JP2021531405A - 耐衝突特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

耐衝突特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明は、自動車シャーシ部品などに用いられる鋼板に関し、より詳細には、耐衝突特性に優れた高強度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などに用いられる鋼板に関し、より詳細には、耐衝突特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法に関する。
自動車シャーシ部品のメンバー類、ロアアーム、補強材、連結材などには高強度熱延鋼板が主に用いられ、かかる高強度熱延鋼板の成形性を向上させるための技術が提案されている。
一例として、鋼板の微細組織をフェライト−ベイナイトの２相（ｐｈａｓｅ）複合組織鋼に製造して伸びフランジ性を向上させるか、フェライト又はベイナイト相を基地組織とすることで、高強度高バーリング性を有する鋼板を製造する技術が提案された。
具体的には、特許文献１では、鋼を熱間圧延直後に特定の冷却条件下でフェライト変態域において数秒間維持した後、ベイナイトが形成されるようにベイナイト形成温度で巻取り、鋼組織をポリゴナルフェライトとベイナイトの混合組織に形成することにより、強度及び伸びフランジ性をともに確保しようとした。
一方、特許文献２には、Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ成分系をベースにベイニティックフェライト（ｂａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ）とグラニュラー（ｇｒａｎｕｌａｒ）ベイニティックフェライトを基地組織とする高バーリング性鋼が開示されている。また、特許文献３には、ベイナイト相を９５面積％以上に形成し、圧延方向に延伸された結晶粒を最小化して伸びフランジ性を向上させる方法が開示されている。
上述した高強度鋼を製造するために、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｃｒなどの合金成分を主に活用しており、これらは熱延鋼板の強度及び伸びフランジ性を向上させるのに効果的である。
ところが、上記のような物性を向上させるためには、上述した合金成分を多量に添加する必要があり、それによって、合金成分の偏析や微細組織の不均一などがもたらされ、伸びフランジ性が低下するという問題がある。また、上記合金成分を多量に含有する鋼を活用した自動車の衝突時に、合金成分の偏析が起こった部位及び微細組織が不均一な部位において破壊が簡単に発生し、耐衝突性が低下するようになる。
特に、硬化能の高い鋼は、冷却時に微細組織が敏感に変化し、低温変態組織相が不均一に形成され、耐衝突特性を低下させる。
一方、鋼の高強度化のために、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどの析出物形成元素を過度に添加すると、熱間圧延中に再結晶の発生が大幅に遅延し、圧延方向に延伸された微細組織が形成されることによって強度が向上し、耐衝突特性が向上するのに対し、成形性は低下するという問題がある。さらに、鋼製造コストの上昇により経済的に不利な短所もある。
特開１９９４−２９３９１０号公報 韓国登録特許第１０−１１１４６７２号公報 韓国登録特許第１０−１５２８０８４号公報
本発明の目的は、高強度を有するとともに、耐衝突特性に優れた鋼板及びその製造方法を提供することである。
本発明の課題は上述した内容に限定されない。本発明の追加的な課題は、本明細書の内容全般に記述されており、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者であれば、本発明の明細書に記載された内容から、本発明の追加的な課題を理解するのに何ら問題がない。
本発明の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．１４％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１〜１．０％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜２．５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．１％、クロム（Ｃｒ）：０．００５〜１．０％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．０５％、硫黄（Ｓ）：０．００１〜０．０１％、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．０６％、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、微細組織として、フェライト及びベイナイト相の合計が面積分率９０％以上であり、表層部（表面から厚さ方向１／１０ｔの地点、ここで、ｔは鋼材の厚さ（ｍｍ）を意味する）と中心部（厚さ方向１／１０ｔ超過〜１／２ｔの地点）との間のせん断組織（｛１１０｝＜１１２＞、｛１１２｝＜１１１＞）の面積分率の割合が０．０５〜１．０である、耐衝突特性に優れた高強度鋼板を提供する。
