JP2020509192A - 溶接性及び延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明は、自動車シャーシ部品用として好適な鋼板に関するもので、より詳細には、溶接性及び延性に優れ、高強度を有する熱延鋼板及びその製造方法に関する。
Description
本発明は、自動車シャーシ部品用として好適な鋼板に関するもので、より詳細には、溶接性及び延性に優れ、高強度を有する熱延鋼板及びその製造方法に関する。
自動車シャーシ部品のうち、複雑な形状を有する部品に使用される従来の高強度鋼は、二相組織（ＤＰ；Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）を活用したＤＰ鋼や変態誘起塑性（ＴＲＩＰ；Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）を用いたＴＲＩＰ鋼に製造して、優れた伸びを有するようにしている。
特に、ポリゴナルフェライト又はベイナイト組織に残留オーステナイト相を分布させて該残留オーステナイト相が加工初期に変態誘起塑性を起こすことで、延性を向上させるＴＲＩＰ鋼は、冷却時にオーステナイトからパーライトへの変態が生じないように合金添加量による適切な冷却を適用し、後続の巻取り段階で再度オーステナイトがベイナイトに変態することを遅らせることで、最終冷却中にオーステナイトの一部はマルテンサイトに変態し、残りは残留した鋼である。この際、残留オーステナイトは初期の加工によってマルテンサイトに変態し、その過程で延性が向上するという特徴を有する。
しかしながら、通常のＴＲＩＰ鋼は、残留オーステナイト相の安定性及び相分率を高めるために高いＣ含量を有しており、これによって溶接性が劣化するという問題がある。
また、引張強度５９０ＭＰａ以上のＴＲＩＰ鋼は、均一伸びが１５〜１８％水準であり、複雑な形状の部品を成形するには限界がある。
一方、ＴＲＩＰ鋼に対する公知技術として、特許文献１には、Ｃ：０．０６〜０．２２％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．２５〜１．５％を含有する鋼に、必要に応じてＭｏ：０．０３〜０．３０％を添加することで、５０Ｋｇ／ｍｍ２以上の強度と３５％以上の伸びを有する鋼が得られると開示されている。また、特許文献２には、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：１．５〜２．５％、Ｍｎ：１．４〜１．８％、Ａｌ：０．０２〜０．１％、Ｎ：０．００８０〜０．０１２０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物で組成される変態誘起塑性鋼及びその製造方法によって引張強度８０Ｋｇ／ｍｍ２程度、伸び３０％程度の高強度鋼が得られると開示されている。
ところが、これらの技術には、引張強度５９０ＭＰａ級以上で、均一伸びが１８％を超えることを確保することが難しいという欠点がある。
そこで、自動車シャーシ部品のうち、複雑な形状を有する部品に好適に適用できるように、強度及び延性に加えて、溶接性にも優れた鋼材の開発が求められている。
本発明の課題は、自動車シャーシ部品のうち複雑な形状を有し、かつ製造過程において高い均一伸び（Ｕｎｉｆｏｒｍ Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）が求められる部品に好適に使用され、溶接性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することである。
本発明の一側面は、重量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：１．２〜２．２％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１で表される成分関係を満たし、微細組織が下記関係式２及び３を満たすようにフェライト相を含み、面積分率５％以上の残留オーステナイト相及び残部ベイナイト相を含む溶接性及び延性に優れた高強度熱延鋼板を提供する。
［関係式１］
８４０［Ｃ］＋１４０［Ｍｎ］＋３５［Ｓｉ］＋１６８［Ｃｒ］＋２１０［Ｍｏ］＋６０［Ｖ］−３３６≦０
（ここで、それぞれの元素は重量含量を意味する。）
（ここで、ｆａ（ＧＳ≦２０）は粒径が２０μｍ以下であるフェライト分率を意味し、ｆａは微細組織中の全てのフェライト分率を意味する。）
（ここで、ｆａ（ＡＲ≦０．７）はアスペクト比（Ａｓｐｅｃｔ−Ｒａｔｉｏ）が０．７以下である等軸晶状のフェライト分率を意味し、ｆａは微細組織中の全てのフェライト分率を意味する。）
［関係式１］
８４０［Ｃ］＋１４０［Ｍｎ］＋３５［Ｓｉ］＋１６８［Ｃｒ］＋２１０［Ｍｏ］＋６０［Ｖ］−３３６≦０
