(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
mass％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．１０％、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：２．５％以下、
Ｐ  ：０．０８％以下、
Ｓ  ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．１５％〜０．３０％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、フェライト分率を９５％以上とする組織を有し、隣接するフェライト粒との方位差がすべて１５°以上で囲まれたフェライトを単位粒とし、その平均粒径をｄμm としたとき、ｄが５μm 以下であり、かつ前記単位粒とこれに隣接する粒との平均境界長さをＬμm としたとき、Ｌ／ｄが４．０以上である伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板。
【請求項２】
さらに、
Ｎｂ：０．４０％以下、
Ｂ  ：０．００１０％以下
の１種以上を含む請求項１に記載した高強度熱延鋼板。
【請求項３】
さらに、Ｃａ：０．０１％以下を含む請求項１または２に記載した高強度熱延鋼板。
【請求項４】
請求項１から３のいずれか１項に記載した成分を有する鋼を加熱後、圧延し、冷却し、巻き取る高強度熱延鋼板の製造方法であって、
前記鋼の加熱を１１５０〜１３００℃で行い、前記圧延における仕上圧延を９００〜８４０℃の温度領域で行い、仕上圧延における圧下率を７５％以上とし、前記冷却を６０℃/sec以上で行い、前記巻き取りを３００〜４５０℃あるいは６５０〜７５０℃として、請求項１に記載したｄを５μm 以下、かつＬ／ｄを４．０以上とする、伸びフランジ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】
【発明が属する技術分野】
本発明は、メンバー類やアーム類などの脚周り部材やシャーシ材料などの自動車部品用素材等として好適な、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車や産業機械などの鋼板使用分野では、部材の軽量化が指向されており、これに伴い高強度の熱延鋼板が使用されている。熱延鋼板が用いられる用途においては、プレスにより形状加工とともに穴拡げ加工が施されるため、優れた伸びフランジ性（局部延性）が要求されることが多い。
【０００３】
高強度かつ加工性に優れた、Ｔｉを添加した熱延鋼板としては、例えば特開昭５３−８８６２０号公報、特公昭６２−４４５０号公報、特公昭６３−６６３６７号公報、特公平４−１１０４１８号公報、特開平１１−１０６８６１号公報に記載されているものが知られている。しかし、それらの先行文献においては、伸びフランジ性を向上させるために望ましい組織についての検討はまったくなされていない。
【０００４】
近年、鋼板組織を、隣接する粒の結晶方位が１５°（１５度）以上のもので囲まれた粒を単位粒とし、その大きさが数μm 以下の超細粒組織とする方法が特開平１１−２４６９３１号公報、持開平１１−２４６９３２号公報などに記載されているように盛んに検討されているが、現在のところ、優れた伸びフランジ性を備えた微細組織鋼板を得るには至っていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、高強度で、しかも優れた伸びフランジ性を備えた熱延鋼板およびその製造方法を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、Ｔｉを０．１５〜０．３０％含有する特定成分の下、フェライト以外の第２相（主としてマルテンサイトやベイナイトの低温変態生成相）を本質的に含まず、結晶粒径、粒形態をコントロールしたフェライト単相組織とすることで、高強度を損なうことなく、優れた伸びフランジ性を熱延鋼板に付与することができることを知見し、本発明を完成するに至った。すなわち、本発明の高強度熱延鋼板は、mass％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．１０％、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：２．５％以下、