本発明の他の一側面は、上述した合金組成を有する鋼スラブを１２００〜１３５０℃で再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブを下記［関係式１］及び［関係式２］を満足する条件で仕上げ熱間圧延する段階と、上記熱間圧延後に、４００〜５００℃まで１０〜１００℃／ｓの冷却速度で冷却する段階と、上記冷却後に、４００〜５００℃で巻取る段階と、を含む、耐衝突特性に優れた高強度鋼板の製造方法を提供する。
［関係式１］
Ｔｎ−５０≦ＦＤＴ≦Ｔｎ
（ここで、Ｔｎは再結晶遅延が開始される温度であって、Ｔｎ＝７３０＋９２×［Ｃ］＋７０×［Ｍｎ］＋４５×［Ｃｒ］＋７８０×［Ｎｂ］＋５２０×［Ｔｉ］−８０×［Ｓｉ］であり、各元素は重量含有量、ＦＤＴは仕上げ熱間圧延直後の熱延板の温度（℃）を意味する。）
［関係式２］
Ｅｃ≦Ｅ１＋Ｅ２≦１．５×Ｅｃ
（ここで、Ｅｃ＝４．７５×１０−４（１２５×Ｅｘｐ（Ｑｄｅｆ／（Ｒ×（２７３＋ＦＤＴ））））０．１７、Ｑｄｅｆ＝２７７０００−２５３５×［Ｃ］＋１５１０×［Ｍｎ］＋９６２１×［Ｓｉ］＋１２５５×［Ｃｒ］＋５３６８０×［Ｔｉ］０．５９２＋７０７３０×［Ｎｂ］０．５６５であり、各元素は重量含有量を意味する。また、Ｅ１は熱間圧延の最終パスにおける圧下量、Ｅ２は熱間圧延の最終パス前（最終パス直前のパス）の圧下量を意味し、Ｒは気体定数８．３１４である。）
本発明によると、高強度を確保するとともに、耐衝突特性に優れた鋼板を提供することができる。かかる本発明の鋼板は、自動車シャーシ部品の素材として好適に用いることができる。
本発明の一実施例において、発明鋼６の表層部（Ａ）及び中心部（Ｂ）のせん断組織を観察した写真を示す。
本発明者らは、鋼に適用することができる様々な合金成分及び微細組織の特徴に応じた鋼板の強度及び衝撃特性の変化について深く研究した。その結果、鋼板の合金組成の範囲を適切に制御し、微細組織の基地組織やせん断組織の面積率などを最適化することにより、優れた耐衝撃特性及び高強度を有する鋼板を得ることができる点を認知し、本発明に至った。
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耐衝撃特性に優れた高強度鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．１４％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１〜１．０％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜２．５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．１％、クロム（Ｃｒ）：０．００５〜１．０％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．０５％、硫黄（Ｓ）：０．００１〜０．０１％、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．０６％、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１１％を含むことが好ましい。
以下、上記鋼板の合金組成を限定する理由について詳細に説明する。このとき、特別な言及がない限り、各元素の含有量は重量％を意味する。
炭素（Ｃ）：０．０５〜０．１４％
炭素（Ｃ）は、鋼を強化させるのに最も経済的且つ効果的な元素である。かかるＣの含有量が増加するほど析出強化の効果が増加し、ベイナイト相の分率が高くなり、引張強度が向上する。
上記Ｃの含有量が０．０５％未満の場合には、鋼の強化効果を十分に確保することができない。これに対し、その含有量が０．１４％を超えると、マルテンサイト相が形成され、強度が過度に上昇し、成形性及び耐衝突特性が低下するという問題がある。また、溶接性も低下する。
したがって、本発明では、上記Ｃの含有量が０．０５〜０．１４％であることが好ましい。より好ましくは、０．０６〜０．１３％含むことができる。
シリコン（Ｓｉ）：０．０１〜１．０％
シリコン（Ｓｉ）は、溶鋼を脱酸させ、固溶強化効果により強度を向上させる役割を果たす。また、粗大な炭化物の形成を遅延させて鋼板の成形性を向上させるのに有利である。
上記Ｓｉの含有量が０．０１％未満の場合には、炭化物の形成を遅延させる効果が不十分であり、成形性を向上させることが難しい。これに対し、その含有量が１．０％を超えると、熱間圧延時における鋼板表面にＳｉによる赤スケールが形成され、鋼板の表面品質が非常に悪くなるだけでなく、延性及び溶接性も低下するという問題がある。
