JP3545697B2 - 穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
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、１．０〜６．０ｍｍ程度の板厚で、５９０Ｎ／ｍｍ２ 以上の引張強度を有し、穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
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ベイナイトを主体とした組織から構成される鋼板が提案されている。例えば、特開平４−８８１２５号公報、特開平３−１８０４２６号公報にベイナイトを主体とした組織から構成される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。さらに、特開平６−２９３９１０号公報では２段冷却を用いることによってフェライト占積率を制御することで穴拡げ性と延性を両立する製造方法が提案されている。
これら穴拡げに優れた鋼板は主に自動車の足廻り部品を中心として利用される。しかし、自動車足廻り部品での軽量化では、穴拡げ等の加工性の他に耐食性も求められている。足廻り部品は融雪材による塩害や道路からの水分、石はねによるチッピング等の問題により、車体でも腐食条件が最も厳しい部品の一つであり、従来はその対策として「錆しろ」を見込んだ厚肉設計となっていた。
防錆鋼板としては一般的に表面処理鋼板の１つである亜鉛めっき鋼板が使用されているが、足廻り部品ではアーク溶接が施されるため溶接時に亜鉛が気化して気泡になり、溶接ビード内部に封じ込まれる溶接欠陥（ブローホール）が発生してしまう。このため、足廻り部品にはめっきを施さない鋼自身に耐食性を高めた鋼板が求められている。素地耐食性鋼板としては従来からＣｕ、Ｐなどを添加した鋼板が報告されている（特公昭６０−３２７０９）。また、特開平７−１１８７４０では２段冷却を用いることによって穴拡げ等の加工性と素地耐食性の両立に着目し提案がされているものの、Ｃｕ、Ｐ添加による穴拡げ性の劣化を完全に補えるものではなく、自動車のさらなる軽量化指向、部品の複雑化等を背景に素地耐食性の優れた鋼板において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。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は５９０Ｎ／ｍｍ２ クラス以上の熱延鋼板に関するもので、優れた穴拡げ性と延性を両立した素地耐食性に優れた高強度熱延鋼板を提供しようとするものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明の課題解決のため種々実験、検討を重ねた結果、穴拡げ性の改善には打抜き穴のクラックの状態が重要であることはよく知られるところであるが、本発明者らが鋭意検討した結果、Ｍｇを添加することで打抜き穴の断面に発生するクラックを微細均一化することが可能であることを見出した。そして、鋼板中に存在する酸化物とこれらを核にした（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎの複合析出物を均一微細に分散析出させることにより、打抜き時に微細ボイドを発生させることでの応力の集中を緩和しうることが考えられ、粗大クラックの発生を抑制し穴拡げ性を向上させていると考えられる。これより、この発明をなすに至ったのである．これまで、Ｍｇ添加による酸化物を利用した提案には、例えば特開平１１−３２３４８８号公報による面内異方性改善に関する提案ではＭｇ酸化物による再結晶時の面方位の優先的な核生成・成長を抑制する事を目的にしており、特開平１１−２３６６４５号公報の溶接部の靭性に関する提案ではＭｇ複合酸化物により超大入熱溶接時のＨＡＺ部のγ粒の成長を抑制することを目的としている．これらはいずれも微細酸化物によるピンニングによる効果を利用したものであり、本発明の打抜き時、介在物により発生する微細ボイドを利用するものとは異なり、これらを目的とする鋼板において穴拡げ性が向上しているかはさだかではない。本発明の要旨は、下記の通りである。
【０００５】
１）重量％にて
Ｃ ：０．０１％以上、０．２０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、１．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、
Ｐ ：０．０３％以上、０．２％以下、
Ｓ ：０．００９％以下、
Ｃｕ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎｉ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎ ：０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ａｌ：０．００２％以上、０．０７％以下、
および
Ｔｉ：０．００３％以上、０．２５％以下、
Ｎｂ：０．００３％以上、０．０４％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、粒子径が０．００５μｍ〜５．０μｍの範囲にあるＭｇＯまたは、ＭｇＯを含むＡｌ ２ Ｏ ３ 、ＭｇＯを含むＳｉＯ ２ 、ＭｇＯを含むＭｎＯ、ＭｇＯを含むＴｉ ２ Ｏ ３ の1 種もしくは２種以上の複合酸化物が１平方ｍｍあたり１．０×１０３個以上、１．０×１０７個以下含む、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板。
【０００６】
２）重量％にて
Ｃ ：０．０１％以上、０．２０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、１．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、
Ｐ ：０．０３％以上、０．２％以下、
Ｓ ：０．００９％以下、
Ｃｕ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎｉ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎ ：０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ａｌ：０．００２％以上、０．０７％以下、
および
Ｔｉ：０．００３％以上、０．２５％以下、
Ｎｂ：０．００３％以上、０．０４％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、さらに、粒子径が０．００５μｍ〜５．０μｍ以下のＭｇＯまたは、ＭｇＯを含むＡｌ ２ Ｏ ３ 、ＭｇＯを含むＳｉＯ ２ 、ＭｇＯを含むＭｎＯ、ＭｇＯを含むＴｉ ２ Ｏ ３ の1 種もしくは２種以上の複合酸化物とこれを核にして、その周辺に（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎを有する複合析出物のうち、そのサイズが０．０５μｍ〜５．０μｍ以下の範囲の析出物が１平方ｍｍあたり１．０×１０３個以上、１．０×１０７個以下含む、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板。
【０００７】
３）重量％にて
Ｃ ：０．０１％以上、０．２０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、１．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、
Ｐ ：０．０３％以上、０．２％以下、
Ｓ ：０．００９％以下、
Ｃｕ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎｉ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎ ：０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ａｌ：０．００２％以上、０．０７％以下、
および
Ｔｉ：０．００３％以上、０．２５％以下、
Ｎｂ：０．００３％以上、０．０４％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、さらに、
Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１００％以下
ＲＥＭ元素の合計：０．０００５％以上、０．０１００％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、粒子径が０．００５μｍ〜５．０μｍの範囲にあるＭｇＯまたは、ＭｇＯを含むＡｌ ２ Ｏ ３ 、ＭｇＯを含むＳｉＯ ２ 、ＭｇＯを含むＭｎＯ、ＭｇＯを含むＴｉ ２ Ｏ ３ の１種もしくは２種以上の複合酸化物が１平方ｍｍあたり１．０×１０３個以上、１．０×１０７個以下含む、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板。
