(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ≧０．２％、Ｓｉ≦０．３％、Ｐ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．０１％、Ｔｉ：０．０５〜０．３５％を含み、かつＭｏ≦０．６％、Ｗ≦１．５％から選ばれる１種以上を含み、ＭｏおよびＷがそれぞれ単独で含まれる場合には、Ｍｏ≧０．１％、Ｗ≧０．２％であり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、以下の（１）式で示すＥｘ．Ｃが０．０１５％以下であり、かつ、Ｍｎ≦１．７−３０×Ｅｘ．Ｃを満たし、体積％で９５％以上がフェライト組織であり、該フェライト組織に、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む１０ｎｍ未満の析出物が分散してなることを特徴とする引張強度が５５０ＭＰａ以上の強度安定性に優れた高成形性高張力鋼板。
Ｅｘ．Ｃ＝Ｃ−｛Ｔｉ−Ｎ×（４８／１４）−Ｓ×（４８／３２）｝×（１２／４８）−Ｍｏ×（１２／９６）−Ｗ×（１２／１８４）…（１）
（ただし、（１）式の元素記号は各元素の質量％を示す。）
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ≧０．２％、Ｓｉ≦０．３％、Ｐ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．０１％、Ｔｉ：０．０５〜０．３５％を含み、かつＭｏ≦０．６％、Ｗ≦１．５％から選ばれる１種以上を含み、ＭｏおよびＷがそれぞれ単独で含まれる場合には、Ｍｏ≧０．１％、Ｗ≧０．２％であり、さらに、Ｃｒ≦０．５％、Ｖ≦０．１％、Ｎｂ≦０．０８％、Ｂ≦０．００１％の１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、以下の（１）式で示すＥｘ．Ｃが０．０１５％以下であり、かつ、Ｍｎ≦１．７−３０×Ｅｘ．Ｃを満たし、体積％で９５％以上がフェライト組織であり、該フェライト組織に、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む１０ｎｍ未満の析出物が分散してなることを特徴とする引張強度が５５０ＭＰａ以上の強度安定性に優れた高成形性高張力鋼板。
Ｅｘ．Ｃ＝Ｃ−｛Ｔｉ−Ｎ×（４８／１４）−Ｓ×（４８／３２）｝×（１２／４８）−Ｍｏ×（１２／９６）−Ｗ×（１２／１８４）…（１）
（ただし、（１）式の元素記号は各元素の質量％を示す。）
【請求項３】
板厚が２．０ｍｍ未満であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の引張強度が５５０ＭＰａ以上の強度安定性に優れた高成形性高張力鋼板。
【請求項４】
請求項１または請求項２の成分組成を有する鋼をオーステナイト単相域の温度に加熱後、熱間圧延を行うにあたり、８００℃以上で仕上圧延を完了し、５７５〜６７５℃で巻取ることを特徴とする引張強度が５５０ＭＰａ以上の強度安定性に優れた高成形性高張力鋼板の製造方法。
【請求項５】
請求項１から請求項３のいずれかに記載の鋼板からなる部材を準備する第１の工程と、前記部材にプレス成形を施して所望の形状のプレス成形品に加工する第２の工程とを有する高成形性高張力鋼板の加工方法。
【請求項６】
前記プレス成形品は、自動車用部品である請求項５に記載の高成形性高張力鋼板の加工方法。
【請求項７】
請求項１から請求項３のいずれかに記載の鋼板により製造された自動車用部品。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車等の輸送機に使用される部材に適した、引張強度が５５０ＭＰａ以上の強度安定性に優れた高成形性高張力鋼板ならびにその製造方法および加工方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車を代表する輸送機分野において、燃費向上を目的に車体の軽量化が検討されている。この車体軽量化の検討の一つとして、使用鋼板の高強度化が推進されている。従来より、高強度鋼板として、Ｃ，Ｍｎ，Ｓｉの固溶強化と、Ｔｉ，Ｎｂの析出強化を複合した製造コストの低い鋼板が用いられてきたが、Ｃを０．１２〜０．１５％含有するため、鋼中にセメンタイトが多く析出し延性が乏しく、自動車用部材のような難加工材ではプレス割れを起こしていた。
【０００３】
このようなプレス割れを回避する高成形性高張力熱延鋼板として、特開平６−１７２９２４号公報にはＳｉで炭化物析出を抑制するとともに、Ｃｒ添加量制限で低温変態相生成を抑制し、組織をベイニティックフェライト単相とし、さらにＮｉ，Ｍｏを固溶強化元素として用いたＴｉ添加高伸びフランジ加工性高張力熱延鋼板が開示されている。しかしながら、この技術の根幹をなすラス間に炭化物析出をともなわないラス状組織であるベイニティックフェライト組織では、Ｔｉ添加量を炭窒化物形成限界以下に制限していることから、Ｔｉと結合しないＣをベイニティックフェライト中に過飽和に固溶させなければならない。このため、炭化物析出駆動力が高い状態であることから添加成分の微妙な増減や熱延条件に対して炭化物析出の感受性が著しく強く、通常起こりうる幅方向の温度変動に対しても炭化物が容易に析出するようになり、幅方向で部分的に加工性が急激に劣化するのが現状である。
