JP3775341B2 - 加工性に優れた高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車等の輸送機に使用される部材に適した、６９０ＭＰａ以上の引張強度を有する加工性に優れた高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法に関する。
【０００２】
【従来技術】
加工性の優れた鋼板として、フェライト−ベイナイト複合組織鋼板が提案されてきている。このような技術としては、例えば、特開平６−２４０３５６号公報に開示されたものが挙げられる。この技術は、製造条件の工夫と多量のＴｉＮの生成により伸びおよび伸びフランジ性の改善を目指したものである。しかしながら、この技術ではフェライトとベイナイトの硬度差が大きいため、自動車用部材のように複雑な形状をプレス成形するには伸びフランジ性が不十分である。
【０００３】
また、特開平８−１９９２９８号公報に開示された技術は、フェライト−ベイナイト複合組織鋼板において、フェライトの細粒化とＴｉＣによる析出強化により伸びと伸びフランジ性とのバランス改善を目指したものである。しかしながら、ＴｉＣは、Ｔｉの炭化物形成傾向が非常に高いため、粗大化しやすく、フェライトの強化を行おうとすると多量の添加が必要となってフェライト自身の延性を損なってしまう。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
このように、従来技術として開示されているフェライト−ベイナイト複合組織鋼板では厳しい加工条件に対応することができないという問題点を有している。
【０００５】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、自動車用部材に適した伸びおよび伸びフランジ性に代表される加工性に優れた高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、優れた伸びおよび伸びフランジ性を兼備した高張力熱延鋼板を得るために研究を重ねた結果、フェライト−ベイナイト複合組織とし、フェライト相を特定の元素比率を満たす微細析出物により強化することで、高張力でありながら優れた加工性を示すことを見出した。すなわち、微細析出物を用いることにより、極力少ない析出物量でフェライトを強化するため、延性低下を極力避けることができるのである。
【０００７】
本発明はこれらの知見に基づいて完成されたものであり、以下の（１）〜（１２）を提供する。
【０００８】
（１）ベイナイトを体積率で５〜７０％含み、残部がフェライトからなる複合組織を有し、フェライト中に以下の（１）式を満たす範囲でＴｉおよびＭｏを含む析出物が分散析出していることを特徴とする、引張強度が６９０ＭＰａ以上の加工性に優れた高張力熱延鋼板。
（Ｍｏ／９６）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≧０．２５‥‥（１）
ただし、上記（１）式中、Ｔｉ、Ｍｏは析出物中の各成分の質量％を示す。
【０００９】
（２）ベイナイトを体積率で５〜７０％含み、残部がフェライトからなる複合組織を有し、フェライト中に以下の（２）式を満たす範囲でＴｉ、ＭｏおよびＷを含む析出物が分散析出していることを特徴とする、引張強度が６９０ＭＰａ以上の加工性に優れた高張力熱延鋼板。
｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝≧０．２５‥‥（２）
ただし、上記（２）式中、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは析出物中の各成分の質量％を示す。
【００１０】
（３）上記（１）において、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ≦２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．７％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：０．０７〜０．２％を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする加工性に優れた高張力熱延鋼板。
【００１１】
（４）上記（１）において、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ≦２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．７％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：０．０７〜０．２％を含み、かつＮｂ：０．００５〜０．０２％、およびＶ：０．０１〜０．１５％のうち１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする加工性に優れた高張力熱延鋼板。
【００１２】
（５）上記（３）または（４）において、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏを以下の（３）式を満足するように含有することを特徴とする加工性に優れた高張力熱延鋼板。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５ …（３）
ただし、上記（３）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏは鋼中の各成分の質量％を表す。
【００１３】
（６）上記（２）において、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ≦２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．７％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｔｉ：０．０７〜０．２％を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする加工性に優れた高張力熱延鋼板。
【００１４】
（７）上記（２）において、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ≦２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．７％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｔｉ：０．０７〜０．２％を含み、かつＮｂ：０．００５〜０．０２％、およびＶ：０．０１〜０．１５％のうち１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする加工性に優れた高張力熱延鋼板。
【００１５】
（８）上記（６）または（７）において、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗを以下の（４）式を満足するように含有することを特徴とする加工性に優れた高張力熱延鋼板。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝≦１．５ …（４）
ただし、上記（４）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは鋼中の各成分の質量％を表す。
【００１６】
