JP3755301B2 - 耐衝撃特性、強度−伸びバランス、耐疲労特性および穴拡げ性に優れた高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、自動車用鋼板としての用途に用いて好適な、耐衝撃特性、強度−伸びバランス、耐疲労特性および穴拡げ性に優れた高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の軽量化が指向される中、成形性に優れる高強度薄鋼板に対する要求が殊の外強くなっている。
また、最近では、自動車の安全性も重視され、そのためには衝突時における安全性の目安となる耐衝撃特性の向上も要求されている。
さらに、経済性に対する配慮も必要とされ、かかる経済性を考慮した場合には、冷延鋼板に比べると熱延鋼板の方が有利である。
【０００３】
上記の現状を背景として、これまでにも種々の高強度熱延鋼板が開発されている。
例えば、特公平６-41617号、特公平５-65566号および特公平５-67682号各公報には、高加工性高強度熱延鋼板として、フェライト、ベイナイトおよび５％以上の残留オーステナイトを含むいわゆる Transformation Induced Plasticity鋼（以下、ＴＲＩＰ鋼という）の製造方法が開示されている。
しかしながら、このＴＲＩＰ鋼は、伸びが高く、成形性は良好ではある（TS×El≧ 24000 MPa・％）ものの、現在の厳しい耐衝撃特性を満足するまでにはいかないところに問題を残していた。
また、プレス成形時における加工硬化量（ＷＨ）およびその後の塗装焼付時における焼付硬化量（ＢＨ）が、70 MPa程度と低いという問題もあった。
この加工・焼付硬化量（ＷＨ＋ＢＨ）が低いと、加工−塗装焼付後における強度保証の面での不利が大きい。
【０００４】
一方、耐衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板としては、特開平９−111396号公報に開示されているように、フェライトとマルテンサイトの２相組織になるいわゆるDual Phase鋼（以下ＤＰ鋼という）が開発されている。
しかしながら、このＤＰ鋼は、耐衝撃特性には優れるものの、伸びが十分とはいえず、成形性の点に問題を残していた。
【０００５】
上述したとおり、従来、十分な成形性と厳しい安全性の両者を満足する熱延鋼板は見当たらず、その開発が望まれていた。
この点、発明者らは先に、上記の要請に有利に応えるものとして、特願平９−139794号公報および特願平９−139802号公報において、初析フェライトを主相とし、針状フェライト＋マルテンサイト＋残留オーステナイトを第２相とする混合組織からなる熱延鋼板を提案した。
上記の熱延鋼板は、従来鋼であるＴＲＩＰ鋼について、その組織と特性との関係について調査した結果、ＴＲＩＰ鋼では、成形性の向上に有利な残留オーステナイトを十分な量得るために不可欠とされたベイナイト相が、かえって耐衝撃特性を劣化させる原因になっていることの新規知見に基づいて開発されたものである。
【０００６】
図１に、従来のＴＲＩＰ鋼の代表的な連続冷却変態曲線図（ＣＣＴ図）を示すが、同図に示したとおり、従来のＴＲＩＰ鋼は、熱間圧延後、初析フェライト域に若干保持して初析フェライト（ポリゴナルフェライトともいう）を析出させ、同時に未変態オーステナイト相への固溶炭素の濃縮を促進して、オーステナイトの安定度を増したのち、ベイナイト域に導き、この領域を徐冷することによってベイナイト変態を生じさせつつ、所定量のオーステナイトを残留させていた。
しかしながら、このようにして製造されたＴＲＩＰ鋼は、強度および加工性の面では優れるものの、ベイナイト相の生成に起因して十分な耐衝撃特性を得ることができなかったのである。
【０００７】
そこで、発明者らは、ベイナイトの生成を回避すべく数多くの実験と検討を重ねた結果、
(1) 鋼成分としてCrを少量含有させると、上記ＣＣＴ図におけるベイナイト変態域のノーズが後退して、ベイナイトの析出（特に炭化物の析出）が抑制され、
代わりに針状フェライト（アシキュラーフェライトともいう）が析出する、
(2) かようにして形成された、針状フェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトからなる第２相は、成形性を阻害することなしに、耐衝撃特性を格段に向上させる、
ことを新たに見出した。
【０００８】
図２に、上記の含Cr成分系における代表的ＣＣＴ図を示す。
同図に示したとおり、Crを少量添加することによってベイナイト変態域のノーズが後退し、代わりに針状フェライト域が顕著に出現するので、この針状フェライト域に短時間保持し、好ましくはその後に急冷することによって、第２相を針状フェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトからなる混合組織とすることができ、かくして優れた成形性と耐衝撃特性とを兼ね備え（具体的には、動的ｎ値が0.35以上、強度−伸びバランス（TS×El）が 24000 MPa・％以上）、しかも加工・焼付硬化量（ＷＨ＋ＢＨ）が 100 MPa以上の高強度高加工性熱延鋼板が得られるようになった。
【０００９】
ここに、動的ｎ値とは、発明者らが耐衝撃特性の指標として新たに見出したもので、この動的ｎ値を用いることによって、耐衝撃特性を従来よりも一層的確に評価することができる。
すなわち、従来、耐衝突安全性については、強度との関連で考察され、単に強度が大きければ耐衝突安全性も高いとされてきたが、強度と耐衝突安全性とは必ずしも一義的な関係にあるわけではないことが判明した。
そこで、この点につき、鋭意研究を重ねた結果、耐衝突安全性を向上させる、つまり高速での変形時（自動車の衝突時にはひずみ速度
【外１】
が２×103/s まで増加）におけるエネルギーを、鋼板でより多く吸収するためには、鋼板を
【外２】
の条件で引張変形させた時のｎ値（以下、動的ｎ値という）を高くすることが有効であることが解明されたのである。
ここでは、伸び10％における瞬間ｎ値を動的ｎ値とする。
なお、この動的ｎ値を高くすることは、高速変形時における強度向上にも有効であることが併せて見出された。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記の熱延鋼板は、耐衝撃特性および強度−伸びバランスには優れるものの、主相である初析フェライト相の硬さがＨV で 140程度と低く、まだ第２相（ＨV で 380程度）と主相との硬さの差ΔＨV が大きい（ΔＨV ＞200 ）ことから、組織内の硬度差が小さい方が有利である耐疲労特性（耐疲労亀裂伝播特性）および穴拡げ性について、優れた特性を得ることが難しいというところに問題を残していた。
【００１１】
この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、耐衝撃特性および強度−伸びバランスに優れるのはいうまでもなく、耐疲労特性および穴拡げ性にも優れた高強度高加工性熱延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
以下、この発明の解明経緯について説明する。
さて、鋼組織の強度および硬度を高める方法の一つとして、析出強化法すなわち結晶粒中に炭化物や窒化物を微細に分散させる方法が知られている。
そこで、発明者らは、この析出強化法を用いて鋼組織の硬度を改善することを試みた。
【００１３】
図３に、上記した含Cr成分系のＣＣＴ図における初析フェライト変態域のノーズと炭窒化物の析出ノーズとの関係を比較して示す。
同図に記号ａで示したとおり、一般的な製造条件では、炭窒化物の析出ノーズはかなり長時間側に後退しているので、同図の冷却曲線に従う限りは、炭窒化物の析出による初析フェライトの硬度上昇は期待できない。
しかしながら、この炭窒化物の析出ノーズを、記号ｂで示すように左方に前進させて、炭窒化物の析出ノーズを初析フェライト変態域のノーズと一致させることができれば、初析フェライトの生成と同時に炭窒化物が析出するので、初析フェライトの硬度は上昇するはずである。
【００１４】
そこで、発明者らは、次に、炭窒化物の析出ノーズを左方に前進させる手段について検討を加えた。
その結果、スラブ加熱温度を低めに設定すると共に、粗圧延の最終パスにおける圧下率および仕上げ圧延の最終パスにおける圧下率をそれぞれ、通常よりも高めに設定すれば、炭窒化物の析出ノーズを左方に効果的に前進させることができ、かくして、所期した目的が有利に達成されることの知見を得た。