（ここで、それぞれの元素は重量含量を意味する。）
本発明の他の一側面は、上述した合金組成及び関係式１を満たす鋼スラブを再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブを８５０〜１１５０℃の温度範囲で熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を６００〜７００℃の温度範囲まで７０〜１５０℃／ｓの平均冷却速度で１次冷却する段階と、上記１次冷却の後、空冷する段階と、上記空冷の後、３５０〜４７０℃の温度範囲まで７０〜１５０℃／ｓの平均冷却速度で２次冷却した後に巻き取る段階と、上記巻取りの後、２００℃以下まで０．１〜１００℃／ｈｏｕｒの平均冷却速度で最終冷却する段階と、を含む溶接性及び延性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法を提供する。
本発明によれば、高強度に加えて、優れた均一伸びとともに、溶接性も確保可能な熱延鋼板を提供することができる。
上記本発明の高強度熱延鋼板は、複雑な形状への成形が求められる自動車シャーシ部品用として好適に使用することができる。
本発明者らは、従来のＴＲＩＰ鋼に対して、炭素（Ｃ）の含量が高く、溶接性が劣化するだけでなく、均一伸びが１５〜１８％程度の水準であって、複雑な形状への成形が求められる製品などに適用するには限界があることを見出し、高強度及び高延性に加えて、溶接性にも優れた鋼材を提供することができる方案について鋭意研究した。
その結果、鋼合金組成、成分関係、及び製造条件を適正にすることによって、従来のＴＲＩＰ鋼と同等以上の強度を確保しながらも、均一伸び２０％以上の高延性を確保することができ、さらに、溶接性にも優れた高強度熱延鋼板を提供することができることを見出し、本発明を完成した。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の一側面による溶接性及び延性に優れた高強度熱延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：１．２〜２．２％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％を含むことが好ましい。
以下では、本発明で提供する熱延鋼板の合金組成を上記のように制限する理由について詳細に説明する。ここで、各成分の含量は、特に言及しない限り、重量％を意味する。
Ｃ：０．０８〜０．１５％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を確保するための必須元素であり、残留オーステナイト相を確保するのに有利である。
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を確保するための必須元素であり、残留オーステナイト相を確保するのに有利である。
このようなＣの含量が０．０８％未満であると、残留オーステナイト相の安定度が低く十分な分率で形成できず、強度及び延性が著しく減少するという問題がある。一方、その含量が０．１５％を超えると、溶接性が低下するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｃの含量を０．０８〜０．１５％に制御することが好ましい。より有利には、上記Ｃを０．１０％以上含むことができる。
Ｓｉ：１．２〜２．２％
シリコン（Ｓｉ）は、フェライトに固溶するフェライト安定化元素であり、固溶強化効果に優れており、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）鋼の場合、フェライト中の炭素活動度（Ｃ ａｃｔｉｖｉｔｙ）を増加させてオーステナイト中の固溶炭素の含量を増加させることで、オーステナイトの安定度を増大させる役割を果たす。
シリコン（Ｓｉ）は、フェライトに固溶するフェライト安定化元素であり、固溶強化効果に優れており、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）鋼の場合、フェライト中の炭素活動度（Ｃ ａｃｔｉｖｉｔｙ）を増加させてオーステナイト中の固溶炭素の含量を増加させることで、オーステナイトの安定度を増大させる役割を果たす。
このようなＳｉの含量が１．２％未満であると、フェライト相が十分に形成できず、炭化物抑制効果が減少するという問題がある。一方、その含量が２．２％を超えると、赤スケールを誘発させ、溶接性が劣化するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｓｉの含量を１．２〜２．２％に制御することが好ましい。より有利には、上記Ｓｉを１．５〜２．０％含むことができる。