したがって、本発明において、上記Ｓｉの含有量は０．０１〜１．０％であることが好ましい。より好ましくは、０．０５％以上含むことができる。
マンガン（Ｍｎ）：１．５〜２．５％
マンガン（Ｍｎ）は、上記Ｓｉと同様に、鋼を固溶強化させるのに効果的な元素であり、鋼の硬化能を増加させることで、熱処理後の冷却中にベイナイト相の形成を容易にする。
上記Ｍｎの含有量が１．５％未満の場合には、Ｍｎ添加による上記効果を十分に得ることができない。これに対し、その含有量が２．５％を超えると、硬化能が大幅に増加し、マルテンサイト相変態が起こりやすく、連続鋳造工程におけるスラブ鋳造時に厚さ中心部で偏析部が大きく発達し、熱間圧延後の冷却時に厚さ方向に不均一な微細組織を形成し、耐衝突特性が低下するようになる。
したがって、本発明において、上記Ｍｎの含有量は１．５〜２．５％であることが好ましい。より好ましくは、１．６〜２．１％含むことができる。
アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．１％
アルミニウム（Ａｌ）はＳｏｌ．Ａｌを意味し、上記Ａｌは主に脱酸のために添加される成分である。上記Ａｌの含有量が０．０１％未満の場合には、添加効果が十分ではなく、その含有量が０．１％を超えると、窒素と結合してＡｌＮ析出物を形成することにより、連続鋳造時におけるスラブにコーナークラックが発生しやすく、介在物の形成による欠陥が発生しやすくなる。
したがって、本発明において、上記Ａｌの含有量は０．０１〜０．１％であることが好ましい。
クロム（Ｃｒ）：０．００５〜１．０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼を固溶強化させ、冷却時におけるフェライト相変態を遅延させて巻取り温度でベイナイトの変態を助ける役割を果たす。
上記Ｃｒの含有量が０．００５％未満の場合には、添加効果を十分に得ることができない。これに対し、その含有量が１．０％を超えると、フェライト変態を過度に遅延させてマルテンサイト相が形成されるため、伸び率が悪くなる。また、Ｍｎと同様に、厚さ中心部における偏析部が大きく発達し、厚さ方向の微細組織を不均一にして、耐衝突特性が低下する。
したがって、本発明において、上記Ｃｒの含有量は０．００５〜１．０％であることが好ましい。より好ましくは、０．３〜０．９％含むことができる。
リン（Ｐ）：０．００１〜０．０５％
リン（Ｐ）は、上記Ｓｉと同様に、固溶強化効果を有し、フェライト変態促進効果を有する元素である。
上記Ｐの含有量を０．００１％未満に製造するためには、製造コストが過度にかかるため経済的に不利であり、強度の確保も難しい。これに対し、その含有量が０．０５％を超えると、粒界偏析による脆化が発生し、成形時に微細な亀裂が発生しやすく、延性及び耐衝突特性を大きく悪化させる。
したがって、本発明において、上記Ｐの含有量は０．００１〜０．０５％であることが好ましい。
硫黄（Ｓ）：０．００１〜０．０１％
硫黄（Ｓ）は、鋼中に存在する不純物であって、その含有量が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、それによって、鋼の切断加工時に微細な亀裂が発生しやすく、耐衝突特性を大幅に低下させるという問題がある。一方、上記Ｓを０．００１％未満に製造するためには、製鋼操業時に時間が過度にかかり、生産性が低下する。
したがって、本発明において、上記Ｓの含有量は０．００１〜０．０１％であることが好ましい。
窒素（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、Ｔｉ又はＡｌなどと結合して粗大な析出物を形成する。上記Ｎの固溶強化効果は、炭素よりも優れているが、鋼中Ｎの量が増加するほど靭性が大きく低下するという問題があるため、その含有量を０．０１％以下に制限することが好ましい。一方、上記Ｎの含有量を０．００１％未満に製造するためには、製鋼操業時に時間がかかり、生産性が低下する。
したがって、本発明において、上記Ｎの含有量は０．００１〜０．０１％であることが好ましい。
ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．０６％
ニオブ（Ｎｂ）は、代表的な析出強化元素であって、熱間圧延中に析出し、再結晶遅延による結晶粒微細化効果により、鋼の強度及び衝撃靭性の向上に効果的である。
上記Ｎｂの含有量が０．００５％未満の場合には、上述した効果を十分に得ることができない。これに対し、その含有量が０．０６％を超えると、熱間圧延中における過度な再結晶遅延によって延伸された結晶粒の形成及び粗大な複合析出物の形成が原因となって成形性及び耐衝突特性が低下するという問題がある。
