JP2005120436A - 穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【課題】引張強度 590Ｎ／mm 2以上の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板を提供する。【解決手段】質量％にて、Ｃ：0.01〜0.20％、Si：1.5 ％以下、Al：1.5 ％以下、Mn：0.5 〜3.5 ％、Ｐ：0.2 ％以下、Ｓ：0.0005〜0.009 ％、Ｎ：0.009 ％以下、Mg：0.0006〜0.01％、Ｏ：0.005 ％以下、およびTi：0.01〜0.20％、Nb：0.01〜0.10％の１種または２種含有し、残部が鉄および不可避的不純物で、下記の３つの式の全てを満たす鋼組織がフェライト＋マルテンサイトを主体とした穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
［Ｍｇ％］≧（［Ｏ％］／１６×０．８）×２４ ・・・（１）
［Ｓ％］≦（［Ｍｇ％］／２４−［Ｏ％］／１６×0.8 ＋0.00012)×３２ ・・・（２）［Ｓ％］≦０．００７５／［Ｍｎ％] ・・・（３）
【選択図】 図１
［Ｍｇ％］≧（［Ｏ％］／１６×０．８）×２４ ・・・（１）
［Ｓ％］≦（［Ｍｇ％］／２４−［Ｏ％］／１６×0.8 ＋0.00012)×３２ ・・・（２）［Ｓ％］≦０．００７５／［Ｍｎ％] ・・・（３）
【選択図】 図１
Description
本発明は、主としてプレス加工される自動車用鋼板を対象とし、６．０ｍｍ程度以下の板厚で、５９０Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強度を有し、穴拡げ性と延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。
近年、自動車の燃費改善対策としての車体軽量化、部品の一体成形によるコストダウンのニーズが強まり、プレス成形性に優れた熱延高強度鋼板の開発が進められてきた。従来、加工用熱延鋼板としてはフェライト・マルテンサイト組織からなるＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼板が知られている。Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼板は、軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相の複合組織で構成されており、著しく硬度の異なる両相の界面からボイドが発生して割れを生じるため穴拡げ性に劣る問題があり、足廻り部品等の高い穴拡げ性が要求される用途には不向きであった。これに対し、特開平４−８８１２５号公報、特開平３−１８０４２６号公報ではベイナイトを主体とした組織により穴拡げ性の優れた熱延鋼板の製造方法が提案されているが、この鋼板は伸び特性に劣ることから適用部品に制約があった。
穴拡げ性と延性を両立する技術として特開平６−２９３９１０号公報、特開２００２−１８０１８８号公報、特開２００２−１８０１８９号公報、特開２００１−１８０１９０号公報ではフェライト＋ベイナイトの混合組織による鋼板が提案されているが、自動車のさらなる軽量化指向、部品の複雑化等を背景に更に高い穴拡げ性が求められ上記技術では対応しきれない高度な加工性、高強度化が要求されている。
また、本発明者らは特開２００１−３４２５４３号公報、特開２００２−２０８３８号公報にて、伸びの劣化を伴わず、穴拡げ性の向上の手段として打抜き穴のクラックの状態が重要であることを見出し、（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎの微細化により打抜き穴の断面に微細均一なボイドを生成させることで穴拡げ加工時の応力の集中を緩和しうることで穴拡げ性を向上させうることを見出した。そして、この（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎの微細化の手段としてＭｇ系の酸化物の利用を提案した。しかしながら、この発明では酸化物のみを制御しているが、酸素の制御は自由度が少なく、脱酸後の限られたフリー酸素を利用するため総量が少なく、所定の分散状態を得ることが難しく十分な効果を得ることが困難であった。
特開平４−８８１２５号公報
特開平３−１８０４２６号公報
特開平６−２９３９１０号公報
特開２００２−１８０１８８号公報
特開２００２−１８０１８９号公報
特開２００２−１８０１９０号公報
特開２００１−３４２５４３号公報
特開２００２−２０８３８号公報
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、５９０Ｎ／ｍｍ2 クラス以上の薄鋼板に関するもので、優れた穴拡げ性と延性を両立した高強度薄鋼板を提供しようとするものである。