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１５】
すなわち、この発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、
Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.2 〜2.0 mass％
を含み、かつ
Ti：0.005 〜0.25mass％、 Nb：0.003 〜0.1 mass％、
Ｖ：0.003 〜0.1 mass％
のうちから選んだ少なくとも１種を含有し、残部はFe および不可避的不純物の組成になり、初析フェライトを主相として、マルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトからなる第２相を有し、しかも初析フェライト相の硬さがＨV で180 以上で、かつ主相と第２相との硬さの差ΔＨV が 200以下であることを特徴とする耐衝撃特性、強度−伸びバランス、耐疲労特性および穴拡げ性に優れた高強度高加工性熱延鋼板。
【００１６】
２．上記１において、鋼組成が、さらに
Ｐ：0.01〜0.2 mass％、 Al：0.01〜0.3 mass％
のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になることを特徴とする耐衝撃特性、強度−伸びバランス、耐疲労特性および穴拡げ性に優れた高強度高加工性熱延鋼板。
【００１７】
３．Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、
Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.2 〜2.0 mass％
を含み、かつ
Ti：0.005 〜0.25mass％、 Nb：0.003 〜0.1 mass％、
Ｖ：0.003 〜0.1 mass％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部は Fe および不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、1050〜1150℃に加熱し、粗圧延最終パスの圧下率：30％以上の条件で粗圧延後、仕上げ圧延最終パス圧下率：15％以上の条件下で仕上げ圧延を 780〜980 ℃の温度で終了し、ついで 620〜780 ℃まで冷却したのち、１〜10秒間の等温保持処理または冷却速度：20℃/s以下の徐冷処理を施し、ついで 350〜500 ℃まで冷却してから、コイルに巻き取ったのち、10〜100 ℃/hの冷却速度で 300℃以下まで冷却することを特徴とする耐衝撃特性、強度−伸びバランス、耐疲労特性および穴拡げ性に優れた高強度高加工性熱延鋼板の製造方法。
【００１８】
４．上記３において、コイルに巻き取り後、10〜100 ℃/hの冷却速度で 300℃以下まで冷却する処理を、コイルに巻き取り後、２〜60分間の等温保持または冷却速度：50℃/h未満の緩冷却を施したのち、強制冷却により50℃/h以上の冷却速度で 300℃以下まで冷却する処理に変更することを特徴とする耐衝撃特性および強度−伸びバランスに優れた高強度高加工性熱延鋼板の製造方法。
５．上記３または４において、鋼スラブが、さらに
Ｐ： 0.01 〜 0.2 mass ％、 Al ： 0.01 〜 0.3 mass ％
のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になることを特徴とする耐衝撃特性、強度−伸びバランス、耐疲労特性および穴拡げ性に優れた高強度高加工性熱延鋼板の製造方法。
【００１９】
【発明の実施の形態】
以下、この発明を具体的に説明する。
さて、発明者らは、初析フェライトの硬度を上昇させる手段として、まずスラブ加熱温度に着目し、その好適温度範囲について検討した。
その結果、スラブ加熱温度を1050〜1150℃の範囲に限定することによって、初析フェライトの硬度を上昇させることができた。
しかしながら、このスラブ加熱温度の制御によって得られる硬度はＨV でせいぜい 150であり、目標とする 180以上には達しなかった。
【００２０】
そこで、次に、仕上げ圧延の最終パスの圧下率に着目して、数多くの実験と検討を行ったが、仕上げ圧延の最終パスの圧下率を15％以上の強圧下としても、得られる初析フェライトの硬度は 180前後であり、目標とする 180以上の硬度を安定して得ることはできなかった。
目標とする硬度が安定して得られないことは、所望特性が安定して得られないことを意味し、このままでは工業的に利用することはできない。
【００２１】
そこで、さらに、初析フェライトの硬度を上昇させる手段について種々検討を重ねた結果、粗圧延の最終パスにおける圧下率を30％以上と、通常よりも高めに設定することによって、炭窒化物の析出ノーズを左方に効果的に前進させることができ、かくして、ＨV ≧180 という硬度が安定して得られるようになったのである。
【００２２】
ここに、初析フェライトの硬度をＨV で 180以上に限定したのは、初析フェライトの硬度がＨV ≧180 であれば、図４に示すように、良好な耐疲労特性（耐疲労亀裂伝播特性）が得られるからである。
同図において、疲労亀裂伝播特性は、疲労試験機にクラックゲージを張り、 ΔＫ＝20 MPa・ｍ1/2 の条件下で疲労亀裂の伝播挙動を定量的に測定したときのda／dNで評価した。そして、このda／dNが１×10-5以下であれば、疲労破壊に対する優れた抵抗性をそなえているといえる。
【００２３】
また、図５には、第２相と主相との硬さの差ΔＨV と穴拡げ率との関係について調べた結果を示すが、同図に示したとおり、ΔＨV が 200以下であれば 70 ％以上の優れた穴拡げ率が得られている。なお、穴拡げ率は、日本鉄鋼連盟規格JFST1001−1996に準拠して算出した。
そこで、この発明では、第２相と主相との硬さの差ΔＨV について 200以下の範囲に限定したのである。
なお、第２相の硬度は、前述したとおりＨV で 380程度であるので、初析フェライトの硬度をＨV ≧180 とすれば、第２相と主相との硬さの差ΔＨV は 200以下となる。
【００２４】
この発明において、針状フェライトとは、結晶粒の長径がおおむね５μm 以下、アスペクト比が１：1.5 以上、そしてセメンタイト析出量が５％以下のものをいう。
なお、従来のＴＲＩＰ鋼のベイナイト中には、セメンタイトの析出が多く認められる（10％以上）ので、この発明の針状フェライトとＴＲＩＰ鋼のベイナイトとは明確に区別されるものである。
【００２５】
また、この発明において、上記した第２相の鋼組織中に占める比率は３〜40％とすることが好ましい。
というのは、相比率が３％に満たないと十分な耐衝撃特性が得られず、一方40％を超えると伸びひいては強度−伸びバランスが低下するからである。より好ましい比率は10〜30％である。
なお、この発明において、相比率は、鋼試料を研磨後、２％硝酸＋エチルアルコール溶液でエッチングし、顕微鏡写真を画像解析することにより算出した。
【００２６】
さらに、第２相における各相の比率については、マルテンサイト：10〜80％（好ましくは30〜60％）、残留オーステナイト：８〜30％（好ましくは10〜20％）、針状フェライト：５〜60％（好ましくは20〜50％）とすることが望ましい。
というのは、マルテンサイトの比率が10％に満たないと十分な耐衝撃特性が得られず、一方80％を超えると伸びひいては強度−伸びバランスが低下するからである。
また、残留オーステナイトの比率が８％に満たないと十分な伸びが得られず、一方30％を超えると耐衝撃特性が低下するからである。
さらに、針状フェライトの比率が５％に満たないとやはり良好な耐衝撃特性が得られず、一方60％を超えると伸びが低下するからである。
【００２７】
なお、鋼組織全体に占める各相の比率としては、マルテンサイトおよび針状フェライトはそれぞれ５〜15％、残留オーステナイトは２〜10％程度とするのが好適である。
また、この発明において、鋼組織は全て、主相である初析フェライトと、第２相であるマルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトの混合相からなっているとは限らず、ベイナイト相などが若干析出する場合もあるが、かような第３相が混入しても、その比率が第２相全体の10％以下であれば特性上何ら問題はない。
