(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼板断面において６０％以上の面積率を有し、かつ９５面積％以上のベイナイトを有する組織によって形成された中心部と、前記中心部の両側に連成され、９５面積％以上のポリゴナルフェライトを有する組織によって形成された表層部とを有し、前記表層部は少なくとも鋼板の両表面から０．２mm深さまでの領域に形成された加工性に優れる高強度熱延鋼板。
【請求項２】
表面から０．２mm深さにおける表層部のビッカース硬度（ＨＶｓ）と板厚中心における中心部のビッカース硬度（ＨＶａ）との硬度比ＨＶｓ／ＨＶａが０．９以下である請求項１に記載した加工性に優れる高強度熱延鋼板。
【請求項３】
板厚方向における平均組成が重量％で
Ｃ  ：０．０１〜０．１％、
Ｓｉ：１％以下、
Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ｐ  ：０．１％以下、
Ｓ  ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．０８％、
Ｔｉ：０．１〜０．４％
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる請求項１または２に記載した加工性に優れる高強度熱延鋼板。
【請求項４】
さらに下記の第１〜４群の中の少なくとも１群から選んだ１種以上の成分を含有する請求項３に記載した加工性に優れる高強度熱延鋼板。
第１群
Ｎｂ：０．１〜０．４％
第２群
Ｃｒ：０．０５〜０．８％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１％
第３群
Ｃａ：０．００５％以下、
希土類元素：０．００５％以下
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は、例えば、自動車用の足回り部材の素材鋼板として好適に用いることができる加工性に優れる高強度熱延鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の安全性向上および燃費向上の観点から、自動車用鋼板の高強度薄肉化が広く進められており、５９０ＭＰａ級やさらに７８０ＭＰａ級の高強度鋼板の適用が鋭意検討されている。
【０００３】
これらの鋼板には形状凍結性や曲げ加工性が要求され、また局部延性すなわち伸びフランジ性も求められる。これらの特性は、素材の強度が高くなればなるほど劣化し、特にスプリングバックによる形状不良が発生したり、割れやネッキングのために使用に耐えない場合もある。
【０００４】
高強度の下で加工性の良好な熱延鋼板としては、特開平１０−１７４８号公報に記載されているように、Ｔｉ含有低Ｃ鋼で形成され、表層部のビッカース硬さ（ＨＶｓ）と中心部のビッカース硬さ（ＨＶａ）とがＨＶｓ／ＨＶａ≦０．９５としたものが知られている。この熱延鋼板は、ミクロ組織をフェライト・ベイナイト組織として、表層部のＮｂ−Ｔｉ系炭化物を粗大化させることによって表層部の硬度を下げ、曲げ加工やバーリング加工等の加工性を向上させたものである。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
前記公報に記載された熱延鋼板によって、加工性の向上が図られたが、表層部がフェライト・ベイナイト２相組織であるため、形状凍結性、曲げ加工性が十分とは言えず、また表層部に粗大な析出物が存在するため、局部延性にも劣る面があり、さらなる伸びフランジ性の向上が望まれている。
【０００６】
本発明はかかる問題に鑑みなされてものであり、５９０Ｎ／mm2 級以上の高強度を有し、加工性、特に形状凍結性および伸びフランジ性に優れた熱延鋼板を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の高強度熱延鋼板は、鋼板断面において６０％以上の面積率を有し、かつ９５面積％以上のベイナイトを有する組織によって形成された中心部と、前記中心部の両側に連成され、９５面積％以上のポリゴナルフェライトを有する組織によって形成された表層部とを有し、前記表層部は少なくとも鋼板の両表面から０．２mm深さまでの領域に形成されている。この熱延鋼板において、請求項２に記載したように、表面から０．２mm深さにおける表層部のビッカース硬度（ＨＶｓ）と板厚中心における中心部のビッカース硬度（ＨＶａ）との硬度比ＨＶｓ／ＨＶａを０．９以下とするのがよい。
【０００８】
また、本発明の熱延鋼板の好適な化学成分は、請求項３に記載したように、板厚方向における平均組成が重量％で
Ｃ  ：０．０１〜０．１％、
Ｓｉ：１％以下、
Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ｐ  ：０．１％以下、