【０００８】
４）重量％にて
Ｃ ：０．０１％以上、０．２０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、１．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、
Ｐ ：０．０３％以上、０．２％以下、
Ｓ ：０．００９％以下、
Ｃｕ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎｉ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎ ：０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ａｌ：０．００２％以上、０．０７％以下、
および
Ｔｉ：０．００３％以上、０．２５％以下、
Ｎｂ：０．００３％以上、０．０４％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、さらに、
Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１００％以下
ＲＥＭ元素の合計：０．０００５％以上、０．０１００％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、粒子径が０．００５μｍ〜５．０μｍのＭｇＯまたは、ＭｇＯを含むＡｌ ２ Ｏ ３ 、ＭｇＯを含むＳｉＯ ２ 、ＭｇＯを含むＭｎＯ、ＭｇＯを含むＴｉ ２ Ｏ ３ の１種もしくは２種以上の複合酸化物とこれを核にして、その周辺に（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎを有する複合析出物のうち、そのサイズが０．０５μｍ〜５．０μｍの範囲の析出物が１平方ｍｍあたり１．０×１０３個以上、１．０×１０７個以下含む、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板。
【０００９】
５）請求項１又は請求項２又は請求項３又は請求項４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、３５０℃〜６００℃で捲取ることを特徴とする、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１０】
６）請求項１又は請求項２又は請求項３又は請求項４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℃〜７００℃まで冷却し、該温度で１５秒以下空冷した後、再度前記冷却速度で冷却して、３５０℃〜６００℃で捲取ることを特徴とする、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１１】
７）請求項５又は請求項６において、請求項１又は請求項２又は請求項３又は請求項４に記した鋼の溶製工程の成分調整段階において、ＳｉとＭｎを添加した後、Ｔｉを添加、その後にＭｇとＡｌを添加することを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１２】
８）請求項７において、Ｍｇの希釈溶媒金属としてＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＲＥＭ（希土類元素）の１種あるいは２種以上から成るＭｇ合金を用いることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１３】
９）請求項８において、Ｍｇ合金中のＭｇ濃度が１％以上１０％未満であることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１４】
１０）請求項７から９において、Ｍｇ合金中のＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒの濃度の和が１０％未満であることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】
本発明は穴拡げ性の改善のために打抜き穴の粗大クラックを抑制するため、Ｍｇを添加し、酸化物を均一微細析出させ、これにより、打抜き時の粗大クラックの発生を抑制させ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。
【００１６】
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、ただし、好ましくは０．１５％以下が望ましい。また、強度確保の面で０．０１％以上は必要である。
【００１７】
Ｓｉは、腐食速度低減のためには低い方が望ましいが、有害な炭化物の生成を抑えフェライト組織主体＋残ベイナイトの複合組織を得るために重要な元素である。この効果を最低限確保するためには、０．０５以上の添加が必要である。一方で、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。
【００１８】
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２．５０％を上限とする。
【００１９】
Ｐは耐食性に最も効果を及ぼす元素であり、特に耐穴開き腐食に有効であり、０．０３％以上の含有が必要である。Ｐは溶接性に悪いとされてきたが、低Ｃ、低Ｎの条件ではＰの溶接性に対する悪影響を除去できる。ただし、添加量が多いと２次加工性加工性が劣化し、プレス時に割れたり、プレス成形後わずかな力で割れたりする元素である。これより、０．２０％以下とする。
【００２０】
ＳはＭｎＳ等の非金属介在物を生成し、延性穴拡げ性を劣化させるので鋼中に存在しない方が好ましい元素であり、添加量は少ない程望ましく、０．００９％以下とする。ただし、０．００５％以下でこの効果は顕著に現れるため０．００５％以下が望ましい。
【００２１】
Ｃｕは安定錆をち密化させる上でＰとともに必要な元素であり、０．１０％以上で効果が現れる。また、１．０％を超えると添加の効果は飽和し、ヘゲなどの欠陥を発生させやすくするので、１．０％を上限とする。
【００２２】
ＮｉはＣｕヘゲの発生の防止に有効であり、Ｃｕ等量分添加することが望ましい。また、耐食性の向上にも効果がある。このため０．１％以上添加する。ただし、多量に添加しても効果は飽和するばかりでなく、コストの上昇を招くため上限を１．０％とする。
【００２３】
Ｎは、加工性を確保するためには少ない方が良い。０．０１０％を越えると加工性が劣化してくるので、０．０１０％以下とし、０．００５％以下が望ましい。
【００２４】
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形成するが、このとき生成されるＭｇＯまたはＭｇＯを含むＡｌ２ Ｏ３ 、ＳｉＯ２ 、ＭｎＯ、Ｔｉ２ Ｏ３ の複合酸化物微細化はＭｇを添加しない従来の鋼に比べ、個々の酸化物のサイズが小さく、均一に分散した分布状態となることを見出した。鋼中に微細に分散したこれらの酸化物は、明確ではない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、穴広げ性の向上に効果があると考えられる。ただし、０．０００５％未満ではその効果が不十分である。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。
【００２５】
Ａｌは本発明における最も重要な添加元素の一つである。ＡｌはＭｇが添加されている時、スピネル構造をもつＭｇＡｌ２Ｏ４複合酸化物を生成しやすい。ＭｇＡｌ２Ｏ４複合酸化物はＭｇＯを含むＳｉＯ ２ 、ＭｇＯを含むＭｎＯ、ＭｇＯを含むＴｉ ２ Ｏ ３ の複合酸化物のうち最も微細な酸化物の存在状態のひとつであり、酸化物の分散状態を均一微細化するのに効果的であると考えられる。このため、打抜き時に微細ボイドを形成し、これが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、穴広げ性の向上に効果があると考えられる。これより０．００２％以上添加する。ただし添加量が増加するとＭｇ添加の効果を阻害するため、０．０７％以下とする。特に複合酸化物のうちＭｇＡｌ複合酸化物の酸化物に占める割合を向上し酸化物の微細化を効率よく達成させるためには添加量は０．０２％〜０．０７％が望ましい。
【００２６】
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は微細均一に析出している酸化物のうち特に小さいＭｇＯまたはＭｇＡｌ２ Ｏ４ を主とする複合酸化物を核に析出し、これら酸化物上に析出することで析出物サイズを大きくし、ＭｇＯまたはＭｇＡｌ２ Ｏ４ の微細ボイド形成を助成する働きがあると考えられる。また、強度の増加にも有効である．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０．００３％の添加が必要であり、０．０１％以上の添加が望ましい。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０．２５％以下、Ｎｂは０．０４％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。