【０００４】
また、特開平７−１１３８２号公報には、Ｃと結合するＴｉ，Ｎｂ量をＣに対して原子比で０．５以上添加し、固溶Ｔｉ，Ｎｂで熱間圧延後のフェライト核生成を抑制することで組織をアシキュラーフェライトとし、さらにＣｒ，Ｍｏの固溶強化で強度を調整した高伸びフランジ性熱延鋼板が開示されている。しかしながら、この技術におけるアシキュラーフェライト組織の熱延鋼板は８４３ＭＰａの強度で伸びが１５％であり、伸びが高いことが要求される張り出し成形に対しては延性が未だ十分ではなく、このような特性の熱延鋼板に対し実際に張り出し成形を行うと割れが生じてしまう。さらに、ただ単に極低炭素鋼にＴｉ、Ｎｂを添加し、固溶Ｔｉ、Ｎｂ量を十分確保してもアシキュラーフェライト組織は得られないように、Ｔｉ、Ｎｂによる組織のアシキュラー化効果は極めて小さく、この技術では多少の製造条件の変動でアシキュラーフェライトが得られなくなってしまう。
【０００５】
一方で、高加工性と高強度化をＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏの微細化効果で実現する方法が特開平１１−１５２５４４号公報に開示されている。しかし、この技術では粒径を２μｍ以下にすることから、伸びの劣化は避けられずやはり張り出し成形で割れが生じてしまう。また、粒径があまりにも微細なため、粒成長性が極めて大きく、通常起こりうる幅方向の熱延条件の変動で２μｍを超える粒が部分的に生じて混粒組織となり、加工性が急激に劣化するのが現状である。
【０００６】
また、特開２０００−３２８１８６号公報には、Ｔｉ、Ｎｂのオーステナイト細粒化と再結晶抑制により平均結晶粒を２．０〜１０μｍとし、かつフェライト面積率を９５％以上とすることで、伸びフランジ性の優れた超微細フェライト組織鋼板が開示されている。しかしながら、この技術は未再結晶オーステナイトからフェライトへ変態させることを主眼としていることから、圧延後、巻取までの間の温度変動でオーステナイトの再結晶回復率が大きく変化するため材質変動が大きい。また、細粒はコイル内で粒成長の駆動力が大きいため部分的な粒成長すなわち混粒が生じやすく強度は安定しない。このように、安定した品質の製品を得ることは不可能である。さらに、この方法では不可避的に転位密度が高くなり、伸びの低下は避けられない。加えて、高々６８５ＭＰａの強度を得るのにＴｉを０．３２％添加しなければならず、圧延荷重が増大し、同一強度の鋼板と比べて板の形状が劣悪なものとなる。
【０００７】
さらに、特開平６−２００３５１号公報には、ポリゴナルフェライトに対するパーライトや低温変態相の面積比が１５％以下でポリゴナルフェライト中にＴｉＣが分散した組織を有し、かつ、Ｍｏの固溶強化で強度調整を行った伸びフランジ性が優れた高強度熱延鋼板が開示されている。しかしながら、この鋼板では、ＴｉＣの析出温度が狭範囲なため、幅方向センターでは加工性が良好でも、エッジでは規定の強度を下回り、延性が著しく劣化するのが現状である。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
このように従来技術では、加工性に優れた高張力鋼板が提案されているものの、コイル内の引張特性の変動が大きかったり、通常起こりうる製造条件の変動で加工性が劣化してしまう等、工業生産に適さないのは明らかである。
【０００９】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、当然起こり得る製造条件の変動に起因するコイル内強度変動、特に長手方向の強度変動が最小限であり、工業的に実用可能な強度安定性に優れた高成形性高張力鋼板ならびにその製造方法および加工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】
本発明者らは、従来技術では解決されない熱延ランナウトテーブルからコイラにかけてのセンターとエッジの冷却履歴の違いによる幅方向の材質変化や圧延速度の変化で生じるランナウトテーブル上のストリップの冷却速度変化などが原因となるコイル内の長手方向の材質変動、特に強度変動を小さくするために鋭意研究を重ねた結果、上記従来技術に示すラス状組織でもベイニティックフェライトでも２μｍ以下の微細粒でもなく、フェライト単相組織を、Ｔｉと、ＭｏおよびＷの１種以上とを含む微細析出物で強化した鋼において、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗと結合しないＣであるＥｘ．Ｃが０．０１５％以下で、かつ、Ｍｎを０．２≦Ｍｎ１．７−３０×Ｅｘ．Ｃとすることにより材質変動、特に強度変動が低減されることを見出した。また、このような組織とすることにより、従来不可欠であったＳｉの添加を極力低減することが可能となり、表面性状を悪化させるＳｉに起因する赤スケールの生成も抑制することができることも見出した。