（９）上記（３）から（８）のいずれかの組成の鋼をスラブとした後、直ちにあるいは１２００℃以上に加熱し、熱間圧延を行うに当たり、仕上圧延を８００℃以上で終了し、その後、６００〜７５０℃まで２０℃／秒以上の冷却速度で冷却した後、３秒間以上の空冷を経て、５７５〜３５０℃まで冷却速度１０℃／秒以上の冷却速度で冷却して巻き取ることを特徴とする加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。
【００１７】
（１０）上記（１）から（８）のいずれかの高張力熱延鋼板からなる部材を準備する第１の工程と、前記部材にプレス成形を施して所望の形状のプレス成形品に加工する第２の工程とを有する高張力熱延鋼板の加工方法。
【００１８】
（１１）上記（１０）において、プレス成形品は、自動車用部品、特に自動車用足廻り部材である高張力熱延鋼板の加工方法。
【００１９】
（１２）上記（１）から（８）のいずれかに記載の高張力熱延鋼板により製造された自動車用部品。
【００２０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について具体的に説明する。
本発明に係る高張力熱延鋼板は、ベイナイトを体積率で５〜７０％含み、残部がフェライトからなる複合組織を有する。このような比率でベイナイトを含む複合組織としたのは、本発明では、軟らかいフェライトで延性を確保し、硬いベイナイトで強化するが、そのためにはベイナイトの体積率を制御することが重要であり、ベイナイトの体積率が５％未満では十分な強度が得られず、７０％を超えると材料全体の延性を損なうからである。
【００２１】
本発明では、フェライト中に以下の（１）式を満たす範囲でＴｉおよびＭｏを含む析出物が分散析出している。
（Ｍｏ／９６）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≧０．２５‥‥（１）
（ただし、上記（１）式中、Ｔｉ、Ｍｏは析出物中の各成分の質量％を示す。）
【００２２】
このように、上記（１）式を満たす範囲のＴｉおよびＭｏを含む析出物を分散析出させることは、本発明にとって重要である。Ｍｏを特定比率以上含むようなＴｉおよびＭｏを含む析出物は、従来から良く知られているＴｉ炭化物とは異なり、析出後の成長つまり粗大化が抑制されるため、極力少ない析出物量で所望の強化を実現することができるからである。このことは、フェライトの延性低下を極力避けることにつながる。しかし、（Ｍｏ／９６）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝が０．２５未満では析出物の粗大化抑制効果が不足するため、この値を０．２５％以上とした。
【００２３】
本発明では、フェライト中に以下の（２）式を満たす範囲でＴｉ、ＭｏおよびＷを含む析出物が分散析出していてもよい。
｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝≧０．２５‥‥（２）
（ただし、上記（２）式中、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは析出物中の各成分の質量％を示す。）
このように、上記（２）式を満たす範囲のＴｉ、ＭｏおよびＷを含む析出物を分散析出させることにより、上記ＴｉおよびＭｏを含む析出物と同様の効果を得ることができる。これは、ＷがＭｏと同様の効果を有し、Ｍｏを置き換えることが可能であるためである。この値の場合も０．２５未満では析出物の粗大化抑制効果が不足するため、この値を０．２５以上とした。このＴｉ、ＭｏおよびＷを含む析出物にＮｂおよびＶの１種以上が加わってもよい。
【００２４】
以上のような金属組織を形成することにより、伸びおよび伸びフランジ性に優れた６９０ＭＰａ以上の引張強度を有する高張力熱延鋼板が実現される。
【００２５】
本発明では、上記金属組織さえ満たしていれば所望の伸びおよび伸びフランジ性および６９０ＭＰａ以上の強度が得られ、化学成分は特に限定されないが、析出物がＴｉおよびＭｏを含む場合には、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ≦２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．７％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：０．０７〜０．２％を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることが好ましく、析出物がＴｉ、ＭｏおよびＷを含む場合には、さらにＷ：０．０１〜１．０％を含んでいることが好ましい。また、これらいずれの場合にも、さらに、Ｎｂ：０．００５〜０．０２％およびＶ：０．０１〜０．１５％のうち１種以上を含んでいることが好ましい。
以下、これら各成分について説明する。
【００２６】
Ｃ：
ＣはＴｉおよびＭｏを含む炭化物、または、Ｔｉ、ＭｏおよびＷを含む炭化物としてフェライト相中に固定され、強度上昇に寄与する。しかし、０．０３％未満では、６９０ＭＰａ以上の引張強度を維持確保することが困難であり、また０．１％を超えると粗大なＦｅ炭化物が生成し、伸びフランジ性の低下を招く。このため、Ｃ含有量は０．０３〜０．１％が好ましい。
【００２７】
Ｓｉ：
Ｓｉはフェライトの生成を促進する。しかしながら、２．０％を超えると鋼を脆化させるため、Ｓｉ含有量は２．０％以下が好ましい。
【００２８】
Ｍｎ：
Ｍｎはセメンタイトの生成を抑制し、ベイナイトの生成を促進する。しかし、０．５％未満ではセメンタイト生成抑制効果が低く、１．７％を超えると鋼の鋳造時の偏析が顕著となり、加工性を低下させる。このため、Ｍｎの含有量は０．５〜１．７％が好ましい。
【００２９】
Ｐ：
Ｐは固溶強化元素であるが、０．０６％を超えて添加すると粒界への著しい偏析を招き延性が低下するので、０．０６％以下が好ましい。
【００３０】
Ｓ：
ＳはＭｎＳ、ＴｉＳとして固定されるため強度に有効に作用するＭｎ、Ｔｉ量を低減させ、また、延性も低下させることから、少ないほど好ましい。このため、Ｓ含有量は０．０１％以下が好ましく、０．００５％以下がさらに好ましい。
【００３１】
Ａｌ：
Ａｌは脱酸剤として添加される。しかし、その含有量が０．１％を超えると鋼の延性低下を招くことから０．１％以下が好ましい。
【００３２】
Ｎ：
Ｎは鋼中の不純物であり、その含有量が０．００６％を超えると延性を低下させる粗大な窒化物形成の原因となることから、０．００６％以下が好ましい。
【００３３】
Ｍｏ：
Ｍｏは本発明において重要な元素であり、Ｔｉ、または、ＴｉおよびＷとともに微細炭化物を形成し、析出物の粗大化を抑制する。しかし、０．１％未満ではその効果が小さく、０．５％を超えるとフェライトの生成を阻害する。このため、Ｍｏ含有量は０．１〜０．５％が好ましい。
【００３４】
Ｔｉ：
Ｔｉは、Ｍｏ、または、ＭｏおよびＷとともに微細析出物を形成し、フェライトを強化する。しかし、０．０７％未満では、必要な強度を確保することが困難であり、０．２％を超えると変態点の著しい上昇を招き、仕上圧延をオーステナイト域で終了させることが困難となり加工性が低下する。このため、Ｔｉ含有量は０．０７〜０．２％が好ましい。
【００３５】
Ｗ：
ＷはＭｏと同様に微細析出物の粗大化を抑制する効果があり、Ｍｏの一部を置き換えることが可能である。Ｗが０．０１％未満ではその効果が小さく、１．０％を超えると熱間強度が高くなって熱間圧延が困難となるため、Ｗを添加する場合には、その含有量は０．０１〜１．０％が好ましい。
【００３６】
Ｎｂ、Ｖ：