本発明者らは、打抜き穴の断面に微細均一なボイドを生成させることで穴拡げ加工時の応力の集中を緩和することで穴拡げ性を向上させるため、（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎの微細化の手法について種々実験、検討を重ねた結果、従来、硫化物は穴拡げ性の劣化を引き起こすといわれているが、Ｍｇ系の硫化物は、高温で析出するものは（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎ析出物の生成核としての作用し、低温で析出するものは（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎとの競合析出により（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎの成長の抑制作用があり、ＴｉＮ微細化による穴拡げ性の向上に寄与することを見出した。そして、従来のＭｎ系硫化物の析出を回避し、Ｍｇ系の硫化物で上記の作用を得るためにはＯ、ＭｇとＭｎとＳの添加バランスをある条件に入れることが必要であり、これにより、Ｍｇ系酸化物単独の利用に比べて、より微細な（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎの均一微細化が容易に達成できることを見出すことでこの発明をなすに至ったのである。
（１）質量％にて
Ｃ ：０．０１％以上、０．２０％以下、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ａｌ：１．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、３．５％以下、
Ｐ ：０．２％以下、
Ｓ ：０．０００５％以上、０．００９％以下、
Ｎ ：０．００９％以下、
Ｍｇ：０．０００６％以上、０．０１％以下、
Ｏ：０．００５％以下、
および
Ｔｉ：０．０１％以上、０．２０％以下、
Ｎｂ：０．０１％以上、０．１０％以下、
の１種または２種含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記の３つの式の全てを満たすことを特徴とした鋼組織がフェライト＋マルテンサイトを主体とした強度が５９０Ｎ／ｍｍ2 超の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
［Ｍｇ％］≧（［Ｏ％］／１６×０．８）×２４ ・・・（１）
［Ｓ％］≦（［Ｍｇ％］／２４−［Ｏ％］／１６×0.8 ＋0.00012)×３２ ・・・（２）［Ｓ％］≦０．００７５／［Ｍｎ％] ・・・（３）
Ｃ ：０．０１％以上、０．２０％以下、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ａｌ：１．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、３．５％以下、
Ｐ ：０．２％以下、
Ｓ ：０．０００５％以上、０．００９％以下、
Ｎ ：０．００９％以下、
Ｍｇ：０．０００６％以上、０．０１％以下、
Ｏ：０．００５％以下、
および
Ｔｉ：０．０１％以上、０．２０％以下、
Ｎｂ：０．０１％以上、０．１０％以下、
の１種または２種含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記の３つの式の全てを満たすことを特徴とした鋼組織がフェライト＋マルテンサイトを主体とした強度が５９０Ｎ／ｍｍ2 超の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
［Ｍｇ％］≧（［Ｏ％］／１６×０．８）×２４ ・・・（１）
［Ｓ％］≦（［Ｍｇ％］／２４−［Ｏ％］／１６×0.8 ＋0.00012)×３２ ・・・（２）［Ｓ％］≦０．００７５／［Ｍｎ％] ・・・（３）
（２） （１）の鋼において更に、ＭｇＯとＭｇＳと（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎの複合析出物のうち、そのサイズが０．０５μｍ以上、３．０μｍ以下の析出物が１平方ｍｍあたり５．０×１０2 個以上、１．０×１０7 個以下含む、鋼組織がフェライト＋マルテンサイトを主体とした強度が５９０Ｎ／ｍｍ2 超の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
（３）質量％で更に、Ａｌ、Ｓｉの関係が式（４）を満たす（１）又は（２）に記載の鋼組織がフェライト＋マルテンサイトを主体とした強度が５９０Ｎ／ｍｍ2 超の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
［Ｓｉ％］＋２．２×［Ａｌ％］≧０．３５ ・・・（４）
［Ｓｉ％］＋２．２×［Ａｌ％］≧０．３５ ・・・（４）
（４） （１）又は（２）又は（３）の鋼において更に、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎがそれぞれ式（５）を満たす、
−100 ≦−300(Ｃ％）＋105(Ｓｉ％）−９５（Ｍｎ％）＋233(Ａｌ％）・・・（５）