したがって、本発明において、上記Ｎｂの含有量は０．００５〜０．０６％であることが好ましい。より好ましくは、０．０１〜０．０５％含むことができる。
チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１１％
チタン（Ｔｉ）は、上記Ｎｂとともに代表的な析出強化元素であり、窒素（Ｎ）との強い親和力により鋼中に粗大なＴｉＮを形成する。ＴｉＮには、熱間圧延のための加熱過程において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、窒素と反応して残ったＴｉが鋼中に固溶されて炭素（Ｃ）と結合することにより、ＴｉＣ析出物を形成して鋼の強度を向上させるのに有用な元素である。
上記Ｔｉの含有量が０．００５％未満の場合には、上述した効果を十分に得ることができない。これに対し、その含有量が０．１１％を超えると、粗大なＴｉＮの形成及び析出物の粗大化により、成形時における耐衝突特性を低下させるという問題がある。
したがって、本発明において、上記Ｔｉの含有量は０．００５〜０．１１％であることが好ましい。より好ましくは、０．０１〜０．１％含むことができる。
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程において、原料や周囲の環境から意図されない不純物が不可避に混入する可能性があるため、これを排除することができない。かかる不純物は、通常の製造過程における技術者であれば誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を具体的に本明細書に記載しない。
上述した合金組成を満足する本発明の鋼板は、フェライトとベイナイトの複合組織を基地組織として含むことが好ましい。
このとき、上記フェライト及びベイナイト相の面積分率の合計が９０％以上であることが好ましい。上記フェライト及びベイナイト相の面積分率の合計が９０％未満の場合には、優れた強度及び耐衝撃特性を確保することができない。
上記複合組織中のフェライト相は面積分率１０〜８０％で含まれることが好ましい。
また、上記フェライト相の平均結晶粒直径（円相当直径）が１〜５μｍであることが好ましい。上記フェライト相の平均結晶粒直径が５μｍを超えると、不均一な微細組織の形成によって成形性及び衝突特性が低下するという問題がある。一方、上記平均結晶粒直径を１μｍ未満に製造するためには、低い圧延温度又は大きな圧下率が適用される必要があるため、製造時に圧延負荷が増加し、せん断組織（ｓｈｅｒｅ ｔｅｘｔｕｒｅ）が過度に形成されて成形性が大幅に低下する。
上記複合組織を除いた残部組織として、ＭＡ相（マルテンサイトとオーステナイトの混合組織）及びマルテンサイト相を含むことができ、この２つの相を合わせて面積分率１〜１０％含ませることが好ましい。上記ＭＡ相及びマルテンサイト相を合わせた面積分率が１０％を超えると、引張強度は上昇するが、降伏強度が低下し、衝突時にＭＡ相とマルテンサイト相の界面においてクラックが発生し、それに応じて、耐衝突特性が悪くなる。
このように、基地組織内の粗大なＭＡ相及びマルテンサイト相の分率を最小限に抑えることにより、組織不均一を解消するという効果を得ることができる。
特に、本発明の鋼板は、表面から厚さ方向１／１０ｔの地点（ここで、「ｔ」は鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する）に該当する表層部、及び厚さ方向１／１０ｔの地点から１／２ｔの地点に該当する中心部のせん断組織（ｓｈｅａｒ ｔｅｘｔｕｒｅ；｛１１０｝＜１１２＞、｛１１２｝＜１１１＞）の面積割合が０．０５〜１．０を満たすことが好ましい。
上記｛１１０｝＜１１２＞、｛１１２｝＜１１１＞集合組織は、主に熱間圧延中に未再結晶の微細組織が相変態過程を経て形成される集合組織である。これは、圧延時の温度が低いか、又は圧下量が大きくなると、表層部で圧延ロールと素材（鋼）との間の摩擦が増加し、せん断変形（ｓｈｅａｒ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ）が大きくなる際に形成される。かかる集合組織は、鋼板の材質異方性を増加させて成形性を低下させる。しかし、熱間圧延中に未再結晶の微細組織が増加すると、相変態時にフェライト相変態を促進させて、微細であり、且つ均一な組織を得るのに有利になる。
したがって、鋼板の表層部及び中心部における上記集合組織の面積割合を０．０５〜１．０に制御すると、均一であり、且つ微細な微細組織が形成され、フェライト相の分率が増加して相対的にＭＡ相及びマルテンサイト相の分率が減少するようになる。これにより、鋼の降伏強度が上昇し、変形速度感度（ｓｔｒａｉｎ ｓｅｎｓｉｔｉｖｉｔｙ,ひずみ感度）が増加し、高速衝突時における吸収エネルギーが増加するようになる。上記集合組織の面積割合が１．０を超えると、上述した効果が飽和し、逆に圧延方向に延伸された微細組織が大幅に増加して素材の異方性が大きくなるため、成形性が低下する。