Ｐ  ：０．０８％以下、
Ｓ  ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．１５％〜０．３０％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、フェライト分率を９５％以上とする組織を有し、隣接するフェライト粒との方位差がすべて１５°以上で囲まれたフェライトを単位粒とし、その平均粒径をｄμm としたとき、ｄが５μm 以下とされ、かつ前記単位粒とこれに隣接する粒との平均境界長さをＬμm としたとき、Ｌ／ｄが４．０以上とされたものである。また、前記成分において、さらに、Ｎｂ：０．４０％以下、Ｂ：０．００１０％以下の内の１種以上、および／またはＣａ：０．０１％以下を含むことができる。
【０００７】
また、本発明の高強度熱延鋼板の製造方法は、前記成分を有する鋼を加熱後、圧延し、冷却し、巻き取る高強度熱延鋼板の製造方法であって、前記鋼の加熱を１１５０〜１３００℃で行い、前記圧延における仕上圧延を９００〜８４０℃の温度領域で行い、仕上圧延における圧下率を７５％以上とし、前記冷却を６０℃/sec以上で行い、前記巻き取りを３００〜４５０℃あるいは６５０〜７５０℃として、前記ｄを５μm 以下、かつＬ／ｄを４．０以上とするものである。
【０００８】
【発明の実施の形態】
まず、本発明の高強度熱延鋼板における化学成分（単位はmass％）の限定理由について説明する。
Ｃ：０．０３〜０．１０％
Ｃは強度を向上させるのに有効な元素である。しかし、０．１０％超では第２相組織が生じやすくなる。このため、Ｃ量の下限を０．０３％とし、一方その上限を０．１０％、好ましくは０．０８％とする。
【０００９】
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは延性をあまり損なわずに、鋼の強度を上げる元素として有効である。しかし、多量に添加するとスケール傷や表面欠陥が生じるほか、フェライト生成を促進し、粒径ｄを粗大化させてＬ／ｄを低下させる。このため、上限を１．０％、好ましくは０．８％とする。
【００１０】
Ｍｎ：２．５％以下
Ｍｎは鋼の固溶強化、ひいては強度を得るために有効な元素である。また、変態を促進させ、グラニュラー・ベイニティック・フェライトやベイニティック・フェライトを生成させて、粒界の形状を変える働きがある。このためには、０．５％以上の添加が好ましいが、過多に添加すると焼き入れ性が過大となり、変態生成物を多量に生成し、高い伸びフランジ性を得ることが困難となる。このため、その上限を２．５％、好ましくは２．０％とする。
【００１１】
Ｐ：０．０８％以下
Ｐは延性を劣化させずに固溶強化する有効な元素であるが、過多に添加すると加工後、遷移温度を上昇させるので、０．０８％以下とする。
【００１２】
Ｓ：０．００５％以下
ＳはＭｎＳなどの硫化物を生成し、伸びフランジ性を劣化させる介在物を多く生成させるので低いことが望ましく、本発明では０．００５％以下に止める。
【００１３】
Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％
Ａｌは脱酸剤として添加され、０．０１５％未満では脱酸作用が過小であるほか、Ｎを多く残存させてＴｉＮなどの非金属介在物を生成し易くする。一方、０．０５０％超ではＡｌ2Ｏ3などの非金属介在物を生成し、清浄度が劣化するようになる。このため、Ａｌ量を０．０１５〜０．０５０％とする。
【００１４】
Ｔｉ：０．１５〜０．３０％