Ｍｎ：０．５〜１．５％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼中の固溶強化効果が大きく、鋼の焼入れ性を増加させることで、針状フェライト及びベイナイトといった低温変態相の形成を簡単にするオーステナイト安定化元素である。
マンガン（Ｍｎ）は、鋼中の固溶強化効果が大きく、鋼の焼入れ性を増加させることで、針状フェライト及びベイナイトといった低温変態相の形成を簡単にするオーステナイト安定化元素である。
このようなＭｎの含量が０．５％未満であると、目標とする水準の強度を確保することができず、一方、その含量が１．５％を超えると、溶接性が低下し、中心偏析を誘発するため、成形性が劣化するおそれがある。
したがって、本発明では、上記Ｍｎの含量を０．５〜１．５％に制御することが好ましい。より有利には、上記Ｍｎを０．８％以上含むことができる。
Ｐ：０．００１〜０．０３％
リン（Ｐ）は、上記Ｓｉと同様に、固溶強化及びフェライト変態の促進効果を同時に有する元素である。
リン（Ｐ）は、上記Ｓｉと同様に、固溶強化及びフェライト変態の促進効果を同時に有する元素である。
上述した効果を得るためには、Ｐを０．００１％以上添加することが好ましく、上記Ｐの含量を０．００１％未満に制御するためには、製造コストが過度にかかり、経済的に不利になるだけでなく、強度も確保しにくくなるという問題がある。但し、その含量が０．０３％を超えると、粒界偏析による脆性が発生し、成形時に微細な亀裂が発生しやすくなり、延性を悪化させるという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｐの含量を０．００１〜０．０３％に制御することが好ましい。
Ｓ：０．００１〜０．０１％
硫黄（Ｓ）は、鋼中に存在する不純物であり、その含量が０．０１％を超えると、Ｍｎなどと結合して非金属介在物を形成し、これによって、鋼の切断加工時に微細な亀裂が発生しやすくなり、成形性を著しく損なわせるという問題がある。但し、上記Ｓの含量を０．００１％未満に制御するためには、製鋼操業に時間が過度にかかり、生産性が低下する可能性がある。
硫黄（Ｓ）は、鋼中に存在する不純物であり、その含量が０．０１％を超えると、Ｍｎなどと結合して非金属介在物を形成し、これによって、鋼の切断加工時に微細な亀裂が発生しやすくなり、成形性を著しく損なわせるという問題がある。但し、上記Ｓの含量を０．００１％未満に制御するためには、製鋼操業に時間が過度にかかり、生産性が低下する可能性がある。
したがって、本発明では、上記Ｓの含量を０．００１〜０．０１％に制御することが好ましい。
Ａｌ：０．０１〜０．１％
アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸のために添加する元素であり、この効果を得るためには、０．０１％以上添加することが好ましい。但し、その含量が０．１％を超えると、鋼中の窒素（Ｎ）と結合してＡｌＮ析出物を形成し、よって、連続鋳造においてスラブにコーナークラックが発生しやすくなり、介在物の形成による欠陥が発生しやすくなるという問題がある。
アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸のために添加する元素であり、この効果を得るためには、０．０１％以上添加することが好ましい。但し、その含量が０．１％を超えると、鋼中の窒素（Ｎ）と結合してＡｌＮ析出物を形成し、よって、連続鋳造においてスラブにコーナークラックが発生しやすくなり、介在物の形成による欠陥が発生しやすくなるという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ａｌの含量を０．０１〜０．１％に制御することが好ましい。
Ｎ：０．００１〜０．０１％
窒素（Ｎ）は、上記Ｃとともに代表的な固溶強化元素であり、チタン（Ｔｉ）又はアルミニウム（Ａｌ）などとともに粗大な析出物を形成する。一般的に、上記Ｎによる固溶強化効果は上記Ｃよりも優れているが、鋼中にＮの量が増加すればするほど、鋼の靭性が著しく低下するという問題がある。
窒素（Ｎ）は、上記Ｃとともに代表的な固溶強化元素であり、チタン（Ｔｉ）又はアルミニウム（Ａｌ）などとともに粗大な析出物を形成する。一般的に、上記Ｎによる固溶強化効果は上記Ｃよりも優れているが、鋼中にＮの量が増加すればするほど、鋼の靭性が著しく低下するという問題がある。
これを考慮して、本発明では、上記Ｎの含量を０．０１％以下に制御することが好ましい。但し、上記Ｎの含量を０．００１％未満に制御するためには、製鋼操業に時間が過度にかかり、生産性が低下する可能性があるため、好ましくない。
したがって、本発明では、上記Ｎの含量を０．００１〜０．０１％に制御することが好ましい。
本発明では、上述した合金組成のほかに、本発明で目標とする物性をさらに有利に確保するために、下記のように、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶのうち１種以上をさらに含むことができる。