Ｎｂ、Ｖはともにフェライトの細粒化に有効であり、必要に応じて１種以上を添加することができる。Ｎｂが０．００５％未満ではその効果が小さく、０．０２％を超えるとフェライトの生成を阻害するため、Ｎｂを添加する場合には、その含有量は０．００５〜０．０２％が好ましい。また、Ｖが０．０１％未満では上記効果が得られず、０．１５％を超えてもその効果が飽和するため、Ｖを添加する場合には、その含有量は０．０１〜０．１５％が好ましい。
【００３７】
なお、上記以外の元素を微量に添加しもよく、例えばＣｒ、Ｎｉ，Ｃｕを添加することもできるが、これらの元素は鋼板の表面性状を劣化させ、０．１５％以上になるとその傾向が顕著となるため、これらを添加する場合には０．１５％以下とする。
【００３８】
本発明では、上記成分組成を満たす他、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏを以下の（３）式を満足するように含有することが望ましい。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５ …（３）
（ただし、上記（３）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏは鋼中の各成分の質量％を表す。）
【００３９】
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝は、鋼中のＣと（Ｔｉ＋Ｍｏ）との原子数比を表すものであり、この値が０．５〜１．５となるようにＣ、Ｔｉ、Ｍｏの含有量を調整することにより、フェライト中に効果的にＣ、Ｔｉ、Ｍｏを含む析出物が均質微細に分散析出しやすくなる。その値が０．５未満では炭化物を生成しないで固溶Ｔｉおよび固溶Ｍｏの量が高くなって延性が低下し、１．５を超えると炭化物を形成しないＣがベイナイトの硬さを高くするため、フェライトとベイナイトの硬さの差が大きくなりすぎて伸びフランジ性を低下させる。
【００４０】
また、Ｗを添加した場合には、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗを以下の（４）式を満足するように含有することが望ましい。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝≦１．５ …（４）
（ただし、上記（４）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは鋼中の各成分の質量％を表す。）
【００４１】
上述したようにＷはＭｏと同様な作用を有するため、Ｗを添加する場合には、上記（３）式に対応する（４）式を満たすことにより、フェライト中に効果的にＣとＴｉとＭｏとＷとを含む析出物が均質微細に分散析出しやすくなる。（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝の値が０．５未満では炭化物を生成しないで固溶Ｔｉおよび固溶Ｍｏおよび固溶Ｗの量が高くなって延性が低下し、１．５を超えると炭化物を形成しないＣがベイナイトの硬さを高くするため、フェライトとベイナイトの硬さの差が大きくなりすぎて伸びフランジ性を低下させる。
【００４２】
次に、製造方法について説明する。
本発明では、上記成分組成の鋼をスラブとした後、直ちにあるいは１２００℃以上に加熱し、熱間圧延を行うに当たり、仕上圧延を８００℃以上で終了し、その後、６００〜７５０℃まで２０℃／秒以上の冷却速度で冷却した後、３秒間以上の空冷を経て、５７５〜３５０℃まで冷却速度１０℃／秒以上の冷却速度で冷却して巻き取る。以下、これら条件について説明する。
【００４３】
・鋼をスラブとした後、直ちにあるいは１２００℃以上に加熱し、熱間圧延：
鋼をスラブとした後、直ちにあるいは１２００℃以上で加熱して熱間圧延するのは、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖを固溶させた状態で熱間圧延するためである。
【００４４】
・仕上圧延終了温度８００℃以上：
仕上圧延終了温度を８００℃以上としたのは、８００℃未満では、鋼板の延性が著しく劣化するためである。
【００４５】
・圧延終了後、６００〜７５０℃まで２０℃／秒以上の冷却速度で冷却：
６００〜７５０℃までの冷却速度が２０℃／秒未満になると、圧延後の組織は、過剰な回復、再結晶のために、粗大なオーステナイト粒となり、その後のフェライトの生成を阻害させる。このため、圧延終了後、６００〜７５０℃まで２０℃／秒以上の冷却速度で冷却することとした。
【００４６】
・上記冷却の後、３秒間以上の空冷：
上記の６００〜７５０℃まで２０℃／秒以上の冷却速度での冷却の後、３秒間以上の空冷を経るのは、６００℃未満から空冷したのではフェライト相中の析出物が不足し、７５０℃を超える温度から空冷したのではフェライトの生成が阻害されるからである。また、この空冷時間が３秒間未満ではフェライトの生成および析出物が不足してしまう。
【００４７】
・空冷後、５７５〜３５０℃まで冷却速度１０℃／秒以上の冷却速度で冷却して巻取：
この際の冷却速度が１０℃／秒未満ではパーライトが析出し、伸びフランジ性を劣化させる。また、巻取温度が５７５℃を超えるとパーライトが多量に析出し、３５０℃未満ではマルテンサイトが生成して、いずれも伸びフランジ性を劣化させる。このため、空冷後、５７５〜３５０℃まで冷却速度１０℃／秒以上の冷却速度で冷却して巻取ることとした。
【００４８】
なお、本発明の熱延鋼板は、黒皮ままでも酸洗材でもその特性に差違はない。調質圧延についても通常行われているものであれば特に規定はない。亜鉛めっきについては電気めっきが可能である。化成処理についても特に問題はない。鋳造後直ちにもしくは補熱を目的とした加熱を施した後にそのまま熱間圧延を行う直送圧延を行っても本発明の効果に影響はない。さらに、粗圧延後に仕上圧延前で、圧延材を加熱しても、粗圧延後、圧延材を接合して行う連続圧延を行っても、さらには圧延材の加熱と連続圧延を同時に行っても本発明の効果は損なわれない。
【００４９】
本発明の高張力鋼板は、加工性に優れているのでこれをプレス成形した場合、その特質が活かされ、自動車用部材、特にサスペンションアーム等の足廻り部材のようなプレス成形部材を良好な品質で製造することができる。以下に具体的に、本発明に係る高張力鋼板の加工方法、換言すればプレス成形品の製造方法について説明する。
【００５０】
図１は、本発明に係る高張力鋼板の加工方法の作業フローの一例を示すフローチャートである。この作業フローは、通常、本発明に係る鋼板を製造することまたはその製造された鋼板を例えばコイルにして目的場所に搬送することを前工程としており、まず、本発明に係る高張力鋼板を準備することから始まる（Ｓ０、Ｓ１）。この鋼板に対してプレス加工を施す前に、鋼板に対して前処理的な加工を施すこともあれば（Ｓ２）、裁断機により所定の寸法や形状に加工することもある（Ｓ３）。前者のＳ２の工程では、例えば鋼板の幅方向の所定箇所に切り込みや穿孔を行い、引き続くプレス加工を終えた段階またはそのプレス加工の過程で、所定の寸法および形状のプレス成形品または被プレス加工部材として切り離すことができるようにしておく。後者のＳ３の工程では、最終的なプレス成形品の寸法、形状等を予め考慮して、所定の寸法および形状の鋼板部材に加工（したがって裁断）するようにしておく。その後、Ｓ２およびＳ３の工程を経由した部材には、プレス加工が施され、最終的に目的とする寸法・形状の所望のプレス成形品が製造される（Ｓ４）。このプレス加工は、通常は多段階で行われ、３段階以上７段階以下であることが多い。
【００５１】
Ｓ４の工程は、Ｓ２およびＳ３の工程を経由した部材に対してさらに所定の寸法や形状に裁断する工程を含む場合もある。この場合の「裁断」という作業は、例えば、少なくともプレス加工の過程で、Ｓ２およびＳ３の工程を経由した部材の端部のような最終的なプレス成形品には不要部分を切り離す作業であっても構わないし、また、Ｓ２の工程で設けられた鋼板の幅方向の切り込みや穿孔に沿って被プレス加工部材を切り離す作業であっても構わない。