鋼組織がフェライト＋マルテンサイトを主体とした強度が５９０Ｎ／ｍｍ2 超の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
−100 ≦−300(Ｃ％）＋105(Ｓｉ％）−９５（Ｍｎ％）＋233(Ａｌ％）・・・（５）
鋼組織がフェライト＋マルテンサイトを主体とした強度が５９０Ｎ／ｍｍ2 超の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
（５）全結晶粒の内、短径（ｄｓ）と長径（ｄｌ）の比（ｄｓ／ｄｌ）が０．１以上である結晶粒が８０％以上存在する（１）から（４）に記載の鋼組織がフェライト＋マルテンサイトを主体とした強度が５９０Ｎ／ｍｍ2 超の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
（６）鋼組織でフェライト相のうちが２μｍ以上の粒径の割合が８０％以上である（１）から（４）に記載の鋼組織がフェライト＋マルテンサイトを主体とした強度が５９０Ｎ／ｍｍ2 超の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
（７）質量％で更に、Ｃａ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を０．０００５％以上、０．０１％以下含有する（１）から（６）に記載の鋼組織がフェライト＋マルテンサイトを主体とした強度が５９０Ｎ／ｍｍ2 超の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
（８）質量％で更に、
Ｃｕ：０．０４％以上、０．４％以下、
Ｎｉ：０．０２％以上、０．３％以下、
Ｍｏ：０．０２％以上、０．５％以下、
Ｖ ：０．０２％以上、０．１％以下、
Ｃｒ：０．０２％以上、１．０％以下、
Ｂ ：０．０００３％以上、０．００１０％以下、
の１種または２種以上を含有する（１）から（７）に記載の鋼組織がフェライト＋マルテンサイトを主体とした強度が５９０Ｎ／ｍｍ2 超の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
Ｃｕ：０．０４％以上、０．４％以下、
Ｎｉ：０．０２％以上、０．３％以下、
Ｍｏ：０．０２％以上、０．５％以下、
Ｖ ：０．０２％以上、０．１％以下、
Ｃｒ：０．０２％以上、１．０％以下、
Ｂ ：０．０００３％以上、０．００１０％以下、
の１種または２種以上を含有する（１）から（７）に記載の鋼組織がフェライト＋マルテンサイトを主体とした強度が５９０Ｎ／ｍｍ2 超の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
（９） （１）から（８）に記した鋼を、圧延終了温度をＡｒ3 変態点以上とする圧延をし、引き続き２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、３００℃未満で捲取ることを特徴とする鋼組織がフェライト＋マルテンサイトを主体とした強度が５９０Ｎ／ｍｍ2 超の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（１０） （１）から（８）に記した鋼を、圧延終了温度をＡｒ3 変態点以上とする圧延をした後、２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で６５０℃〜７５０℃まで冷却し、該温度で１５秒以下空冷した後、再度冷却して、３００℃未満で捲取ることを特徴とする鋼組織がフェライト＋マルテンサイトを主体とした強度が５９０Ｎ／ｍｍ2 超の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
本発明によれば強度レベルが５９０Ｎ／ｍｍ2 クラス以上で、従来にない伸び−延性バランスを有した熱延高強度鋼板を供給できるようになったもので、産業上極めて有用なものである。
本発明は穴拡げ性の改善に対して打抜き穴の端面性状に着眼したもので、Ｏ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓの添加バランスを調整し、Ｍｇ系の酸化物、硫化物を均一微細析出させ、打抜き時の粗大クラック発生を抑制し、端面性状を均一化することで穴拡げ性を改善させるものである。以下に本発明の個々の構成要件について詳細に説明する。
まず、本発明の成分の限定理由について述べる。
まず、本発明の成分の限定理由について述べる。
Ｃは、鋼の加工性に影響を及ぼす元素であり、含有量が多くなると、加工性は劣化する。特に０．２０％を超えると穴拡げ性に有害な炭化物（パーライト、セメンタイト）が生成するので、０．２０％以下とする。但し、特に高い穴拡げ性が要求される場合、０．１％以下とすることが望ましい。また、強度確保の面で０．０１％以上は必要である。
Ｓｉは、有害な炭化物の生成を抑えフェライト分率を増加させ伸びを向上するために有効な元素であり、固溶強化により材料強度確保のためにも有効な元素であるため添加することが望ましいが、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１．５％を上限とする。