Ｃｒ：０．００５〜０．１％
クロム（Ｃｒ）は、鋼を固溶強化させ、冷却の際にフェライト相変態を遅らせてベイナイトの形成に寄与する役割を果たす。
クロム（Ｃｒ）は、鋼を固溶強化させ、冷却の際にフェライト相変態を遅らせてベイナイトの形成に寄与する役割を果たす。
上述した効果を得るためには、Ｃｒを０．００５％以上含むことが好ましいが、その含量が０．１％を超えると、フェライト変態を過度に遅らせてマルテンサイト相が形成されるようになり、よって、延性が劣化するという問題がある。また、Ｍｎと類似して、鋼の厚さ中心部で偏析部が大きく発達し、成形性が劣化するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｃｒの含量を０．００５〜０．１％に制御することが好ましい。
Ｍｏ：０．００５〜０．１％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の硬化能を増加させて、ベイナイト相の形成を簡単にする元素である。
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の硬化能を増加させて、ベイナイト相の形成を簡単にする元素である。
上述した効果を十分に得るためには、Ｍｏを０．００５％以上添加することが好ましいが、その含量が０．１％を超えると、焼入れ性が過度に増加してマルテンサイト相が形成されるようになり、よって、成形性が急激に劣化するという問題がある。また、上記Ｍｏは高価な元素で、製造コストを上昇させるため、経済的に不利になる。
したがって、本発明では、上記Ｍｏの含量を０．００５〜０．１％に制御することが好ましい。
Ｔｉ：０．００１〜０．０５％
チタン（Ｔｉ）は、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム（Ｖ）とともに代表的な析出強化元素であり、上記Ｎとの強い親和力で鋼中に粗大なＴｉＮを形成する。上記ＴｉＮ析出物は、熱間圧延のための加熱過程で結晶粒が成長することを抑制するという効果がある。また、上記Ｎと反応して残ったＴｉが鋼中に固溶してＣと結合することによりＴｉＣ析出物を形成するが、これは、鋼の強度を向上させるのに有効である。
チタン（Ｔｉ）は、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム（Ｖ）とともに代表的な析出強化元素であり、上記Ｎとの強い親和力で鋼中に粗大なＴｉＮを形成する。上記ＴｉＮ析出物は、熱間圧延のための加熱過程で結晶粒が成長することを抑制するという効果がある。また、上記Ｎと反応して残ったＴｉが鋼中に固溶してＣと結合することによりＴｉＣ析出物を形成するが、これは、鋼の強度を向上させるのに有効である。
上述した効果を十分に得るためには、Ｔｉを０．００１％以上添加することが好ましいが、その含量が０．０５％を超えると、粗大なＴｉＮ析出物が形成され、成形性が劣化するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｔｉの含量を０．００１〜０．０５％に制御することが好ましい。
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％
上述したように、ニオブ（Ｎｂ）は、代表的な析出強化元素であり、熱間圧延中に析出して、再結晶遅延による結晶粒微細化効果があり、鋼の強度及び衝撃靭性の向上に効果的である。
上述したように、ニオブ（Ｎｂ）は、代表的な析出強化元素であり、熱間圧延中に析出して、再結晶遅延による結晶粒微細化効果があり、鋼の強度及び衝撃靭性の向上に効果的である。
上述した効果を得るためには、Ｎｂを０．００１％以上添加することが好ましいが、その含量が０．０５％を超えると、熱間圧延中における過度な再結晶遅延により伸びた結晶粒が形成され、粗大な複合析出物が形成されるため、成形性が劣化するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｎｂの含量を０．００１〜０．０５％に制御することが好ましい。
Ｖ：０．００１〜０．１％
バナジウム（Ｖ）も代表的な析出強化元素であり、巻取り後に析出物を形成するため、鋼の強度向上に効果的である。
バナジウム（Ｖ）も代表的な析出強化元素であり、巻取り後に析出物を形成するため、鋼の強度向上に効果的である。
上述した効果を得るためには、Ｖを０．００１％以上添加することが好ましいが、その含量が０．１％を超えると、粗大な複合析出物が形成され、成形性が劣化するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｖの含量を０．００１〜０．１％に制御することが好ましい。