【００５２】
なお、図１中、Ｎ１ないしＮ３は、鋼板、部材、プレス成形品を、機械的にあるいは作業員による搬送作業である場合がある。
【００５３】
こうして製造されるプレス成形品は、必要に応じて次工程に送られる。次工程としては、例えば、プレス成形品にさらに機械加工を施し、寸法や形状を調整する工程、プレス成形品を所定場所に搬送し、格納する工程、プレス成形品に表面処理を施す工程、プレス成形品を用いて自動車のような目的物を組み立てる組立工程がある。
【００５４】
図２は、図１に示した作業を実際に行う装置と鋼板、部材、プレス成形品の流れとの関係を示すブロック図である。この図においては、本発明に係る高張力鋼板はコイル状で準備されており、プレス加工機によりプレス成形品が製造される。プレス加工機は多段プレスを行う機種のものであるが、本件発明はこれに限定されない。
【００５５】
プレス加工機の前段に、裁断機その他の前処理機械を設置する場合（図２の（ａ））もあれば、設置しない場合（図２の（ｂ））もある。裁断機が設置される場合には、コイルから供給される長尺の本発明に係る鋼板から、必要な寸法または形状の部材を裁断し、この部材がプレス加工機においてプレス加工され、所定のプレス成形品となる。鋼板の幅方向に切り欠きや穿孔を施す前処理機械が設置される場合には、プレス加工機においてその切り欠きや穿孔に沿って裁断が行われても構わない。前処理機械を設置しない場合には、プレス加工機において鋼板がプレス加工される過程で、裁断が行われ、最終的に所定の寸法、形状を有するプレス成形品が製造される。なお、図２における「裁断」の意味は、図１における裁断と同じである。
【００５６】
こうして製造されるプレス成形品は、その原材料として加工性に優れ、特に伸びフランジ性に優れている本発明に係る高張力鋼板を使用しているので、プレス時の断面形状が複雑であっても、良好な品質で製造することができ、軽量なものとなる。このような特長は、プレス成形品が自動車用部材、特にサスペンションアーム等の足廻り部材である場合に特に有用である。
【００５７】
【実施例】
表１に示す化学成分組成を有する鋼スラブを、同表に示す熱延条件にて板厚３．２ｍｍにし、冷却し、巻き取って熱延鋼板を得た。得られた鋼板を酸洗後、鋼板から作製した薄膜について透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって析出物を観察した。Ｔｉ、Ｍｏ等の組成をＴＥＭに装備されたエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）による分析から把握した。また、マトリックスの組織観察を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により行った。表１に、析出物に関する上記（２）式の値、および鋼成分に関する上記（４）式の値、ベイナイト体積率の値を併記する。なお、Ｗを含まない場合には、（２）式は（１）式に一致し、（４）式は（３）式に一致する。
【００５８】
また、得られた熱延鋼板について引張特性、伸びフランジ性を調査した。なお、引張試験はＪＩＳ５号引張試験片を用いてＬ方向（圧延方向）について実施した。また、伸びフランジ性を表す穴広げ率は、日本鉄鋼連盟規格に従って測定した。表１に試験結果をまとめて示す。
【００５９】
表１に示すように、本発明例であるＮｏ．１〜５は、いずれも引張強度が６９０ＭＰａ以上であり、良好な伸びと伸びフランジ性を示した。一方、比較例であるＮｏ．６，７は、伸びおよび伸びフランジ性がともに低い値となった。具体的には、Ｎｏ．６は、Ｎｂ量が高いため、また、Ｎｏ．７は、Ｍｎ量が高くＭｏが添加されておらずＮｂが高いため、いずれも炭化物の組成比である上記（１）式（表１では（２）式）の値が低く、ベイナイト体積率が高くなって、伸びおよび伸びフランジ性が低い値となったものである。
【００６０】
【表１】
【００６１】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、引張強度が６９０ＭＰａ以上の高強度でありながら、優れた伸びおよび伸びフランジ性を有する熱延鋼板を得ることができ、自動車等の輸送機に使用される加工の厳しい部材に適している。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係る高張力鋼板の加工方法の作業フローの一例を示すフローチャート。
【図２】図１に示した作業を実際に行う装置と鋼板、部材、プレス成形品の流れとの関係を示すブロック図。
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車等の輸送機に使用される部材に適した、６９０ＭＰａ以上の引張強度を有する加工性に優れた高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法に関する。
【０００２】
【従来技術】
加工性の優れた鋼板として、フェライト−ベイナイト複合組織鋼板が提案されてきている。このような技術としては、例えば、特開平６−２４０３５６号公報に開示されたものが挙げられる。この技術は、製造条件の工夫と多量のＴｉＮの生成により伸びおよび伸びフランジ性の改善を目指したものである。しかしながら、この技術ではフェライトとベイナイトの硬度差が大きいため、自動車用部材のように複雑な形状をプレス成形するには伸びフランジ性が不十分である。
【０００３】
また、特開平８−１９９２９８号公報に開示された技術は、フェライト−ベイナイト複合組織鋼板において、フェライトの細粒化とＴｉＣによる析出強化により伸びと伸びフランジ性とのバランス改善を目指したものである。しかしながら、ＴｉＣは、Ｔｉの炭化物形成傾向が非常に高いため、粗大化しやすく、フェライトの強化を行おうとすると多量の添加が必要となってフェライト自身の延性を損なってしまう。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
このように、従来技術として開示されているフェライト−ベイナイト複合組織鋼板では厳しい加工条件に対応することができないという問題点を有している。
【０００５】
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、自動車用部材に適した伸びおよび伸びフランジ性に代表される加工性に優れた高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、優れた伸びおよび伸びフランジ性を兼備した高張力熱延鋼板を得るために研究を重ねた結果、フェライト−ベイナイト複合組織とし、フェライト相を特定の元素比率を満たす微細析出物により強化することで、高張力でありながら優れた加工性を示すことを見出した。すなわち、微細析出物を用いることにより、極力少ない析出物量でフェライトを強化するため、延性低下を極力避けることができるのである。
【０００７】
本発明はこれらの知見に基づいて完成されたものであり、以下の（１）〜（１２）を提供する。
【０００８】
（１）ベイナイトを体積率で５〜７０％含み、残部がフェライトからなる複合組織を有し、フェライト中に以下の（１）式を満たす範囲でＴｉおよびＭｏを含む析出物が分散析出していることを特徴とする、引張強度が６９０ＭＰａ以上の加工性に優れた高張力熱延鋼板。
（Ｍｏ／９６）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≧０．２５‥‥（１）