【００２８】
次に、この発明において、鋼板の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.05〜0.40mass％
Ｃは、鋼の第２相による強化および初析フェライト相の析出強化に有効に寄与するだけでなく、残留オーステナイトを得る上でも有用な元素である。しかしながら、含有量が0.05mass％未満では、その効果に乏しく、一方0.40mass％を超えると延性を低下させるので、Ｃ量は0.05〜0.40mass％の範囲に限定した。
【００２９】
Si：1.0 〜3.0 mass％
Siは、残留オーステナイトの生成に不可欠な元素であり、そのためには少なくとも 1.0mass％の添加を必要とするが、 3.0mass％を超える添加は、延性の低下を招くだけでなく、スケール性状を低下させ表面品質上も問題となるので、Si含有量は 1.0〜3.0 mass％の範囲に限定した。
【００３０】
Mn：0.6 〜3.0 mass％
Mnは、鋼の強化元素として有用なだけでなく、残留オーステナイトを得る上でも有用な元素である。しかしながら、含有量が 0.6mass％未満ではその効果に乏しく、一方 3.0mass％を超えると延性の低下を招くので、Mn量は 0.6〜3.0 mass％の範囲に限定した。
【００３１】
Cr：0.2 〜2.0 mass％
このCr添加は、この発明の特徴の一つである。Crを添加することにより、前述したように、第２相が針状フェライト化する。そのためには、0.2 mass％以上の添加が必要であるが、 2.0mass％を超えて添加すると粗大なCr炭化物が生成して延性が阻害され、強度−伸びバランスおよび動的ｎ値とも劣化するので、Cr量は0.2 〜2.0 mass％の範囲に限定した。好ましくは 0.3〜1.8 mass％である。
【００３２】
図６および図７に、Cr量と強度−伸びバランスおよび動的ｎ値との関係について調べた結果をそれぞれ示す。
図６，７より明らかなように、Cr含有量が 0.2mass％以上、 2.0mass％以下の範囲で、TS×El≧24000 (MPa・%)、動的ｎ値≧0.35の優れた加工性および耐衝撃特性が得られている。
【００３３】
Ti：0.005 〜0.25mass％、Nb：0.003 〜0.1 mass％、Ｖ：0.003 〜0.1 mass％
Ti、NbおよびＶはいずれも、初析フェライト相中での炭窒化物形成元素として、初析フェライト相の強度および硬度を向上させるのに有効に寄与する。しかしながら、含有量があまりに少ないとその添加効果に乏しく、一方過度の添加はむしろ延性の低下を招くので、それぞれ上記の範囲で含有させるものとした。
【００３４】
以上、基本成分について説明したが、この発明では、オーステナイト生成元素としてＰやAlを、以下の範囲で適宜含有させることができる。
Ｐ：0.01〜0.2 mass％
Ｐは、残留オーステナイト生成元素として有用であるが、含有量が0.01mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.2mass％を超えると耐二次加工性が劣化するので、添加する場合には0.01〜0.2 mass％の範囲とすることが望ましい。
【００３５】
Al：0.01〜0.3 mass％
Alも、Ｐと同様、残留オーステナイト生成元素として有用なものであるが、含有量が0.01mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.3mass％を超えると延性の低下を招くので、添加する場合には0.01〜0.3 mass％の範囲とすることが望ましい。
なお、その他の元素については、成形性を維持するために、Ｓは0.01mass％以下、Ｎは0.01mass％以下とすることが好ましい。
【００３６】
次に、この発明の製造方法について具体的に説明する。
この発明では、基本的に、第２相としてマルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトからなる混合組織を形成させれば良いのであるから、前掲図３に示した冷却曲線に沿って、冷却させれば良い。
そして、上記の製造過程において、炭窒化物の析出ノーズを初析フェライト変態域のノーズと一致させるようにして、炭窒化物の析出による初析フェライトの硬度の上昇を図れば良い。
【００３７】
まず、熱間圧延に先立って、スラブ加熱を行うが、この加熱温度は1050〜1150℃とする必要がある。
というのは、スラブ加熱温度が1050℃に満たないと、後工程で十分な微細析出物による強度向上効果が認められず、一方1150℃を超えると結晶粒が粗大化して十分な強度−延びバランスが得られないからである。
なお、加熱時間については、特に限定されることはないが、あまりに長いと結晶粒が粗大化するので、60分以下程度とするのが好ましい。
【００３８】
ついで、熱間圧延を施すわけであるが、この発明では、まず熱間粗圧延における最終パスの圧下率を30％以上（好ましくは40％以上）とすることが重要である。
というのは、最終パスの圧下率が30％に満たないと、上述したスラブ加熱温度および後述する熱間仕上圧延における最終パス圧下率をどのように調整しても、炭窒化物の析出ノーズと初析フェライト変態域のノーズをうまく一致させることができず、その結果、この発明で目標とする初析フェライト相の硬さＨV ≧180 、主相と第２相との硬さの差ΔＨV ≦200 を達成できないからである。
なお、熱間粗圧延における最終パスの圧下率の上限については特に限定しないけれども、圧下率があまりに高くなると、圧延設備に負担がかかるだけでなく、ロール寿命が短くなるなどコストおよび生産上の不利が大きくなるので、上限は50％程度とするのが好ましい。
【００３９】
同様に、熱間仕上げ圧延においても、その最終パスの圧下率は15％以上（好ましくは20％以上）とすることが重要である。
というのは、熱間粗圧延における最終パスと同様、熱間仕上げ圧延における最終パスの圧下率が15％に満たない場合には、この発明で目標とする初析フェライト相の硬さＨV ≧180 、主相と第２相との硬さの差ΔＨV ≦200 が得られないからである。
なお、この熱間仕上げ圧延における最終パスの圧下率についても、その上限については特に限定しないが、圧下率があまりに高いと、粗圧延の場合と同様、圧延設備に対する負担が大きくなるので、上限は50％程度とするのが好ましい。
【００４０】
また、上記の仕上げ圧延における圧延終了温度は 780〜980 ℃とする必要がある。
というのは、仕上げ圧延終了温度が 780℃に満たないと鋼中に加工組織が残存して延性の劣化を招き、一方 980℃を超えると組織が粗大化し、フェライト変態の遅延に起因して成形性の低下を招くからである。
【００４１】
ついで、 620〜780 ℃の初析フェライト域のノーズ近傍まで冷却したのち、この温度に１〜10秒間保持するかまたは20℃/s以下の速度で徐冷することにより、主相である初析フェライトを析出させる。
上記した 620〜780 ℃という温度範囲は、フェライト変態が最もスムーズに進行する温度範囲なので、１〜10秒間程度の短時間の保持処理または徐冷処理によって、所望量の初析フェライトを得ることができる。
なお、徐冷処理の場合、冷却停止温度が 600℃を下回るとパーライト変態が生じるおそれがあるので、冷却停止温度は 600℃以上とすることが好ましい。
ここに、 620〜780 ℃の温度域までの冷却速度は、フェライト変態を促進させる上からは30℃/s以上とすることが好ましい。しかしながら、300 ℃/sを超えると鋼板形状が害されるので好ましくない。
【００４２】
ついで、 350〜500 ℃の針状フェライト域まで冷却し、この領域を10〜100 ℃/hの冷却速度で徐冷することにより、所望量の針状フェライトを析出させる。
上記の徐冷処理において、冷却速度が10℃/hに満たないとベイナイト変態が生じるおそれが大きく、一方 100℃/hを超えると所望量の針状フェライトが得難くなるので、冷却速度は10〜100 ℃/hの範囲に限定した。
なお、 350〜500 ℃の温度域までの冷却速度は、針状フェライトの析出を促進させる上からは30℃/s以上とすることが好ましい。しかしながら、300 ℃/sを超えるとやはり鋼板形状が害されるので好ましくない。
【００４３】
そして、上記の徐冷処理によって、300 ℃以下まで冷却する間に、未変態のオーステナイトが、一部マルテンサイトに変態し、一部はそのままオーステナイトとして残留するわけである。