上述したように合金組成を含有するに当たって、上記Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、及びＭｏは、この中から選択される１種以上の合計が０．１５重量％以下含まれることが好ましい。
上記Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、及びＭｏは、Ｃ又はＮと結合して炭化物、窒化物、炭窒化物などの析出物を形成することで強度を向上させ、熱間圧延の際における結晶粒微細化効果があるが、過度に多く含有されると、未変態オーステナイト中の固溶Ｃの含量を過度に減少させるため、目標とする均一伸びの確保が難しくなるという問題がある。
本発明の残りの成分は、鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料又は周囲の環境から意図しない不純物が不可避に混入することがあるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程の技術者であれば誰でも分かるものであるため、本明細書ではその全ての内容を特に説明しない。
一方、上述した合金組成のうち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶは、下記関係式１で表される成分関係を満たすことが好ましい。
［関係式１］
８４０［Ｃ］＋１４０［Ｍｎ］＋３５［Ｓｉ］＋１６８［Ｃｒ］＋２１０［Ｍｏ］＋６０［Ｖ］−３３６≦０
（ここで、それぞれの元素は重量含量を意味する。）
［関係式１］
８４０［Ｃ］＋１４０［Ｍｎ］＋３５［Ｓｉ］＋１６８［Ｃｒ］＋２１０［Ｍｏ］＋６０［Ｖ］−３３６≦０
（ここで、それぞれの元素は重量含量を意味する。）
これらのＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶは、鋼板の電気抵抗溶接時に電気抵抗を増加させ、抵抗発熱が激しくなることによってスプラッシュ（Ｓｐｌａｓｈ）を発生させたり、過度な入熱量によって熱影響部が軟化したりするおそれがある。また、入力電流値を低くして作業する場合、冷接が発生することもあり、溶接時に酸化物を形成して溶接部の健全性を損なわせることで、溶接性を劣らせるという問題がある。
よって、本発明で目標とする溶接性を確保するためには、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶ間の成分関係が上記関係式１を満たすことが好ましい。
上述した合金組成及び成分関係を満たす本発明の熱延鋼板は、微細組織として、フェライト相、残留オーステナイト相、及びベイナイト相を含むことが好ましい。
具体的には、本発明の熱延鋼板は、下記関係式２及び３を満たすようにフェライト相を含み、５％以上の残留オーステナイト相及び残部ベイナイト相を含むことが好ましい。
より具体的には、本発明では、上記熱延鋼板の高強度とともに、優れた均一伸びを確保するために、下記関係式２と３を満たす均一な等軸晶フェライト相を基地組織として含むことが好ましい。
特に、下記関係式３を満たすことで、安定したフェライト変態挙動に基づいて鋼中の炭素（Ｃ）が未変態オーステナイト相に十分に固溶することができる。より好ましくは、上記未変態オーステナイト相に固溶炭素が１．０重量％以上残留することで、最終組織における残留オーステナイト相を面積分率で５％以上確保することができる。
上記残留オーステナイト相は最大で２０％含むことが好ましく、過度に多く形成されると、ベイナイト相の分率が相対的に減少するため、目標とする優れた強度及び延性を同時に確保できなくなる。
（ここで、ｆａ（ＧＳ≦２０）は粒径が２０μｍ以下であるフェライト分率を意味し、ｆａは微細組織中の全てのフェライト分率を意味する。）
（ここで、ｆａ（ＡＲ≦０．７）はアスペクト比（Ａｓｐｅｃｔ−Ｒａｔｉｏ）が０．７以下である等軸晶状のフェライト分率を意味し、ｆａは微細組織中の全てのフェライト分率を意味する。）
一方、本発明では、上記フェライト相を面積分率で７０〜８０％含むことが好ましい。
若し、上記フェライト相分率が７０％未満であると、延性が低下するため、目標とする均一伸びを確保できず、一方、８０％を超えると、ベイナイト相分率が小さくなるため、目標とする強度を確保できなくなるおそれがある。
さらに、本発明では、上記ベイナイト相中にパーライトを一部含むことができ、微量のマルテンサイト相を含むことができる。このとき、上記マルテンサイト相は面積分率で１．０％以下（０％を含む）含むことが好ましい。
上述したように、鋼合金組成、成分関係、及び微細組織を全て満たす本発明の熱延鋼板は、引張強度５９０ＭＰａ以上、均一伸び２０％以上、上記引張強度と均一伸びの積（ＴＳ×Ｕ−Ｅｌ）１３５００ＭＰａ％以上と、優れた強度及び延性を確保することができる。