ただし、上記（１）式中、Ｔｉ、Ｍｏは析出物中の各成分の質量％を示す。
【０００９】
（２）ベイナイトを体積率で５〜７０％含み、残部がフェライトからなる複合組織を有し、フェライト中に以下の（２）式を満たす範囲でＴｉ、ＭｏおよびＷを含む析出物が分散析出していることを特徴とする、引張強度が６９０ＭＰａ以上の加工性に優れた高張力熱延鋼板。
｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝≧０．２５‥‥（２）
ただし、上記（２）式中、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは析出物中の各成分の質量％を示す。
【００１０】
（３）上記（１）において、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ≦２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．７％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：０．０７〜０．２％を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする加工性に優れた高張力熱延鋼板。
【００１１】
（４）上記（１）において、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ≦２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．７％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：０．０７〜０．２％を含み、かつＮｂ：０．００５〜０．０２％、およびＶ：０．０１〜０．１５％のうち１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする加工性に優れた高張力熱延鋼板。
【００１２】
（５）上記（３）または（４）において、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏを以下の（３）式を満足するように含有することを特徴とする加工性に優れた高張力熱延鋼板。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５ …（３）
ただし、上記（３）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏは鋼中の各成分の質量％を表す。
【００１３】
（６）上記（２）において、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ≦２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．７％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｔｉ：０．０７〜０．２％を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする加工性に優れた高張力熱延鋼板。
【００１４】
（７）上記（２）において、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ≦２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．７％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｔｉ：０．０７〜０．２％を含み、かつＮｂ：０．００５〜０．０２％、およびＶ：０．０１〜０．１５％のうち１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする加工性に優れた高張力熱延鋼板。
【００１５】
（８）上記（６）または（７）において、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗを以下の（４）式を満足するように含有することを特徴とする加工性に優れた高張力熱延鋼板。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝≦１．５ …（４）
ただし、上記（４）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは鋼中の各成分の質量％を表す。
【００１６】
（９）上記（３）から（８）のいずれかの組成の鋼をスラブとした後、直ちにあるいは１２００℃以上に加熱し、熱間圧延を行うに当たり、仕上圧延を８００℃以上で終了し、その後、６００〜７５０℃まで２０℃／秒以上の冷却速度で冷却した後、３秒間以上の空冷を経て、５７５〜３５０℃まで冷却速度１０℃／秒以上の冷却速度で冷却して巻き取ることを特徴とする加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。
【００１７】
（１０）上記（１）から（８）のいずれかの高張力熱延鋼板からなる部材を準備する第１の工程と、前記部材にプレス成形を施して所望の形状のプレス成形品に加工する第２の工程とを有する高張力熱延鋼板の加工方法。
【００１８】
（１１）上記（１０）において、プレス成形品は、自動車用部品、特に自動車用足廻り部材である高張力熱延鋼板の加工方法。
【００１９】
（１２）上記（１）から（８）のいずれかに記載の高張力熱延鋼板により製造された自動車用部品。
【００２０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について具体的に説明する。
本発明に係る高張力熱延鋼板は、ベイナイトを体積率で５〜７０％含み、残部がフェライトからなる複合組織を有する。このような比率でベイナイトを含む複合組織としたのは、本発明では、軟らかいフェライトで延性を確保し、硬いベイナイトで強化するが、そのためにはベイナイトの体積率を制御することが重要であり、ベイナイトの体積率が５％未満では十分な強度が得られず、７０％を超えると材料全体の延性を損なうからである。
【００２１】
本発明では、フェライト中に以下の（１）式を満たす範囲でＴｉおよびＭｏを含む析出物が分散析出している。
（Ｍｏ／９６）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≧０．２５‥‥（１）
（ただし、上記（１）式中、Ｔｉ、Ｍｏは析出物中の各成分の質量％を示す。）
【００２２】
このように、上記（１）式を満たす範囲のＴｉおよびＭｏを含む析出物を分散析出させることは、本発明にとって重要である。Ｍｏを特定比率以上含むようなＴｉおよびＭｏを含む析出物は、従来から良く知られているＴｉ炭化物とは異なり、析出後の成長つまり粗大化が抑制されるため、極力少ない析出物量で所望の強化を実現することができるからである。このことは、フェライトの延性低下を極力避けることにつながる。しかし、（Ｍｏ／９６）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝が０．２５未満では析出物の粗大化抑制効果が不足するため、この値を０．２５％以上とした。
【００２３】
本発明では、フェライト中に以下の（２）式を満たす範囲でＴｉ、ＭｏおよびＷを含む析出物が分散析出していてもよい。
｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝≧０．２５‥‥（２）
（ただし、上記（２）式中、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは析出物中の各成分の質量％を示す。）