【００２７】
Ｃａ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０．０００５％以上の添加が必要である。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０．０１００％とする。
ＲＥＭ元素はＣａと同様の効果を有する。すなわち、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ＲＥＭ元素の合計で０．０００５％以上の添加が必要である。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。また、製造コストも高いため上限を０．０１００％とする。
【００２８】
酸化物としてはＭｇＯまたは、ＭｇＯを含むＡｌ ２ Ｏ ３ 、ＭｇＯを含むＳｉＯ ２ 、ＭｇＯを含むＭｎＯ、ＭｇＯを含むＴｉ ２ Ｏ ３ の１種もしくは２種以上の複合酸化物がよい。本発明者らが鋭意検討した結果、複合酸化物のうちＭｇを含む複合酸化物（例、ＭｇＯ、ＭｇＡｌ ２ Ｏ ４ ）と、これ以外のＭｇＯを含まない複合酸化物とで異なった存在状態にて微細クラックの形成に効果を発揮しており、これらはともにＭｇ添加によって得られる効果であり、相乗効果によって穴拡げ性を向上させていることがわかった。
【００２９】
ＭｇＯ、ＭｇＡｌ２ Ｏ４ は主に（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎを周辺に析出させることで微細ボイド形成の効果を得ており、ＭｇＯ、ＭｇＡｌ２ Ｏ４ は均一な分散析出の核として寄与していると考えられる。一方で、ＭｇＯ、ＭｇＡｌ２ Ｏ４ 以外の微細な複合酸化物はＭｇＯとの複合酸化物化により微細分散析出し、（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎを周辺に析出させることなく酸化物単独にて微細ボイド形成の効果がある．特に、ＭｇＯ、ＭｇＡｌ２ Ｏ４ 以外の微細な複合酸化物としてはＭｇＯ、Ａｌ２ Ｏ３ 、ＳｉＯ２ 主体の複合酸化物がほとんどであり、この時、全体に占めるＭｇＯ、Ａｌ２ Ｏ３ 、ＳｉＯ２ 酸化物の割合は９０％以上である。
【００３０】
酸化物の粒子径は０．００５μｍ未満ではこれを核にした（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎの析出も少ないこと、一方で、このサイズの酸化物は（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎの複合析出なしでは微細クラックを発生させる核とはなり難く、微細ボイド生成の効果が得られ難くなるため０．００５μｍ以上とする。逆に５．０μｍ超では粒子数の確保が困難であり、また、粗大析出物は延性の劣化を招くため５．０μｍ以下とする。
【００３１】
酸化物と複合析出物のサイズはこれが小さい時、微細ボイドの起点とならないため効果を発揮できない。従って、０．０５μｍ以上とする。一方、５．０μｍ超では粒子数の確保が困難であり、これが粗大クラックの生成を助長し穴拡げ性を低減させるため５．０μｍ以下とする。
【００３２】
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。この効果を得るには１平方ｍｍあたり１．０×１０３ 以上必要である．一方で個数が多くなると効果は飽和し、逆に延性を劣化させるため、１．０×１０７ 個以下とする。ただし、この効果の飽和と延性のバランスから１．０×１０６ 個以下が望ましい。
【００３３】
また、穴拡げ性を高める手段として打抜き穴の性状の他、母材の局部延性能を高めることが効果的である。母材の局部延性能を高めるためには組織の均一化が有効であるが、単相鋼では本発明の目的とする強度において延性の劣化が大きく、目的とする特性が得られない。このため、鋼の組織としてはフェライト組織主体の複合組織とする。但し、フェライト組織の占有率が高く単相鋼となると延性または強度の低下を引き起こし、また、この占有率が低い時、伸びの低い第２相の影響を受け、延性が低下する。このため、フェライト組織の占有率は５０％以上、９５％以下が望ましい。また、残りの組織はこれが、マルテンサイト、粗大セメンタイト、パーライト組織であるとき、フェライト組織とこれらの組織の界面でクラックが発生し局部変形能が低下する。一方で、ベイナイト組織はフェライト組織中に微細なセメンタイトの分散した組織であり、母材の局部延性能を低下させないため、鋼の組織としてフェライト組織を主体とし、残ベイナイト組織とする。
【００３４】
本発明で規定した介在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、これを前記の透過電子顕微鏡（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。
【００３５】
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３５０℃未満では穴拡げ性に有害な硬質のマルテンサイトが発生するため３５０℃以上とする。一方、上限は６００℃超になると穴拡げ性に有害な、パーライト、セメンタイトが生成するため６００℃以下とする。
【００３６】
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７００℃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７００℃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。
【００３７】
次に溶製工程における成分調整段階の添加順序は本発明者らが鋭意検討した結果、ＳｉとＭｎを添加した後、Ｔｉを添加、その後にＭｇとＡｌを添加することを行うとき、溶鋼中へのＭｇ歩留が増加することと、さらに酸化物のサイズがより微細化して、本発明で請求している酸化物のサイズの分散状態が安定に得られ易くなることから、より好ましい。
Ｍｇは溶鋼中での揮発性が高く、Ｍｇ純金属で溶鋼中へ投入するとＭｇ歩留が非常に低い。このため、Ｍｇは希釈溶媒金属との合金の形で溶鋼中へ投入する。このとき、本発明者らが鋭意検討した結果、Ｍｇの希釈溶媒金属としてＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＲＥＭ（希土類元素）の１種あるいは２種以上から成るＭｇ合金を用いたとき、鋼中へ残存するＭｇ量は向上し、これら以外の金属を主体とする合金では、効果が得られなかった。Ｍｇの希釈溶媒金属としてＭｇと原子間引力の相互作用を有するＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＲＥＭ（希土類元素）を選び、これらのうち、１種あるいは２種以上から成るＭｇ合金を用いて溶鋼中へのＭｇの投入を行うことが好ましい。
ここで希土類元素の範囲は、例えば理化学辞典第５版、３０９頁、岩波書店、１９９８年発行の記載通り、周期律表３族に属するＳｃ、Ｙおよびランタノイド（原子番号５７のＬａから７１のＬｕ）の総称である。
【００３８】
また、本発明者らが鋭意検討した結果、Ｍｇ合金中のＭｇ濃度としては１０％未満ではＭｇ歩留が顕著に増加することと、さらに適正な酸化物サイズと個数が安定に得やすくなり好ましいことを見出した。一方、１％未満であるとＭｇ合金添加時に希釈溶媒金属が鋼中へ過剰に溶解するため、成分調整が困難となる．従って、合金中のＭｇ濃度は１％以上１０％未満とすることが好ましい。
Ｍｇ合金中のＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒの濃度の和として１０％未満の時、Ｍｇ歩留が顕著に増加することと、さらに適正な酸化物サイズと個数が安定に得やすくなり好ましいことを見出した。これはＭｇ合金が溶鋼に溶解中に生じるＭｇとこれらの元素との間の原子間反発作用によると解釈される。従って、Ｍｇ合金中のＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒの濃度の和は１０％未満とすることが好ましい。
本発明の鋼板は上記のように熱延の後、溶融亜鉛めっきのように焼鈍によりめっきを施しても本発明の効果は損なわれない。また、熱延後、電気めっき、有機複合皮膜を施した場合も効果は損なわれない。
【００３９】
【実施例】
次に本発明を実施例に基づいて説明する。
