(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、C:0.04〜0.15%、Si:0.3〜1.5%、Mn:0.5〜2.0%、P:0.06%以下、S:0.005%以下、Al:0.10%以下、Ti:0.07〜0.20%を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片を、1150〜1300℃の加熱温度で加熱し、800〜1000℃の仕上温度で熱間圧延後、30℃/秒以上の冷却速度で600〜750℃の冷却停止温度まで一次冷却し、0.2〜10秒間冷却を停止後、55℃/秒以上の冷却速度で二次冷却するに際し、少なくとも500℃以下の温度域を120℃/秒以上の冷却速度で核沸騰冷却となる条件で冷却し、350〜500℃の巻取温度で巻取ることを特徴とする780MPa以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項２】
一次冷却後、1〜10秒間冷却を停止することを特徴とする請求項1に記載の780MPa以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項３】
少なくとも500℃以下の温度域を250℃/秒以上の冷却速度で核沸騰冷却となる条件で冷却することを特徴とする請求項1または2に記載の780MPa以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記鋼片が、さらに、質量%で、Cr:0.1〜0.8%、Nb:0.005〜0.1%、V:0.005〜0.2%、W:0.005〜0.2%、Mo:0.01〜0.3%のうちから選ばれた1種または2種以上を含む成分組成を有することを特徴とする請求項1から3のいずれか1項に記載の780MPa以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車の足回り部品などに適した板厚8mm以下の高強度熱延鋼板、特に、加工後の伸びフランジ性に優れ、かつ鋼板内材質変動の小さい780MPa以上の引張強度TSを有する高強度熱延鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、環境問題に対する関心が高まるなか、自動車用鋼板には、軽量化による燃費向上を目的に一層の高強度-薄肉化が要求されている。特に、自動車の足回り部品などには、現状多用されている440MPa程度のTSを有する高強度熱延鋼板に代わって、590MPa以上さらには780MPa以上のTSを有する高強度熱延鋼板の使用が増大する傾向にある。
【０００３】
自動車の足回り部品を製造するには、厳しい伸びフランジ加工がともなう場合が多いので、こうした高強度熱延鋼板には、優れた伸びフランジ性、特に、近年のプレス技術の進歩により、伸びフランジ加工はドロー(絞りおよび張り出し)→トリム(穴抜き)→リストライク(穴広げ)のような工程で行われる場合が増加しているため、優れた加工後の伸びフランジ性が必要である。
【０００４】
従来より、780MPa以上のTSを有し、かつ伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板がいくつか提案されている。例えば、特許文献1には、質量%で、C:0.06〜0.12%、Si:0.5〜1.6%、Mn:1.5〜2.2%、S:0.0050%以下、Ti:0.03〜0.08%を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、体積率3%以上の残留オーステナイトおよび微細ベイナイトからなる組織を有する伸びフランジ性および延性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法が開示されている。