロ偏析が起こりやすくなり、プレス成形性を劣化させる。なお、Mnを1.0 〜1.5 ％添加するのが高い強度を確保してプレス成形性を良好なものとすることができるので望ましい。
【００１２】
P はフェライトに固溶してその延性を低下させるので、その含有量は0.03％以下とする。また、SはMnSを形成して破壊の起点として作用し著しくプレス成形性、打抜き加工性を低下させるので0.009%以下とする。また、N はTiと窒化物を形成してTiNの生成量を増加し、打抜き加工性を劣化させるほか、C と結合できるTiの量を減少させ，強度の確保が困難となるので、0.010 ％以下とする。
【００１３】
Alは脱酸剤として有効であり、またSiと同様に組織をフェライト主体で残部ベイナイトの複合組織とするに有効な元素であるが、脱酸剤として用いる場合には0.002 ％以上の添加を必要とする。一方、0.70％を超えると鋼の清浄性が低下することになる。従って、Alの範囲は0.002 〜0.70％とする。
【００１４】
Tiは結晶粒を微細化するとともに微細なTiC を析出させて強度を確保し、且つプレス成形性を向上させるので、本発明において重要な元素である。Tiが0.03％未満の場合には上記したような効果を得ることが困難であり、一方、Tiが0.40％を超えるとTi系炭化物が多量発生しすぎて延性が低下するほか、TiN生成量が増大し打抜き加工性が劣化する。従って、Tiの範囲は0.03〜0.40％とする。
【００１５】
NbはTiと同様に結晶粒を微細化するとともに、NbC などの微細な炭化物を析出させて強度を確保するに有益な元素である。このためにはNbを 0.01 〜0.10％添加するのが望ましい。Nbが0.01％未満では強度を十分高めることができず、Nbが0.10％を超えると析出物が多量生成しすぎて延性が低下し打抜き加工性が劣化するからである。
【００１６】
また、Ca、REM(希土類元素) は硫化物系介在物の形態を制御しプレス成形性の向上に有効な元素である。この形態制御効果を有効ならしめるためにはCa、REMの何れか一方、又は双方を0.0005％以上添加するのが望ましい。一方、多量の添加は硫化物系介在物の粗大化を招き、清浄度を悪化させて打抜き加工性を低下させるので、上限を0.0100％とするのが望ましい。
【００１７】
本発明においては、合金元素として、Mo: 0.01〜0.5 ％、V:0.01〜0.2 ％、Zr: 0.01〜0.2 ％、Cr: 0.01〜2.0 ％、Cu:0.2〜2.0 ％、Ni:0.1〜1.5 ％のうちの一種又は２種以上を鋼に添加することができる。ここで、Moは鋼の焼入れ性を高めて熱延鋼板を高強度化するのに有効な元素であって、この効果を発揮するためには 0.01 ％以上の添加を必要とする。しかし、0.5 ％を超えて添加しても効果は飽和するうえ、Moは高価な元素であるので製造コストが高騰する。従って、Moの量は0.01〜0.5 ％とするのが望ましい。
【００１８】
Crも焼入れ性向上元素であって、この効果を発揮するためには0.01％以上の添加を必要とする。しかし、2.0 ％越えて添加しても効果は飽和するのみならずコスト高を招くので、Cr量は0.01〜2.0 ％とするのが望ましい。
【００１９】
また、Niも焼入れ性向上元素であって、この効果を発揮するためには0.1 ％以上の添加を必要とする。しかし、1.5 ％超添加しても効果は飽和するのみならずコスト高を招くので、Niの範囲は0.1 〜1.5 ％とするのが望ましい。
【００２０】
CuもNiと同様に鋼の焼入れ性を高めて熱延鋼板を高強度化するのに有効であるが、この効果を発揮するためには0.2 ％以上の添加を必要とする。しかし、2.0％を越えて添加しても効果は飽和するのみならず、熱間延性を低下させて表面疵の発生が顕著になる。従って、Cuの範囲は0.2 〜2.0 ％とするのが望ましい。
【００２１】
V はNbと同じく微細な炭化物を析出して熱延鋼板の強度を高めるに有効であって、この効果を発揮するためには0.01％以上の添加を必要とする。しかし、0.2％を越えて添加しても効果は飽和するので、V の範囲は0.01〜0.2 ％とするのが望ましい。
【００２２】
また、ZrはTiと同じく微細な炭化物を析出して熱延鋼板の強度を高めるに有効であって、この効果を発揮するためには0.01％以上の添加を必要とする。しかし、0.2 ％を越えて添加しても効果は飽和するので、Zrの範囲は0.01〜0.2％とするのが望ましい。
【００２３】
以上に述べたような化学成分組成を有する鋼を転炉などにより調製したうえ、連続鋳造などによりスラブとし、このスラブを加熱して熱間圧延することにより高強度熱延鋼板を製造することができるが、高強度熱延鋼板を優れたプレス成形性と打抜き加工性とを兼ね備えたものとするには、硬くて大きいTi系窒化物の数を少なく抑える必要がある。即ち、粒子径（円相当粒子径）が2.0 μｍ以上のTi系窒化物の数が１平方mm当り160 個を超えるとTi系窒化物を起点として割れが発生し易くなる。従って、粒子径が2.0 μｍ以上のTi系窒化物の数が１平方mm当り160 個以下となるように熱間圧延することが必要である。