以下、本発明の他の一側面である本発明で提供する高強度熱延鋼板を製造する方法について詳細に説明する。
要するに、本発明では、［鋼スラブ再加熱−熱間圧延−冷却及び巻取り−最終冷却］を経て、目標とする高強度熱延鋼板を製造することができる。各段階別の条件については、以下で詳しく説明する。
［鋼スラブ再加熱］
先ず、上述した合金組成及び関係式１を満たす鋼スラブを準備した後、これを１１５０〜１３５０℃の温度範囲で再加熱することが好ましい。
先ず、上述した合金組成及び関係式１を満たす鋼スラブを準備した後、これを１１５０〜１３５０℃の温度範囲で再加熱することが好ましい。
上記再加熱温度が１１５０℃未満であると、析出物が十分に再固溶できず、粗大な炭窒化物が残存するようになるという問題がある。一方、その温度が１３５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒の異常粒成長によって強度が低下するため、好ましくない。
したがって、本発明では、上記鋼スラブを再加熱する際、１１５０〜１３５０℃で行うことが好ましい。
［熱間圧延］
上記によって再加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板として製造することが好ましく、上記熱間圧延の際、８５０〜１１５０℃の温度範囲で仕上げ圧延を行うことが好ましい。
上記によって再加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板として製造することが好ましく、上記熱間圧延の際、８５０〜１１５０℃の温度範囲で仕上げ圧延を行うことが好ましい。
上記仕上げ圧延温度が８５０℃未満であると、過度な再結晶遅延によって伸びた結晶粒が発達して異方性が激しくなり、成形性も劣化するという問題がある。一方、その温度が１１５０℃を超えると、熱延鋼板の温度が高くなって結晶粒径が粗大になり、熱延鋼板の表面品質が劣化するという問題がある。
［冷却及び巻取り］
その後、上記熱延鋼板を巻取り温度まで冷却して巻取り工程を行うことが好ましい。
その後、上記熱延鋼板を巻取り温度まで冷却して巻取り工程を行うことが好ましい。
本発明では、上記巻取り温度まで冷却する際に、段階的に冷却を行うことが好ましく、具体的には、６００〜７００℃の温度範囲まで７０〜１５０℃／ｓの平均冷却速度で１次冷却した後、空冷し、巻取り温度である３５０〜４７０℃の温度範囲まで７０〜１５０℃／ｓの平均冷却速度で２次冷却することが好ましい。
上記１次冷却時、６００℃未満又は７００℃を超える温度に冷却して空冷を行うと、フェライト相が十分に発達できず、鋼の延性不足になるという問題がある。また、上記冷却速度が７０℃／ｓ未満であると、粗大フェライト分率が増加するおそれがあり、一方、１５０℃／ｓを超えると、過度な注水が求められ、遅い通板速度により熱延鋼板の形状が劣化し、操業性が減少するという問題がある。
上記によって１次冷却を完了した後、空冷を３〜１０秒間行うことが好ましいが、若し空冷時間が３秒未満であると、フェライト相分率が減少して延性不足になるという問題がある。一方、空冷時間が１０秒を超えると、ベイナイト相分率が減少するため、目標とする強度を確保できなくなる。
上記空冷を完了した後、２次冷却して巻取りを行う際に、巻取り温度が３５０℃未満であると、鋼中のベイナイト相が不要に形成されて鋼の延性が著しく減少し、ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ ａｎｄ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相が形成されて低温でのバーリング性が劣化するという問題がある。一方、巻取り温度が４７０℃を超えると、ベイナイト相が形成できなかったり、相分率が不十分だったりして、目標とする強度を確保できなくなる。
一方、上記巻取り温度まで冷却時の冷却速度が７０℃／ｓ未満であると、付加的に低温フェライトが形成され、ベイナイト相を十分な分率で確保できなくなり、そのため、優れた強度と延性を同時に確保できなくなる。一方、１５０℃／ｓを超えると、過度な注水が求められ、遅い通板速度により熱延鋼板の形状が劣化して、操業性が減少するという問題がある。
［最終冷却］
上述したように冷却及び巻取りを完了した後、巻き取られたコイルを２００℃以下（常温〜２００℃）の温度に０．１〜１００℃／ｈｏｕｒの平均冷却速度で冷却することが好ましい。
上述したように冷却及び巻取りを完了した後、巻き取られたコイルを２００℃以下（常温〜２００℃）の温度に０．１〜１００℃／ｈｏｕｒの平均冷却速度で冷却することが好ましい。
このとき、冷却速度が１００℃／ｈｏｕｒを超えると、鋼中にＭＡ相が形成されやすいため、鋼の低温域バーリング性が劣化するという問題がある。一方、上記冷却速度を０．１℃／ｈｏｕｒ未満に制御するためには、別途の加熱設備が求められ、経済的に不利になるため好ましくない。より有利には、０．５〜２５℃／ｈｏｕｒ、さらに有利には、１〜１０℃／ｈｏｕｒの冷却速度で冷却を行うことができる。