特許文献2には、質量%で、C:0.06〜0.15%、Si:1.2%以下、Mn:0.5〜1.6%、P:0.04%以下、S:0.005%以下、Al:0.05%以下、Ti:0.03〜0.20%を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、体積率50〜90%がフェライトで、かつ残部が実質的にベイナイトであって、フェライトとベイナイトの体積率の合計が95%以上であり、フェライト中にはTiを含む析出物が析出し、該析出物の平均直径が20nm以下である組織を有し、かつ、鋼中のTi量の80%以上が析出している伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法が開示されている。特許文献3には、質量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.5〜2.5%、Mn:0.5〜2.5%、P:0.02%以下、S:0.01%以下、Al:0.005〜0.1%、Ti:0.3%以下を含み、1.6%≦Si+Mn≦5.0%を満たし、不純物としてB:0.0005%以下に制限し、残部Feおよび不可避的不純物であり、ポリゴナルフェライト占有率VPF(%)とポリゴナルフェライト粒径dPF(μm)の比VPF/dPFが20以上、残留オーステナイトの占有率が5%以上で、残部がベイナイトからなり、強度-延性バランスが20000MPa・%以上で、かつその鋼板内変動が3000MPa・%未満である材質変動の小さい加工性に優れた熱延高強度鋼板およびその製造方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平7-18383号公報
【特許文献２】特開2007-9322号公報
【特許文献３】特開2000-355735号公報
【特許文献４】特開2000-42621号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献1に記載の鋼板では、加工を受けるとマルテンサイトに変態する残留オーステナイトを3%以上有する組織であるため、優れた加工後の伸びフランジ性が得られない。特許文献2や3に記載の鋼板では、必ずしも鋼板内材質変動を小さく抑制できず、硬質部では加工後の伸びフランジ性が大きく劣化するという問題がある。
【０００７】
本発明は、このような問題を解決するためになされたもので、加工後の伸びフランジ性に優れ、かつ鋼板内材質変動を安定して小さくできる780MPa以上のTSを有する高強度熱延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、加工後の伸びフランジ性に優れ、かつ鋼板内材質変動を安定して小さくできる板厚1〜8mm程度で780MPa以上のTSを有する高強度熱延鋼板の製造方法について検討を重ねた結果、以下のことを見出した。
【０００９】
i) 780MPa以上のTSで優れた加工後の伸びフランジ性を得るには、熱間圧延後の冷却条件を制御することにより、フェライトのマトリックス中にベイナイトを適量分散させることが効果的である。
【００１０】
ii) 鋼板内材質変動を安定して小さくするには、鋼板の水冷時に膜沸騰冷却と核沸騰冷却が共存する遷移沸騰冷却となる500℃以下の温度域を120℃/秒以上の冷却速度で核沸騰冷却となる条件で水冷することが効果的である。
【００１１】
本発明は、このような知見に基づいて完成されたもので、質量%で、C:0.04〜0.15%、Si:0.3〜1.5%、Mn:0.5〜2.0%、P:0.06%以下、S:0.005%以下、Al:0.10%以下、Ti:0.07〜0.20%を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片を、1150〜1300℃の加熱温度で加熱し、800〜1000℃の仕上温度で熱間圧延後、30℃/秒以上の冷却速度で600〜750℃の冷却停止温度まで一次冷却し、0.2〜10秒間冷却を停止後、55℃/秒以上の冷却速度で二次冷却するに際し、少なくとも500℃以下の温度域を120℃/秒以上の冷却速度で核沸騰冷却となる条件で冷却し、350〜500℃の巻取温度で巻取ることを特徴とする780MPa以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板の製造方法を提供する。