ＡｌはＳｉと同様、有害な炭化物の生成を抑えフェライト分率を増加させ伸びを向上するために有効な元素である。特に、延性と化成処理性を両立するために必要な元素である。Ａｌは、従来より脱酸に必要な元素であり、通常０．０１〜０．０７％程度添加してきた。本発明者らは、鋭意研究を重ねた結果、低Ｓｉ系においてもＡｌを多量に添加することにより延性を劣化させること無く、化成処理性を改善できることを見出した。しかし、添加量が増加すると延性向上の効果は飽和してしまうばかりか、化成処理性が低下するほか、点溶接性も劣化するため１．５％を上限し、特に化成処理の厳しい条件では、１．０％を上限とすることが望ましい。
Ｍｎは、強度確保に必要な元素であり、最低０．５０％の添加が必要である。しかし、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、これらは穴拡げ性を劣化させる。これより３．５０％を上限とする。また、Ｍｎは焼き入れ性を高める元素であり、フェライト分率を低減させ伸びの劣化を招く。このため、２．０％以下の添加が望ましい。
Ｐは鋼板の強度を上げる元素であり、Ｃｕと同時添加により耐腐食性を向上する元素であるが、添加量が高いと溶接性、加工性、靭性の劣化を引き起こす元素である。これより、０．２％以下とする。特に耐食性が問題とならない場合、加工性を重視して０．０３％以下が望ましい。
Ｓは本発明における最も重要な添加元素の一つである。ＳはＭｇと結合して硫化物を生成し、（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎの核となり、また（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎの成長を抑制することにより、これらの微細化に寄与し、穴拡げ性の飛躍的な向上をもたらすと考えられる。この効果を得るためには０．０００５％以上の添加が必要であり、０．００１％以上の添加が望ましい。但し、過剰の添加はＭｎ系の硫化物を形成し、逆に穴拡げ性を劣化させるため０．００９％以下が望ましい。
Ｎは、（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎの生成に寄与するため加工性を確保するためには少ない方が良い。０．００９％を越えると粗大なＴｉＮが発生し加工性が劣化するので０．００９％以下とする。
Ｍｇは、本発明における最も重要な添加元素の一つである。Ｍｇはこの添加により、酸素と結合して酸化物を、Ｓと結合して硫化物を形成する。このとき生成されるＭｇ系酸化物、Ｍｇ系硫化物はＭｇを添加しない従来の鋼に比べ、個々の析出物のサイズが小さく、均一に分散した分布状態となる。鋼中に微細に分散したこれらの析出物は、（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎの微細分散に寄与し、穴拡げ性の向上に効果があると考えられる。ただし、０．０００６％未満ではその効果が不十分であり、０．０００６％以上の添加が必要である。その効果を十分に得るためには０．００１５％以上の添加が望ましい。一方で０．０１％超の添加は添加量に対する改善代が飽和するばかりでなく、逆に鋼の清浄度を劣化させ、穴拡げ性、延性を劣化させるため上限を０．０１％とする。
Ｏは本発明における最も重要な添加元素の一つである。Ｍｇと結合して酸化物を形成し、穴拡げ性の向上に寄与する。しかしながら、過剰の添加は鋼の清浄度を劣化させ伸びの劣化を引き起こすため０．００５％を上限とすることが望ましい。
Ｔｉ、Ｎｂは本発明における最も重要な添加元素の一つである。Ｔｉ、Ｎｂは炭化物を形成し強度の増加に有効であり、硬度の均一化に寄与して穴拡げ性を改善する。また、Ｍｇ系の酸化物、硫化物を核に微細均一に窒化物を形成し、これが、打抜き時に微細ボイドを形成し、応力集中を抑制することで粗大クラックの発生を抑制する効果があると考えられ、穴拡げ性の飛躍的な向上をもたらすと考えられる。これらの結果を有効に発揮させるためにはＮｂ、Ｔｉともに少なくとも０．０１％の添加が必要である。しかし、これらの添加が過度になると析出強化により延性が劣化するため、上限としてＴｉは０．２０％以下、Ｎｂは０．１０％以下とする。これらの元素は単独で添加しても効果があり、複合添加しても効果がある。
Ｃａ、Ｚｒ、ＲＥＭは硫化物系の介在物の形状制御し、穴拡げ性の向上に有効である。これを有効に発揮させるためには少なくとも１種類または２種以上を０．０００５％以上添加する必要がある。一方、多量の添加は逆に鋼の清浄度を悪化させるため穴拡げ性、延性を損なう。これより上限を０．０１％とする。
ＣｕはＰとの複合添加により耐腐食性を向上する元素である。この作用を得るためには０．０４％以上添加することが望ましい。但し、多量の添加は焼き入れ性を増加させ延性が低下するため、上限を０．４％とする。
ＮｉはＣｕを添加したときの熱間割れを抑制するために必須元素である。この効果を得るためには０．０２％以上添加することが望ましい。但し、多量の添加はＣｕ同様、焼き入れ性を増加させ延性が低下するため、上限を０．３％とする。