表１に示す鋼成分の鋼を溶製するために、溶銑２７０ｔを転炉で目標Ｃ 濃度に脱炭したのち取鍋に溶鋼を移し、脱酸と合金調整をＣＡＳ法（日本鉄鋼協会編、梶岡博幸著、取鍋精錬法、１０４頁、地人書館、１９９７年発行に記載）により実施した。溶鋼の脱酸をＳｉとＭｎを添加した後、Ｔｉを添加、その後にＭｇとＡｌを添加する順序で行った例とそれ以外の例を表１に示す。ここではＳｉ、Ｍｎ、Ｔｉ原料としてＦｅＳｉ、ＦｅＭｎ、ＦｅＴｉを用いた。また、Ｍｇ、Ａｌは希釈溶媒金属としてＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＲＥＭ（希土類元素）の１種あるいは２種以上を用い、Ｍｇ合金中のＭｇ濃度が１％以上１０％未満であり、Ｍｇ合金中のＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒの濃度の和が１０％未満のＭｇ合金を用いた例とこれら以外の合金を用いた例も表１に示した。脱酸後、必要元素を目標成分濃度範囲に調整した後、ただちに連続鋳造機により厚さ２５０ｍｍ、幅１３００ｍｍのスラブを製造した。これらの鋼を１２００℃以上にて加熱炉中で加熱し、表２に示す熱延条件にて圧延・冷却し、板厚２．６〜３．２ｍｍの熱延鋼板を得た。
【００４０】
一方、表３にＭｇの添加は希釈溶媒金属としてＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＲＥＭ（希土類元素）の１種あるいは２種以上を用い、Ｍｇ合金中のＭｇ濃度が１％以上１０％未満であり、Ｍｇ合金中のＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒの濃度の和が１０％未満のＭｇ合金を用い、溶製工程の成分調整段階において、ＳｉとＭｎを添加した後、Ｔｉを添加、その後にＭｇとＡｌを添加する脱酸を行ったもので、成分を変化させたものを示す。符号Ｄ〜Ｙが本発明に従った鋼でこれ以外はＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｎｂ、Ｔｉの添加量が本発明の範囲外である。これらの鋼を１２００℃以上にて加熱炉中で加熱し、表４に示す熱延条件にて圧延・冷却し、板厚２．６〜３．２ｍｍの熱延鋼板を得た。
また、鋼板母材より抽出レプリカ試料を作成し、前述の方法にて酸化物とこれを核に存在する（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎ複合酸化物の粒径、個数を測定し、単位面積当たりの個数に換算した。これを表１、３に表記する。
【００４１】
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、穴拡げ試験、組織観察を行った。穴拡げ性（λ）は径１２ｍｍ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（ｄ０：１２ｍｍ）から λ＝（ｄ−ｄ０）／ｄ０×１００ で評価した。
各試験片のＴＳ、Ｅｌ、λを表２、４に示す、図１に強度と伸びの関係を図２に強度と穴拡げ比の関係を示す。本発明鋼は比較鋼１と比べて穴拡げ比が、比較鋼２と比べると穴拡げ比と伸びの両特性が高くなっていることがわかる。このように、本発明の鋼板は穴拡げ比、延性をともに優れていることがわかる。
【００４２】
また、耐食性は、鋼板に燐酸塩処理（日本パーカー製ＢＴＬ３０８０）を施した後、カチオン電着塗装（日本ペイント製パワートップＤ−３０、２０μｍ塗布）後、素地に達するクロスカットを施し、塩水噴霧５℃／６時間−乾燥７０℃／ＲＨ６０％／４時間−湿潤４９℃／ＲＨ９５％／４時間−冷却２０℃／４時間を１サイクルとする促進テストを８０サイクル実施した際のクロスカット部の侵食深さで評価した。この結果を表２、４に示す。これより、Ｃｕ、Ｐ添加量が本発明の範囲外にあるＶ、Ｗは耐食性が本発明鋼に比べ劣化しており、本発明鋼は耐食性にも優れていることがわかる。
なお、ここでは合金投入をＣＡＳ 法で行ったがこれは特に限定するものではなく、ＲＨ脱ガス装置の真空槽内合金添加法、溶鋼取鍋内ワイヤー添加法、粉体インジェクション法等の公知の方法も問題なく使用できることを付記する。
【００４３】
【表１】
【００４４】
【表２】
【００４５】
【表３】
【００４６】
【表４】
【００４７】
【発明の効果】
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低腐食速度の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。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明鋼と比較鋼の引張強度と伸びとの関係を示すグラフである。
【図２】本発明鋼と比較鋼の引張強度と穴拡げ比との関係を示すグラフである。
【発明の属する技術分野】
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、１．０〜６．０ｍｍ程度の板厚で、５９０Ｎ／ｍｍ２ 以上の引張強度を有し、穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
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ベイナイトを主体とした組織から構成される鋼板が提案されている。例えば、特開平４−８８１２５号公報、特開平３−１８０４２６号公報にベイナイトを主体とした組織から構成される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。さらに、特開平６−２９３９１０号公報では２段冷却を用いることによってフェライト占積率を制御することで穴拡げ性と延性を両立する製造方法が提案されている。
これら穴拡げに優れた鋼板は主に自動車の足廻り部品を中心として利用される。しかし、自動車足廻り部品での軽量化では、穴拡げ等の加工性の他に耐食性も求められている。足廻り部品は融雪材による塩害や道路からの水分、石はねによるチッピング等の問題により、車体でも腐食条件が最も厳しい部品の一つであり、従来はその対策として「錆しろ」を見込んだ厚肉設計となっていた。
防錆鋼板としては一般的に表面処理鋼板の１つである亜鉛めっき鋼板が使用されているが、足廻り部品ではアーク溶接が施されるため溶接時に亜鉛が気化して気泡になり、溶接ビード内部に封じ込まれる溶接欠陥（ブローホール）が発生してしまう。このため、足廻り部品にはめっきを施さない鋼自身に耐食性を高めた鋼板が求められている。素地耐食性鋼板としては従来からＣｕ、Ｐなどを添加した鋼板が報告されている（特公昭６０−３２７０９）。また、特開平７−１１８７４０では２段冷却を用いることによって穴拡げ等の加工性と素地耐食性の両立に着目し提案がされているものの、Ｃｕ、Ｐ添加による穴拡げ性の劣化を完全に補えるものではなく、自動車のさらなる軽量化指向、部品の複雑化等を背景に素地耐食性の優れた鋼板において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。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は５９０Ｎ／ｍｍ２ クラス以上の熱延鋼板に関するもので、優れた穴拡げ性と延性を両立した素地耐食性に優れた高強度熱延鋼板を提供しようとするものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明の課題解決のため種々実験、検討を重ねた結果、穴拡げ性の改善には打抜き穴のクラックの状態が重要であることはよく知られるところであるが、本発明者らが鋭意検討した結果、Ｍｇを添加することで打抜き穴の断面に発生するクラックを微細均一化することが可能であることを見出した。そして、鋼板中に存在する酸化物とこれらを核にした（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎの複合析出物を均一微細に分散析出させることにより、打抜き時に微細ボイドを発生させることでの応力の集中を緩和しうることが考えられ、粗大クラックの発生を抑制し穴拡げ性を向上させていると考えられる。これより、この発明をなすに至ったのである．これまで、Ｍｇ添加による酸化物を利用した提案には、例えば特開平１１−３２３４８８号公報による面内異方性改善に関する提案ではＭｇ酸化物による再結晶時の面方位の優先的な核生成・成長を抑制する事を目的にしており、特開平１１−２３６６４５号公報の溶接部の靭性に関する提案ではＭｇ複合酸化物により超大入熱溶接時のＨＡＺ部のγ粒の成長を抑制することを目的としている．これらはいずれも微細酸化物によるピンニングによる効果を利用したものであり、本発明の打抜き時、介在物により発生する微細ボイドを利用するものとは異なり、これらを目的とする鋼板において穴拡げ性が向上しているかはさだかではない。本発明の要旨は、下記の通りである。
【０００５】
１）重量％にて
Ｃ ：０．０１％以上、０．２０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、１．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、
Ｐ ：０．０３％以上、０．２％以下、
Ｓ ：０．００９％以下、