【００１２】
本発明の製造方法では、一次冷却後の冷却停止時間を1〜10秒間にしたり、少なくとも500℃以下の温度域を250℃/秒以上の冷却速度で核沸騰冷却となる条件で冷却することが好ましい。また、前記鋼片が、さらに、質量%で、Cr:0.1〜0.8%、Nb:0.005〜0.1%、V:0.005〜0.2%、W:0.005〜0.2%、Mo:0.01〜0.3%のうちから選ばれた1種または2種以上を含む成分組成を有する鋼片を用いることが好ましい。
【発明の効果】
【００１３】
本発明の製造方法により、加工後の伸びフランジ性に優れ、かつ鋼板内材質変動を安定して小さくできる780MPa以上のTSを有する高強度熱延鋼板を製造可能になった。本発明の製造方法で製造された高強度熱延鋼板は、特に、自動車の足回り部品に好適である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下に、本発明の高強度熱延鋼板の製造方法の詳細について説明する。なお、各成分元素の含有量を表す「%」は、特に断らない限り「質量%」を意味する。
【００１５】
1) 成分組成
C:0.04〜0.15%
Cは、ベイナイトを生成させ必要な強度を確保するのに必要な元素である。780MPa以上のTSを得るためにはC量を0.04％以上とする必要があるが、0.15％を超えると加工後の伸びフランジ性が低下する。したがって、C量は0.04〜0.15％、好ましくは0.05〜0.10%、より好ましくは0.05〜0.09%とする。
【００１６】
Si:0.3〜1.5%
Siは、固溶強化により強度を上昇させるのに必要な元素である。Si量が0.3%未満では780MPa以上のTSを得るために高価な合金元素の添加量を増やす必要がある。一方、1.5%を超えると表面性状の低下を招き疲労特性を劣化させる。したがって、Si量は0.3〜1.5%、好ましくは0.3〜1.2%とする。
【００１７】
Mn:0.5〜2.0%
Mnは、固溶強化およびベイナイト生成に有効な元素である。780MPa以上のTSを得るためにはMn量を0.5%以上とする必要があるが、2.0%を超えると溶接性が低下する。したがって、Mn量は0.5〜2.0%、好ましくは0.8〜0.18%とする。
【００１８】
P:0.06%以下
P量が0.06%を超えると偏析による加工後の伸びフランジ性の低下を招く。したがって、Pは0.06%以下、好ましくは0.03%以下とする。なお、Pは固溶強化に有効な元素でもあり、この効果を得る上では0.005%以上含有していることが好ましい。
【００１９】
S:0.005%以下
Sは、MnおよびTiと硫化物を形成して加工後の伸びフランジ性を低下させるとともに、高強度化に有効なMnやTi量の低減を招く。したがって、S量は0.005%以下とし、より好ましくは0.003%以下とする。なお、S量は極力低減することが好ましい。
【００２０】
Al:0.10%以下
Alは、鋼の脱酸剤として重要な元素であるが、鋼中のAl量が0.10%を超えると鋼板表面性状の低下を招く。したがって、Al量は0.10%以下、好ましくは0.06%以下とする。なお、脱酸効果を十分に確保する上では、Al量は0.005%以上とすることが好ましい。
【００２１】
Ti:0.07〜0.20%
Tiは、その一部がCと結合し微細な炭化物を形成し、強度上昇や溶接時のHAZ(熱影響部)軟化防止に寄与する元素である。こうした効果を得るにはTi量を0.07%以上とする必要があるが、0.20%を超えると加工後の伸びフランジ性の低下を招く。したがって、Ti量は0.07〜0.20%、好ましくは0.10%超え0.15%以下とする。
【００２２】
残部はFeおよび不可避的不純物であるが、以下の理由により、さらに、質量%で、Cr:0.1〜0.8%、Nb:0.005〜0.1%、V:0.005〜0.2%、W:0.005〜0.2%、Mo:0.01〜0.3%のうちから選ばれた少なくとも1種を含有させることが好ましい。
【００２３】
Cr:0.1〜0.8%