Ｓ  ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．０８％、
Ｔｉ：０．１〜０．４％
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるものである。
【０００９】
さらに、鋼成分には、請求項４に記載したように、下記の第１〜４群の中の少なくとも１群から選んだ１種以上の成分を含有することができる。
【００１０】
第１群
Ｎｂ：０．１〜０．４％
第２群
Ｃｒ：０．０５〜０．８％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
Ｂ：０．０００５〜０．０１％
第３群
Ｃａ：０．００５％以下、
希土類元素：０．００５％以下
【００１１】
【発明の実施の形態】
発明者らは、高強度を確保しつつ、加工性、特に形状凍結性および伸びフランジ性の改善策を検討した結果、鋼板全体の強度を確保すべく、中心部をベイナイトを主体とする組織で形成しつつ、表層部を軟質のポリゴナルフェライトを主体とする組織で形成することで、これらの特性が非常に優れたものになることを知見した。本発明はかかる知見に基づいて完成されたものである。
【００１２】
前記形状凍結性は、プレス成形後に素材鋼板に付与された型寸法の保持性をいい、スプリングバックが大きいほど形状凍結性は低下する。スプリングバックは曲げ加工のようなプレス成形において、成形終了後、プレス型から成形品を取り出した時点で当初の型寸法で決まる形状からずれることをいい、スプリングバックが大きいほど、次工程で他部品と接合する際に困難を来す。この現象は表層部の成形歪み量が大きく、高強度化すればするほど表面歪み量に対応する応力が増加することによるものであり、高強度材の宿命として従来避け得ない現象であった。
【００１３】
本発明では、歪みの少ない板厚中心部をベイナイト（ベイニティックフェライトを含む。）が９５面積％以上の硬質組織で形成することにより、所定の５９０ＭＰａや７８０ＭＰａの規格強度を確保し、一方、大きな歪みのかかる熱延鋼板の表層部を塑性変形が容易なポリゴナルフェライトが９５面積％以上の軟質組織で形成することにより、プレス成形の際に表層部の塑性変形を促進して残留応力を抑制することで、スプリングバックを抑制し、形状諌結性の向上を図ったものである。
【００１４】
しかも、表層部の組織は、９５面積％以上のポリゴナルフェライトを有する組織とすることによって軟質化したものであるから、亀裂の起点となる粗大な析出物を生成させることなく、また中心部も９５面積％以上のベイナイトを有する組織とするものであるから、非常に優れた局部延性すなわち伸びフランジ性が得られる。
【００１５】
前記ベイナイトを主体とする中心部は、鋼板の断面積において６０％以上占めることが必要である。６０％未満では中心部をベイナイト主体組織で形成しても強度が不足するようになり、また軟質の表層部が厚くなるため穴加工の際に穴縁のダレが大きくなる。一方、ポリゴナルフェライトを主体とする表層部は良好な形状凍結性を確保するには鋼板表面から少なくとも０．２mm深さの領域を占めることが必要である。さらには、板厚の５％以上、より好ましくは６％以上を表層部とすることが望ましい。なお、表層部は板厚中心側にいくほどポリゴナルフェライトの他にベイナイトも不可避的に含まれるようになるので、表層部における軟化作用が実質的に損なわれない範囲としてポリゴナルフェライトが９５％以上の領域を表層部とする。同様に、中心部も表面側にいくほどフェライトが含まれるようになるので、ベイナイト（ベイニティックフェライトを含む。）が９５％以上の領域を中心部とする。
【００１６】
また、表面から０．２mm深さ位置における表層部のビッカース硬度（ＨＶｓ）と板厚中心における中心部のビッカース硬度（ＨＶａ）との硬度比ＨＶｓ／ＨＶａは、０．９以下好ましくは０．８以下にするのがよい。０．９を超えると表層部による軟化組織効果が小さくなるので、硬度比の上限を０．９とする。
【００１７】
図１は、本発明の実施例にかかる熱延鋼板（板厚３．４mm）の厚さ方向の硬さ分布を示すものであり、この実施例では、鋼板表面から０．５mm程度の領域はポリゴナルフェライトが９５％以上の軟質組織で形成された表層部となっており、表面より０．２mm深さの位置における硬度は約２００Ｈｖになっている。一方、ベイナイトが９５％以上の硬質組織からなる中心部は断面積の６５％程度を占めており、板厚中心部の硬度は２６５Ｈｖであり、０．２mm深さ位置での表層部との硬度比は０．７５である。また、表層部と中心部との間には、ベイナイトおよびフェライトを主体とする中間層が一体的、連続的に形成されている。
【００１８】
ここで、上記組織が得られる好適な化学組成およびその成分限定理由について説明する。
Ｃ：０．０１〜０．１％