なお、かような徐冷処理における冷却停止温度を 300℃以下としたのは、やはりベイナイト変態が生じるおそれを回避するためである。
【００４４】
上記した一連の処理によって、初析フェライト主相中に、針状フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトからなる第２相が存在する、所望の鋼組織でかつ所望硬度の熱延鋼板を得ることができるのである。
【００４５】
以上、製造法として、コイルに巻き取り後、10〜100 ℃/hの冷却速度で 300℃以下まで冷却する処理（図３中イ）を施す場合について説明したが、この発明では、上記の処理に代えて、コイルに巻き取り後、２〜60分間の等温保持または冷却速度：50℃/h未満の緩冷却を施したのち、強制冷却により50℃/h以上の冷却速度で 300℃以下まで冷却する処理（図３中ロ）を採用しても良い。
【００４６】
この等温保持（緩冷却）−強制冷却処理において、保持または緩冷時間を２〜60分に限定したのは、保持または緩冷時間が２分に満たないと十分な量の針状フェライトが得られず、一方60分を超えるとベイナイト変態の惹起が懸念されるからである。
また、緩冷却における冷却速度を50℃/h未満とした理由は、この速度があまりに大きいとやはり十分な量の針状フェライトが得られないからであり、さらに等温保持または緩冷却後の冷却速度を50℃/h以上とした理由は、この速度が小さいとベイナイト変態が生じるおそれが避けられないからである。
【００４７】
【実施例】
実施例１
表１に示す成分組成になる鋼スラブを、1100℃に加熱後、最終パスの圧下率：45％で粗圧延し、ついで最終パス圧下率：25％、圧延終了温度：820 ℃の条件で仕上げ圧延を終了したのち、700 ℃の初析フェライト域のノーズ近傍に冷却し、ついで冷却速度：15℃/sの徐冷処理を 650℃まで施したのち、400 ℃の針状フェライト域まで冷却し、コイルに巻き取ってから、70℃/hの速度で室温まで徐冷する処理（処理イ）、または40℃/hの速度で緩冷却後、150 ℃/hの速度で室温まで強制冷却する処理（処理ロ）を施した。なお、各鋼とも、Ｓは0.0010〜0.0030mass％、Ｎは0.0020〜0.0030mass％の範囲内であった。
【００４８】
かくして得られた熱延板から、引張試験片を切り出し、それらの試験片について、ひずみ速度：２×10-2/sの条件で引張試験を実施し、降伏強さ(YS)、引張強さ(TS)および伸び(El)を求めた。
また、ホプキンソンプレッシャーバー試験材（材料とプロセス vol.9 (1996) P.1108〜1111）を用いて、ひずみ速度：２×103/s の条件で引張試験を実施し、伸びが10％の時の瞬間ｎ値（動的ｎ値）を求めた。
さらに、プレス成形時における加工硬化量（ＷＨ）およびその後の塗装焼付時（170 ℃）における焼付硬化量（ＢＨ）についても測定した。なお、ＷＨ，ＢＨは、ひずみ速度：２×10-2／ｓの引張試験機を用い、図８により求めた。
またさらに、前述した条件で、疲労亀裂伝播試験および穴拡げ試験を行った。
各熱延鋼板の鋼組織、TS×Elバランス、動的ｎ値、ＷＨ＋ＢＨ、穴拡げ特性および耐疲労特性について調べた結果を整理して表２に示す。
【００４９】
【表１】
【００５０】
【表２】
【００５１】
表２に示したとおり、この発明に従い、第２相としてマルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトの混合組織を形成させると共に、主相の硬度を高めたものはいずれも、優れた強度−伸びバランス（TS×El≧ 24000 MPa・％）、耐衝撃特性（動的ｎ値≧0.35）および加工・焼付硬化性（ＷＨ＋ＢＨ≧100 MPa ）だけでなく、優れた耐疲労特性（da／dN at ΔＫ＝20 MPa・ｍ1/2 ≦１×10-5）および穴拡げ特性（穴拡げ率≧70％）が得られている。
一方、Ti，NbおよびＶのいずれも含まないＧ鋼は、耐疲労特性および穴拡げ特性ともに劣る。また、成分組成および組織が適正範囲を逸脱したＨ〜Ｋ鋼は、初析フェライト相の析出強化により耐疲労特性および穴拡げ特性は良好であるものの、強度−伸びバランス、耐衝撃特性およびＷＨ＋ＢＨに劣っている。
【００５２】
実施例２
Ｃ：0.15mass％、Si：1.4 mass％、Mn：0.8 mass％、Cr：0.7 mass％、Ti：0.01mass％、Nb：0.14mass％およびＶ：0.07mass％を含有し、残部はFe および不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、表３に示す条件で熱間圧延した後、実施例１と同様に処理して熱延鋼板とした（なお、最終冷却処理については処理ロを採用した）。
かくして得られた熱延鋼板の鋼組織、TS×Elバランス、動的ｎ値、ＷＨ＋ＢＨ、穴拡げ特性および耐疲労特性について調べた結果を整理して表４に示す。
【００５３】
【表３】
【００５４】
【表４】
【００５５】
この発明に従い得られた熱延鋼板はいずれも、第２相として、マルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトの混合組織が形成されているだけでなく、主相の硬度が上昇しており、その結果、TS×El≧ 24000 MPa・％、動的ｎ値≧0.35、ＷＨ＋ＢＨ≧100 MPa 、da／dN (atΔＫ＝20 MPa・ｍ1/2)≦１×10-5および穴拡げ率≧70％という優れた強度−伸びバランス、耐衝撃特性、加工・焼付硬化性、耐疲労特性および穴拡げ特性が得られている。
【００５６】
【発明の効果】
かくして、この発明に従い、主相を初析フェライトとし、かつ第２相をマルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトの混合組織にすると共に、主相の硬さをＨV ≧180 以上、主相と第２相との硬さの差をΔＨV ≦200 とすることにより、優れた成形性と耐衝撃特性とを兼ね備えることは勿論のこと、耐疲労特性および穴拡げ特性にも優れた熱延鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】従来のＴＲＩＰ鋼の代表的な連続冷却変態曲線図（ＣＣＴ図）である。
【図２】この発明の成分系における代表的連続冷却変態曲線図（ＣＣＴ図）である。
【図３】含Cr成分系の初析フェライト変態域のノーズと炭窒化物の析出ノーズとの関係を比較して示した連続冷却変態曲線図（ＣＣＴ図）である。
【図４】初析フェライトの硬度ＨV とda／dN（疲労亀裂伝播特性の指標）との関係を示すグラフである。
【図５】第２相と主相との硬さの差ΔＨV と穴拡げ率との関係を示すグラフである。
【図６】 Cr量と強度−伸びバランスとの関係を示すグラフである。
【図７】 Cr量と動的ｎ値との関係を示すグラフである。
【図８】加工硬化量（ＷＨ）および焼付硬化量（ＢＨ）の説明図である。
【発明の属する技術分野】
この発明は、自動車用鋼板としての用途に用いて好適な、耐衝撃特性、強度−伸びバランス、耐疲労特性および穴拡げ性に優れた高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の軽量化が指向される中、成形性に優れる高強度薄鋼板に対する要求が殊の外強くなっている。
また、最近では、自動車の安全性も重視され、そのためには衝突時における安全性の目安となる耐衝撃特性の向上も要求されている。
さらに、経済性に対する配慮も必要とされ、かかる経済性を考慮した場合には、冷延鋼板に比べると熱延鋼板の方が有利である。
【０００３】
上記の現状を背景として、これまでにも種々の高強度熱延鋼板が開発されている。
例えば、特公平６-41617号、特公平５-65566号および特公平５-67682号各公報には、高加工性高強度熱延鋼板として、フェライト、ベイナイトおよび５％以上の残留オーステナイトを含むいわゆる Transformation Induced Plasticity鋼（以下、ＴＲＩＰ鋼という）の製造方法が開示されている。
しかしながら、このＴＲＩＰ鋼は、伸びが高く、成形性は良好ではある（TS×El≧ 24000 MPa・％）ものの、現在の厳しい耐衝撃特性を満足するまでにはいかないところに問題を残していた。
また、プレス成形時における加工硬化量（ＷＨ）およびその後の塗装焼付時における焼付硬化量（ＢＨ）が、70 MPa程度と低いという問題もあった。