Crは、焼入れ性向上に効果的な元素である。Cr量が0.1%未満ではその効果が小さく、0.8%を超えると加工後の伸びフランジ性の低下を招く。したがって、Cr量は0.1〜0.8%、好ましくは0.3〜0.7%とする。
【００２４】
Nb:0.005〜0.1%、V:0.005〜0.2%、W:0.005〜0.2%、Mo:0.01〜0.3%
Nb、V、WおよびMoは、いずれもCと結合し微細な炭化物を形成して強度上昇に寄与する元素である。しかしながら、Nb、V、W量が各々0.005%未満、あるいはMo量が0.01%未満では炭化物の生成量が少なく強度上昇が不十分となり、Nb量が0.1%超え、VおよびW量は各々0.2%超え、あるいはMo量が0.3%超えると加工後の伸びフランジ性の低下を招く。したがって、Nb量は0.005〜0.1%、V量は0.005〜0.2%、W量は0.005〜0.2%、Mo量は0.01〜0.3%とする。
【００２５】
なお、本発明の作用効果に害をおよぼさない微量元素として、Cu、Ni、Cr、Sn、Pb、Sbを各々0.1%以下の範囲で含有してもよい。
【００２６】
2) 製造条件
熱間圧延前の加熱温度:1150〜1300℃
圧延荷重の低減および良好な表面性状の確保の観点から、加熱温度は1150℃以上とする必要がある。また、熱間圧延前にTiの炭化物、あるいはさらにNb、V、ＷおよびMoを添加した場合は、これらの炭化物を溶解させる上でも、1150℃以上の加熱が必要である。一方、加熱温度が1300℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化して圧延後の冷却時にフェライト変態が遅延されるため、ベイナイトの生成量が過剰になり加工後の伸びフランジ性が低下する。したがって、加熱温度は1150〜1300℃とする。
【００２７】
熱間圧延の仕上温度:800〜1000℃
仕上温度が800℃未満では圧延荷重の増大による表面欠陥の増加を招く。また、仕上温度が800℃未満ではフェライトとオーステナイトの二相域圧延になり780MPa以上のTSが得られなくなる場合もある。一方、仕上温度が1000℃を超えるとオーステナイト粒が微細化されないため、加工後の伸びフランジ性が低下する。したがって、仕上温度は800〜1000℃、好ましくは820〜950℃とする。
【００２８】
熱間圧延後の一次冷却条件:冷却速度30℃/秒以上、冷却停止温度600〜750℃
熱間圧延後の一次冷却の冷却速度が30℃/秒未満では高温域からフェライト変態が開始され、ベイナイト生成が困難となり、780MPa以上のTSが得られない。したがって、一次冷却の冷却速度は30℃/秒以上、好ましくは60℃/秒以上として強制冷却する必要がある。なお、ここで、冷却速度は熱間圧延後冷却停止までの一次冷却中の平均冷却速度である。一次冷却の冷却速度の上限は、次に延べる冷却停止温度の精度が確保されれば規制されないが、現状の冷却技術を考慮すると700℃/秒以下が好ましい。なお、一次冷却の方法は、特に限定する必要はなく、例えば、公知のラミナー冷却による水冷を利用できる。
【００２９】
冷却速度30℃/秒以上で行う一次冷却は600〜750℃の温度域で停止させる必要があるが、これは600℃未満の温度ではTiなどの微細炭化物の析出が十分でなく780MPa以上のTSを得るのが困難になり、また、750℃を超える温度ではフェライトや炭化物の粗大化を招き、加工後の伸びフランジ性が低下したり、780MPa以上のTSが得られなくなるためである。なお、冷却停止温度は650〜750℃とすることが好ましい。
【００３０】
一次冷却後の冷却停止時間:0.2〜10秒
一次冷却を行った後は、フェライトの生成量を調整するために冷却を停止して空冷とする必要がある。冷却停止時間が0.2秒未満ではフェライト生成が不十分となり、その結果ベイナイトの生成量が過剰になって加工後の伸びフランジ性が低下し、10秒を超えると炭化物が粗大化し、780MPa以上のTSが得られなくなる。したがって、冷却停止時間(空冷時間)は0.2〜10秒、好ましくは１〜10秒とし、より好ましくは1〜5秒、さらに好ましくは2〜5秒とする。