Ｃｕ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎｉ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎ ：０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ａｌ：０．００２％以上、０．０７％以下、
および
Ｔｉ：０．００３％以上、０．２５％以下、
Ｎｂ：０．００３％以上、０．０４％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、粒子径が０．００５μｍ〜５．０μｍの範囲にあるＭｇＯまたは、ＭｇＯを含むＡｌ ２ Ｏ ３ 、ＭｇＯを含むＳｉＯ ２ 、ＭｇＯを含むＭｎＯ、ＭｇＯを含むＴｉ ２ Ｏ ３ の1 種もしくは２種以上の複合酸化物が１平方ｍｍあたり１．０×１０３個以上、１．０×１０７個以下含む、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板。
【０００６】
２）重量％にて
Ｃ ：０．０１％以上、０．２０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、１．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、
Ｐ ：０．０３％以上、０．２％以下、
Ｓ ：０．００９％以下、
Ｃｕ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎｉ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎ ：０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ａｌ：０．００２％以上、０．０７％以下、
および
Ｔｉ：０．００３％以上、０．２５％以下、
Ｎｂ：０．００３％以上、０．０４％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、さらに、粒子径が０．００５μｍ〜５．０μｍ以下のＭｇＯまたは、ＭｇＯを含むＡｌ ２ Ｏ ３ 、ＭｇＯを含むＳｉＯ ２ 、ＭｇＯを含むＭｎＯ、ＭｇＯを含むＴｉ ２ Ｏ ３ の1 種もしくは２種以上の複合酸化物とこれを核にして、その周辺に（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎを有する複合析出物のうち、そのサイズが０．０５μｍ〜５．０μｍ以下の範囲の析出物が１平方ｍｍあたり１．０×１０３個以上、１．０×１０７個以下含む、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板。
【０００７】
３）重量％にて
Ｃ ：０．０１％以上、０．２０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、１．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、
Ｐ ：０．０３％以上、０．２％以下、
Ｓ ：０．００９％以下、
Ｃｕ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎｉ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎ ：０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ａｌ：０．００２％以上、０．０７％以下、
および
Ｔｉ：０．００３％以上、０．２５％以下、
Ｎｂ：０．００３％以上、０．０４％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、さらに、
Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１００％以下
ＲＥＭ元素の合計：０．０００５％以上、０．０１００％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、粒子径が０．００５μｍ〜５．０μｍの範囲にあるＭｇＯまたは、ＭｇＯを含むＡｌ ２ Ｏ ３ 、ＭｇＯを含むＳｉＯ ２ 、ＭｇＯを含むＭｎＯ、ＭｇＯを含むＴｉ ２ Ｏ ３ の１種もしくは２種以上の複合酸化物が１平方ｍｍあたり１．０×１０３個以上、１．０×１０７個以下含む、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板。
【０００８】
４）重量％にて
Ｃ ：０．０１％以上、０．２０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、１．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、
Ｐ ：０．０３％以上、０．２％以下、
Ｓ ：０．００９％以下、
Ｃｕ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎｉ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎ ：０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ａｌ：０．００２％以上、０．０７％以下、
および
Ｔｉ：０．００３％以上、０．２５％以下、
Ｎｂ：０．００３％以上、０．０４％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、さらに、
Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１００％以下
ＲＥＭ元素の合計：０．０００５％以上、０．０１００％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、粒子径が０．００５μｍ〜５．０μｍのＭｇＯまたは、ＭｇＯを含むＡｌ ２ Ｏ ３ 、ＭｇＯを含むＳｉＯ ２ 、ＭｇＯを含むＭｎＯ、ＭｇＯを含むＴｉ ２ Ｏ ３ の１種もしくは２種以上の複合酸化物とこれを核にして、その周辺に（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎを有する複合析出物のうち、そのサイズが０．０５μｍ〜５．０μｍの範囲の析出物が１平方ｍｍあたり１．０×１０３個以上、１．０×１０７個以下含む、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板。
【０００９】
５）請求項１又は請求項２又は請求項３又は請求項４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、３５０℃〜６００℃で捲取ることを特徴とする、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１０】
６）請求項１又は請求項２又は請求項３又は請求項４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℃〜７００℃まで冷却し、該温度で１５秒以下空冷した後、再度前記冷却速度で冷却して、３５０℃〜６００℃で捲取ることを特徴とする、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１１】
７）請求項５又は請求項６において、請求項１又は請求項２又は請求項３又は請求項４に記した鋼の溶製工程の成分調整段階において、ＳｉとＭｎを添加した後、Ｔｉを添加、その後にＭｇとＡｌを添加することを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１２】
８）請求項７において、Ｍｇの希釈溶媒金属としてＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＲＥＭ（希土類元素）の１種あるいは２種以上から成るＭｇ合金を用いることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１３】
９）請求項８において、Ｍｇ合金中のＭｇ濃度が１％以上１０％未満であることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１４】
１０）請求項７から９において、Ｍｇ合金中のＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒの濃度の和が１０％未満であることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】
本発明は穴拡げ性の改善のために打抜き穴の粗大クラックを抑制するため、Ｍｇを添加し、酸化物を均一微細析出させ、これにより、打抜き時の粗大クラックの発生を抑制させ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。
【００１６】