この加工・焼付硬化量（ＷＨ＋ＢＨ）が低いと、加工−塗装焼付後における強度保証の面での不利が大きい。
【０００４】
一方、耐衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板としては、特開平９−111396号公報に開示されているように、フェライトとマルテンサイトの２相組織になるいわゆるDual Phase鋼（以下ＤＰ鋼という）が開発されている。
しかしながら、このＤＰ鋼は、耐衝撃特性には優れるものの、伸びが十分とはいえず、成形性の点に問題を残していた。
【０００５】
上述したとおり、従来、十分な成形性と厳しい安全性の両者を満足する熱延鋼板は見当たらず、その開発が望まれていた。
この点、発明者らは先に、上記の要請に有利に応えるものとして、特願平９−139794号公報および特願平９−139802号公報において、初析フェライトを主相とし、針状フェライト＋マルテンサイト＋残留オーステナイトを第２相とする混合組織からなる熱延鋼板を提案した。
上記の熱延鋼板は、従来鋼であるＴＲＩＰ鋼について、その組織と特性との関係について調査した結果、ＴＲＩＰ鋼では、成形性の向上に有利な残留オーステナイトを十分な量得るために不可欠とされたベイナイト相が、かえって耐衝撃特性を劣化させる原因になっていることの新規知見に基づいて開発されたものである。
【０００６】
図１に、従来のＴＲＩＰ鋼の代表的な連続冷却変態曲線図（ＣＣＴ図）を示すが、同図に示したとおり、従来のＴＲＩＰ鋼は、熱間圧延後、初析フェライト域に若干保持して初析フェライト（ポリゴナルフェライトともいう）を析出させ、同時に未変態オーステナイト相への固溶炭素の濃縮を促進して、オーステナイトの安定度を増したのち、ベイナイト域に導き、この領域を徐冷することによってベイナイト変態を生じさせつつ、所定量のオーステナイトを残留させていた。
しかしながら、このようにして製造されたＴＲＩＰ鋼は、強度および加工性の面では優れるものの、ベイナイト相の生成に起因して十分な耐衝撃特性を得ることができなかったのである。
【０００７】
そこで、発明者らは、ベイナイトの生成を回避すべく数多くの実験と検討を重ねた結果、
(1) 鋼成分としてCrを少量含有させると、上記ＣＣＴ図におけるベイナイト変態域のノーズが後退して、ベイナイトの析出（特に炭化物の析出）が抑制され、
代わりに針状フェライト（アシキュラーフェライトともいう）が析出する、
(2) かようにして形成された、針状フェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトからなる第２相は、成形性を阻害することなしに、耐衝撃特性を格段に向上させる、
ことを新たに見出した。
【０００８】
図２に、上記の含Cr成分系における代表的ＣＣＴ図を示す。
同図に示したとおり、Crを少量添加することによってベイナイト変態域のノーズが後退し、代わりに針状フェライト域が顕著に出現するので、この針状フェライト域に短時間保持し、好ましくはその後に急冷することによって、第２相を針状フェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトからなる混合組織とすることができ、かくして優れた成形性と耐衝撃特性とを兼ね備え（具体的には、動的ｎ値が0.35以上、強度−伸びバランス（TS×El）が 24000 MPa・％以上）、しかも加工・焼付硬化量（ＷＨ＋ＢＨ）が 100 MPa以上の高強度高加工性熱延鋼板が得られるようになった。
【０００９】
ここに、動的ｎ値とは、発明者らが耐衝撃特性の指標として新たに見出したもので、この動的ｎ値を用いることによって、耐衝撃特性を従来よりも一層的確に評価することができる。
すなわち、従来、耐衝突安全性については、強度との関連で考察され、単に強度が大きければ耐衝突安全性も高いとされてきたが、強度と耐衝突安全性とは必ずしも一義的な関係にあるわけではないことが判明した。
そこで、この点につき、鋭意研究を重ねた結果、耐衝突安全性を向上させる、つまり高速での変形時（自動車の衝突時にはひずみ速度
【外１】
【外２】
ここでは、伸び10％における瞬間ｎ値を動的ｎ値とする。
なお、この動的ｎ値を高くすることは、高速変形時における強度向上にも有効であることが併せて見出された。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記の熱延鋼板は、耐衝撃特性および強度−伸びバランスには優れるものの、主相である初析フェライト相の硬さがＨV で 140程度と低く、まだ第２相（ＨV で 380程度）と主相との硬さの差ΔＨV が大きい（ΔＨV ＞200 ）ことから、組織内の硬度差が小さい方が有利である耐疲労特性（耐疲労亀裂伝播特性）および穴拡げ性について、優れた特性を得ることが難しいというところに問題を残していた。
【００１１】
この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、耐衝撃特性および強度−伸びバランスに優れるのはいうまでもなく、耐疲労特性および穴拡げ性にも優れた高強度高加工性熱延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
以下、この発明の解明経緯について説明する。
さて、鋼組織の強度および硬度を高める方法の一つとして、析出強化法すなわち結晶粒中に炭化物や窒化物を微細に分散させる方法が知られている。
そこで、発明者らは、この析出強化法を用いて鋼組織の硬度を改善することを試みた。
【００１３】
図３に、上記した含Cr成分系のＣＣＴ図における初析フェライト変態域のノーズと炭窒化物の析出ノーズとの関係を比較して示す。
同図に記号ａで示したとおり、一般的な製造条件では、炭窒化物の析出ノーズはかなり長時間側に後退しているので、同図の冷却曲線に従う限りは、炭窒化物の析出による初析フェライトの硬度上昇は期待できない。
しかしながら、この炭窒化物の析出ノーズを、記号ｂで示すように左方に前進させて、炭窒化物の析出ノーズを初析フェライト変態域のノーズと一致させることができれば、初析フェライトの生成と同時に炭窒化物が析出するので、初析フェライトの硬度は上昇するはずである。
【００１４】
そこで、発明者らは、次に、炭窒化物の析出ノーズを左方に前進させる手段について検討を加えた。
その結果、スラブ加熱温度を低めに設定すると共に、粗圧延の最終パスにおける圧下率および仕上げ圧延の最終パスにおける圧下率をそれぞれ、通常よりも高めに設定すれば、炭窒化物の析出ノーズを左方に効果的に前進させることができ、かくして、所期した目的が有利に達成されることの知見を得た。
この発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１５】
すなわち、この発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、
Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.2 〜2.0 mass％
を含み、かつ
Ti：0.005 〜0.25mass％、 Nb：0.003 〜0.1 mass％、
Ｖ：0.003 〜0.1 mass％
のうちから選んだ少なくとも１種を含有し、残部はFe および不可避的不純物の組成になり、初析フェライトを主相として、マルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトからなる第２相を有し、しかも初析フェライト相の硬さがＨV で180 以上で、かつ主相と第２相との硬さの差ΔＨV が 200以下であることを特徴とする耐衝撃特性、強度−伸びバランス、耐疲労特性および穴拡げ性に優れた高強度高加工性熱延鋼板。
【００１６】
２．上記１において、鋼組成が、さらに
Ｐ：0.01〜0.2 mass％、 Al：0.01〜0.3 mass％
のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になることを特徴とする耐衝撃特性、強度−伸びバランス、耐疲労特性および穴拡げ性に優れた高強度高加工性熱延鋼板。
【００１７】
３．Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、
Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.2 〜2.0 mass％
を含み、かつ
Ti：0.005 〜0.25mass％、 Nb：0.003 〜0.1 mass％、