【００２４】
また、高強度熱延鋼板における鋼組織はフェライトが80％以上のフェライト・ベイナイト組織とするのが望ましい。鋼組織をフェライトが80％以上のフェライト・ベイナイト組織とすることにより良好な穴拡げ性と延性を有する高強度熱延鋼板を得ることができる。ベイナイトの量を20％以下とするのは、ベイナイトの量がこれより多くなると延性の低下が大きくなるからである。
【００２５】
以上のような高強度熱延鋼板を熱間圧延により製造するに際して、鋼の最高加熱温度を1200℃以上とし、且つ、1100℃以上の加熱時間を300 分以下とする必要がある。鋼の最高加熱温度が1200℃未満の場合には、連続鋳造において製造されたスラブが冷却される際に析出した粗大なTiC を鋼中に溶かし込むことができず、鋼の強化やプレス成形性向上に有効な微細なTiC を析出させることができない。また、1100℃以上の加熱時間が300分を超えて長くなると、小さいTi系窒化物が合体するなどして成長し、その大きさを大きくして、粒子径が2 μｍをこえる大きなTi系窒化物が１平方mm当り160 個を超えてしまうことになるからである。
【００２６】
熱間圧延において、仕上げ圧延終了温度をAr３変態点未満とした時には、フェライトの過剰な生成を抑えることができずプレス成形性が劣化することになる。しかし、仕上げ圧延終了温度が950 ℃を超えて高くなると組織の粗大化による強度及び延性の低下を招くことになるので、仕上げ圧延終了温度はAr３変態点〜 950℃とするのが望ましい。
【００２７】
また、圧延終了直後に鋼板を急速冷却することは高いプレス成形性を得るために好ましいことであって、その冷却速度は20℃/sec以上とするのが望ましい。20℃/sec未満ではプレス成形性に有害な炭化物形成と抑制するのが困難になるからである。
【００２８】
鋼板の急速冷却を一旦停止して空冷を施すことはフェライトを析出してその占有率を増加させ、延性を向上させるために望ましいことである。しかしながら、空冷開始温度が 650℃未満ではプレス成形性に有害なパーライトが早期より発生する。一方、空冷開始温度が 800℃を超える場合にはフェライトの生成が遅く空冷の効果が得にくいばかりでなく、その後の冷却中におけるパーライトの生成が起こりやすい。従って、空冷開始温度は 650〜800 ℃とするのが望ましい。また、空冷時間が2 秒未満ではフェライトを十分析出させることはできず、一方、空冷時間が15秒を超えるとフェライトの増加は飽和するばかりでなく、その後の冷却速度、巻取温度の制御に負荷がかかることとなる。従って、空冷時間は2 〜15秒とするのが望ましい。
【００２９】
空冷後は再度鋼板を急速に冷却するが、その冷却速度はやはり20℃/sec以上が望ましい。20℃/sec未満では有害なパーライトが生成し易くなるからである。そして、この急冷の停止温度、即ち巻取温度は350 〜600 ℃とするのが望ましい。巻取温度が350 ℃未満では穴拡げ性に有害な硬質のマルテンサイトが発生するためであり、一方、600 ℃を超えるとプレス成形に有害なパーライト、セメンタイトが生成し易くなるからである。
【００３０】
以上のような化学成分と圧延条件の組み合わせにより、強度が780N/mm２以上であってプレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板を製造することができる。なお、本発明の高強度熱延鋼板の表面に表面処理（例えば亜鉛メッキ等）が施されていても本発明の効果を有し、本発明の技術的範囲に属するものである。
【００３１】
【実施例】
表１に示す化学成分組成を有する鋼を転炉溶製して、連続鋳造によりスラブとし、同じく表２、表３に示す加熱条件にてスラブを加熱して熱間圧延し板厚2.6〜3.2mm の高強度熱延鋼板を製造した。なお、熱延仕上げ温度を895 〜930 ℃として熱間圧延し、引き続き52〜85℃/secの冷却速度で675 〜750 ℃まで冷却したうえ、3 〜10秒空冷し、さらに、52〜85℃/secの冷却速度で400 〜550 ℃に冷却して巻き取って、高強度熱延鋼板を製造した。
【００３２】
【表１】
0004205892.tif 000002
【００３３】
【表２】
0004205892.tif 000003
【００３４】
【表３】
0004205892.tif 000004
【００３５】