Ｃは、鋼の強化に効果を有する。特に、ベイナイトを形成するために必要な元素であり、このためには少なくとも０．０１％以上添加する必要がある。しかし、過多に添加すると延性の劣化が著しく、溶接性も低下するので、その上限を０．１％とする。
【００１９】
Ｓｉ：１％以下
Ｓｉは、固溶強化元素として引張強さの向上に非常に有効であるが、過度の添加は表面性状や化成処理性を悪化させるため１％を上限とする。
【００２０】
Ｍｎ：１．０〜２．５％
Ｍｎは、焼き入れ性を向上させる元素であり、中心部の組織をベイナイトにするために必要な元素である。この効果を有効に発揮させるには少なくとも１．０％以上添加する必要があるが、過多に添加すると延性を低下させるだけでなく、溶接性を害するので、その上限を２．５％とする。
【００２１】
Ｐ：０．１％以下
Ｐは、鋼の強度を向上させる働きがあるが、過度の添加は加工性、靭性を劣化させるため０．１％を上限とした。
【００２２】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは伸びフランジ性の改善のため０．０１％以下に規制される。
【００２３】
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは、脱酸のために少なくとも０．０１％を添加する必要があるが、０．０８％を越えて加えるとアルミナ系の介在物が増加し、加工性を劣化させるので、上限を０．０８％とした。
【００２４】
Ｔｉ：０．１〜０．４％
Ｔｉは本発明鋼板において高強度と優れた加工性を両立させる上で重要な元素である。まず、Ｍｎとともに焼き入れ性元素として作用し、中心部にベイナイトを生成させる効果がある。他の一つは、未再結晶オーステナイト域を拡大し、熱間圧延時に板表層部に発生する大きなせん断歪みと相まって表層部のみに大きな歪みを蓄積させることができる。このため、熱延後の冷却、巻取後の過程でその累積歪みの大きい表層部のフェライト変態を促進して、ポリゴナルフェライトを生成させ、軟質化させることができる。これらの２つの作用により、高強度を有しながら表層部のみ軟質化させることができ、形状凍結性および曲げ加工性に優れた鋼板を得ることができる。このような効果を発揮させるためには０．１％以上の添加が必要であるが、過度に添加すると表層部もベイナイト変態し所望の組織が得られないようになるので、上限を０．４％とする。
【００２５】
好適な鋼板成分は、上記基本成分を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるものであるが、必要に応じてさらに下記第１〜３群の少なくとも１群から１種以上の特性向上元素を含有することができる。
第１群；Ｎｂ：０．０１〜０．４％
第２群；Ｃｒ：０．０５〜０．８％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％
第３群；Ｃａ：０．００５％以下、希土類元素：０．００５％以下
【００２６】
ＮｂはＴｉと同じ効果を発揮する元素であり、この効果を有効に発揮させるために下限を０．０１％とした。一方、過度に添加すると、Ｔｉと同様、表層部もベイナイト変態し所望の組織が得られないようになるので、上限を０．４％とした。
【００２７】
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｂは焼き入れ性を向上させてベイナイトを安定的に生成させる効果があり、この効果を有効に発揮させるために下限が規定された。また過多に添加すると、表層部がベイナイト変態し所望の組織が得られないようになるので、その上限が規定された。
【００２８】
Ｃａ，希土類元素は、硫化物形態制御を通じて、延性、特に伸びフランジ性を改善する効果を有する。これらの元素の添加量の下限はその効果を有効に発揮させ得る必要最小限の量から、また上限はその効果が飽和する経済的な見地から決定された。
【００２９】
次に本発明の熱延鋼板の製造条件について説明する。
まず、鋼スラブの加熱温度については、ＴｉやＮｂの添加目的すなわち熱延時に未再結晶オーステナイト域を拡大する、冷却時に焼き入れ性を発揮させてベイナイト変態を促進するためには、これらの元素を加熱段階でできるだけ固溶状態にしておくことが必要であり、そのためには加熱温度を１２００℃以上とすることが望ましい。
【００３０】
粗圧延については特に制約はないが、仕上圧延については仕上温度をＡr3点以上にする必要がある。この温度以下では、加工組織が残存し加工性が劣化する。一方、鋼板の表層部をフェライト化するには、未再結晶オーステナイト領域（特にＴｉ量により変化するが、本発明のＴｉ量の上限では９８０℃程度になる。）において少なくとも累積圧下量を１５％以上確保する必要がある。かかる未再結晶オーステナイト領域における圧延によって、ロールと接触する圧延材の表面部に歪みが蓄積され、これがフェライト変態の起動力となってフェライト変態が促進され、表層部にポリゴナルフェライトが生成する。前記累積圧下量を調整することにより、ポリゴナルフェライト組織の占める領域すなわち表層部の厚さを調整することができる。もっとも、仕上温度が９８０℃を超えると未再結晶オーステナイト領域が狭くなり、表面部における累積歪みの確保が困難になるので、仕上温度はＡr3点以上、９８０℃以下好ましくは９００℃以下にするのがよい。