Ｖ：0.003 〜0.1 mass％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部は Fe および不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、1050〜1150℃に加熱し、粗圧延最終パスの圧下率：30％以上の条件で粗圧延後、仕上げ圧延最終パス圧下率：15％以上の条件下で仕上げ圧延を 780〜980 ℃の温度で終了し、ついで 620〜780 ℃まで冷却したのち、１〜10秒間の等温保持処理または冷却速度：20℃/s以下の徐冷処理を施し、ついで 350〜500 ℃まで冷却してから、コイルに巻き取ったのち、10〜100 ℃/hの冷却速度で 300℃以下まで冷却することを特徴とする耐衝撃特性、強度−伸びバランス、耐疲労特性および穴拡げ性に優れた高強度高加工性熱延鋼板の製造方法。
【００１８】
４．上記３において、コイルに巻き取り後、10〜100 ℃/hの冷却速度で 300℃以下まで冷却する処理を、コイルに巻き取り後、２〜60分間の等温保持または冷却速度：50℃/h未満の緩冷却を施したのち、強制冷却により50℃/h以上の冷却速度で 300℃以下まで冷却する処理に変更することを特徴とする耐衝撃特性および強度−伸びバランスに優れた高強度高加工性熱延鋼板の製造方法。
５．上記３または４において、鋼スラブが、さらに
Ｐ： 0.01 〜 0.2 mass ％、 Al ： 0.01 〜 0.3 mass ％
のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になることを特徴とする耐衝撃特性、強度−伸びバランス、耐疲労特性および穴拡げ性に優れた高強度高加工性熱延鋼板の製造方法。
【００１９】
【発明の実施の形態】
以下、この発明を具体的に説明する。
さて、発明者らは、初析フェライトの硬度を上昇させる手段として、まずスラブ加熱温度に着目し、その好適温度範囲について検討した。
その結果、スラブ加熱温度を1050〜1150℃の範囲に限定することによって、初析フェライトの硬度を上昇させることができた。
しかしながら、このスラブ加熱温度の制御によって得られる硬度はＨV でせいぜい 150であり、目標とする 180以上には達しなかった。
【００２０】
そこで、次に、仕上げ圧延の最終パスの圧下率に着目して、数多くの実験と検討を行ったが、仕上げ圧延の最終パスの圧下率を15％以上の強圧下としても、得られる初析フェライトの硬度は 180前後であり、目標とする 180以上の硬度を安定して得ることはできなかった。
目標とする硬度が安定して得られないことは、所望特性が安定して得られないことを意味し、このままでは工業的に利用することはできない。
【００２１】
そこで、さらに、初析フェライトの硬度を上昇させる手段について種々検討を重ねた結果、粗圧延の最終パスにおける圧下率を30％以上と、通常よりも高めに設定することによって、炭窒化物の析出ノーズを左方に効果的に前進させることができ、かくして、ＨV ≧180 という硬度が安定して得られるようになったのである。
【００２２】
ここに、初析フェライトの硬度をＨV で 180以上に限定したのは、初析フェライトの硬度がＨV ≧180 であれば、図４に示すように、良好な耐疲労特性（耐疲労亀裂伝播特性）が得られるからである。
同図において、疲労亀裂伝播特性は、疲労試験機にクラックゲージを張り、 ΔＫ＝20 MPa・ｍ1/2 の条件下で疲労亀裂の伝播挙動を定量的に測定したときのda／dNで評価した。そして、このda／dNが１×10-5以下であれば、疲労破壊に対する優れた抵抗性をそなえているといえる。
【００２３】
また、図５には、第２相と主相との硬さの差ΔＨV と穴拡げ率との関係について調べた結果を示すが、同図に示したとおり、ΔＨV が 200以下であれば 70 ％以上の優れた穴拡げ率が得られている。なお、穴拡げ率は、日本鉄鋼連盟規格JFST1001−1996に準拠して算出した。
そこで、この発明では、第２相と主相との硬さの差ΔＨV について 200以下の範囲に限定したのである。
なお、第２相の硬度は、前述したとおりＨV で 380程度であるので、初析フェライトの硬度をＨV ≧180 とすれば、第２相と主相との硬さの差ΔＨV は 200以下となる。
【００２４】
この発明において、針状フェライトとは、結晶粒の長径がおおむね５μm 以下、アスペクト比が１：1.5 以上、そしてセメンタイト析出量が５％以下のものをいう。
なお、従来のＴＲＩＰ鋼のベイナイト中には、セメンタイトの析出が多く認められる（10％以上）ので、この発明の針状フェライトとＴＲＩＰ鋼のベイナイトとは明確に区別されるものである。
【００２５】
また、この発明において、上記した第２相の鋼組織中に占める比率は３〜40％とすることが好ましい。
というのは、相比率が３％に満たないと十分な耐衝撃特性が得られず、一方40％を超えると伸びひいては強度−伸びバランスが低下するからである。より好ましい比率は10〜30％である。
なお、この発明において、相比率は、鋼試料を研磨後、２％硝酸＋エチルアルコール溶液でエッチングし、顕微鏡写真を画像解析することにより算出した。
【００２６】
さらに、第２相における各相の比率については、マルテンサイト：10〜80％（好ましくは30〜60％）、残留オーステナイト：８〜30％（好ましくは10〜20％）、針状フェライト：５〜60％（好ましくは20〜50％）とすることが望ましい。
というのは、マルテンサイトの比率が10％に満たないと十分な耐衝撃特性が得られず、一方80％を超えると伸びひいては強度−伸びバランスが低下するからである。
また、残留オーステナイトの比率が８％に満たないと十分な伸びが得られず、一方30％を超えると耐衝撃特性が低下するからである。
さらに、針状フェライトの比率が５％に満たないとやはり良好な耐衝撃特性が得られず、一方60％を超えると伸びが低下するからである。
【００２７】
なお、鋼組織全体に占める各相の比率としては、マルテンサイトおよび針状フェライトはそれぞれ５〜15％、残留オーステナイトは２〜10％程度とするのが好適である。
また、この発明において、鋼組織は全て、主相である初析フェライトと、第２相であるマルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトの混合相からなっているとは限らず、ベイナイト相などが若干析出する場合もあるが、かような第３相が混入しても、その比率が第２相全体の10％以下であれば特性上何ら問題はない。
【００２８】
次に、この発明において、鋼板の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.05〜0.40mass％
Ｃは、鋼の第２相による強化および初析フェライト相の析出強化に有効に寄与するだけでなく、残留オーステナイトを得る上でも有用な元素である。しかしながら、含有量が0.05mass％未満では、その効果に乏しく、一方0.40mass％を超えると延性を低下させるので、Ｃ量は0.05〜0.40mass％の範囲に限定した。
【００２９】
Si：1.0 〜3.0 mass％
Siは、残留オーステナイトの生成に不可欠な元素であり、そのためには少なくとも 1.0mass％の添加を必要とするが、 3.0mass％を超える添加は、延性の低下を招くだけでなく、スケール性状を低下させ表面品質上も問題となるので、Si含有量は 1.0〜3.0 mass％の範囲に限定した。
【００３０】
Mn：0.6 〜3.0 mass％
Mnは、鋼の強化元素として有用なだけでなく、残留オーステナイトを得る上でも有用な元素である。しかしながら、含有量が 0.6mass％未満ではその効果に乏しく、一方 3.0mass％を超えると延性の低下を招くので、Mn量は 0.6〜3.0 mass％の範囲に限定した。
【００３１】
Cr：0.2 〜2.0 mass％
このCr添加は、この発明の特徴の一つである。Crを添加することにより、前述したように、第２相が針状フェライト化する。そのためには、0.2 mass％以上の添加が必要であるが、 2.0mass％を超えて添加すると粗大なCr炭化物が生成して延性が阻害され、強度−伸びバランスおよび動的ｎ値とも劣化するので、Cr量は0.2 〜2.0 mass％の範囲に限定した。好ましくは 0.3〜1.8 mass％である。
【００３２】
図６および図７に、Cr量と強度−伸びバランスおよび動的ｎ値との関係について調べた結果をそれぞれ示す。