【００１１】
本発明はこのような知見に基づいてなされたものであって、以下の（１）〜（７）を提供する。
【００１４】
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ≧０．２％、Ｓｉ≦０．３％、Ｐ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．０１％、Ｔｉ：０．０５〜０．３５％を含み、かつＭｏ≦０．６％、Ｗ≦１．５％から選ばれる１種以上を含み、ＭｏおよびＷがそれぞれ単独で含まれる場合には、Ｍｏ≧０．１％、Ｗ≧０．２％であり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、以下の（１）式で示すＥｘ．Ｃが０．０１５％以下であり、かつ、Ｍｎ≦１．７−３０×Ｅｘ．Ｃを満たし、体積％で９５％以上がフェライト組織であり、該フェライト組織に、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む１０ｎｍ未満の析出物が分散してなることを特徴とする引張強度が５５０ＭＰａ以上の強度安定性に優れた高成形性高張力鋼板。
Ｅｘ．Ｃ＝Ｃ−｛Ｔｉ−Ｎ×（４８／１４）−Ｓ×（４８／３２）｝×（１２／４８）−Ｍｏ×（１２／９６）−Ｗ×（１２／１８４）…（１）
（ただし、（１）式の元素記号は各元素の質量％を示す。）
【００１５】
（２）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ≧０．２％、Ｓｉ≦０．３％、Ｐ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．０１％、Ｔｉ：０．０５〜０．３５％を含み、かつＭｏ≦０．６％、Ｗ≦１．５％から選ばれる１種以上を含み、ＭｏおよびＷがそれぞれ単独で含まれる場合には、Ｍｏ≧０．１％、Ｗ≧０．２％であり、さらに、Ｃｒ≦０．５％、Ｖ≦０．１％、Ｎｂ≦０．０８％、Ｂ≦０．００１％の１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、以下の（１）式で示すＥｘ．Ｃが０．０１５％以下であり、かつ、Ｍｎ≦１．７−３０×Ｅｘ．Ｃを満たし、体積％で９５％以上がフェライト組織であり、該フェライト組織に、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む１０ｎｍ未満の析出物が分散してなることを特徴とする引張強度が５５０ＭＰａ以上の強度安定性に優れた高成形性高張力鋼板。
Ｅｘ．Ｃ＝Ｃ−｛Ｔｉ−Ｎ×（４８／１４）−Ｓ×（４８／３２）｝×（１２／４８）−Ｍｏ×（１２／９６）−Ｗ×（１２／１８４）…（１）
（ただし、（１）式の元素記号は各元素の質量％を示す。）
【００１６】
（３）上記（１）または（２）において、板厚が２．０ｍｍ未満であることを特徴とする引張強度が５５０ＭＰａ以上の強度安定性に優れた高成形性高張力鋼板。
【００１７】
（４）上記（１）または（２）の成分組成を有する鋼をオーステナイト単相域の温度に加熱後、熱間圧延を行うにあたり、８００℃以上で仕上圧延を完了し、５７５〜６７５℃で巻取ることを特徴とする引張強度が５５０ＭＰａ以上の強度安定性に優れた高成形性高張力鋼板の製造方法。
【００１８】
（５）上記（１）〜（３）のいずれかの鋼板からなる部材を準備する第１の工程と、前記部材にプレス成形を施して所望の形状のプレス成形品に加工する第２の工程とを有する高成形性高張力鋼板の加工方法。
【００１９】
（６）上記（５）において、プレス成形品は、自動車用部品、特に自動車用足廻り部材である高成形性高張力鋼板の加工方法。
【００２０】
（７）上記（１）から（３）のいずれかに記載の鋼板により製造された自動車用部品。
【００２１】
このような構成の本発明によれば、（１）フェライト組織が形成され、γ→α変態直後の多量の固溶Ｃと偏析するＭｎの相互作用によるセメンタイトまたはパーライト等の製造熱履歴で形態が変化する粗大Ｆｅ炭化物の析出がないか、もしくは最小限に抑制されること、および（２）ＭｏまたはＷまたはＭｏ＋Ｗの作用によりランナウトテーブル上のγ→α変態が遅延され、広い温度域で安定的に析出するＴｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む微細炭化物が巻取り時に進行するフェライト変態とともに析出するようになることにより、鋼中Ｃを消費することで固溶Ｃが低減し、さらにはランナウトテーブル上の温度変化やコイル内変動が生じても組織変動が抑えられ、材質均一性に優れた鋼板が得られる。また、実質的にフェライト組織にＴｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む微細な炭化物が分散析出するため、高成形性でかつ高強度が実現される。