上記集合組織の面積分率を測定する方法としては、特に限定しないが、一例として、後方散乱電子回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）を用いて分析することができる。具体的には、圧延断面のＥＢＳＤ分析結果から表層部及び中心部の結晶方位（１１０）［１−１−２］、（１１２）［−１−１１］の面積分率をそれぞれ求めた後、その割合で表すことができる。
上述した合金組成及び微細組織を有する本発明の鋼板は、引張強度が７８０ＭＰａ以上、衝突時における吸収エネルギーが８０Ｊ／ｍ３以上であることから、高強度に加え、優れた耐衝撃特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曲げ性及び低温靭性に優れた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。
本発明による高強度鋼板は、本発明で提案する合金組成を満たす鋼スラブを［再加熱−熱間圧延−冷却−巻取り］の一連の工程を行うことにより製造することができる。
以下、上記各工程の条件について詳細に説明する。
［鋼スラブ再加熱］
本発明では、熱間圧延を行う前に、鋼スラブを再加熱して均質化処理する工程を経ることが好ましい。このとき、１２００〜１３５０℃で再加熱工程を行うことが好ましい。
再加熱温度が１２００℃未満の場合には、析出物が十分に再固溶できず、熱間圧延以降の工程において析出物の形成が減少し、粗大なＴｉＮが残存するようになるという問題がある。これに対し、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。
［熱間圧延］
上記再加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造することが好ましい。このとき、８００〜１１５０℃の温度範囲で行い、下記［関係式１］及び［関係式２］を満たす条件で仕上げ熱間圧延を行うことが好ましい。
上記熱間圧延時に１１５０℃よりも高い温度で熱間圧延を開始すると、熱延鋼板の温度が高くなり、結晶粒サイズが粗大化し、熱延鋼板の表面品質が劣化するようになる。これに対し、８００℃よりも低い温度で熱間圧延を終了する場合には、過度な再結晶遅延によって延伸された結晶粒が発達して異方性の程度が強くなり、成形性も悪くなる。
特に、本発明の熱間圧延工程において、下記［関係式１］で提案する温度範囲よりも高い温度（Ｔｎ超過の温度）で圧延を終了すると、鋼の微細組織が粗大化し、且つ不均一であり、相変態が遅延して粗大なＭＡ相及びマルテンサイト相が形成され、耐衝突特性が低下する。また、下記［関係式１］で提案する温度範囲よりも低い温度（Ｔｎ−５０未満の温度）で圧延が終了すると、鋼の再結晶が過度に遅延して変形された組織が形成され、せん断組織（ｓｈｅａｒ ｔｅｘｔｕｒｅ）である｛１１０｝＜１１２＞、｛１１２｝＜１１１＞が過度に形成され、成形性が大幅に低下するおそれがある。
上記のような微細組織の変化は、下記［関係式２］を満たすことにより、成形性及び耐衝突特性の効果として現われる。より具体的には、熱間圧延時における圧下量が下記［関係式２］で提案された範囲よりも大きい場合（１．５×Ｅｃ超過の値）には、せん断組織（ｓｈｅａｒ ｔｅｘｔｕｒｅ）が過度に形成されて成形性が低下する。これに対し、上記圧下量が下記［関係式２］で提案された範囲よりも小さい場合（Ｅｃ未満の値）には、熱間圧延直後の冷却時において微細であり、且つ均一なフェライト相が形成されず、フェライト相変態の促進が難しくなって、不均一であり、且つ粗大なＭＡ相及びマルテンサイト相が形成され、耐衝突特性が低下する。
［関係式１］
Ｔｎ−５０≦ＦＤＴ≦Ｔｎ
（ここで、Ｔｎは再結晶遅延が開始される温度であって、Ｔｎ＝７３０＋９２×［Ｃ］＋７０×［Ｍｎ］＋４５×［Ｃｒ］＋７８０×［Ｎｂ］＋５２０×［Ｔｉ］−８０×［Ｓｉ］であり、各元素は重量含有量、ＦＤＴは仕上げ熱間圧延直後の熱延板の温度（℃）を意味する。）
［関係式２］
Ｅｃ≦Ｅ１＋Ｅ２≦１．５×Ｅｃ
（ここで、Ｅｃ＝４．７５×１０−４（１２５×Ｅｘｐ（Ｑｄｅｆ／（Ｒ×（２７３＋ＦＤＴ））））０．１７、Ｑｄｅｆ＝２７７０００−２５３５×［Ｃ］＋１５１０×［Ｍｎ］＋９６２１×［Ｓｉ］＋１２５５×［Ｃｒ］＋５３６８０×［Ｔｉ］０．５９２＋７０７３０×［Ｎｂ］０．５６５であり、各元素は重量含有量を意味する。また、Ｅ１は熱間圧延の最終パスにおける圧下量、Ｅ２は熱間圧延の最終パス前（最終パス直前のパス）の圧下量を意味し、Ｒは気体定数８．３１４である。）
本発明は、提案された合金組成及び製造条件、特に熱間圧延条件が上記［関係式１］及び［関係式２］をともに満たすとき、目標とする鋼の強度、成形性、及び耐衝突特性を確保することができるものである。より具体的には、上記のように合金組成及び製造条件（熱間圧延条件）を最適化することにより、熱間圧延中の再結晶を効果的に遅延させることで、相変態時におけるフェライト相変態を促進し、微細であり、且つ均一な結晶粒を形成して強度及び耐衝突特性を向上させることができる。