また、上記冷却速度が２５℃／ｈｏｕｒを超えると、上記巻取りを完了した後、一定の時間（例えば、数文〜数十分）積置した後に冷却を開始することが好ましく、より具体的には、ベイナイト相が意図する分率で完全に変態する間に積置することが好ましい。
上記最終冷却を完了させて得られた熱延鋼板は、微細組織が上述したように関係式２及び３を満たすようにフェライト相が形成され、面積分率５％以上の残留オーステナイト相及び残部ベイナイト相が形成されることで、優れた強度及び延性に加えて、優れた溶接性を確保することができるという効果がある。
以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は本発明を例示してより詳細に説明するためのもので、本発明の権利範囲を限定するためのものではないことに留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項及びこれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
（実施例）
下記表１に示した合金組成を有する鋼スラブを準備した後、これを１１５０〜１３５０℃の温度範囲で再加熱し、下記表２に示した熱延操業条件で熱延鋼板を製造した。このとき、巻取りの後は、２００℃以下まで０．１〜２５℃／ｈｏｕｒの平均冷却速度で最終冷却を行った。
下記表１に示した合金組成を有する鋼スラブを準備した後、これを１１５０〜１３５０℃の温度範囲で再加熱し、下記表２に示した熱延操業条件で熱延鋼板を製造した。このとき、巻取りの後は、２００℃以下まで０．１〜２５℃／ｈｏｕｒの平均冷却速度で最終冷却を行った。
それぞれの熱延鋼板に対して引張試片を製作し、引張試験を行って微細組織を観察した。その結果を下記表３に示した。
上記引張試片は、圧延方向に対して９０度方向を基準にＪＩＳ−５号規格に従って採取された試験片を用いた。また、微細組織は、相分率の測定のために該当圧延板材試片をナイタル（Ｎｉｔａｌ）エッチング液でエッチングした後、光学顕微鏡を用いて５００倍率で観察した後、イメージ分析機を用いて算出した。
次に、それぞれの熱延鋼板を下記表４に示した溶接条件で溶接を行った。このとき、使用された溶接材料としては、ＡＷＳＥＲ７０Ｓ−６ １．２ソリッドワイヤ（Ｓｏｌｉｄ Ｗｉｒｅ）を使用した。
その後、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の強度を測定し、破断位置を確認した。その結果を表４に併せて示した。
また、ＹＳは０．２％ｏｆｆ−ｓｅｔ降伏強度を意味し、ＴＳは引張強度を意味し、Ｔ−Ｅｌは総伸びを意味し、Ｕ−Ｅｌは均一伸びを意味する。）
下記表１から４に示したように、鋼合金組成、成分関係、及び製造条件が本発明を全て満たす発明鋼１から５は、微細組織構成が意図した通りに形成されることによって、５９０ＭＰａ以上の引張強度及び２０％以上の均一伸びの確保が可能であった。また、引張強度と均一伸びの積が１３５００ＭＰａ％以上確保されたことが確認でき、溶接熱影響部の強度が５００ＭＰａ以上で、破断位置がＩＣＨＡＺであることから、溶接性に優れていることが分かる。
一方、比較鋼１は、鋼合金組成及び成分関係が本発明を満たすものの、巻取り温度が過度に高く、残留オーステナイト相の安定度が低下したため、残留オーステナイト相を十分な分率で確保することができなかった。結果として、パーライトが形成されたため、目標とする水準の強度を確保することができなかった。
比較鋼２は、鋼合金組成中のＳｉの含量が低く、析出強化元素であるＴｉの過度な添加によって強度は高かったが、均一伸びに劣っていた。
比較鋼３は、鋼合金組成は本発明を満たしたものの、溶接性に影響を及ぼす成分関係（関係式１）が本発明から外れており、溶接性に劣っていた。即ち、上記比較鋼３では炭素当量指数（Ｃｅｑ）が０．４を超えるものと予測することができ、これによってＨＡＺ軟化が増加し、延性はかえって減少して、Ｆｕｓｉｏｎ Ｌｉｎｅに隣接するＣＧＨＡＺで破断が発生した。
比較鋼４は、鋼合金組成中にＣが過度に多く添加されており、巻取り温度が低いため残留オーステナイト相の大部分がマルテンサイト相に変態することで強度が過度に上昇し、関係式１の値が０を超えており、溶接性に劣っていた。
比較鋼５は、Ｓｉの含量が過度に多いため、赤スケールのような表面欠陥が発生する可能性が非常に高く、さらに、巻取り温度が過度に高いため、安定した残留オーステナイト相の確保ができなかった。また、関係式１の値が０を超えており、溶接性に劣っていた。
比較鋼６と７のそれぞれは、熱間圧延後の１次冷却の際、冷却終了温度が過度に高いか、又は、過度に低い場合である。