【００３１】
冷却停止後の二次冷却条件:冷却速度55℃/秒以上、少なくとも500℃以下の温度域は冷却速度120℃/秒以上で核沸騰冷却となる条件で冷却
冷却停止後は、冷却停止中に調整されたフェライトの生成量が変動しないように、冷却速度55℃/秒以上、好ましくは70℃/秒以上で巻取温度まで二次冷却する必要がある。ここで、二次冷却するにあたっては、水冷を利用するが、本発明においては、500℃以下の温度域で水冷する場合、膜沸騰から核沸騰への遷移沸騰が起こりやすく、温度ムラの問題が生じる。このとき、少なくとも膜沸騰冷却と核沸騰冷却が共存する遷移沸騰冷却となる500℃以下の温度域を冷却速度120℃/秒以上、好ましくは250℃/秒以上で核沸騰冷却となる条件で冷却すれば、温度ムラを確実に解消でき、鋼板内材質変動を安定して小さくすることができる。また、加工後の伸びフランジ性を向上させることができる。なお、核沸騰冷却する場合、前記冷却停止後核沸騰冷却を行うまでの平均冷却速度を55℃/秒以上とし、引き続き核沸騰冷却を開始すればよい。また、上記核沸騰冷却となる条件での冷却における冷却速度は、核沸騰冷却中の平均冷却速度である。本発明においては、少なくとも500℃以下の温度域を核沸騰冷却すればよく、冷却停止後500℃以上の温度から核沸騰冷却となる条件での冷却を開始してもよい。
【００３２】
特許文献4には、膜沸騰冷却と核沸騰冷却が共存する遷移沸騰冷却される温度域を核沸騰冷却で行い、遷移沸騰冷却によって生じる鋼板面内の温度ムラを縮小させる技術が開示されている。しかし、本発明者らの検討によれば、遷移沸騰冷却を単に核沸騰冷却に代えるだけでは必ずしも鋼板面内の温度ムラを解消できず、安定して温度ムラを解消するには核沸騰冷却時の冷却速度を120℃/秒以上にすることが必要であることを見出した。この理由は、必ずしも明確ではないが、冷却速度が遅いと鋼板表面の水膜の破壊が十分でない部分が発生するためと考えられる。さらに、冷却速度が120℃/秒以上では、加工後の伸びフランジ性の向上が認められる。これは、粒界に微細に析出するセメンタイトの生成を抑制できるためと考えられる。
【００３３】
冷却速度120℃/秒以上で核沸騰冷却を確実に行うためには、水量密度を2000L/min.m2以上とすることが好ましい。核沸騰冷却を実施するには、従来の方法、すなわち鋼板上面に対しては直進性に優れたラミナーもしくはジェット冷却が好ましい。ノズルの形状としては、一般的に円管やスリットノズルがあるがどちらを採用しても問題はない。また、ラミナーもしくはジェット冷却の流速は4m/秒以上とすることが好ましい。これは、冷却時に鋼板上に生成する液膜をラミナーもしくはジェット冷却により安定的に突き破るための運動量を得る必要があるためである。なお、鋼板下面に対しては重力により冷却水は落下するため、鋼板面に液膜ができないため、スプレー冷却を用いても問題ない。もちろん、鋼板上面の場合と同様なラミナーやジェット冷却を採用することもできる。
【００３４】
二次冷却後の巻取温度:350〜500℃
二次冷却後まで維持された残留オーステナイトをベイナイトに変態させるために、350〜500℃、好ましくは400〜500℃の巻取温度でコイル状に巻取る必要がある。これは、巻取温度が300℃未満ではベイナイトより硬質なマルテンサイトが生成し、また、500℃を超えるとパーライトが生成して、加工後の伸びフランジ性が低下するためである。巻取温度が500℃未満の場合は、500℃以下では遷移沸騰冷却が起こるため、上述のように、500℃から巻取温度までの温度域を平均冷却速度120℃/秒以上で核沸騰冷却する必要がある。なお、巻取温度が500℃のときは、500℃以下の水冷が不要になるので、核沸騰冷却を考慮する必要はなく、巻取温度までの二次冷却の平均冷却速度を55℃/秒以上とすればよい。
【００３５】
このようにして得られる高強度熱延鋼板の組織は、体積率で80〜95%のフェライトと、ベイナイトあるいはさらに不可避的に生じる3%未満の他の相(マルテンサイトや残留オーステナイト)とから構成されている。