さらに、フェライト相変態の促進によって後続する冷却工程中の未変態相が減少し、粗大なＭＡ相及びマルテンサイト相の分率が減少して、不均一組織を解消するという効果を得ることができる。
再結晶が過度に遅延する場合には、変形された組織が圧延板全体に大きく発達するか、又は表層部にのみ集中的に形成されて成形性が低下するという問題がある。しかし、本発明の場合には、再結晶遅延が開始される温度であるＴｎ及びＴｎ−５０の範囲内で仕上げ熱間圧延工程を完了することにより、上述した効果を得ることができる。
加えて、再結晶を効果的に遅延させ、均一であり、且つ微細なフェライト結晶粒を形成させるためには、熱間圧延時に上述した温度範囲における圧下量を特定の値よりも高くする必要があるが、過度な圧下量は成形性を低下させる。したがって、本発明で提供する［関係式２］に基づいて熱間圧延時における圧下量を制御する必要がある。
［冷却及び巻取り］
上記によって製造された熱延鋼板を４００〜５００℃の温度範囲まで１０〜１００℃／ｓの平均冷却速度で冷却した後、その温度で巻取ることが好ましい。このとき、上記温度は、熱延鋼板の温度を基準とする。
このとき、冷却終了温度（巻取り温度）が５００℃を超えると、パーライト相が形成され、目標レベルの強度を確保することが難しい。これに対し、４００℃未満の場合には、マルテンサイト相が過度に形成され、成形性及び耐衝突特性が低下する。
また、上述した温度範囲での冷却時における平均冷却速度が１０℃／ｓ未満の場合には、基地組織の結晶粒が粗大化し、微細組織が不均一になるという問題がある。これに対し、１００℃／ｓを超えると、ＭＡ相が形成されやすくなり、成形性及び耐衝突特性が低下する。
［最終冷却］
上記によって冷却及び巻取り処理されたコイルを常温〜２００℃まで０．１〜２５℃／ｈｏｕｒで冷却することが好ましい。
このとき、冷却速度が２５℃／ｈｏｕｒを超えると、鋼中の一部未変態の相がＭＡ相に変態しやすくなり、その結果、成形性及び耐衝突特性が悪くなる。一方、冷却速度を０．１℃／ｈｏｕｒ未満に制御するためには、別の加熱設備などが必要となるため、経済的に不利である。
上記最終冷却が完了した鋼板を酸洗及び塗油し、４５０〜７４０℃の温度範囲に加熱して溶融亜鉛めっき工程を行うことができる。
上記溶融亜鉛めっき工程は、亜鉛系めっき浴を用いることができ、上記亜鉛系めっき浴内の合金組成については特に限定しないが、一例として、マグネシウム（Ｍｇ）：０．０１〜３０重量％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜５０重量％、残部Ｚｎ及び不可避不純物を含むめっき浴であってもよい。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、後述する実施例は、本発明を例示してさらに具体化するためのものであって、本発明の権利範囲を制限するためのものではない点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の合金組成を有する鋼スラブを設けた。このとき、上記合金組成の含有量は重量％であり、残りはＦｅ及び不可避不純物を含む。設けられた鋼スラブを下記表２の製造条件に応じて鋼板を製造した。下記表２において、ＦＤＴは仕上げ熱間圧延時における温度、ＣＴは巻取り温度を意味する。
一方、鋼スラブの再加熱温度は１２００℃、熱間圧延後の熱延鋼板の厚さは３ｍｍであり、熱間圧延直後の冷却は２０〜３０℃／ｓの冷却速度で行った。また、巻取り後の冷却速度を１０℃／ｈｏｕｒと一定にした。
Figure 2021531405
Figure 2021531405
上記によって製造されたそれぞれの鋼板に対して、引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、伸び率（Ｔ−Ｅｌ）の機械的特性、及び衝撃吸収エネルギーを測定し、微細組織を観察して、その結果を下記表３に示した。
具体的には、降伏強度及び伸び率はそれぞれ、０．２％ｏｆｆ−ｓｅｔの降伏強度、破壊伸び率を意味する。また、引張強度の測定は、ＪＩＳ５号規格の試験片を圧延方向と垂直した方向に採取し、試験した。
また、衝突時における吸収エネルギーは高速引張試験法を用いた。ここで、自動車が衝突した際に素材に加わる変形速度が１００〜５００ｓ−１であることを考慮し、上記引張試験片と同一の試験片の規格に対して変換速度が２００ｓ−１及び５００ｓ−１の条件で高速引張試験を行った場合に得られた応力−ひずみ曲線において伸び率１０％までの面積を衝突吸収エネルギーと測定した。