このように、上記（２）式を満たす範囲のＴｉ、ＭｏおよびＷを含む析出物を分散析出させることにより、上記ＴｉおよびＭｏを含む析出物と同様の効果を得ることができる。これは、ＷがＭｏと同様の効果を有し、Ｍｏを置き換えることが可能であるためである。この値の場合も０．２５未満では析出物の粗大化抑制効果が不足するため、この値を０．２５以上とした。このＴｉ、ＭｏおよびＷを含む析出物にＮｂおよびＶの１種以上が加わってもよい。
【００２４】
以上のような金属組織を形成することにより、伸びおよび伸びフランジ性に優れた６９０ＭＰａ以上の引張強度を有する高張力熱延鋼板が実現される。
【００２５】
本発明では、上記金属組織さえ満たしていれば所望の伸びおよび伸びフランジ性および６９０ＭＰａ以上の強度が得られ、化学成分は特に限定されないが、析出物がＴｉおよびＭｏを含む場合には、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ≦２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．７％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：０．０７〜０．２％を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることが好ましく、析出物がＴｉ、ＭｏおよびＷを含む場合には、さらにＷ：０．０１〜１．０％を含んでいることが好ましい。また、これらいずれの場合にも、さらに、Ｎｂ：０．００５〜０．０２％およびＶ：０．０１〜０．１５％のうち１種以上を含んでいることが好ましい。
以下、これら各成分について説明する。
【００２６】
Ｃ：
ＣはＴｉおよびＭｏを含む炭化物、または、Ｔｉ、ＭｏおよびＷを含む炭化物としてフェライト相中に固定され、強度上昇に寄与する。しかし、０．０３％未満では、６９０ＭＰａ以上の引張強度を維持確保することが困難であり、また０．１％を超えると粗大なＦｅ炭化物が生成し、伸びフランジ性の低下を招く。このため、Ｃ含有量は０．０３〜０．１％が好ましい。
【００２７】
Ｓｉ：
Ｓｉはフェライトの生成を促進する。しかしながら、２．０％を超えると鋼を脆化させるため、Ｓｉ含有量は２．０％以下が好ましい。
【００２８】
Ｍｎ：
Ｍｎはセメンタイトの生成を抑制し、ベイナイトの生成を促進する。しかし、０．５％未満ではセメンタイト生成抑制効果が低く、１．７％を超えると鋼の鋳造時の偏析が顕著となり、加工性を低下させる。このため、Ｍｎの含有量は０．５〜１．７％が好ましい。
【００２９】
Ｐ：
Ｐは固溶強化元素であるが、０．０６％を超えて添加すると粒界への著しい偏析を招き延性が低下するので、０．０６％以下が好ましい。
【００３０】
Ｓ：
ＳはＭｎＳ、ＴｉＳとして固定されるため強度に有効に作用するＭｎ、Ｔｉ量を低減させ、また、延性も低下させることから、少ないほど好ましい。このため、Ｓ含有量は０．０１％以下が好ましく、０．００５％以下がさらに好ましい。
【００３１】
Ａｌ：
Ａｌは脱酸剤として添加される。しかし、その含有量が０．１％を超えると鋼の延性低下を招くことから０．１％以下が好ましい。
【００３２】
Ｎ：
Ｎは鋼中の不純物であり、その含有量が０．００６％を超えると延性を低下させる粗大な窒化物形成の原因となることから、０．００６％以下が好ましい。
【００３３】
Ｍｏ：
Ｍｏは本発明において重要な元素であり、Ｔｉ、または、ＴｉおよびＷとともに微細炭化物を形成し、析出物の粗大化を抑制する。しかし、０．１％未満ではその効果が小さく、０．５％を超えるとフェライトの生成を阻害する。このため、Ｍｏ含有量は０．１〜０．５％が好ましい。
【００３４】
Ｔｉ：
Ｔｉは、Ｍｏ、または、ＭｏおよびＷとともに微細析出物を形成し、フェライトを強化する。しかし、０．０７％未満では、必要な強度を確保することが困難であり、０．２％を超えると変態点の著しい上昇を招き、仕上圧延をオーステナイト域で終了させることが困難となり加工性が低下する。このため、Ｔｉ含有量は０．０７〜０．２％が好ましい。
【００３５】
Ｗ：
ＷはＭｏと同様に微細析出物の粗大化を抑制する効果があり、Ｍｏの一部を置き換えることが可能である。Ｗが０．０１％未満ではその効果が小さく、１．０％を超えると熱間強度が高くなって熱間圧延が困難となるため、Ｗを添加する場合には、その含有量は０．０１〜１．０％が好ましい。
【００３６】
Ｎｂ、Ｖ：
Ｎｂ、Ｖはともにフェライトの細粒化に有効であり、必要に応じて１種以上を添加することができる。Ｎｂが０．００５％未満ではその効果が小さく、０．０２％を超えるとフェライトの生成を阻害するため、Ｎｂを添加する場合には、その含有量は０．００５〜０．０２％が好ましい。また、Ｖが０．０１％未満では上記効果が得られず、０．１５％を超えてもその効果が飽和するため、Ｖを添加する場合には、その含有量は０．０１〜０．１５％が好ましい。
【００３７】
なお、上記以外の元素を微量に添加しもよく、例えばＣｒ、Ｎｉ，Ｃｕを添加することもできるが、これらの元素は鋼板の表面性状を劣化させ、０．１５％以上になるとその傾向が顕著となるため、これらを添加する場合には０．１５％以下とする。
【００３８】
本発明では、上記成分組成を満たす他、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏを以下の（３）式を満足するように含有することが望ましい。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５ …（３）
（ただし、上記（３）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏは鋼中の各成分の質量％を表す。）
【００３９】
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝は、鋼中のＣと（Ｔｉ＋Ｍｏ）との原子数比を表すものであり、この値が０．５〜１．５となるようにＣ、Ｔｉ、Ｍｏの含有量を調整することにより、フェライト中に効果的にＣ、Ｔｉ、Ｍｏを含む析出物が均質微細に分散析出しやすくなる。その値が０．５未満では炭化物を生成しないで固溶Ｔｉおよび固溶Ｍｏの量が高くなって延性が低下し、１．５を超えると炭化物を形成しないＣがベイナイトの硬さを高くするため、フェライトとベイナイトの硬さの差が大きくなりすぎて伸びフランジ性を低下させる。
【００４０】
また、Ｗを添加した場合には、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗを以下の（４）式を満足するように含有することが望ましい。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝≦１．５ …（４）
（ただし、上記（４）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは鋼中の各成分の質量％を表す。）
【００４１】
上述したようにＷはＭｏと同様な作用を有するため、Ｗを添加する場合には、上記（３）式に対応する（４）式を満たすことにより、フェライト中に効果的にＣとＴｉとＭｏとＷとを含む析出物が均質微細に分散析出しやすくなる。（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝の値が０．５未満では炭化物を生成しないで固溶Ｔｉおよび固溶Ｍｏおよび固溶Ｗの量が高くなって延性が低下し、１．５を超えると炭化物を形成しないＣがベイナイトの硬さを高くするため、フェライトとベイナイトの硬さの差が大きくなりすぎて伸びフランジ性を低下させる。