【００２２】
さらに、本発明においては従来技術では所望の特性を得るために一定量以上必要であったＳｉを極力低減することが可能となり、表面性状を劣化させるＳｉに起因する赤スケールの生成を抑制することができる。
【００２３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について具体的に説明する。
本発明に係る鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ≧０．２％、Ｓｉ≦０．３％、Ｐ≦０．０２％、Ａｌ≦０．１％、Ｓ≦０．０１％、Ｎ≦０．０１％、Ｔｉ：０．０５〜０．３５％を含み、かつＭｏ≦０．６％、Ｗ≦１．５％から選ばれる１種以上を含み、ＭｏおよびＷがそれぞれ単独で含まれる場合には、Ｍｏ≧０．１％、Ｗ≧０．２％であり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、以下の（１）式で示すＥｘ．Ｃが０．０１５％以下であり、かつ、Ｍｎ≦１．７−３０×Ｅｘ．Ｃを満たし、体積％で９５％以上がフェライト組織であり、該フェライト組織に、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む１０ｎｍ未満の析出物が分散してなるものである。
Ｅｘ．Ｃ＝Ｃ−｛Ｔｉ−Ｎ×（４８／１４）−Ｓ×（４８／３２）｝×（１２／４８）−Ｍｏ×（１２／９６）−Ｗ×（１２／１８４）…（１）
（ただし、（１）式の元素記号は各元素の質量％を示す。）
【００２４】
体積％で９５％以上がフェライト組織と実質的にフェライト単相組織としたのは、複合組織では２種以上の組織形成を制御しなければならず、材質均一性を実現するのが困難であるのに対し、フェライト単相では複数の組織を同時に制御する困難性を解消することができるからである。たとえば、Ｆｅ炭化物はストリップやコイルの熱履歴により形態が変化し、これが多量に含まれていると材質変動の原因となる。
【００２５】
具体的には断面組織観察などにより体積％で９５％以上がフェライトとなっていればよい。好ましくは９８％以上である。また、微細析出物以外の粗大なＦｅ炭化物は体積％で１％未満であれば本発明の効果を損なうことがない。
【００２６】
巻取り時にフェライト変態させるには、通常ランナウト冷却時に起こるγ→α変態を巻取りまで遅延させる必要がある。そこで、本発明ではＭｏまたはＷを添加するか、またはＷとＭｏを複合添加し、フェライト変態を遅延させる。
【００２７】
マトリックスが実質的にフェライトからなる本発明の鋼板では、微細析出物により強度を担保する。この際の鋼板の強度は５５０ＭＰａ級以上であれば本発明の効果は得られるが、７８０ＭＰａ以上でその効果が一層高まり、９８０ＭＰａ以上でさらに一層その効果が高まる。一般にＭｏはＭｏ炭化物を形成し、ＷはＷ炭化物を形成し、析出強化に寄与するが、Ｍｏ炭化物、Ｗ炭化物の析出速度は遅いため、ＭｏまたはＷ単独では５５０ＭＰａ以上の高強度が実現しにくいうえに、巻取り後のコイル冷却時に析出するため、冷却速度の速いコイル外周部と中央部とでは強度が変化してしまう。そこで、巻取り前後までＭｏまたは／およびＷを含む炭化物の析出を促進するために、Ｔｉを添加し、析出物の析出速度を適切な値になるよう制御する。
【００２８】
フェライト単相組織のマトリックスに微細析出物を分散させたのは、転位密度を上げて高強度を実現すると全伸びが低下するが、微細析出部での高強度化はこのような不都合が生じにくいからである。また、析出物の粒径を１０ｎｍ未満としたのは、１０ｎｍ以上になると５５０ＭＰａ以上の強度を得難くなるからである。また、１０ｎｍ以上の析出物で強化しようとすると、析出物の体積率を多くしなければならず、必然的に析出物形成元素の添加量を上げなければならず、実際には析出物形成元素の添加量を上げたことにともなうフェライトの細粒化で強度を維持することになり、全伸びが低下してしまう。以上のことから本発明では微細析出物の粒径を１０ｎｍ未満としたが、望ましくは５ｎｍ以下であり、さらに高強度が必要な場合には３ｎｍ以下とすることが望ましい。
【００２９】
次に、上記成分組成について説明する。
Ｃ：０．０３〜０．１５％
Ｃは、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物として固定され、鋼の強度を担うのに必要不可欠な元素である。しかし、その含有量が０．０３％未満では５５０ＭＰａ級以上の十分な強度は得られず、一方、０．１５％を超えると粗大なＦｅ炭化物が生成して延性が劣化する。そのため、Ｃ含有量を０．０３〜０．１５％とした。７８０ＭＰａ以上の強度を得るには０．０３５％以上であることが好ましい。
【００３０】
Ｎ≦０．０１％