Ｍｏはセメンタイトの生成を抑制し、穴拡げ性を向上させるのに有効な元素であり、この効果を得るためには、０．０２％以上の添加が必要である。但し、Ｍｏも焼き入れ性を高める元素であるため過剰の添加では延性が低下するため、上限を０．５％とする。
Ｖは炭化物を形成し強度確保に寄与する。この効果を得るためには０．０２％以上の添加が必要である。但し、多量の添加は伸びの低減させ、コストも高いため、上限を０．１％とする。
ＣｒもＶと同様、炭化物を形成し強度確保に寄与する。この効果を得るためには０．０２％以上の添加が必要である。但し、Ｃｒは焼き入れ性を高める元素であるため、多量の添加により伸びの低減させる。そこで、上限を１．０％とする。
Ｂは粒界を強め超ハイテンで課題となる２次加工割れの改善に有効な元素である。この効果を得るためには０．０００３％以上の添加が必要である。但し、Ｂも焼き入れ性を高める元素であるため、多量の添加により延性が低下するため、上限を０．００１％とする。
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、Ｏ、ＭｇとＭｎとＳの添加バランスをある条件に入れることで、Ｍｇ系の酸化物、硫化物を利用しＴｉＮを微細分散させることが可能であることを見出した。即ち、Ｍｇ酸化物を十分に析出させること、Ｍｎ系の硫化物の析出を抑制しつつ、Ｍｇ系硫化物の析出温度を制御し、先述の核としての作用、成長抑制の作用を利用することが可能となる。このために以下の３つの関係式を導き出した。以下に説明する。
本発明ではＭｇ系の酸化物に加えＭｇ系の硫化物を利用するため、ＭｇはＯ以上の添加が必要である。但し、ＯはＡｌなど他の元素とも酸化物を形成しているため、発明者らが鋭意検討した結果、Ｍｇと結合する有効Ｏは分析量の８割であり、これ以上のＭｇ添加が穴拡げ性の向上に作用する十分な硫化物を形成するために必要であり、Ｍｇ添加量は（１）式を満たす必要がある。一方で、Ｍｇ系の硫化物形成において、Ｓは必須元素であるが、Ｓ添加量が高くなると、ＳはＭｎ系の硫化物となり、この析出量が少量であればＭｇ系硫化物との複合で存在し穴拡げ性の劣化には影響しないが、多量に析出する条件では、詳細は明らかではないが単独析出またはＭｇ系硫化物の析出物の特性に影響を及ぼし穴拡げ性を劣化させる。このため、Ｓ添加量は、Ｍｇ、有効Ｏ量に対して（２）式を満たす必要がある。更に、Ｍｎ、Ｓともに高い条件では、高温でのＭｎ系硫化物が析出するため、Ｍｇ系の硫化物の生成を抑制し、十分な穴拡げ性の向上が得られなくなるため、Ｍｎ、Ｓは（３）式を満たす必要がある。
［Ｍｇ％］≧（［Ｏ％］／１６×０．８）×２４ ・・・（１）
［Ｓ％］≦（［Ｍｇ％］／２４−［Ｏ％］／１６×0.8 ＋0.00012)×３２ ・・・（２）［Ｓ％］≦０．００７５／［Ｍｎ％] ・・・（３）
［Ｍｇ％］≧（［Ｏ％］／１６×０．８）×２４ ・・・（１）
［Ｓ％］≦（［Ｍｇ％］／２４−［Ｏ％］／１６×0.8 ＋0.00012)×３２ ・・・（２）［Ｓ％］≦０．００７５／［Ｍｎ％] ・・・（３）
打抜き穴の断面に微細均一なボイドを生成させることで穴拡げ加工時の応力の集中を緩和させ、穴拡げ性を向上させるためには、（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎの均一微細化が重要であり、このサイズが小さい時、微細ボイドの起点とならないため効果を発揮せず、大きすぎると粗大クラックの起点となり、一方でこの析出物密度は個数が少ないと、打抜き時に発生する微細ボイドが不足し、粗大なクラックの発生を抑制する効果が得られないと考えられる。本発明者らは鋭意検討した結果、この手法としてＭｇＯとＭｇＳとの複合析出が利用できることを見出し、原因は定かではないが、酸化物に加えて硫化物の複合利用においては、効果を発揮する複合析出物のサイズ、析出物密度として、ＭｇＯとＭｇＳと（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎの複合析出物で、０．０５μｍ以上、３．０μｍ以下の析出物が１平方ｍｍあたり５．０×１０2 個以上、１．０×１０7 個以下含む必要があることを見出した。このとき、複合酸化物にＡｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2 が含まれていても本効果は損なわれるものではなく、少量であればＭｎＳが含まれていても効果は損なわれない。
Ｓｉ、Ａｌは延性を確保するための組織制御上、非常に重要な元素である。ただし、Ｓｉは熱延工程でＳｉスケールと呼ばれる表面の凹凸が発生する場合があり、これにより、製品外観が損なわれる他、プレス後に施される化成処理や塗装において、化成処理膜の生成が悪い場合や塗装の密着性が悪い場合が発生する。このため、一部の化成処理性の厳しい用途には多量のＳｉは添加できないケースが生じる。このとき、延性と化成処理性の両立を狙うためにはＡｌによるＳｉ代替が可能であるが、Ｓｉ、Ａｌ共に添加量が多量になるとフェライト相分率が増大し、狙いの強度が得られなくなる。そこで、十分な強度を確保し、延性を確保するためには、Ｓｉ、Ａｌの関係が（４）式を満たす必要がある。ただし、特に伸びが課題となるとき０．９以上とすることが望ましい。