【００４２】
次に、製造方法について説明する。
本発明では、上記成分組成の鋼をスラブとした後、直ちにあるいは１２００℃以上に加熱し、熱間圧延を行うに当たり、仕上圧延を８００℃以上で終了し、その後、６００〜７５０℃まで２０℃／秒以上の冷却速度で冷却した後、３秒間以上の空冷を経て、５７５〜３５０℃まで冷却速度１０℃／秒以上の冷却速度で冷却して巻き取る。以下、これら条件について説明する。
【００４３】
・鋼をスラブとした後、直ちにあるいは１２００℃以上に加熱し、熱間圧延：
鋼をスラブとした後、直ちにあるいは１２００℃以上で加熱して熱間圧延するのは、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖを固溶させた状態で熱間圧延するためである。
【００４４】
・仕上圧延終了温度８００℃以上：
仕上圧延終了温度を８００℃以上としたのは、８００℃未満では、鋼板の延性が著しく劣化するためである。
【００４５】
・圧延終了後、６００〜７５０℃まで２０℃／秒以上の冷却速度で冷却：
６００〜７５０℃までの冷却速度が２０℃／秒未満になると、圧延後の組織は、過剰な回復、再結晶のために、粗大なオーステナイト粒となり、その後のフェライトの生成を阻害させる。このため、圧延終了後、６００〜７５０℃まで２０℃／秒以上の冷却速度で冷却することとした。
【００４６】
・上記冷却の後、３秒間以上の空冷：
上記の６００〜７５０℃まで２０℃／秒以上の冷却速度での冷却の後、３秒間以上の空冷を経るのは、６００℃未満から空冷したのではフェライト相中の析出物が不足し、７５０℃を超える温度から空冷したのではフェライトの生成が阻害されるからである。また、この空冷時間が３秒間未満ではフェライトの生成および析出物が不足してしまう。
【００４７】
・空冷後、５７５〜３５０℃まで冷却速度１０℃／秒以上の冷却速度で冷却して巻取：
この際の冷却速度が１０℃／秒未満ではパーライトが析出し、伸びフランジ性を劣化させる。また、巻取温度が５７５℃を超えるとパーライトが多量に析出し、３５０℃未満ではマルテンサイトが生成して、いずれも伸びフランジ性を劣化させる。このため、空冷後、５７５〜３５０℃まで冷却速度１０℃／秒以上の冷却速度で冷却して巻取ることとした。
【００４８】
なお、本発明の熱延鋼板は、黒皮ままでも酸洗材でもその特性に差違はない。調質圧延についても通常行われているものであれば特に規定はない。亜鉛めっきについては電気めっきが可能である。化成処理についても特に問題はない。鋳造後直ちにもしくは補熱を目的とした加熱を施した後にそのまま熱間圧延を行う直送圧延を行っても本発明の効果に影響はない。さらに、粗圧延後に仕上圧延前で、圧延材を加熱しても、粗圧延後、圧延材を接合して行う連続圧延を行っても、さらには圧延材の加熱と連続圧延を同時に行っても本発明の効果は損なわれない。
【００４９】
本発明の高張力鋼板は、加工性に優れているのでこれをプレス成形した場合、その特質が活かされ、自動車用部材、特にサスペンションアーム等の足廻り部材のようなプレス成形部材を良好な品質で製造することができる。以下に具体的に、本発明に係る高張力鋼板の加工方法、換言すればプレス成形品の製造方法について説明する。
【００５０】
図１は、本発明に係る高張力鋼板の加工方法の作業フローの一例を示すフローチャートである。この作業フローは、通常、本発明に係る鋼板を製造することまたはその製造された鋼板を例えばコイルにして目的場所に搬送することを前工程としており、まず、本発明に係る高張力鋼板を準備することから始まる（Ｓ０、Ｓ１）。この鋼板に対してプレス加工を施す前に、鋼板に対して前処理的な加工を施すこともあれば（Ｓ２）、裁断機により所定の寸法や形状に加工することもある（Ｓ３）。前者のＳ２の工程では、例えば鋼板の幅方向の所定箇所に切り込みや穿孔を行い、引き続くプレス加工を終えた段階またはそのプレス加工の過程で、所定の寸法および形状のプレス成形品または被プレス加工部材として切り離すことができるようにしておく。後者のＳ３の工程では、最終的なプレス成形品の寸法、形状等を予め考慮して、所定の寸法および形状の鋼板部材に加工（したがって裁断）するようにしておく。その後、Ｓ２およびＳ３の工程を経由した部材には、プレス加工が施され、最終的に目的とする寸法・形状の所望のプレス成形品が製造される（Ｓ４）。このプレス加工は、通常は多段階で行われ、３段階以上７段階以下であることが多い。
【００５１】
Ｓ４の工程は、Ｓ２およびＳ３の工程を経由した部材に対してさらに所定の寸法や形状に裁断する工程を含む場合もある。この場合の「裁断」という作業は、例えば、少なくともプレス加工の過程で、Ｓ２およびＳ３の工程を経由した部材の端部のような最終的なプレス成形品には不要部分を切り離す作業であっても構わないし、また、Ｓ２の工程で設けられた鋼板の幅方向の切り込みや穿孔に沿って被プレス加工部材を切り離す作業であっても構わない。
【００５２】
なお、図１中、Ｎ１ないしＮ３は、鋼板、部材、プレス成形品を、機械的にあるいは作業員による搬送作業である場合がある。
【００５３】
こうして製造されるプレス成形品は、必要に応じて次工程に送られる。次工程としては、例えば、プレス成形品にさらに機械加工を施し、寸法や形状を調整する工程、プレス成形品を所定場所に搬送し、格納する工程、プレス成形品に表面処理を施す工程、プレス成形品を用いて自動車のような目的物を組み立てる組立工程がある。
【００５４】
図２は、図１に示した作業を実際に行う装置と鋼板、部材、プレス成形品の流れとの関係を示すブロック図である。この図においては、本発明に係る高張力鋼板はコイル状で準備されており、プレス加工機によりプレス成形品が製造される。プレス加工機は多段プレスを行う機種のものであるが、本件発明はこれに限定されない。
【００５５】
プレス加工機の前段に、裁断機その他の前処理機械を設置する場合（図２の（ａ））もあれば、設置しない場合（図２の（ｂ））もある。裁断機が設置される場合には、コイルから供給される長尺の本発明に係る鋼板から、必要な寸法または形状の部材を裁断し、この部材がプレス加工機においてプレス加工され、所定のプレス成形品となる。鋼板の幅方向に切り欠きや穿孔を施す前処理機械が設置される場合には、プレス加工機においてその切り欠きや穿孔に沿って裁断が行われても構わない。前処理機械を設置しない場合には、プレス加工機において鋼板がプレス加工される過程で、裁断が行われ、最終的に所定の寸法、形状を有するプレス成形品が製造される。なお、図２における「裁断」の意味は、図１における裁断と同じである。
【００５６】
こうして製造されるプレス成形品は、その原材料として加工性に優れ、特に伸びフランジ性に優れている本発明に係る高張力鋼板を使用しているので、プレス時の断面形状が複雑であっても、良好な品質で製造することができ、軽量なものとなる。このような特長は、プレス成形品が自動車用部材、特にサスペンションアーム等の足廻り部材である場合に特に有用である。
【００５７】
【実施例】
表１に示す化学成分組成を有する鋼スラブを、同表に示す熱延条件にて板厚３．２ｍｍにし、冷却し、巻き取って熱延鋼板を得た。得られた鋼板を酸洗後、鋼板から作製した薄膜について透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって析出物を観察した。Ｔｉ、Ｍｏ等の組成をＴＥＭに装備されたエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）による分析から把握した。また、マトリックスの組織観察を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により行った。表１に、析出物に関する上記（２）式の値、および鋼成分に関する上記（４）式の値、ベイナイト体積率の値を併記する。なお、Ｗを含まない場合には、（２）式は（１）式に一致し、（４）式は（３）式に一致する。