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、ただし、好ましくは０．１５％以下が望ましい。また、強度確保の面で０．０１％以上は必要である。
【００１７】
Ｓｉは、腐食速度低減のためには低い方が望ましいが、有害な炭化物の生成を抑えフェライト組織主体＋残ベイナイトの複合組織を得るために重要な元素である。この効果を最低限確保するためには、０．０５以上の添加が必要である。一方で、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。
【００１８】
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２．５０％を上限とする。
【００１９】
Ｐは耐食性に最も効果を及ぼす元素であり、特に耐穴開き腐食に有効であり、０．０３％以上の含有が必要である。Ｐは溶接性に悪いとされてきたが、低Ｃ、低Ｎの条件ではＰの溶接性に対する悪影響を除去できる。ただし、添加量が多いと２次加工性加工性が劣化し、プレス時に割れたり、プレス成形後わずかな力で割れたりする元素である。これより、０．２０％以下とする。
【００２０】
ＳはＭｎＳ等の非金属介在物を生成し、延性穴拡げ性を劣化させるので鋼中に存在しない方が好ましい元素であり、添加量は少ない程望ましく、０．００９％以下とする。ただし、０．００５％以下でこの効果は顕著に現れるため０．００５％以下が望ましい。
【００２１】
Ｃｕは安定錆をち密化させる上でＰとともに必要な元素であり、０．１０％以上で効果が現れる。また、１．０％を超えると添加の効果は飽和し、ヘゲなどの欠陥を発生させやすくするので、１．０％を上限とする。
【００２２】
ＮｉはＣｕヘゲの発生の防止に有効であり、Ｃｕ等量分添加することが望ましい。また、耐食性の向上にも効果がある。このため０．１％以上添加する。ただし、多量に添加しても効果は飽和するばかりでなく、コストの上昇を招くため上限を１．０％とする。
【００２３】
Ｎは、加工性を確保するためには少ない方が良い。０．０１０％を越えると加工性が劣化してくるので、０．０１０％以下とし、０．００５％以下が望ましい。
【００２４】
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形成するが、このとき生成されるＭｇＯまたはＭｇＯを含むＡｌ２ Ｏ３ 、ＳｉＯ２ 、ＭｎＯ、Ｔｉ２ Ｏ３ の複合酸化物微細化はＭｇを添加しない従来の鋼に比べ、個々の酸化物のサイズが小さく、均一に分散した分布状態となることを見出した。鋼中に微細に分散したこれらの酸化物は、明確ではない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、穴広げ性の向上に効果があると考えられる。ただし、０．０００５％未満ではその効果が不十分である。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。
【００２５】
Ａｌは本発明における最も重要な添加元素の一つである。ＡｌはＭｇが添加されている時、スピネル構造をもつＭｇＡｌ２Ｏ４複合酸化物を生成しやすい。ＭｇＡｌ２Ｏ４複合酸化物はＭｇＯを含むＳｉＯ ２ 、ＭｇＯを含むＭｎＯ、ＭｇＯを含むＴｉ ２ Ｏ ３ の複合酸化物のうち最も微細な酸化物の存在状態のひとつであり、酸化物の分散状態を均一微細化するのに効果的であると考えられる。このため、打抜き時に微細ボイドを形成し、これが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、穴広げ性の向上に効果があると考えられる。これより０．００２％以上添加する。ただし添加量が増加するとＭｇ添加の効果を阻害するため、０．０７％以下とする。特に複合酸化物のうちＭｇＡｌ複合酸化物の酸化物に占める割合を向上し酸化物の微細化を効率よく達成させるためには添加量は０．０２％〜０．０７％が望ましい。
【００２６】
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は微細均一に析出している酸化物のうち特に小さいＭｇＯまたはＭｇＡｌ２ Ｏ４ を主とする複合酸化物を核に析出し、これら酸化物上に析出することで析出物サイズを大きくし、ＭｇＯまたはＭｇＡｌ２ Ｏ４ の微細ボイド形成を助成する働きがあると考えられる。また、強度の増加にも有効である．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０．００３％の添加が必要であり、０．０１％以上の添加が望ましい。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０．２５％以下、Ｎｂは０．０４％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。
【００２７】
Ｃａ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０．０００５％以上の添加が必要である。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０．０１００％とする。
ＲＥＭ元素はＣａと同様の効果を有する。すなわち、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ＲＥＭ元素の合計で０．０００５％以上の添加が必要である。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。また、製造コストも高いため上限を０．０１００％とする。
【００２８】
酸化物としてはＭｇＯまたは、ＭｇＯを含むＡｌ ２ Ｏ ３ 、ＭｇＯを含むＳｉＯ ２ 、ＭｇＯを含むＭｎＯ、ＭｇＯを含むＴｉ ２ Ｏ ３ の１種もしくは２種以上の複合酸化物がよい。本発明者らが鋭意検討した結果、複合酸化物のうちＭｇを含む複合酸化物（例、ＭｇＯ、ＭｇＡｌ ２ Ｏ ４ ）と、これ以外のＭｇＯを含まない複合酸化物とで異なった存在状態にて微細クラックの形成に効果を発揮しており、これらはともにＭｇ添加によって得られる効果であり、相乗効果によって穴拡げ性を向上させていることがわかった。
【００２９】
ＭｇＯ、ＭｇＡｌ２ Ｏ４ は主に（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎを周辺に析出させることで微細ボイド形成の効果を得ており、ＭｇＯ、ＭｇＡｌ２ Ｏ４ は均一な分散析出の核として寄与していると考えられる。一方で、ＭｇＯ、ＭｇＡｌ２ Ｏ４ 以外の微細な複合酸化物はＭｇＯとの複合酸化物化により微細分散析出し、（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎを周辺に析出させることなく酸化物単独にて微細ボイド形成の効果がある．特に、ＭｇＯ、ＭｇＡｌ２ Ｏ４ 以外の微細な複合酸化物としてはＭｇＯ、Ａｌ２ Ｏ３ 、ＳｉＯ２ 主体の複合酸化物がほとんどであり、この時、全体に占めるＭｇＯ、Ａｌ２ Ｏ３ 、ＳｉＯ２ 酸化物の割合は９０％以上である。
【００３０】
酸化物の粒子径は０．００５μｍ未満ではこれを核にした（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎの析出も少ないこと、一方で、このサイズの酸化物は（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎの複合析出なしでは微細クラックを発生させる核とはなり難く、微細ボイド生成の効果が得られ難くなるため０．００５μｍ以上とする。逆に５．０μｍ超では粒子数の確保が困難であり、また、粗大析出物は延性の劣化を招くため５．０μｍ以下とする。
【００３１】
酸化物と複合析出物のサイズはこれが小さい時、微細ボイドの起点とならないため効果を発揮できない。従って、０．０５μｍ以上とする。一方、５．０μｍ超では粒子数の確保が困難であり、これが粗大クラックの生成を助長し穴拡げ性を低減させるため５．０μｍ以下とする。
【００３２】
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。この効果を得るには１平方ｍｍあたり１．０×１０３ 以上必要である．一方で個数が多くなると効果は飽和し、逆に延性を劣化させるため、１．０×１０７ 個以下とする。ただし、この効果の飽和と延性のバランスから１．０×１０６ 個以下が望ましい。
【００３３】
また、穴拡げ性を高める手段として打抜き穴の性状の他、母材の局部延性能を高めることが効果的である。母材の局部延性能を高めるためには組織の均一化が有効であるが、単相鋼では本発明の目的とする強度において延性の劣化が大きく、目的とする特性が得られない。このため、鋼の組織としてはフェライト組織主体の複合組織とする。但し、フェライト組織の占有率が高く単相鋼となると延性または強度の低下を引き起こし、また、この占有率が低い時、伸びの低い第２相の影響を受け、延性が低下する。このため、フェライト組織の占有率は５０％以上、９５％以下が望ましい。また、残りの組織はこれが、マルテンサイト、粗大セメンタイト、パーライト組織であるとき、フェライト組織とこれらの組織の界面でクラックが発生し局部変形能が低下する。一方で、ベイナイト組織はフェライト組織中に微細なセメンタイトの分散した組織であり、母材の局部延性能を低下させないため、鋼の組織としてフェライト組織を主体とし、残ベイナイト組織とする。