図６，７より明らかなように、Cr含有量が 0.2mass％以上、 2.0mass％以下の範囲で、TS×El≧24000 (MPa・%)、動的ｎ値≧0.35の優れた加工性および耐衝撃特性が得られている。
【００３３】
Ti：0.005 〜0.25mass％、Nb：0.003 〜0.1 mass％、Ｖ：0.003 〜0.1 mass％
Ti、NbおよびＶはいずれも、初析フェライト相中での炭窒化物形成元素として、初析フェライト相の強度および硬度を向上させるのに有効に寄与する。しかしながら、含有量があまりに少ないとその添加効果に乏しく、一方過度の添加はむしろ延性の低下を招くので、それぞれ上記の範囲で含有させるものとした。
【００３４】
以上、基本成分について説明したが、この発明では、オーステナイト生成元素としてＰやAlを、以下の範囲で適宜含有させることができる。
Ｐ：0.01〜0.2 mass％
Ｐは、残留オーステナイト生成元素として有用であるが、含有量が0.01mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.2mass％を超えると耐二次加工性が劣化するので、添加する場合には0.01〜0.2 mass％の範囲とすることが望ましい。
【００３５】
Al：0.01〜0.3 mass％
Alも、Ｐと同様、残留オーステナイト生成元素として有用なものであるが、含有量が0.01mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.3mass％を超えると延性の低下を招くので、添加する場合には0.01〜0.3 mass％の範囲とすることが望ましい。
なお、その他の元素については、成形性を維持するために、Ｓは0.01mass％以下、Ｎは0.01mass％以下とすることが好ましい。
【００３６】
次に、この発明の製造方法について具体的に説明する。
この発明では、基本的に、第２相としてマルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトからなる混合組織を形成させれば良いのであるから、前掲図３に示した冷却曲線に沿って、冷却させれば良い。
そして、上記の製造過程において、炭窒化物の析出ノーズを初析フェライト変態域のノーズと一致させるようにして、炭窒化物の析出による初析フェライトの硬度の上昇を図れば良い。
【００３７】
まず、熱間圧延に先立って、スラブ加熱を行うが、この加熱温度は1050〜1150℃とする必要がある。
というのは、スラブ加熱温度が1050℃に満たないと、後工程で十分な微細析出物による強度向上効果が認められず、一方1150℃を超えると結晶粒が粗大化して十分な強度−延びバランスが得られないからである。
なお、加熱時間については、特に限定されることはないが、あまりに長いと結晶粒が粗大化するので、60分以下程度とするのが好ましい。
【００３８】
ついで、熱間圧延を施すわけであるが、この発明では、まず熱間粗圧延における最終パスの圧下率を30％以上（好ましくは40％以上）とすることが重要である。
というのは、最終パスの圧下率が30％に満たないと、上述したスラブ加熱温度および後述する熱間仕上圧延における最終パス圧下率をどのように調整しても、炭窒化物の析出ノーズと初析フェライト変態域のノーズをうまく一致させることができず、その結果、この発明で目標とする初析フェライト相の硬さＨV ≧180 、主相と第２相との硬さの差ΔＨV ≦200 を達成できないからである。
なお、熱間粗圧延における最終パスの圧下率の上限については特に限定しないけれども、圧下率があまりに高くなると、圧延設備に負担がかかるだけでなく、ロール寿命が短くなるなどコストおよび生産上の不利が大きくなるので、上限は50％程度とするのが好ましい。
【００３９】
同様に、熱間仕上げ圧延においても、その最終パスの圧下率は15％以上（好ましくは20％以上）とすることが重要である。
というのは、熱間粗圧延における最終パスと同様、熱間仕上げ圧延における最終パスの圧下率が15％に満たない場合には、この発明で目標とする初析フェライト相の硬さＨV ≧180 、主相と第２相との硬さの差ΔＨV ≦200 が得られないからである。
なお、この熱間仕上げ圧延における最終パスの圧下率についても、その上限については特に限定しないが、圧下率があまりに高いと、粗圧延の場合と同様、圧延設備に対する負担が大きくなるので、上限は50％程度とするのが好ましい。
【００４０】
また、上記の仕上げ圧延における圧延終了温度は 780〜980 ℃とする必要がある。
というのは、仕上げ圧延終了温度が 780℃に満たないと鋼中に加工組織が残存して延性の劣化を招き、一方 980℃を超えると組織が粗大化し、フェライト変態の遅延に起因して成形性の低下を招くからである。
【００４１】
ついで、 620〜780 ℃の初析フェライト域のノーズ近傍まで冷却したのち、この温度に１〜10秒間保持するかまたは20℃/s以下の速度で徐冷することにより、主相である初析フェライトを析出させる。
上記した 620〜780 ℃という温度範囲は、フェライト変態が最もスムーズに進行する温度範囲なので、１〜10秒間程度の短時間の保持処理または徐冷処理によって、所望量の初析フェライトを得ることができる。
なお、徐冷処理の場合、冷却停止温度が 600℃を下回るとパーライト変態が生じるおそれがあるので、冷却停止温度は 600℃以上とすることが好ましい。
ここに、 620〜780 ℃の温度域までの冷却速度は、フェライト変態を促進させる上からは30℃/s以上とすることが好ましい。しかしながら、300 ℃/sを超えると鋼板形状が害されるので好ましくない。
【００４２】
ついで、 350〜500 ℃の針状フェライト域まで冷却し、この領域を10〜100 ℃/hの冷却速度で徐冷することにより、所望量の針状フェライトを析出させる。
上記の徐冷処理において、冷却速度が10℃/hに満たないとベイナイト変態が生じるおそれが大きく、一方 100℃/hを超えると所望量の針状フェライトが得難くなるので、冷却速度は10〜100 ℃/hの範囲に限定した。
なお、 350〜500 ℃の温度域までの冷却速度は、針状フェライトの析出を促進させる上からは30℃/s以上とすることが好ましい。しかしながら、300 ℃/sを超えるとやはり鋼板形状が害されるので好ましくない。
【００４３】
そして、上記の徐冷処理によって、300 ℃以下まで冷却する間に、未変態のオーステナイトが、一部マルテンサイトに変態し、一部はそのままオーステナイトとして残留するわけである。
なお、かような徐冷処理における冷却停止温度を 300℃以下としたのは、やはりベイナイト変態が生じるおそれを回避するためである。
【００４４】
上記した一連の処理によって、初析フェライト主相中に、針状フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトからなる第２相が存在する、所望の鋼組織でかつ所望硬度の熱延鋼板を得ることができるのである。
【００４５】
以上、製造法として、コイルに巻き取り後、10〜100 ℃/hの冷却速度で 300℃以下まで冷却する処理（図３中イ）を施す場合について説明したが、この発明では、上記の処理に代えて、コイルに巻き取り後、２〜60分間の等温保持または冷却速度：50℃/h未満の緩冷却を施したのち、強制冷却により50℃/h以上の冷却速度で 300℃以下まで冷却する処理（図３中ロ）を採用しても良い。
【００４６】
この等温保持（緩冷却）−強制冷却処理において、保持または緩冷時間を２〜60分に限定したのは、保持または緩冷時間が２分に満たないと十分な量の針状フェライトが得られず、一方60分を超えるとベイナイト変態の惹起が懸念されるからである。
また、緩冷却における冷却速度を50℃/h未満とした理由は、この速度があまりに大きいとやはり十分な量の針状フェライトが得られないからであり、さらに等温保持または緩冷却後の冷却速度を50℃/h以上とした理由は、この速度が小さいとベイナイト変態が生じるおそれが避けられないからである。
【００４７】
【実施例】
実施例１
表１に示す成分組成になる鋼スラブを、1100℃に加熱後、最終パスの圧下率：45％で粗圧延し、ついで最終パス圧下率：25％、圧延終了温度：820 ℃の条件で仕上げ圧延を終了したのち、700 ℃の初析フェライト域のノーズ近傍に冷却し、ついで冷却速度：15℃/sの徐冷処理を 650℃まで施したのち、400 ℃の針状フェライト域まで冷却し、コイルに巻き取ってから、70℃/hの速度で室温まで徐冷する処理（処理イ）、または40℃/hの速度で緩冷却後、150 ℃/hの速度で室温まで強制冷却する処理（処理ロ）を施した。なお、各鋼とも、Ｓは0.0010〜0.0030mass％、Ｎは0.0020〜0.0030mass％の範囲内であった。