［Ｓｉ％］＋２．２×［Ａｌ％］≧０．３５ ・・・（４）
［Ｓｉ％］＋２．２×［Ａｌ％］≧０．３５ ・・・（４）
本発明は打ち抜き時の断面性状の改善技術であるため、金属組織として、フェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相のいずれの相を含んでいても効果を発揮する。端面制御技術が穴拡げ性の向上に関わる技術であるため、延性と穴拡げ性共に高い値を確保するには金属組織で伸びを確保する必要があるため、金属組織としてはフェライト相とマルテンサイト相を主体とした組織とする必要がある。このとき、フェライト相が５０％以上であるとき、特に延性が高く確保できるため５０％以上のフェライト分率とすることが望ましい。また、本発明鋼では組織中にオーステナイト相が残存しても本発明の効果を妨げるものではないが、粗大なセメンタイト、パーライト相はＭｇ系析出物による端面性状の改善効果が薄れるため望ましくない。
熱延では仕上げ圧延後、短時間の間に狙い組織を形成しなくてはならず、成分の影響が非常に強く現れる。鋼組織がフェライト相＋マルテンサイト相を主体とするとき、延性を向上させるためには、フェライト相分率の確保が重要である。延性の改善に効果的なフェライト分率の確保のためにはＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌは以下の関係式を満たす必要がある。これ以下の値となると、十分なフェライト相が得られず、第二相分率が増加するため延性が劣化する。
−100 ≦−300(Ｃ％）＋105(Ｓｉ％）−９５（Ｍｎ％）＋233(Ａｌ％）・・・（５）
−100 ≦−300(Ｃ％）＋105(Ｓｉ％）−９５（Ｍｎ％）＋233(Ａｌ％）・・・（５）
鋼組織がフェライト相＋マルテンサイト相主体の鋼において、Ｍｇ系析出物による打ち抜き端面性状の改善による穴拡げ性改善効果を低減させることなく、延性の改善手段として、研究者らが鋭意研究した結果、フェライト相の形状とフェライト粒径を制御することが有効に作用することを見出した。以下に説明する。
フェライト形状は、本発明において延性を向上させるための重要な指標のひとつである。一般に、高合金成分系においては、圧延方向に伸展したフェライト粒が多い。研究者らが鋭意研究した結果、この伸展粒が延性の劣化を招くことを見出し、指標として短径（ｄｓ）と長径（ｄｌ）の比（ｄｓ／ｄｌ）が、０．１未満の結晶粒の存在確率は低くすることが有効であることを見出した。結晶形状のフェライト形状が十分に延性向上の効果を得るためには、フェライト粒のうち、比（ｄｓ／ｄｌ）が０．１以上の割合が８０％以上であることが必要である。
フェライト粒径は、本発明において延性を向上させるための重要な指標のひとつである。一般に、ハイテン化に伴い結晶粒は微細化する。研究者らが鋭意研究した結果、同一強度においては十分に粒成長したフェライト相は延性の向上に寄与することを見出した。そして、結晶粒径が十分に延性向上の効果を得るためには、フェライト相のうち、２μｍ以上の粒径の割合が８０％以上であることが必要である。
本発明で規定した複合析出物の分散状態は例えば以下の方法により定量的に測定される。母材鋼板の任意の場所から抽出レプリカ試料を作成し、これを透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて倍率は５０００〜２００００倍で少なくとも５０００μｍ2 以上の面積にわたって観察し、対象となる複合介在物の個数を測定し、単位面積当たりの個数に換算する。この時、酸化物と（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎの同定にはＴＥＭに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成分析とＴＥＭによる電子線回折像の結晶構造解析によって行われる。このような同定を測定する全ての複合介在物に対して行うことが煩雑な場合、簡易的に次に手順による。まず、対象となるサイズの個数を形状、サイズ別に上記の要領にて測定し、これらのうち、形状、サイズの異なる全てに対し、各々１０個以上に対し上記の要領にて同定を行い、酸化物と（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎの割合を算出する。そして、はじめに測定された介在物の個数にこの割合を掛け合わせる。鋼中の炭化物が以上のＴＥＭ観察を邪魔する場合、熱処理によって炭化物を凝集粗大化、または溶解させ対象とする複合介在物の観察を容易にすることができる。
次に製造方法について説明する。