このようにして得られた熱延鋼板について、組織観察、ＪＩＳ５号試験片による圧延まま材の引張試験、プレス成形性を評価するための穴拡げ試験、及び打抜き試験を行なった。鋼組織はナイタールで腐食後、光学顕微鏡にて観察した。また、Ti系窒化物の測定に当たっては、鋼の組織観察を行う要領でアルミナ研磨まで実施し、ナイタール等の腐食を行うことなく、そのまま光学顕微鏡×１５００の倍率にて合計視野範囲が1mm2となるまでTi系窒化物の測定を行い、画像解析にて円相当径を求めた。穴拡げ試験は初期穴径（ｄ０:10mm) の打抜き穴を60°円錐ポンチにて押し拡げ、クラックが板厚を貫通した時点での穴径（d)から穴拡げ値（λ値）＝(d-d０)/d０×100 を求めて評価した。打抜き試験においては、12mmφのポンチを用いて、クリアランス20％の条件で各３個の打抜きを行い（全長113mm)、破断面において板厚方向と垂直に発生する割れの長さを測定した。このうち2mm を超える割れの長さを合計した時、全円周に対して40％を超えるものを×、これ以下のものを○と判定した。これらの結果を表２、表３に併せて示す。
【００３６】
表１に示す鋼のうち、鋼ａはMnが本発明の範囲より高く、鋼ｂはC が本発明の範囲より高く、鋼ｃはS が本発明の範囲より高く、鋼ｄはTiが本発明の範囲より高いものであって、これら以外の鋼は全て本発明の範囲内の化学成分組成を有するものである。
【００３７】
表２、表３に示した試験結果において、試験Ｎｏ．３、７、８、１６、２２、２５、３２、３７、４０のものは、何れも1100℃以上の保持時間が300分を超えて長かったために、2 μｍを超える大きさのTi系窒化物の数が160 個/mm２を超えて多く存在したので、打抜き加工性に劣るものであった。また、鋼ａ、ｂ、ｃ、ｄを圧延した試験Ｎｏ．４７、４８、４９、５０のものは、上記したように化学成分が本発明の範囲を外れているために、伸び、穴拡げ値の何れか、又は双方が劣るものとなってしまった。上記したものの他の試験Ｎｏ．１〜２、４〜６、９〜１５、１７〜２１、２３〜２４、２６  〜３１、３３〜３６、３８〜３９、４１〜４６のものは、化学成分、鋼の加熱条件の何れもが本発明の範囲内であって、鋼は80％以上のフェライトとベイナイトとからなるフェライト・ベイナイト組織であって、十分高い強度と伸びを有し、高い穴拡げ値と良好な打抜き加工性を有するものであった。
【００３８】
【発明の効果】
以上に詳述したように、本発明の高強度熱延鋼板は、C:0.01〜0.30％、Si:0.01 〜2.0 ％、Mn:0.5〜3.0 ％、P ≦0.03％、S ≦0.009 ％、N ≦0.010 ％、Al:0.002〜0.70％、Ti:0.03 〜0.40％を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなり、粒子径が2.0 μｍ以上のTi系窒化物を１平方mm当り160 個以下としたことにより、Ti系窒化物を起点とする割れの発生を抑止することができるので優れたプレス成形性と打抜き加工性を兼ね備えている。また、上記した熱延鋼板にNbを0.01〜0.10％含有させてもプレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板を得ることができる。また、上記したような高強度熱延鋼板が、Ca:O.OOO5 〜0.0100％及びREM:O.OOO5〜0.0100％の何れか一方、又は双方を含有することによって硫化物の形態を制御してプレス成形性と打抜き加工性とをさらに向上させることができる。また、高強度熱延鋼板が、Mo: 0.01〜0.5 ％、V:0.01〜0.2 ％、Zr: 0.01〜0.2 ％、Cr: 0.01〜2.0 ％、Cu:0.2〜2.0 ％、Ni:0.1〜1.5 ％のうちの一種又は２種以上を含有することによっても、鋼組織及び炭化物の析出量を最適にしてプレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板を得ることができる。また、鋼組織を、フェライトを主体とするフェライト・ベイナイト組織とすることにより、強度が780N/mm２以上であるプレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板を得ることができる。従って、本発明の高強度熱延鋼板は、車体の軽量化、部品の一体成形化、加工工程の合理化が可能であって、燃費の向上、製造コストの低減を図ることができる。また、本発明の高強度熱延鋼板の製造方法は、上記したような高強度熱延鋼板を製造するに際し、前記組成の鋼を、最高加熱温度を1200℃以上とし、且つ1100℃以上の保持時間を300分以下として加熱した後、熱間圧延することによってTi系窒化物の粗大化を抑止することができてプレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板を製造することができ、この方法において熱延仕上げ温度をAr３変態点〜950 ℃として熱間圧延し、引き続き20℃/sec以上の冷却速度で650 〜800 ℃まで冷却したうえ、2 〜15秒空冷し、さらに、20℃/sec以上の冷却速度で350 〜600 ℃に冷却して巻き取ることによって、過剰な炭化物の析出を抑えた最適な鋼組織とすることができる。従って、本発明の高強度熱延鋼板の製造方法は、プレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板を経済的に提供することができるものとして工業的価値大なものである。