【００３１】
仕上圧延後の冷却速度は、２０℃／秒以上にする必要がある。２０℃／秒未満では、パーライトが生成し、６０％以上の十分な量のベイナイトを得ることが困難になり、所望の強度、加工性を得ることができないようになる。冷却速度の上限は特に規制されないが、温度制御のためには１００℃／秒以下とすることが望ましい。
【００３２】
巻取温度は、３５０℃〜６００℃にするのがよい。３５０℃未満での巻き取り温度の制御は通常の巻取設備では実現が困難であり、一方、６００℃を超えると中心部にもフェライトが生成し、所望の強度、加工性を確保することが困難になる。
【００３３】
以下、実施例によって本発明をさらに説明するが、本発明はこれら実施例によって限定されるものではない。
【００３４】
【実施例】
表１に示す化学成分を有する鋼からなる４５mm厚のスラブを１２５０℃に加熱し、３．４mm厚まで仕上温度を８５０℃〜１０００℃の範囲として熱間圧延を行い、仕上圧延終了後直ちに１０〜７０℃／秒で巻取相当温度の４５０℃〜６５０℃まで冷却し、その温度で３０分保持後、炉冷した。なお、発明例では仕上温度を８５０℃〜９００℃とし、９５０℃以下での累積圧下量を１５〜４５％程度確保し、仕上圧延終了後直ちに７０℃／ｓで巻取相当温度の４５０℃まで冷却し、その温度で３０分保持後、炉冷した。
【００３５】
【表１】
0003790087.tif 000002
【００３６】
得られた熱延鋼板から試験片を採取し、鋼板断面を光学顕微鏡によりミクロ組織を観察して、表層部を構成するポリゴナルフェライトが９５％以上の領域（表面からの平均深さmm）、および中心部を構成するベイナイト（ベイニティックフェライトを含む。）が９５％以上の領域（断面における面積率％）を測定するとともに、鋼板表面から０．２mm深さ位置および板厚中心位置のビッカース硬度（荷重１００ｇｆ）を測定した。これらの測定結果を表２に示す。
【００３７】
また、得られた鋼板を用いて、ＪＩＳ５号引張試験、形状凍結性評価試験、穴拡げ試験を行った。これらの結果を表２に併せて示す。
【００３８】
形状凍結性評価試験は、図２に示すように、ハット形断面部材（図中の矢印間の数値は寸法mm、アール部の内側半径１０mm）をそのフランジ部１を拘束しながら底壁部３をダイ・ポンチによって絞り曲げ成形し、成形部材を成形型から取り出し、図３に示すように、底壁部３を定盤に水平に載置して、フランジ部１の上面が水平面との成す角度θを測定した。この角度θは、底壁部３と側壁部２との間に生じるスプリングバックと、側壁部２とフランジ部１との間に生じるスプリングバックとが合わさったものであり、θが５度未満であれば例えば平板との接合に不都合がないことから形状凍結性が良好（○）、θが５度以上を不良（×）と評価した。
【００３９】
また、穴拡げ試験は、試験片に直径１０mmの打ち抜き穴を開け、その初期穴（ｄ0 ＝１０mm）に頂角が６０度の円錐パンチを押し込み、クラックが板厚を貫通するまで押し拡げたときの穴径をｄ1 としたとき、下記式で算出される穴拡げ率λ（％）を求めるものである。
λ＝（ｄ1 −ｄ0 ）／ｄ0 ×１００
【００４０】
【表２】
0003790087.tif 000003
【００４１】
表２より、本発明の熱延鋼板は、５９０Ｎ／mm2 級以上の高強度を有し、かつ形状凍結性に優れている。しかも、伸びフランジ性については、ＴＳ（ＭＰa）＊λ（％）の値で７５０００以上が達成されており、伸びフランジ性にも極めて優れていることがわかる。
【００４２】
【発明の効果】
本発明の熱延鋼板によれば、所定厚さの表層部が９５面積％以上のポリゴナルフェライトを有する軟質組織で形成され、６０％以上の中心部が９５面積％以上のベイナイトを有する硬質組織で形成されているので、５９０Ｎ／mm2 以上の高強度を有しながら、加工性、特に形状凍結性および伸びフランジ性に優れる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の熱延鋼板の板厚方向断面における硬度分布の一例を示すグラフである。
【図２】形状凍結性評価試験に用いたハット形断面部材の斜視図である。
【図３】形状凍結性の定量的データを示すθの測定要領説明図である。
【図１】
0003790087.tif 000004
【図２】
0003790087.tif 000005
【図３】
0003790087.tif 000006