仕上圧延終了温度はフェライトの生成を妨げ、穴拡げ性を良好にするためＡｒ3 変態点以上とする必要がある。しかしあまり高温にすると組織の粗大化による強度低減、延性の低下を招くため９５０℃以下とすることが望ましい。冷却速度は穴拡げ性に有害な炭化物形成を抑制し、高い穴拡げ比を得るためには２０℃／ｓ以上が必要である。捲取温度は３００℃以上になるとマルテンサイトを生成できず、強度が低下し、所定の強度を確保できなくなるため３００℃未満とし、十分な強度を確保し、これによる伸びの改善を十分に得るためには巻取り温度を２００℃以下とすることが望ましい。
仕上圧延終了温度はフェライトの生成を妨げ、穴拡げ性を良好にするためＡｒ3 変態点以上とする必要がある。しかしあまり高温にすると組織の粗大化による強度低減、延性の低下を招くため９５０℃以下とすることが望ましい。冷却速度は穴拡げ性に有害な炭化物形成を抑制し、高い穴拡げ比を得るためには２０℃／ｓ以上が必要である。捲取温度は３００℃以上になるとマルテンサイトを生成できず、強度が低下し、所定の強度を確保できなくなるため３００℃未満とし、十分な強度を確保し、これによる伸びの改善を十分に得るためには巻取り温度を２００℃以下とすることが望ましい。
連続冷却中空冷はフェライト相の占有率を増加させ、延性を向上させるために有効である。しかし、空冷温度、空冷時間により、パーライトが生成されると逆に延性が低下するばかりでなく、穴拡げ性が著しく低下する。空冷温度が６５０℃未満では穴拡げ性に有害なパーライトが早期より発生するため、６５０℃以上とする。一方で７５０℃超ではフェライト生成が遅く空冷の効果を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生成が発生しやすくため７５０℃以下とする。１５秒間超の空冷はフェライト相の増加が飽和するばかりでなく、その後の冷却速度、捲取温度の制御に負荷をかける。このため、空冷時間は１５秒以下とする。
次に本発明を実施例に基づいて説明する。
表１に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でスラブとした。符号Ａ〜Ｚが本発明に従った成分の鋼で符号ａの鋼はＣ添加量、ｂの鋼はＭｎ添加量、ｃの鋼はＯ添加量、ｅの鋼はＳ添加量、ｆの鋼はＭｇ添加量が本発明の範囲外である。また、ｂの鋼は式（３）と式（５）、ｃの鋼は式（１）と式（２）、ｄの鋼は式（４）、ｅの鋼は式（２）と式（３）、ｆの鋼は式（１）が本発明の範囲外である。また、ｆ、ｇの鋼は析出物個数が本発明の範囲外である。これらの鋼を加熱炉中で１２００℃以上の温度で加熱し、熱間圧延にて板厚２．６〜３．２ｍｍの熱延鋼板を得た。熱延条件については表２に示す。
表２のうち、Ａ４、Ｊ２は冷却速度、Ｂ３、Ｆ３は空冷開始温度、Ｅ３、Ｇ３、Ｑ４は巻取り温度がそれぞれ本発明の範囲外である。
表１に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でスラブとした。符号Ａ〜Ｚが本発明に従った成分の鋼で符号ａの鋼はＣ添加量、ｂの鋼はＭｎ添加量、ｃの鋼はＯ添加量、ｅの鋼はＳ添加量、ｆの鋼はＭｇ添加量が本発明の範囲外である。また、ｂの鋼は式（３）と式（５）、ｃの鋼は式（１）と式（２）、ｄの鋼は式（４）、ｅの鋼は式（２）と式（３）、ｆの鋼は式（１）が本発明の範囲外である。また、ｆ、ｇの鋼は析出物個数が本発明の範囲外である。これらの鋼を加熱炉中で１２００℃以上の温度で加熱し、熱間圧延にて板厚２．６〜３．２ｍｍの熱延鋼板を得た。熱延条件については表２に示す。
表２のうち、Ａ４、Ｊ２は冷却速度、Ｂ３、Ｆ３は空冷開始温度、Ｅ３、Ｇ３、Ｑ４は巻取り温度がそれぞれ本発明の範囲外である。
このようにして得られた熱延鋼板についてＪＩＳ５号片による引張試験、および穴拡げ試験を行った。穴拡げ性（λ）は径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）と初期穴径（ｄ０：１０ｍｍ）からλ＝（ｄ−ｄ０）／ｄ０×１００で評価した。
各試験片のＴＳ、Ｅｌ、λを表２に示す。図１に強度と伸びの関係を図２に強度と穴拡げ率の関係を示す。本発明鋼は比較鋼１と比べて伸びが、比較鋼２と比べると穴拡げ率が高くなっており、比較鋼３と比べるといずれの特性においても優れていることがわかる。また、表３、図３は短径（ｄｓ）と長径（ｄｌ）の比（ｄｓ／ｄｌ）が０．１を超える割合と伸びの関係を示したものであるが、この割合が８０％以上で安定して高い伸びが得られるようになることがわかる。また、表４、図４はフェライト相の内、２μｍ以上の粒径を持つ割合と伸びの関係を示したものであるが、この割合が８０％以上で安定して高い伸びが得られるようになることがわかる。
このように、本発明により穴拡げ率、延性ともに優れた高強度熱延鋼板が得られる。
このように、本発明により穴拡げ率、延性ともに優れた高強度熱延鋼板が得られる。
Claims (10)
- 質量％にて
Ｃ ：０．０１％以上、０．２０％以下、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ａｌ：１．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、３．５％以下、
Ｐ ：０．２％以下、
Ｓ ：０．０００５％以上、０．００９％以下、
Ｎ ：０．００９％以下、