Ｔｉは、焼き入れ性を向上させるほか、粒径を変化させて伸びフランジ性を向上させる作用を有する。このため、０．１５％以上、好ましくは０．２０％以上添加する。しかし、多量に添加するとＴｉＮなどの非金属介在物を多く生成させることになるので、０．３０％以下、好ましくは０．２５％以下とする。本発明鋼板を熱間圧延により製造する場合、後述のように未再結晶オーステナイト域にて圧延を行い、この時に蓄積される加工歪みエネルギーを利用して、伸びフランジ性に有効な細粒さらにはジグザグ粒界の粒を得るのであるが、この未再結晶オーステナイト域を広げるための効果および上記結晶粒を得るための効果は、本発明者らが鋭意研究した結果、Ｔｉ添加が最も有効であり、例えばＮｂ単独添加では全く効果がないことが確かめられている。Ｔｉ量が０．１０％未満と少ない場合には、フェライト生成が促進され、ジグザグ粒が得られないようになる。十分なジグザグ形態が得られるよう、本発明ではＴｉ量の下限を０．１５％とする。
【００１５】
本発明の高強度熱延鋼板は、上記成分のほか、残部Ｆｅを本質的成分とするものであり、他の成分として不可避的不純物のほか、上記各成分の作用、効果を妨げない範囲で適宜の元素を添加することができる。例えば、下記のＮｂ、Ｂの１種以上、および／またはＣａを記載した範囲で含有することができる。
【００１６】
Ｎｂ：０．４０％以下、Ｂ：０．００１０％以下
これらの元素は、Ｔｉと同様、焼き入れ性向上作用、粒径変化による伸びフランジ性向上作用を有するが、多量に添加しても効果が飽和し、経済的でないのでＮｂは０．４０％以下、好ましくは０．３０％以下、Ｂは０．００１０％以下、好ましくは０．０００５％以下に止める。
【００１７】
Ｃａ：０．０１％以下
Ｃａは穴拡げ性に害を及ぼすＭｎＳを低減させ、ＣａＳという球状硫化物にすることによって伸びフランジ性に無害な形態にすることができる。しかし、０．０１％を越えるとその効果が飽和し、経済的でないので、０．０１％以下に止める。
【００１８】
次に、本発明の熱延鋼板の組織について説明する。
本発明鋼板の組織はフェライト分率を９５％以上とするものである。フェライト以外の第２相（主としてベイナイト、マルテンサイトなどの低温変態生成物）が有ると、フェライトと第２相との境界にこれらの硬度差に起因してボイド、クラックが生じて伸びフランジ性が劣化する。前記フェライトとは、ポリゴナルフェライトのほか、グラニュラー・ベイニティック・フェライト組織やベイニティック・フェライト組織を含む。これらのフェライトの典型的な形態は、日本鉄鋼協会基礎研究会発行「鋼のベイナイト写真集−１」によって知ることができる。前記フェライトは、全組織がフェライト単相組織であることが好ましいが、面積率（分率）で５％未満であれば第２相を含んでいても伸びフランジ性の劣化は軽微であり、実用上差し支えない。
【００１９】
組織中のフェライト粒径、さらにその粒界の形状は高い塑性変形を得るためには重要な要素であり、伸びフランジ性に重要な影響を及ぼす。すなわち、結晶粒界はクラックの伝播に対して障害として働き、結晶粒の粒径が細かいほど、クラックが進展する際、数多くの粒界を伝播していかなければならないため、クラックの進展抑止効果が大きい。さらに結晶粒の外周縁が凹凸状、ジグザグ状であるほど、ストレート状、平坦状の粒界より粒界強度が大きくなるため、変形の際に粒界からの割れ発生を防止する効果が大きくなる。
このため、本発明では、方位差がすべて１５°以上あるフェライト粒によって囲まれたフェライトを単位粒とし、その平均粒径ｄを５μm 以下の微細フェライト組織とする。ｄが５μm 超では、クラックの進展抑止効果が減少し、優れた伸びフランジ性が得難くなる。さらに、より優れた伸びフランジ性を得るには、単に単位粒のサイズを微細化するのみならず、単位粒とこれに隣接する粒との平均境界長さをＬ（μm ）としたとき、Ｌ／ｄを４．０以上とするのがよい。４．０未満では結晶粒が平坦状になり、粒界からの割れ抑制効果が劣化し、伸びフランジ性の向上作用が望めないようになる。上記のように、単位粒を方位差がすべて１５°以上ある粒によって囲まれた粒とするのは、１５°未満の方位差の結晶粒同士の境界はクラックの進展に対する阻止効果が小さく、クラック進展抑止作用の点からは実質的に一つの粒として取り扱って差し支えないからである。
【００２０】