【００３４】
本発明で規定した介在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、これを前記の透過電子顕微鏡（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。
【００３５】
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３５０℃未満では穴拡げ性に有害な硬質のマルテンサイトが発生するため３５０℃以上とする。一方、上限は６００℃超になると穴拡げ性に有害な、パーライト、セメンタイトが生成するため６００℃以下とする。
【００３６】
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７００℃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７００℃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。
【００３７】
次に溶製工程における成分調整段階の添加順序は本発明者らが鋭意検討した結果、ＳｉとＭｎを添加した後、Ｔｉを添加、その後にＭｇとＡｌを添加することを行うとき、溶鋼中へのＭｇ歩留が増加することと、さらに酸化物のサイズがより微細化して、本発明で請求している酸化物のサイズの分散状態が安定に得られ易くなることから、より好ましい。
Ｍｇは溶鋼中での揮発性が高く、Ｍｇ純金属で溶鋼中へ投入するとＭｇ歩留が非常に低い。このため、Ｍｇは希釈溶媒金属との合金の形で溶鋼中へ投入する。このとき、本発明者らが鋭意検討した結果、Ｍｇの希釈溶媒金属としてＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＲＥＭ（希土類元素）の１種あるいは２種以上から成るＭｇ合金を用いたとき、鋼中へ残存するＭｇ量は向上し、これら以外の金属を主体とする合金では、効果が得られなかった。Ｍｇの希釈溶媒金属としてＭｇと原子間引力の相互作用を有するＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＲＥＭ（希土類元素）を選び、これらのうち、１種あるいは２種以上から成るＭｇ合金を用いて溶鋼中へのＭｇの投入を行うことが好ましい。
ここで希土類元素の範囲は、例えば理化学辞典第５版、３０９頁、岩波書店、１９９８年発行の記載通り、周期律表３族に属するＳｃ、Ｙおよびランタノイド（原子番号５７のＬａから７１のＬｕ）の総称である。
【００３８】
また、本発明者らが鋭意検討した結果、Ｍｇ合金中のＭｇ濃度としては１０％未満ではＭｇ歩留が顕著に増加することと、さらに適正な酸化物サイズと個数が安定に得やすくなり好ましいことを見出した。一方、１％未満であるとＭｇ合金添加時に希釈溶媒金属が鋼中へ過剰に溶解するため、成分調整が困難となる．従って、合金中のＭｇ濃度は１％以上１０％未満とすることが好ましい。
Ｍｇ合金中のＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒの濃度の和として１０％未満の時、Ｍｇ歩留が顕著に増加することと、さらに適正な酸化物サイズと個数が安定に得やすくなり好ましいことを見出した。これはＭｇ合金が溶鋼に溶解中に生じるＭｇとこれらの元素との間の原子間反発作用によると解釈される。従って、Ｍｇ合金中のＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒの濃度の和は１０％未満とすることが好ましい。
本発明の鋼板は上記のように熱延の後、溶融亜鉛めっきのように焼鈍によりめっきを施しても本発明の効果は損なわれない。また、熱延後、電気めっき、有機複合皮膜を施した場合も効果は損なわれない。
【００３９】
【実施例】
次に本発明を実施例に基づいて説明する。
表１に示す鋼成分の鋼を溶製するために、溶銑２７０ｔを転炉で目標Ｃ 濃度に脱炭したのち取鍋に溶鋼を移し、脱酸と合金調整をＣＡＳ法（日本鉄鋼協会編、梶岡博幸著、取鍋精錬法、１０４頁、地人書館、１９９７年発行に記載）により実施した。溶鋼の脱酸をＳｉとＭｎを添加した後、Ｔｉを添加、その後にＭｇとＡｌを添加する順序で行った例とそれ以外の例を表１に示す。ここではＳｉ、Ｍｎ、Ｔｉ原料としてＦｅＳｉ、ＦｅＭｎ、ＦｅＴｉを用いた。また、Ｍｇ、Ａｌは希釈溶媒金属としてＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＲＥＭ（希土類元素）の１種あるいは２種以上を用い、Ｍｇ合金中のＭｇ濃度が１％以上１０％未満であり、Ｍｇ合金中のＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒの濃度の和が１０％未満のＭｇ合金を用いた例とこれら以外の合金を用いた例も表１に示した。脱酸後、必要元素を目標成分濃度範囲に調整した後、ただちに連続鋳造機により厚さ２５０ｍｍ、幅１３００ｍｍのスラブを製造した。これらの鋼を１２００℃以上にて加熱炉中で加熱し、表２に示す熱延条件にて圧延・冷却し、板厚２．６〜３．２ｍｍの熱延鋼板を得た。
【００４０】
一方、表３にＭｇの添加は希釈溶媒金属としてＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＲＥＭ（希土類元素）の１種あるいは２種以上を用い、Ｍｇ合金中のＭｇ濃度が１％以上１０％未満であり、Ｍｇ合金中のＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒの濃度の和が１０％未満のＭｇ合金を用い、溶製工程の成分調整段階において、ＳｉとＭｎを添加した後、Ｔｉを添加、その後にＭｇとＡｌを添加する脱酸を行ったもので、成分を変化させたものを示す。符号Ｄ〜Ｙが本発明に従った鋼でこれ以外はＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｎｂ、Ｔｉの添加量が本発明の範囲外である。これらの鋼を１２００℃以上にて加熱炉中で加熱し、表４に示す熱延条件にて圧延・冷却し、板厚２．６〜３．２ｍｍの熱延鋼板を得た。
また、鋼板母材より抽出レプリカ試料を作成し、前述の方法にて酸化物とこれを核に存在する（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｎ複合酸化物の粒径、個数を測定し、単位面積当たりの個数に換算した。これを表１、３に表記する。
【００４１】
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、穴拡げ試験、組織観察を行った。穴拡げ性（λ）は径１２ｍｍ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（ｄ０：１２ｍｍ）から λ＝（ｄ−ｄ０）／ｄ０×１００ で評価した。
各試験片のＴＳ、Ｅｌ、λを表２、４に示す、図１に強度と伸びの関係を図２に強度と穴拡げ比の関係を示す。本発明鋼は比較鋼１と比べて穴拡げ比が、比較鋼２と比べると穴拡げ比と伸びの両特性が高くなっていることがわかる。このように、本発明の鋼板は穴拡げ比、延性をともに優れていることがわかる。
【００４２】
また、耐食性は、鋼板に燐酸塩処理（日本パーカー製ＢＴＬ３０８０）を施した後、カチオン電着塗装（日本ペイント製パワートップＤ−３０、２０μｍ塗布）後、素地に達するクロスカットを施し、塩水噴霧５℃／６時間−乾燥７０℃／ＲＨ６０％／４時間−湿潤４９℃／ＲＨ９５％／４時間−冷却２０℃／４時間を１サイクルとする促進テストを８０サイクル実施した際のクロスカット部の侵食深さで評価した。この結果を表２、４に示す。これより、Ｃｕ、Ｐ添加量が本発明の範囲外にあるＶ、Ｗは耐食性が本発明鋼に比べ劣化しており、本発明鋼は耐食性にも優れていることがわかる。
なお、ここでは合金投入をＣＡＳ 法で行ったがこれは特に限定するものではなく、ＲＨ脱ガス装置の真空槽内合金添加法、溶鋼取鍋内ワイヤー添加法、粉体インジェクション法等の公知の方法も問題なく使用できることを付記する。
【００４３】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【発明の効果】
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低腐食速度の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。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明鋼と比較鋼の引張強度と伸びとの関係を示すグラフである。
【図２】本発明鋼と比較鋼の引張強度と穴拡げ比との関係を示すグラフである。