一方、鋼中に形成されたＭＡ相は、レペラ（Ｌｅｐｅｒａ）エッチング法を介してエッチングした後、光学顕微鏡及び画像分析器（ｉｍａｇｅ ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて１０００倍率で分析した結果を示した。また、オーステナイト相は、後方散乱電子回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）を用いて測定し、３０００倍率で分析した結果を示した。尚、マルテンサイト相、フェライト及びベイナイトの相分率は、電子走査顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて３０００倍率、５０００倍率で分析した結果を示した。さらに、せん断組織の面積分率は、上述のとおり、後方散乱電子回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）を用いて測定した。
Figure 2021531405
上記表１〜表３に示すように、本発明で提案する合金組成及び製造条件をすべて満たす発明鋼１〜７は、基地組織がフェライト及びベイナイトの複合組織で形成され、且つせん断組織の割合、すなわち、表層部と中心部との間のせん断組織の面積分率の割合（中心部におけるせん断組織の面積率／表層部におけるせん断組織の面積率）が０．０５〜１．０を満たすことから、意図する優れた高強度及び衝突吸収エネルギーが確保された。
これに対し、本発明で提案する合金組成のうちＣの含有量が過多な比較鋼１は、未変態相中のＣ濃度が高く、ＭＡ相及びマルテンサイト相が過度に形成され、それによって、衝突時における吸収エネルギーが低かった。これは、高い変形速度における変形時に、ＭＡ相とマルテンサイト相の界面において破壊が急速に進行したことに起因するものと判断される。
比較鋼２及び比較鋼３は、熱間圧延時における仕上げ熱間圧延温度が関係式１を満たさない場合であって、このうち、比較鋼２はＦＤＴが関係式１の範囲を超え、せん断組織がほとんど発達せず、フェライト相変態の促進も行われない上、ＭＡ相及びマルテンサイト相が高い分率で形成されて、衝突吸収エネルギーが低下した。また、比較鋼３は、ＦＤＴが関係式１の範囲よりも過度に低く、表層部のせん断組織が中心部に比べて高くなることにより、強度は増加するのに対し、伸び率が大幅に減少し、衝突吸収エネルギーも改善されなかった。
比較鋼４及び比較鋼５は、熱間圧延時における圧下率の条件が関係式２を満たさない場合であって、このうち、比較鋼４は、最後のパスにおける圧下量及びその直前のパスにおける圧下量の合計が関係式２の範囲を超え、表層部のせん断組織が中心部に比べて高くなり、これにより、強度は増加したのに対し、伸び率が減少し、衝突吸収エネルギーも改善されなかった。一方、比較鋼５は、最後のパスにおける圧下量及びその直前のパスにおける圧下量の合計が関係式２の範囲よりも小さい場合であって、フェライト相変態の促進が行われず、ＭＡ相及びマルテンサイト相の分率が大きく増加し、衝突吸収エネルギーが低下した。
比較鋼６は、熱間圧延条件が関係式１及び２をともに満たさない場合であって、表層部のせん断組織が中心部に比べて過度に高く、伸び率が大幅に低下し、衝突吸収エネルギーも低かった。特に、５００ｓ−１の条件下で吸収エネルギーが大幅に減少し、高い変形速度の衝突時に適さないことが分かる。
比較鋼７及び比較鋼８は、巻取り時における温度範囲が本発明を外れる場合であって、比較鋼７は、巻取り温度が高すぎるため微細組織のうちパーライト相が形成され、それによって、目標レベルの強度を確保することができず、衝突吸収エネルギーも低かった。これは、高い巻取り温度により未変態相からベイナイト相が形成されず、パーライト相が形成されるため鋼の強度が十分に確保されず、高速変形時にパーライト相への破壊が急速に伝播されることに起因したものと判断された。比較鋼８は、巻取り温度が低い場合であって、マルテンサイト相が多量に形成されて強度が過度に高く、衝突吸収エネルギーが低かった。これは、高速変形時に転位密度が局部的に上昇し、破壊が急速に発生したためと判断される。
図１は発明鋼６の表層部（Ａ）及び中心部（Ｂ）のせん断組織を観察した写真を示すものであって、表層部（Ａ）における集合組織の面積分率が０．２１７（０．１３０＋０．０８７）、中心部（Ｂ）における集合組織の面積分率が０．０２５（０．０１９＋０．００６）であることから、その割合（Ｂ／Ａ）が０．１１と示されることが確認できる。

Claims (9)

  1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．１４％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１〜１．０％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜２．５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．１％、クロム（Ｃｒ）：０．００５〜１．０％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．０５％、硫黄（Ｓ）：０．００１〜０．０１％、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．０６％、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