Ｎは鋼中の不純物である。その含有量が０．０１％を超えると延性を低下させる粗大な窒化物形成の原因となることから、０．０１％以下とする。０．００６％を超えるとＴｉを多量に添加しなければならなくなることから、０．００６％以下が好ましい。
【００３１】
Ｔｉ：０．０５〜０．３５％
ＴｉはＭｏまたは／およびＷとともに炭化物を形成し、鋼の強度を担う。しかし、０．０５％未満では微細析出物量が少なくなり、高強度を実現することができなくなる。一方、０．３５％を超えると伸び（ＥＬ）を低下させるベイニティックフェライトを生成しやすくなる。したがって、Ｔｉ含有量を０．０５〜０．３５％とした。
【００３２】
Ｍｏ≦０．６％
Ｍｏは、上述したように、ランナウトテーブル上でのフェライト変態を抑制し、フェライト組織形成に対するランナウトテーブル上の熱履歴の影響を低減するともに、パーライト変態を抑制し、Ｔｉとともに微細な炭化物を形成して鋼の高強度化に寄与する。しかし、０．６％以上添加すると低温変態相が多量に生じ、材質の安定性が劣化する。したがって、Ｍｏ含有量を０．６％以下とした。Ｗがともに含まれる場合には、Ｍｏ含有量の下限は存在しないが、Ｗが含まれない場合、十分な量のＴｉとＭｏとを含む炭化物を形成するために、Ｍｏ含有量を０．１％以上とする。
【００３３】
Ｗ≦１．５％
Ｗは、上述したように、ランナウトテーブル上でのフェライト変態を抑制し、フェライト組織形成に対するランナウトテーブル上の熱履歴の影響を低減する。また、Ｔｉとともに微細な炭化物を形成して鋼の高強度化に寄与する。しかし、Ｗが１．５％を超えると低温変態相が生成しやすくなり、材質の安定性が劣化する。したがって、Ｗ含有量を１．５％以下とした。Ｍｏがともに含まれる場合には、Ｗの下限は存在しないが、Ｍｏが含まれていない場合、Ｗが０．２％未満ではＦｅ炭化物の析出を抑制することができなくなることから、Ｗ含有量を０．２％以上とする。
【００３４】
Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは、０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｗ／１８４）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５を満たすことが好ましい。これは、鋼中のＣと（Ｔｉ＋Ｍｏ＋Ｗ）との原子数比（Ｗを含まない場合にはＣと（Ｔｉ＋Ｍｏ）との原子数比、Ｍｏを含まない場合にはＣと（Ｔｉ＋Ｗ）との原子数比）が０．５〜１．５であることを示しており、このような範囲となるように、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏまたは／およびＷの含有量を調整することにより、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物が微細に析出しやすくなる。
【００３５】
本発明において、例えば、ＴｉとＭｏとで析出物を形成する場合、７８０ＭＰａ級の強度を得る場合、Ｃ：０．０３５〜０．０５５％、Ｔｉ：０．０７〜０．０９％、Ｍｏ：０．１５〜０．２５％であり、９８０ＭＰａ級の強度を得る場合、Ｃ：０．０７０〜０．０８０％、Ｔｉ：０．１６〜０．２％、Ｍｏ：０．３０〜０．４０％が好ましい。
【００３６】
Ｅｘ．Ｃ≦０．０１５％
Ｅｘ．ＣはＴｉ、Ｍｏ、Ｗと結合しないＣであり、Ｅｘ．Ｃ＝Ｃ−｛Ｔｉ−Ｎ×（４８／１４）−Ｓ×（４８／３２）｝×（１２／４８）−Ｍｏ×（１２／９６）−Ｗ×（１２／１８４）（ただし、式中の元素記号は各元素の質量％を示す。）で表される。このようなＴｉ、Ｍｏ、Ｗと結合しないＥｘ．Ｃが多量に存在すると、パーライトが生成する。つまり、Ｍｏ、Ｗ、およびＮやＳと結合していないＴｉはＣと結合して析出物の析出とともにＣを消費するが、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗと結合しないＥｘ．Ｃは未変態γに濃化してパーライトを形成してしまう。したがって、Ｅｘ．Ｃをパーライトが生成しない０．０１５％以下とした。好ましくは０．０１０％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。
【００３７】
Ｍｎ：０．２〜１．７−３０×Ｅｘ．Ｃ
Ｍｎは固溶強化元素であり、十分な強度を確保するために、その含有量を０．２％以上とするが、一方において、本発明では、従来、固溶強化元素として積極的に用いられてきたＭｎ量を制限することで強度の変動を低減することに成功した。すなわち、Ｍｎは凝固時に偏析するため、Ｍｎの濃化部にＣが集まりやすく、たとえＥｘ．Ｃを０．０１５％以下にしても、Ｍｎ量が多いとＭｎ濃化部にパーライトが生成してしまい、巻取温度の変動に対する強度安定性が保てない。このため、本発明では、Ｍｎ含有量をＥｘ．Ｃ量と関連付けて１．７−３０×Ｅｘ．Ｃ以下とした。なお、Ｅｘ．Ｃ量の計算値が負値となる場合には、Ｍｎ量は１．７％以下とする。
【００３８】