【００４８】
かくして得られた熱延板から、引張試験片を切り出し、それらの試験片について、ひずみ速度：２×10-2/sの条件で引張試験を実施し、降伏強さ(YS)、引張強さ(TS)および伸び(El)を求めた。
また、ホプキンソンプレッシャーバー試験材（材料とプロセス vol.9 (1996) P.1108〜1111）を用いて、ひずみ速度：２×103/s の条件で引張試験を実施し、伸びが10％の時の瞬間ｎ値（動的ｎ値）を求めた。
さらに、プレス成形時における加工硬化量（ＷＨ）およびその後の塗装焼付時（170 ℃）における焼付硬化量（ＢＨ）についても測定した。なお、ＷＨ，ＢＨは、ひずみ速度：２×10-2／ｓの引張試験機を用い、図８により求めた。
またさらに、前述した条件で、疲労亀裂伝播試験および穴拡げ試験を行った。
各熱延鋼板の鋼組織、TS×Elバランス、動的ｎ値、ＷＨ＋ＢＨ、穴拡げ特性および耐疲労特性について調べた結果を整理して表２に示す。
【００４９】
【表１】
【表２】
表２に示したとおり、この発明に従い、第２相としてマルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトの混合組織を形成させると共に、主相の硬度を高めたものはいずれも、優れた強度−伸びバランス（TS×El≧ 24000 MPa・％）、耐衝撃特性（動的ｎ値≧0.35）および加工・焼付硬化性（ＷＨ＋ＢＨ≧100 MPa ）だけでなく、優れた耐疲労特性（da／dN at ΔＫ＝20 MPa・ｍ1/2 ≦１×10-5）および穴拡げ特性（穴拡げ率≧70％）が得られている。
一方、Ti，NbおよびＶのいずれも含まないＧ鋼は、耐疲労特性および穴拡げ特性ともに劣る。また、成分組成および組織が適正範囲を逸脱したＨ〜Ｋ鋼は、初析フェライト相の析出強化により耐疲労特性および穴拡げ特性は良好であるものの、強度−伸びバランス、耐衝撃特性およびＷＨ＋ＢＨに劣っている。
【００５２】
実施例２
Ｃ：0.15mass％、Si：1.4 mass％、Mn：0.8 mass％、Cr：0.7 mass％、Ti：0.01mass％、Nb：0.14mass％およびＶ：0.07mass％を含有し、残部はFe および不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、表３に示す条件で熱間圧延した後、実施例１と同様に処理して熱延鋼板とした（なお、最終冷却処理については処理ロを採用した）。
かくして得られた熱延鋼板の鋼組織、TS×Elバランス、動的ｎ値、ＷＨ＋ＢＨ、穴拡げ特性および耐疲労特性について調べた結果を整理して表４に示す。
【００５３】
【表３】
【表４】
この発明に従い得られた熱延鋼板はいずれも、第２相として、マルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトの混合組織が形成されているだけでなく、主相の硬度が上昇しており、その結果、TS×El≧ 24000 MPa・％、動的ｎ値≧0.35、ＷＨ＋ＢＨ≧100 MPa 、da／dN (atΔＫ＝20 MPa・ｍ1/2)≦１×10-5および穴拡げ率≧70％という優れた強度−伸びバランス、耐衝撃特性、加工・焼付硬化性、耐疲労特性および穴拡げ特性が得られている。
【００５６】
【発明の効果】
かくして、この発明に従い、主相を初析フェライトとし、かつ第２相をマルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトの混合組織にすると共に、主相の硬さをＨV ≧180 以上、主相と第２相との硬さの差をΔＨV ≦200 とすることにより、優れた成形性と耐衝撃特性とを兼ね備えることは勿論のこと、耐疲労特性および穴拡げ特性にも優れた熱延鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】従来のＴＲＩＰ鋼の代表的な連続冷却変態曲線図（ＣＣＴ図）である。
【図２】この発明の成分系における代表的連続冷却変態曲線図（ＣＣＴ図）である。
【図３】含Cr成分系の初析フェライト変態域のノーズと炭窒化物の析出ノーズとの関係を比較して示した連続冷却変態曲線図（ＣＣＴ図）である。
【図４】初析フェライトの硬度ＨV とda／dN（疲労亀裂伝播特性の指標）との関係を示すグラフである。
【図５】第２相と主相との硬さの差ΔＨV と穴拡げ率との関係を示すグラフである。
【図６】 Cr量と強度−伸びバランスとの関係を示すグラフである。
【図７】 Cr量と動的ｎ値との関係を示すグラフである。
【図８】加工硬化量（ＷＨ）および焼付硬化量（ＢＨ）の説明図である。
Claims (5)
- Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、
Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.2 〜2.0 mass％
を含み、かつ
Ti：0.005 〜0.25mass％、 Nb：0.003 〜0.1 mass％、
Ｖ：0.003 〜0.1 mass％
のうちから選んだ少なくとも１種を含有し、残部はFe および不可避的不純物の組成になり、初析フェライトを主相として、マルテンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトからなる第２相を有し、しかも初析フェライト相の硬さがＨV で 180以上で、かつ主相と第２相との硬さの差ΔＨV が 200以下であることを特徴とする耐衝撃特性、強度−伸びバランス、耐疲労特性および穴拡げ性に優れた高強度高加工性熱延鋼板。 - 請求項１において、鋼組成が、さらに
Ｐ：0.01〜0.2 mass％、 Al：0.01〜0.3 mass％
のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になることを特徴とする耐衝撃特性、強度−伸びバランス、耐疲労特性および穴拡げ性に優れた高強度高加工性熱延鋼板。 - Ｃ：0.05〜0.40mass％、 Si：1.0 〜3.0 mass％、
Mn：0.6 〜3.0 mass％、 Cr：0.2 〜2.0 mass％
を含み、かつ
Ti：0.005 〜0.25mass％、 Nb：0.003 〜0.1 mass％
Ｖ：0.003 〜0.1 mass％
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部は Fe および不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、1050〜1150℃に加熱し、粗圧延最終パスの圧下率：30％以上の条件で粗圧延後、仕上げ圧延最終パス圧下率：15％以上の条件下で仕上げ圧延を 780〜980 ℃の温度で終了し、ついで 620〜780 ℃まで冷却したのち、１〜10秒間の等温保持処理または冷却速度：20℃/s以下の徐冷処理を施し、ついで 350〜500 ℃まで冷却してから、コイルに巻き取ったのち、10〜100 ℃/hの冷却速度で 300℃以下まで冷却することを特徴とする耐衝撃特性、強度−伸びバランス、耐疲労特性および穴拡げ性に優れた高強度高加工性熱延鋼板の製造方法。 - 請求項３において、コイルに巻き取り後、10〜100 ℃/hの冷却速度で 300℃以下まで冷却する処理を、コイルに巻き取り後、２〜60分間の等温保持または冷却速度：50℃/h未満の緩冷却を施したのち、強制冷却により50℃/h以上の冷却速度で 300℃以下まで冷却する処理に変更することを特徴とする耐衝撃特性、強度−伸びバランス、耐疲労特性および穴拡げ性に優れた高強度高加工性熱延鋼板の製造方法。
- 請求項３または４において、鋼スラブが、さらに
Ｐ： 0.01 〜 0.2 mass ％、 Al ： 0.01 〜 0.3 mass ％
のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になることを特徴とする耐衝撃特性、強度−伸びバランス、耐疲労特性および穴拡げ性に優れた高強度高加工性熱延鋼板の製造方法。
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