Ｍｇ：０．０００６％以上、０．０１％以下、
Ｏ ：０．００５％以下、
および
Ｔｉ：０．０１％以上、０．２０％以下、
Ｎｂ：０．０１％以上、０．１０％以下、
の１種または２種含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記の３つの式の全てを満たすことを特徴とした鋼組織がフェライト＋マルテンサイトを主体とした強度が５９０Ｎ／ｍｍ2 超の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
［Ｍｇ％］≧（［Ｏ％］／１６×０．８）×２４ ・・・（１）
［Ｓ％］≦（［Ｍｇ％］／２４−［Ｏ％］／１６×0.8 ＋0.00012)×３２ ・・・（２）［Ｓ％］≦０．００７５／［Ｍｎ％] ・・・（３） - 請求項１の鋼において更に、ＭｇＯとＭｇＳと（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎの複合析出物のうち、そのサイズが０．０５μｍ以上、３．０μｍ以下の析出物が１平方ｍｍあたり５．０×１０2 個以上、１．０×１０7 個以下含む、鋼組織がフェライト＋マルテンサイトを主体とした強度が５９０Ｎ／ｍｍ2 超の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
- 質量％で更に、Ａｌ、Ｓｉの関係が式（４）を満たす請求項１又は請求項２に記載の鋼組織がフェライト＋マルテンサイトを主体とした強度が５９０Ｎ／ｍｍ2 超の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
［Ｓｉ％］＋２．２×［Ａｌ％］≧０．３５ ・・・（４） - 請求項１又は請求項２又は請求項３の鋼において更に、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎがそれぞれ式（５）を満たす、
−100 ≦−300(Ｃ％）＋105(Ｓｉ％）−９５（Ｍｎ％）＋233(Ａｌ％）・・・（５）
鋼組織がフェライト＋マルテンサイトを主体とした強度が５９０Ｎ／ｍｍ2 超の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。 - 全結晶粒の内、短径（ｄｓ）と長径（ｄｌ）の比（ｄｓ／ｄｌ）が０．１以上である結晶粒が８０％以上存在する請求項１から請求項４に記載の鋼組織がフェライト＋マルテンサイトを主体とした強度が５９０Ｎ／ｍｍ2 超の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
- 鋼組織でフェライト相のうちが２μｍ以上の粒径の割合が８０％以上である請求項１から請求項４に記載の鋼組織がフェライト＋マルテンサイトを主体とした強度が５９０Ｎ／ｍｍ2 超の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
- 質量％で更に、Ｃａ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を０．０００５％以上、０．０１％以下含有する請求項１から請求項６に記載の鋼組織がフェライト＋マルテンサイトを主体とした強度が５９０Ｎ／ｍｍ2 超の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。
- 質量％で更に、
Ｃｕ：０．０４％以上、０．４％以下、
Ｎｉ：０．０２％以上、０．３％以下、
Ｍｏ：０．０２％以上、０．５％以下、
Ｖ ：０．０２％以上、０．１％以下、
Ｃｒ：０．０２％以上、１．０％以下、
Ｂ ：０．０００３％以上、０．００１０％以下、
の１種または２種以上を含有する請求項１から請求項７に記載の鋼組織がフェライト＋マルテンサイトを主体とした強度が５９０Ｎ／ｍｍ2 超の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板。 - 請求項１から請求項８に記した鋼を、圧延終了温度をＡｒ3 変態点以上とする圧延をし、引き続き２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、３００℃未満で捲取ることを特徴とする鋼組織がフェライト＋マルテンサイトを主体とした強度が５９０Ｎ／ｍｍ2 超の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
- 請求項１から請求項８に記した鋼を、圧延終了温度をＡｒ3 変態点以上とする圧延をした後、２０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で６５０℃〜７５０℃まで冷却し、該温度で１５秒以下空冷した後、再度冷却して、３００℃未満で捲取ることを特徴とする鋼組織がフェライト＋マルテンサイトを主体とした強度が５９０Ｎ／ｍｍ2 超の穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
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