なお、前記単位粒の粒径およびその境界長さは、エッチングした試料に対し、ＥＢＳＰ（Electron Back Sccatering Pattern）法により鋼板表面の結晶方位を測定し（測定条件：２０００倍に拡大、１００μm を１００stepとして測定）、方位差がすべて１５°以上ある粒によって囲まれた粒をマッピング後、画像解析により測定することができる。
また、前記平均粒径の意味は次のとおりである。まず、方位差がすべて１５°以上あるフェライト粒によって囲まれたフェライトを単位粒とし、各単位粒の面積を持つ円を想定し、その想定円の直径を求める。そして、その想定円の直径の平均値を求める。この平均値が平均粒径を意味する。
【００２１】
本発明の高強度熱延鋼板は、前記成分を有する鋼を溶製し、そのスラブを加熱後、圧延し、冷却し、これによって得られた鋼板を巻き取るに際して、仕上圧延を９００〜８４０℃の温度領域で行い、この仕上圧延における圧下率を７５％以上とし、巻き取り温度を３００〜４５０℃あるいは６５０〜７５０℃として、前記ｄを５μm 以下、かつＬ／ｄを４．０以上とすることによって製造される。スラブの加熱温度は、Ｔｉを十分固溶させるように１１５０〜１３００℃とするのがよい。また、前記９００〜８４０℃における圧延（仕上圧延）から巻き取りまでの間は、フェライトを生成しないように冷却することが好ましく、冷却速度を６０℃/sec以上、好ましくは８０℃/sec以上で冷却し、速やかに所定温度にて巻き取ることが望ましい。
【００２２】
Ｔｉを０．１５〜０．３０％添加した鋼では、９００℃以下の圧延は、通常、粗圧延後の仕上圧延において、オーステナイト域（γ域）で再結晶をしない未再結晶オーステナイト域での圧延となる。この温度領域での圧下率を７０％以上とすることにより、未再結晶オーステナイトに十分な加工歪みを付与することができる。もっとも、８４０℃未満では、フェライト＋γ域の２相域となり、フェライトの加工組織が混在するようになって、伸びフランジ性が低下するため好ましくない。一方、９００℃超の温度領域での仕上圧延については、再結晶域における圧延となるため、フェライト粒ｄが粗大化し、目的とするＬ／ｄが得られないようになる。このため、仕上圧延を９００〜８４０℃の温度領域で行う。
この未再結晶オーステナイトからなる熱延鋼板を後述の巻き取り温度にて巻き取ることによって、巻き取りの際に結晶方位の相違した微細フェライトが速やかに生成し、巻き取り後の熱延鋼板のフェライトの単位粒の平均粒径を５μm 以下にすることができる。前記圧下率が７０％未満では、未再結晶オーステナイトに蓄積される歪みエネルギーが少ないため、巻き取りの際にフェライトの核生成サイトが少なく、生成速度も遅くなり、フェライト結晶粒が粗大化し、所定サイズのフェライト単位粒を得ることが困難になる。
さらに、圧下率を７５％以上、好ましくは８０％以上とすることで、巻き取りの際にフェライト変態が急速に生じ、しかも結晶粒界が凹凸状になり、容易にＬ／ｄを４．０以上にすることができる。結晶粒界が凹凸状になる理由は必ずしも明らかでないが、本発明者は、高圧下率の下でＴｉを所定量添加することによって、結晶粒が整粒化せず、前記現象が顕著に生じることを観察している。かかる観察からＴｉの存在が重要な作用を及ぼしているものと考えられる。
【００２３】
巻き取り温度については、３００〜４５０℃、あるいは６５０〜７５０℃とする。３００℃未満ではマルテンサイトのような第２相が生成し易くなり、一方７５０℃超ではフェライトの結晶粒径が成長して大きくなり、フェライト単位粒が５μm を超えるようになる。また、５００℃超〜６００℃未満では、ＴｉＣが母相マトリックスに整合析出するようになり、延性や伸びフランジ性を劣化させるようになるため、この間付近での巻き取りを避ける必要がある。巻き取り温度が低いほど、また未再結晶オーステナイト域での圧下率が高いほど、フェライト結晶粒の微細化には効果的である。
【００２４】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はかかる実施例によって限定的に解釈されるものではない。
【００２５】
【実施例】