このことを実験結果で説明する。
Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｍｎ：０．２５〜１．８％とし、Ｔｉ、Ｍｏ量を変化させた鋼を１２５０℃に加熱後、仕上げ温度９１０℃、巻き取り温度６５０℃と６００℃の条件で熱間圧延を行い、１．６ｍｍｔの９８０ＭＰａ級熱延板を製造した。得られた熱延板の引張試験を行い、強度を評価した。このとき、６５０℃巻取の強度と６００℃巻取の強度との強度差を計算した。これは、巻き取り温度が６００℃から６５０℃の間で変動したときの材質変動を示すものである。この結果を図１に示す。図１において、６５０℃巻取と６００℃巻取の強度差が３０ＭＰａ以下のものを○、３０ＭＰａを超えるものを×とした。Ｍｎ含有量が上記範囲では、６５０℃巻取と６００℃巻取での強度差が小さいことがわかる。
【００３９】
次に、上記Ｃ、Ｎ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ以外のＳｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｓについて説明する。また、本発明の鋼板は、さらに、Ｃｒ≦０．５％、Ｖ≦０．１％、Ｎｂ≦０．０８％を含んでもよく、これらについても以下に説明する。
【００２５】
【００４０】
Ｓｉ≦０．３％
Ｓｉは固溶強化元素としてよく用いられてきた。しかしながら、Ｓｉは赤スケールを生成し、表面性状を劣化させるとともに、γ→α変態時に未変態γへのＣの濃縮を促進し低温変態相を生成しやすくしてしまう。したがって、Ｓｉ量は０．３％以下が好ましい。さらには、０．２％以下がより望ましく、より好ましくは０．１％以下である。
【００４１】
Ｐ≦０．０２％
Ｐは固溶強化元素であるが、０．０２％を超えて添加されると粒界への著しい偏析を招き延性が劣化するので、０．０２％以下が好ましい。
【００４２】
Ｓ≦０．０１％
Ｓは、ＴｉＳとして固定される。このためＳは材質特性に有効に作用するＴｉ量を低減させ、また延性も低下させることから、０．０１％以下が好ましい。さらに好ましくは０．００５％以下であり、一層好ましくは０．００３％以下である。
【００４３】
Ａｌ≦０．１％
鋼中Ａｌは脱酸材として使用される。しかし、その含有量が０．１％を超えると鋼の延性低下を招くことから、０．１％以下が好ましい。さらに好ましくは０．０６％以下である。
【００４４】
Ｃｒ≦０．５％
ＣｒはＭｏ、Ｗとともに添加されると高温でのフェライト変態抑制効果が顕著となる。圧延後フェライト変態がランナウトテーブル上で著しく進行した場合、ストリップの幅方向の温度変動がそのままフェライト変態（ランナウトテーブル上の位置）タイミングのずれを招き、変態後のフェライト組織に影響を与える。すなわち、幅方向の中央部と端部とでは機械的性質が大きく異なることになる。Ｃｒはこのような幅方向の機械的性質の変動を抑制する効果を促進する。しかしながら、Ｃｒが０．５％を超えるとＭｎと同様に低延性の低温変態相が生成しやすくなる。したがって、Ｃｒ含有量は０．５％以下が好ましい。なお、このような効果をより顕著とするには０．０４％以上が好ましい。
【００４５】
Ｖ≦０．１％
Ｖは、炭化物、窒化物を形成し、鋼を強化する。しかし、その量が０．１％を超えると粗大な炭化物、窒化物ができて延性が劣化することから０．１％以下が好ましい。
【００４６】
Ｎｂ≦０．０８％
Ｎｂは鋼を適度に微細化し、結晶粒形状を整粒化する目的で添加する。しかし、０．０８％を超えると結晶粒の極度の微細化をもたらし、均一伸びが低下する傾向があることから０．０８％以下が好ましい。
【００４７】
なお、上記成分以外に、Ｂ≦０．００１％、Ｎｉ≦０．５％、Ｃｕ≦０．５％、Ｃａ≦０．００５％、Ｓｂ≦０．００５％、Ｃｏ：０．０１％を、耐食性、粒界酸化防止、縦割れ防止などを目的として添加してもよい。
【００４８】
本発明において、板厚は２．０ｍｍ未満にすることが好ましい。本発明の効果は板厚が２．０ｍｍ未満の場合に顕著となるからである。これは、２ｍｍ未満の鋼板では、ストリップの進行性から、特に圧延前端水冷に制限があること、さらには加速圧延しなければならないことに起因して、コイル前後端で強度が異なりやすいからである。
【００４９】
次に、以上のような本発明の鋼板の好ましい製造条件について述べる。
ここでは、上記成分組成を有する鋼をオーステナイト単相域の温度に加熱後、熱間圧延するにあたり、８００℃以上で仕上圧延を完了し、５７５〜６７５℃で巻取る。
【００５０】
仕上圧延温度：８００℃以上
仕上圧延温度は材質均一化のために重要である。８００℃未満では幅方向の温度変化で加工γの再結晶率が変化してしまい、変態組織に変動が認められるようになることから、仕上圧延温度を８００℃以上とした。
【００５１】
巻取り温度：５７５〜６７５℃