中でも、比較鋼６では、粗大なフェライトが形成されて関係式２の値が０．１５を超えており、比較鋼７では、１次冷却終了温度が低温域で行われることによって関係式３の値が０．８０未満となった。これらの鋼種は、マルテンサイト相が過度に形成されることで、ＴＲＩＰ組織ではなくＤＰ組織が形成されており、そのため、均一伸びに劣っていた。
図１は、上記比較鋼と発明鋼の引張強度（ＴＳ）及び均一伸び（Ｕ−Ｅｌ）の値をグラフ化して示したものである。
Claims (9)
- 重量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：１．２〜２．２％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１で表される成分関係を満たし、
微細組織が下記関係式２及び３を満たすようにフェライト相を含み、面積分率５％以上の残留オーステナイト相及び残部ベイナイト相を含む、溶接性及び延性に優れた高強度熱延鋼板。
［関係式１］
８４０［Ｃ］＋１４０［Ｍｎ］＋３５［Ｓｉ］＋１６８［Ｃｒ］＋２１０［Ｍｏ］＋６０［Ｖ］−３３６≦０
（ここで、それぞれの元素は重量含量を意味する。）
- 前記熱延鋼板は、重量％で、Ｃｒ：０．００５〜０．１％、Ｍｏ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、及びＶ：０．００１〜０．１％の中から選択される１種以上をさらに含み、前記Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、及びＭｏの中から選択される１種以上の合計が０．１５重量％以下である、請求項１に記載の溶接性及び延性に優れた高強度熱延鋼板。
- 前記熱延鋼板は、面積分率７０〜８０％でフェライト相を含む、請求項１に記載の溶接性及び延性に優れた高強度熱延鋼板。
- 前記熱延鋼板は、引張強度が５９０ＭＰａ以上であり、均一伸びが２０％以上であり、前記引張強度と均一伸びの積（ＴＳ×Ｕ−Ｅｌ）が１３５００ＭＰａ％以上である、請求項１に記載の溶接性及び延性に優れた高強度熱延鋼板。
- 重量％で、Ｃ：０．０８〜０．１５％、Ｓｉ：１．２〜２．２％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１で表される成分関係を満たす鋼スラブを再加熱する段階と、
前記再加熱された鋼スラブを８５０〜１１５０℃の温度範囲で熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
前記熱延鋼板を６００〜７００℃の温度範囲まで７０〜１５０℃／ｓの平均冷却速度で１次冷却する段階と、
前記１次冷却の後、空冷する段階と、
前記空冷の後、３５０〜４７０℃の温度範囲まで７０〜１５０℃／ｓの平均冷却速度で２次冷却した後に巻き取る段階と、
前記巻取りの後、２００℃以下まで０．１〜１００℃／ｈｏｕｒの平均冷却速度で最終冷却する段階と、
を含む、溶接性及び延性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
［関係式１］
８４０［Ｃ］＋１４０［Ｍｎ］＋３５［Ｓｉ］＋１６８［Ｃｒ］＋２１０［Ｍｏ］＋６０［Ｖ］−３３６≦０
（ここで、それぞれの元素は重量含量を意味する。） - 前記鋼スラブは、重量％で、Ｃｒ：０．００５〜０．１％、Ｍｏ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、及びＶ：０．００１〜０．１％の中から選択される１種以上をさらに含み、前記Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、及びＭｏの中から選択される１種以上の合計が０．１５重量％以下である、請求項５に記載の溶接性及び延性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記鋼スラブ再加熱は、１１５０〜１３５０℃の温度範囲で行うものである、請求項５に記載の溶接性及び延性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記空冷は、３〜１０秒間行うものである、請求項５に記載の溶接性及び延性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
- 前記最終冷却の後、下記関係式２及び３を満たすようにフェライト相が形成され、面積分率５％以上の残留オーステナイト相及び残部ベイナイト相が形成されるものである、請求項５に記載の溶接性及び延性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
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