【００５８】
また、得られた熱延鋼板について引張特性、伸びフランジ性を調査した。なお、引張試験はＪＩＳ５号引張試験片を用いてＬ方向（圧延方向）について実施した。また、伸びフランジ性を表す穴広げ率は、日本鉄鋼連盟規格に従って測定した。表１に試験結果をまとめて示す。
【００５９】
表１に示すように、本発明例であるＮｏ．１〜５は、いずれも引張強度が６９０ＭＰａ以上であり、良好な伸びと伸びフランジ性を示した。一方、比較例であるＮｏ．６，７は、伸びおよび伸びフランジ性がともに低い値となった。具体的には、Ｎｏ．６は、Ｎｂ量が高いため、また、Ｎｏ．７は、Ｍｎ量が高くＭｏが添加されておらずＮｂが高いため、いずれも炭化物の組成比である上記（１）式（表１では（２）式）の値が低く、ベイナイト体積率が高くなって、伸びおよび伸びフランジ性が低い値となったものである。
【００６０】
【表１】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、引張強度が６９０ＭＰａ以上の高強度でありながら、優れた伸びおよび伸びフランジ性を有する熱延鋼板を得ることができ、自動車等の輸送機に使用される加工の厳しい部材に適している。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係る高張力鋼板の加工方法の作業フローの一例を示すフローチャート。
【図２】図１に示した作業を実際に行う装置と鋼板、部材、プレス成形品の流れとの関係を示すブロック図。
Claims (12)
- ベイナイトを体積率で５〜７０％含み、残部がフェライトからなる複合組織を有し、フェライト中に以下の（１）式を満たす範囲でＴｉおよびＭｏを含む析出物が分散析出していることを特徴とする、引張強度が６９０ＭＰａ以上の加工性に優れた高張力熱延鋼板。
（Ｍｏ／９６）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≧０．２５‥‥（１）
ただし、上記（１）式中、Ｔｉ、Ｍｏは析出物中の各成分の質量％を示す。 - ベイナイトを体積率で５〜７０％含み、残部がフェライトからなる複合組織を有し、フェライト中に以下の（２）式を満たす範囲でＴｉ、ＭｏおよびＷを含む析出物が分散析出していることを特徴とする、引張強度が６９０ＭＰａ以上の加工性に優れた高張力熱延鋼板。
｛（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝≧０．２５‥‥（２）
ただし、上記（２）式中、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは析出物中の各成分の質量％を示す。 - 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ≦２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．７％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：０．０７〜０．２％を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする請求項１に記載の加工性に優れた高張力熱延鋼板。
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ≦２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．７％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：０．０７〜０．２％を含み、かつＮｂ：０．００５〜０．０２％、およびＶ：０．０１〜０．１５％のうち１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする請求項１に記載の加工性に優れた高張力熱延鋼板。
- Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏを以下の（３）式を満足するように含有することを特徴とする請求項３または請求項４に記載の加工性に優れた高張力熱延鋼板。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５ …（３）
ただし、上記（３）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏは鋼中の各成分の質量％を表す。 - 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ≦２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．７％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｔｉ：０．０７〜０．２％を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする請求項２に記載の加工性に優れた高張力熱延鋼板。
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ≦２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．７％、Ｐ≦０．０６％、Ｓ≦０．０１％、Ａｌ≦０．１％、Ｎ≦０．００６％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｔｉ：０．０７〜０．２％を含み、かつＮｂ：０．００５〜０．０２％、およびＶ：０．０１〜０．１５％のうち１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする請求項２に記載の加工性に優れた高張力熱延鋼板。
- Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗを以下の（４）式を満足するように含有することを特徴とする請求項６または請求項７に記載の加工性に優れた高張力熱延鋼板。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｗ／１８４）｝≦１．５ …（４）
ただし、上記（４）式中、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｗは鋼中の各成分の質量％を表す。 - 請求項３から請求項８のいずれかの組成の鋼をスラブとした後、直ちにあるいは１２００℃以上に加熱し、熱間圧延を行うに当たり、仕上圧延を８００℃以上で終了し、その後、６００〜７５０℃まで２０℃／秒以上の冷却速度で冷却した後、３秒間以上の空冷を経て、５７５〜３５０℃まで冷却速度１０℃／秒以上の冷却速度で冷却して巻き取ることを特徴とする加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。
- 請求項１から請求項８のいずれかに記載の高張力熱延鋼板からなる部材を準備する第１の工程と、前記部材にプレス成形を施して所望の形状のプレス成形品に加工する第２の工程とを有する高張力熱延鋼板の加工方法。
- 前記プレス成形品は、自動車用部品である請求項１０に記載の高張力熱延鋼板の加工方法。
- 請求項１から請求項８のいずれかに記載の高張力熱延鋼板により製造された自動車用部品。
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