Claims (10)
- 重量％にて
Ｃ ：０．０１％以上、０．２０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、１．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、
Ｐ ：０．０３％以上、０．２％以下、
Ｓ ：０．００９％以下、
Ｃｕ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎｉ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎ ：０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ａｌ：０．００２％以上、０．０７％以下、
および
Ｔｉ：０．００３％以上、０．２５％以下、
Ｎｂ：０．００３％以上、０．０４％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、粒子径が０．００５μｍ〜５．０μｍの範囲にあるＭｇＯまたは、ＭｇＯを含むＡｌ ２ Ｏ ３ 、ＭｇＯを含むＳｉＯ ２ 、ＭｇＯを含むＭｎＯ、ＭｇＯを含むＴｉ ２ Ｏ ３ の１種もしくは２種以上の複合酸化物が１平方ｍｍあたり１．０×１０３個以上、１．０×１０７個以下含む、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板。 - 重量％にて
Ｃ ：０．０１％以上、０．２０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、１．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、
Ｐ ：０．０３％以上、０．２％以下、
Ｓ ：０．００９％以下、
Ｃｕ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎｉ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎ ：０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ａｌ：０．００２％以上、０．０７％以下、
および
Ｔｉ：０．００３％以上、０．２５％以下、
Ｎｂ：０．００３％以上、０．０４％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、さらに、粒子径が０．００５μｍ〜５．０μｍ以下のＭｇＯまたは、ＭｇＯを含むＡｌ ２ Ｏ ３ 、ＭｇＯを含むＳｉＯ ２ 、ＭｇＯを含むＭｎＯ、ＭｇＯを含むＴｉ ２ Ｏ ３ の１種もしくは２種以上の複合酸化物とこれを核にして、その周辺に（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎを有する複合析出物のうち、そのサイズが０．０５μｍ〜５．０μｍ以下の範囲の析出物が１平方ｍｍあたり１．０×１０３個以上、１．０×１０７個以下含む、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板。 - 重量％にて
Ｃ ：０．０１％以上、０．２０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、１．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、
Ｐ ：０．０３％以上、０．２％以下、
Ｓ ：０．００９％以下、
Ｃｕ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎｉ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎ ：０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ａｌ：０．００２％以上、０．０７％以下、
および
Ｔｉ：０．００３％以上、０．２５％以下、
Ｎｂ：０．００３％以上、０．０４％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、さらに、
Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１００％以下
ＲＥＭ元素の合計：０．０００５％以上、０．０１００％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、粒子径が０．００５μｍ〜５．０μｍの範囲にあるＭｇＯまたは、ＭｇＯを含むＡｌ ２ Ｏ ３ 、ＭｇＯを含むＳｉＯ ２ 、ＭｇＯを含むＭｎＯ、ＭｇＯを含むＴｉ ２ Ｏ ３ の１種もしくは２種以上の複合酸化物が１平方ｍｍあたり１．０×１０３個以上、１．０×１０７個以下含む、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板。 - 重量％にて
Ｃ ：０．０１％以上、０．２０％以下、
Ｓｉ：０．０５％以上、１．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、
Ｐ ：０．０３％以上、０．２％以下、
Ｓ ：０．００９％以下、
Ｃｕ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎｉ：０．１％以上、１．０％以下、
Ｎ ：０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、
Ａｌ：０．００２％以上、０．０７％以下、
および
Ｔｉ：０．００３％以上、０．２５％以下、
Ｎｂ：０．００３％以上、０．０４％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、さらに、
Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１００％以下
ＲＥＭ元素の合計：０．０００５％以上、０．０１００％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、粒子径が０．００５μｍ〜５．０μｍのＭｇＯまたは、ＭｇＯを含むＡｌ ２ Ｏ ３ 、ＭｇＯを含むＳｉＯ ２ 、ＭｇＯを含むＭｎＯ、ＭｇＯを含むＴｉ ２ Ｏ ３ の１種もしくは２種以上の複合酸化物とこれを核にして、その周辺に（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎを有する複合析出物のうち、そのサイズが０．０５μｍ〜５．０μｍの範囲の析出物が１平方ｍｍあたり１．０×１０３個以上、１．０×１０７個以下含む、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板。 - 請求項１又は請求項２又は請求項３又は請求項４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、３５０℃〜６００℃で捲取ることを特徴とする、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板の製造方法。
- 請求項１又は請求項２又は請求項３又は請求項４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℃〜７００℃まで冷却し、該温度で１５秒以下空冷した後、再度前記冷却速度で冷却して、３５０℃〜６００℃で捲取ることを特徴とする、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板の製造方法。
- 請求項５又は請求項６において、請求項１又は請求項２又は請求項３又は請求項４に記した鋼の溶製工程の成分調整段階において、ＳｉとＭｎを添加した後、Ｔｉを添加、その後にＭｇとＡｌを添加することを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板の製造方法。
- 請求項７において、Ｍｇの希釈溶媒金属としてＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＲＥＭ（希土類元素）の1 種あるいは２種以上から成るＭｇ合金を用いることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板の製造方法。
- 請求項８において、Ｍｇ合金中のＭｇ濃度が１％以上１０％未満であることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板の製造方法。
- 請求項７から９において、Ｍｇ合金中のＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒの濃度の和が１０％未満であることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板の製造方法。
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