    微細組織として、フェライト及びベイナイト相の合計が面積分率９０％以上であり、
    表層部（表面から厚さ方向１／１０ｔの地点、ここで、ｔは鋼材の厚さ（ｍｍ）を意味する）と中心部（厚さ方向１／１０ｔ超過〜１／２ｔの地点）との間のせん断組織（｛１１０｝＜１１２＞、｛１１２｝＜１１１＞）の面積分率の割合が０．０５〜１．０である、耐衝突特性に優れた高強度鋼板。
  2. 前記鋼板は、ＭＡ相（マルテンサイトとオーステナイトの混合組織）及びマルテンサイト相の合計が面積分率１〜１０％である、請求項１に記載の耐衝突特性に優れた高強度鋼板。
  3. 前記フェライトの平均結晶粒直径が１〜５μｍである、請求項１に記載の耐衝突特性に優れた高強度鋼板。
  4. 前記鋼板は、引張強度が７８０ＭＰａ以上、衝突時における吸収エネルギーが８０Ｊ／ｍ３以上である、請求項１に記載の耐衝突特性に優れた高強度鋼板。
  5. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．１４％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１〜１．０％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜２．５％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．１％、クロム（Ｃｒ）：０．００５〜１．０％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．０５％、硫黄（Ｓ）：０．００１〜０．０１％、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．０６％、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む鋼スラブを１２００〜１３５０℃で再加熱する段階と、
    前記再加熱された鋼スラブを下記［関係式１］及び［関係式２］を満足する条件で仕上げ熱間圧延する段階と、
    前記熱間圧延後に、４００〜５００℃まで１０〜１００℃／ｓの冷却速度で冷却する段階と、
    前記冷却後に、４００〜５００℃で巻取る段階と、を含む、耐衝突特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
    ［関係式１］
    Ｔｎ−５０≦ＦＤＴ≦Ｔｎ
    （ここで、Ｔｎは再結晶遅延が開始される温度であって、Ｔｎ＝７３０＋９２×［Ｃ］＋７０×［Ｍｎ］＋４５×［Ｃｒ］＋７８０×［Ｎｂ］＋５２０×［Ｔｉ］−８０×［Ｓｉ］であり、各元素は重量含有量、ＦＤＴは仕上げ熱間圧延直後の熱延板の温度（℃）を意味する。）
    ［関係式２］
    Ｅｃ≦Ｅ１＋Ｅ２≦１．５×Ｅｃ
    （ここで、Ｅｃ＝４．７５×１０−４（１２５×Ｅｘｐ（Ｑｄｅｆ／（Ｒ×（２７３＋ＦＤＴ））））０．１７、Ｑｄｅｆ＝２７７０００−２５３５×［Ｃ］＋１５１０×［Ｍｎ］＋９６２１×［Ｓｉ］＋１２５５×［Ｃｒ］＋５３６８０×［Ｔｉ］０．５９２＋７０７３０×［Ｎｂ］０．５６５であり、各元素は重量含有量を意味する。また、Ｅ１は熱間圧延の最終パスにおける圧下量、Ｅ２は熱間圧延の最終パス前（最終パス直前のパス）の圧下量を意味し、Ｒは気体定数８．３１４である。）
  6. 前記巻取り段階後に得られたコイルを常温〜２００℃まで０．１〜２５℃／ｈｏｕｒで冷却する段階をさらに含む、請求項５に記載の耐衝突特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  7. 前記冷却後の鋼板を酸洗及び塗油する段階をさらに含む、請求項６に記載の耐衝突特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  8. 前記酸洗及び塗油する段階後の鋼板を４５０〜７４０℃の温度範囲で加熱した後、溶融亜鉛めっきする段階をさらに含む、請求項７に記載の耐衝突特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  9. 前記溶融亜鉛めっきは、マグネシウム（Ｍｇ）：０．０１〜３０重量％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜５０％、残部Ｚｎ及び不可避不純物を含むめっき浴を用いることである、請求項８に記載の耐衝突特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
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