【００３６】
その他の製造条件は通常の条件で行える。例えば、所望の成分組成を有する鋼は転炉や電気炉などで溶製後、真空脱ガス炉にて2次精錬を行って製造される。その後の鋳造は、生産性や品質上の点から連続鋳造法で行うのが好ましい。鋳造後は、本発明の方法にしたがって熱間圧延を行う。熱間圧延後は、表面にスケールが付着した状態であっても、酸洗を行いスケールを除去した状態であっても、鋼板の特性が変わることはない。また、熱間圧延後、調質圧延を行ったり、溶融亜鉛めっき、電気めっき、化成処理を施すことも可能である。
【実施例】
【００３７】
表1に示す化学組成の鋼片を、1250℃に加熱し、表2に示す仕上温度で熱間圧延して板厚3.2mmの熱延板とした後、水冷を利用して表2に示す冷却条件により冷却し、表2に示す巻取温度でコイル状に巻取った。なお、ここで、巻取温度は鋼帯の幅方向中央部の巻取温度を鋼帯の長手方向に計測し、それらを平均した値である。また、このとき、巻取り装置の直前に鋼板表面温度を2次元的に測定可能な放射温度計[NEC三栄(株)製型式TH7800]を設置し、次のように鋼板面の温度ムラを評価した。
温度ムラ:放射温度計で計測された局所的に巻取温度が350℃未満となる低温部の面積を求め、その鋼板の全面積に占めるの割合S[=(低温部の面積)/(鋼板の全面積)×100(%)]を算出し、S<5%であれば温度ムラがないとした。
【００３８】
なお、表2中、鋼板No.5およびNo.17は巻取温度が500℃以上であり、核沸騰冷却となる条件での冷却は行わなかった。
【００３９】
次に、巻取り後の熱延板を酸洗後、コイル先端部から長手方向に30m入った位置で鋼板の幅方向中央におけるベイナイト体積率を、また、コイル先端部から30mの位置で幅方向中央、幅方向1/4および3/4の3箇所からJIS 5号引張試験片(圧延方向に直角方向)および穴広げ試験用試験片を採取してTSおよび加工後の穴広げ率λを、次のようにして測定した。
ベイナイト体積率:走査型電子顕微鏡(SEM)用試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、ナイタール腐食し、倍率1000倍でSEM写真を10視野で撮影し、ベイナイトを画像処理により抽出し、画像解析処理によりベイナイトの面積および観察視野の面積を測定してベイナイト面積率[=(ベイナイトの面積)/(観察視野の面積)×100(%)]を求め、これをベイナイト体積率とした。なお、本発明例では、ベイナイト以外の部分はほぼフェライトであり、フェライト、ベイナイト以外の他の相は3%未満であった。
TS:3本の引張試験片に歪み速度10mm/minで引張試験を行って引張強度TSを求め、3本の平均値をTSとした。
λ:採取した3個の穴広げ試験用試験片に圧下率10%の冷間圧延を施した後、130mm角の板を切り出し、板中央に10mmφの穴を打ち抜いた後、60°円錐ポンチをバリと反対側から押し上げ、亀裂が板厚を貫通した時点での穴径dmmを測定し、次式より算出し、3個の平均値によりλを評価した。
λ(%)=[(d-10)/10]×100
さらに、鋼板内材質変動を調査するため、コイル先端部から長手方向に100、200、400、600、700m入った各位置で、圧延方向に平行な方向を試験片の長手方向として、鋼板の幅方向に、幅方向の両端25mmの内側から25本の試験片を等間隔に採取し、合計125本のJIS 5号引張試験片(圧延方向に平行な方向が引張方向)を採取し、上記と同様な方法でTSを求め、その標準偏差σを算出した。
【００４０】
結果を表3に示す。本発明例では、TSが780MPa以上であり、かつ加工後平均λが80%以上で加工後の伸びフランジ性にも優れているとともに、コイル内の温度ムラがほとんどないためTSの標準偏差σは15MPa以下と小さく、鋼板内材質変動が小さいことがわかる。
【００４１】
【表１】
0005056771.tif 000002
【００４２】
【表２】
0005056771.tif 000003
【００４３】
【表３】
0005056771.tif 000004