表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、そのスラブを１２５０℃に加熱し、３０分保持後、粗圧延、仕上圧延を行った。仕上圧延における開始温度（ＦＥＴ）、終了温度（ＦＤＴ）およびその間の圧下率（Ｒ）を表２および表３に示す。仕上圧延終了後、鋼板温度をミスト冷却（冷却速度６５℃/secまたは５０℃/sec）し、同表に示す巻き取り温度（ＣＴ）にて巻き取り、２．５mm厚の熱延鋼板を得た。
【００２６】
このようにして得られた熱延鋼板からＪｌＳ５号引張試験片を採取して圧延方向の引張試験を行い、引張強さ（ＴＳ）を測定した。また、伸びフランジ性を評価するため穴拡げ試験を行った。穴拡げ試験は、径１０mmφの打ち抜き穴（初期穴径ｄ０＝１０mm）に頂角６０°の円錐ポンチを押し込んで初期穴を押し拡げ広げ、割れが鋼板板厚を貫通した時点での穴径ｄを測定するものであり、伸びフランジ性は下記の穴拡げ率λによって評価される。これらの測定結果を表２および表３に併せて示す。
λ＝｛（ｄ−ｄ０）／ｄ０｝×１００（％）（ｄ０＝１０mm）
また、熱延鋼板から組織観察試験片を採取し、ＳＥＭにて組織の種類およびフェライト面積率を測定した。また、ＥＢＳＰ法により方位差１５°の結晶方位マップを作成し、方位差が１５°以下の単位粒の粒径ｄ０とその粒界の長さＬ０を測定し、ｄ０の平均値（ｄ）、Ｌ０／ｄ０の平均値（Ｌ／ｄ）を求めた。これらの測定結果を表２および表３に併せて示す。同表中の組織において、ｐＦはポリゴナルフェライト、ｂＦはベイニティックフェライトである。なお、試料No. ３、１０、２４および３４は同じものであるが、データの整理上、別の番号を付して併記した。
【００２７】
【表１】
0003790135.tif 000002
【００２８】
【表２】
0003790135.tif 000003
【００２９】
【表３】
0003790135.tif 000004
【００３０】
表２および表３より、本発明の鋼成分を満足しない鋼種No. １，４，８，９，１０，１３，１４，１７を用いた試料No. １，２，３，３６，３７，４０，４１，４４では引張強さＴＳまたはλの低下が著しい。特に、No. １ではＣ量が高いため、フェライトのほかにマルテンサイトが１０％生成し、フェライト主体の組織が得られず、λの劣化が著しい。また、試料No. ２１は巻き取り温度が高すぎるため、ｄが粗大化し、またNo. ２３は巻き取り温度が不適切であるためＴｉＣが析出し、ともにλが低下している。また、No. ３１，３２は未再結晶オーステナイト域での圧下率が低すぎるため、巻き取り温度が適正であるにもかかわらず、ｄが大粒化し、高いλが得られていない。また、No. ３６ではＳｉ含有量が高いため、フェライトの生成が促進され、Ｌ／ｄが低下している。また、No. ３７ではＴｉ含有量が低いため、フェライトの生成が促進され、Ｌ／ｄが低下しており、一方、No. ４０ではＴｉ含有量が高いため、ＴｉＯ介在物、ＴｉＮ介在物が多く生成し、λが低下している。また、No. ４１ではＡｌ含有量が低いため、ＴｉＮ介在物が多く生成し、λが低下しており、一方、No. ４４ではＡｌ含有量が高いため、Ａｌ2Ｏ3介在物が生成し、λが低下している。また、No. ４８ではＦＥＴが高いため、ｄが粗大化し、λが低下しており、一方、No. ４９ではＦＤＴが低いため、加工組織となり、λが低下している。また、No. ５０ではＣＴが低いため、フェライトのほかマルテンサイトが２０％生成し、またＬ／ｄが低下している。また、No. ５２ではＣＲが低いため、ｄが粗大化し、λが低下している。
【００３１】
これらに対して、成分、製造条件が本発明条件を満足し、ｄが５μm 以下で、かつＬ／Ｄが４．０以上の実施例（No. ４〜８，２２，２４，３４，３５，３８，３９，４２，４３，４５，４６，４７，５１）では、λが９０％以上で、かつＴＳ×λが７００００ Ｎ／mm2・％以上あり、高強度かつ優れた伸びフランジ性を備えている。
【００３２】
【発明の効果】
本発明の熱延鋼板によれば、Ｔｉを０．１５〜０．３０％含有した特定成分の下、フェライト分率を９５％以上とし、クラック進展の抑制能を有するフェライト単位粒の粒径、さらにその外周形態を特定したので、高強度を損なうことなく、優れた伸びフランジ性を備えることができる。また、本発明の製造方法によれば、前記高強度熱延鋼板を容易に製造することができる。