本発明鋼ではＴｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物の析出で強度を確保する巻取り温度を、上記炭化物の析出しやすい５７５〜６７５℃とした。また、本発明鋼では、Ｍｏ、Ｗによりフェライト変態が抑制され、Ｅｘ．ＣとＭｎが制御されていることから、コイル内の巻取温度変動に関わらず幅方向で組織は均一となり、フェライト変態直後にＴｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物が析出する。このため、強度、延性ともに安定する。
【００５２】
本発明の高張力熱延鋼板には、表面に溶融亜鉛系めっき皮膜を形成し、溶融亜鉛系めっき鋼板としたものも含む。本発明の高張力熱延鋼板は良好な加工性を有することから、溶融亜鉛系めっき皮膜を形成しても良好な加工性を維持することができる。ここで、溶融亜鉛系めっきとは、亜鉛および亜鉛を主体とした溶融めっきであり、亜鉛の他にＡｌ、Ｃｒ等の合金元素を含んだものを含む。このような溶融亜鉛系めっきを施した本発明の高張力熱延鋼板は、めっきままでもめっき後合金化処理を行ってもかまわない。めっき前焼鈍温度については、４５０℃未満ではめっきがつかず、７５０℃超えでは強度低下が生じやすい。そのため、焼鈍温度は４５０℃以上、７５０℃以下が好ましい。
【００５３】
なお、本発明の熱延鋼板は、黒皮ままでも酸洗材でもその特性に差違はない。調質圧延についても通常行われているものであれば特に規定はない。また、上記溶融亜鉛めっきは酸洗後でも黒皮ままでも問題はない。亜鉛めっきについては電気めっきも可能である。化成処理についても特に問題はない。鋳造後直ちにもしくは補熱を目的とした加熱を施した後にそのまま熱間圧延を行う直送圧延を行っても本発明の効果に影響はない。さらに、粗圧延後に仕上圧延前で、圧延材を加熱しても、粗圧延後、圧延材を接合して行う連続圧延を行っても、さらには圧延材の加熱と連続圧延を同時に行っても本発明の効果は損なわれない。
【００５４】
本発明の熱延鋼板は、表面性状と延性に優れ、コイル内材質変動も少ないのでこれをプレス成形した場合、その特質が活かされ、自動車用部材、特にサスペンションアーム等の足廻り部材のようなプレス時の断面形状が複雑な部材を良好な品質で製造することができ、特に、プレス成形品の軽量化に資することができる。以下に具体的に、本発明に係る熱延鋼板の加工方法、換言すればプレス成形品の製造方法について説明する。
【００５５】
図２は、本発明に係る熱延鋼板の加工方法の作業フローの一例を示すフローチャートである。この作業フローは、通常、本発明に係る鋼板を製造することまたはその製造された鋼板を例えばコイルにして目的場所に搬送することを前工程としており、まず、本発明に係る熱延鋼板を準備することから始まる（Ｓ０、Ｓ１）。この鋼板に対してプレス加工を施す前に、鋼板に対して前処理的な加工を施すこともあれば（Ｓ２）、裁断機により所定の寸法や形状に加工することもある（Ｓ３）。前者のＳ２の工程では、例えば鋼板の幅方向の所定箇所に切り込みや穿孔を行い、引き続くプレス加工を終えた段階またはそのプレス加工の過程で、所定の寸法および形状のプレス成形品または被プレス加工部材として切り離すことができるようにしておく。後者のＳ３の工程では、最終的なプレス成形品の寸法、形状等を予め考慮して、所定の寸法および形状の鋼板部材に加工（したがって裁断）するようにしておく。その後、Ｓ２およびＳ３の工程を経由した部材には、プレス加工が施され、最終的に目的とする寸法・形状の所望のプレス成形品が製造される（Ｓ４）。このプレス加工は、通常は多段階で行われ、３段階以上７段階以下であることが多い。
【００５６】
Ｓ４の工程は、Ｓ２およびＳ３の工程を経由した部材に対してさらに所定の寸法や形状に裁断する工程を含む場合もある。この場合の「裁断」という作業は、例えば、少なくともプレス加工の過程で、Ｓ２およびＳ３の工程を経由した部材の端部のような最終的なプレス成形品には不要部分を切り離す作業であっても構わないし、また、Ｓ２の工程で設けられた鋼板の幅方向の切り込みや穿孔に沿って被プレス加工部材を切り離す作業であっても構わない。
【００５７】
なお、図２中、Ｎ１ないしＮ３は、鋼板、部材、プレス成形品を、機械的にあるいは作業員による搬送作業である場合がある。
【００５８】
こうして製造されるプレス成形品は、必要に応じて次工程に送られる。次工程としては、例えば、プレス成形品にさらに機械加工を施し、寸法や形状を調整する工程、プレス成形品を所定場所に搬送し、格納する工程、プレス成形品に表面処理を施す工程、プレス成形品を用いて自動車のような目的物を組み立てる組立工程がある。
【００５９】
図３は、図２に示した作業を実際に行う装置と鋼板、部材、プレス成形品の流れとの関係を示すブロック図である。この図においては、本発明に係る熱延鋼板はコイル状で準備されており、プレス加工機によりプレス成形品が製造される。プレス加工機は多段プレスを行う機種のものであるが、本件発明はこれに限定されない。
【００６０】
プレス加工機の前段に、裁断機その他の前処理機械を設置する場合（図２の（ａ））もあれば、設置しない場合（図２の（ｂ））もある。裁断機が設置される場合には、コイルから供給される長尺の本発明に係る鋼板から、必要な寸法又は形状の部材を裁断し、この部材がプレス加工機においてプレス加工され、所定のプレス成形品となる。鋼板の幅方向に切り欠きや穿孔を施す前処理機械が設置される場合には、プレス加工機においてその切り欠きや穿孔に沿って裁断が行われても構わない。前処理機械を設置しない場合には、プレス加工機において鋼板がプレス加工される過程で、裁断が行われ、最終的に所定の寸法、形状を有するプレス成形品が製造される。なお、図３における「裁断」の意味は、図２における裁断と同じである。
【００６１】
こうして製造されるプレス成形品は、その原材料として表面性状と延性に優れ、コイル内材質変動も少ない本発明に係る鋼板を使用しているので、良好で均一な品質を有するに至り、かかるプレス成型品の製造歩留も高い。このような特長は、プレス成形品が自動車用部材、特にサスペンションアーム等の足廻り部材である場合に特に有用である。
【００６２】
【実施例】
表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、加熱温度１２５０℃、仕上圧延温度約８９０℃、巻取温度約６２０℃で熱間圧延を行い、板厚が１．４ｍｍおよび１．２ｍｍの鋼板を作製した。得られた鋼板から作製した薄膜を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって析出物を観察した。Ｔｉ、Ｗ、Ｍｏ等の組成をＴＥＭに装備されたエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）による分析から把握した。また、マトリックスの組織観察を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により行った。
【００６３】
さらに、得られた鋼板の長手方向中央部の一の幅方向中央部と幅方向端部の２ヶ所からＪＩＳ５号試験片を採取し引張特性およびその変化を調査した。引張特性として幅方向中央部の引張強度（ＴＳ）および伸び（Ｅｌ）を求め、引張特性の変化については、幅方向中央部と端部の材質差の絶対値で評価した。また、鋼板の伸びフランジ性（λ）を評価する穴広げ試験は、日本鉄鋼連盟規格に従って行った。これら特性結果を表２に示す。
【００６４】
表１に示すように、Ｎｏ．１〜７は、Ｅｘ．Ｃ量、Ｍｎ量、その他の成分組成が本発明の範囲内であり、マトリックス組織がフェライトであり、Ｔｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む１０ｎｍ未満の析出物が分散してなる、本発明の範囲内の本発明例であり、表２に示すように、良好な強度安定性を得ることができた。
【００６５】
一方、本発明の範囲を外れる比較例のＮｏ．８、９では、Ｅｘ．Ｃ量およびＭｎ量が本発明の範囲から外れ、本発明例のＮｏ．１〜７と比較して強度が低く、引張特性のばらつきも大きかった。
【００６６】
【表１】
0003821042.tif 000002
【００６７】
【表２】
0003821042.tif 000003
【００６８】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、鋼の成分組成を適切に制御し、実質的にフェライト組織に特定組成のＴｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む炭化物を分散析出した構成としたので、γ→α変態直後の多量の固溶Ｃと偏析するＭｎの相互作用によるセメンタイトまたはパーライト等の製造熱履歴で形態が変化する粗大Ｆｅ炭化物の析出を最小限に抑えることができ、また、ＭｏまたはＷまたはＭｏ＋Ｗの作用によりランナウトテーブル上のγ→α変態が遅延され、広い温度域で安定的に析出するＴｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む微細炭化物が巻取り時に進行するフェライト変態とともに析出するようになるので、ランナウトテーブル上の温度変化やコイル内変動が生じても組織変動が抑えられ、材質均一性に優れた鋼板が得られる。また、実質的にフェライト組織にＴｉと、ＭｏおよびＷのうち１種以上とを含む微細な炭化物が分散析出するため、高成形性でかつ高強度が実現される。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｍｎ含有量とＥｘ．Ｃ量の適正範囲を示す図。
【図２】本発明に係る熱延鋼板の加工方法の作業フローの一例を示すフローチャート。
【図３】図１に示した作業を実際に行う装置と鋼板、部材、プレス成形品の流れとの関係を示すブロック図。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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