JP4300077B2 - 強度バラツキの抑制されたＣｕ析出型高張力鋼板とその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、強度バラツキの抑制されたＣｕ析出型高張力鋼板とその製法に関するものであり、建築あるいは橋梁用の柱として使用される引張強度（ＴＳ）が５７０ＭＰａ以上の厚鋼板や、自動車用ボディー等に使用される同強度の薄鋼板（熱延鋼板）等に適用できる鋼板とその製法に関するものである。

延性に優れる高強度鋼板として、母材組織がフェライト組織であるＣｕ析出型高張力鋼板がある。該鋼板は、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬質組織を主体とする高炭素含有高張力鋼板や、ＴｉＣやＮｂＣ等に代表される炭化物の析出強化を用いた高張力鋼板と比較して延性に優れている。これは、Ｃｕ粒子が炭化物等と異なり基地組織である鉄より柔らかく、変形時に転位により剪断された場合にも破壊せずに塑性変形するので、析出物の周りに転位ループが残り難く、結果として加工硬化があまり生じないからである。

しかし一般に、Ｃｕの析出強化を利用して高張力鋼板を得るには、十分にＣｕを析出させるべく、５００〜６００℃の温度域で１〜５時間と長時間の時効処理を行う必要がある。この様な長時間の熱処理を行う場合、熱処理炉内の温度のバラツキにより鋼板内に温度のバラツキが生じる。その結果、同一鋼板あるいは同一熱延ロール内においてＣｕ粒子の析出状態にばらつきが生じ、強度特性がばらつくという問題が発生する。

上記Ｃｕ析出型高張力鋼板は、プレス加工等の加工が施される熱延鋼板や橋梁部材を得るべく曲げ加工等の加工が施される鋼板として有用であるが、上記の様に、同一条件で熱処理を施した鋼板間で強度特性にばらつきが生じる場合や、同一鋼板内で強度特性がばらついている場合には安定した加工性を期待できない。

これまで、同一鋼板内あるいは鋼板間の強度特性のバラツキを抑制すべく下記の手段が採用されてきた。即ち、全ての鋼板の製造条件が同一となるように、製造工程における加熱、圧延、冷却およびその後の熱処理の条件を厳密に管理する方法が挙げられる。

しかし、加熱、圧延および冷却の条件を全く同一となるよう管理することは物理的にほぼ不可能である。また、おおよそ同一の条件にすることは可能ではあるが、熱処理炉内等の温度を均一に管理することは非常に困難であり、また管理基準を非常に厳密にする必要があるので、生産性の低下および製造コストの増大を招く。

また、板厚や板幅など製品のサイズが異なる場合にも、可能な限り等価な条件となるように熱間圧延の条件や圧延後の冷却条件を制御する方法が挙げられる。しかし、この場合も管理基準を非常に厳密にしなければ、製造条件のばらつきが、直ちに鋼板間または同一鋼板内での機械的特性のバラツキ発生に直結するため、厳密な管理による製造コストの増大や生産性の低下を招く。

本発明はこの様な事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、強度特性のバラツキが低減されたＣｕ析出型高張力鋼板とその製造方法を提供することにある。

本発明にかかる強度バラツキの抑制されたＣｕ析出型高張力鋼板とは、質量％で（以下同じ）、Ｃ：０．１％以下（０％含まない）、Ｓｉ：０．４〜１．６％、Ｍｎ：２％以下（０％含まない）、Ｐ：０．０４％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．７〜２％、Ｎ：０．００８％以下（０％を含まない）を満たし、かつ
0.4≦（[Si＋P]−[Mn])／[Cu] …（１）
｛式（１）中、
[Mn]＝Mn含有量（質量％)／54.9
[Si＋P]＝〔Si含有量(質量％)／28.0〕＋〔P含有量(質量％)／31.0〕
[Cu]＝Cu含有量（質量％)／63.5
を示す｝
を満たし、金属組織がフェライト単相または面積率で８５％以上のフェライトとパーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの１種以上との混合組織である鋼板であって、熱間圧延後、７００〜５８０℃の温度域で巻き取りして得られるところに特徴を有する（以下、「鋼板Ａ」ということがある）。

本発明はまた、質量％で（以下同じ）、Ｃ：０．１％以下（０％含まない）、
Ｓｉ：０．４〜１．６％、Ｍｎ：２％以下（０％含まない）、Ｐ：０．０４％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．７〜２％、Ｎ：０．００８％以下（０％を含まない）を満たし、かつ
0.4≦（[Si＋P]−[Mn])／[Cu] …（１）
｛式（１）中、
[Mn]＝Mn含有量（質量％)／54.9
[Si＋P]＝〔Si含有量(質量％)／28.0〕＋〔P含有量(質量％)／31.0〕
[Cu]＝Cu含有量（質量％)／63.5
を示す｝
を満たし、金属組織がフェライト単相または面積率で８５％以上のフェライトとパーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの１種以上との混合組織である鋼板であって、熱間圧延後、７００℃以上の温度域から１℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下まで冷却した後、５００〜６００℃まで昇温し、該温度域で１時間以上保持して得られるところに特徴を有するＣｕ析出型高張力鋼板も規定する（以下、「鋼板Ｂ」ということがある）。

上記フェライトの結晶粒が円相当平均粒径で７μｍ以下となるようにすれば、延性と低温靭性をより高めることができるので好ましい。

本発明の鋼板は、更に他の元素として、Ｎｉ：０．３〜１．５％を含んでいてもよく、また、Ｃｒ：０．５％以下（０％含まない）、および／またはＭｏ：０．５％以下（０％含まない）を含んでいてもよい。

更に焼き入れ性等を高めるべく、Ｎｂ：０．１％以下（０％含まない）、Ｔｉ：０．１％以下（０％含まない）、Ｖ：０．０５％以下（０％含まない）またはＢ：０．００３％以下（０％含まない）を含んでいてもよい。

更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｚｒ：０．０００２〜０．００５％またはＭｇ：０．０００５〜０．００５％を含んでいてもよい。

本発明は上記鋼板Ａの製造方法も規定するものであって、該方法は、熱間圧延後、７００〜５８０℃の温度域で巻き取るところに特徴がある。また、上記鋼板Ｂの製造方法として、熱間圧延後、７００℃以上の温度域から１℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下まで冷却した後、５００〜６００℃まで昇温し、該温度域で１時間以上保持した後放冷するところに特徴を有する方法も規定する。

上記フェライト結晶粒の微細化を図るには、前記熱間圧延において、Ａｃ３点以上の温度に加熱した後、９００℃以上のオーステナイト再結晶温度域で０．２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却しつつ、累積圧下率４０％以上の圧延を実施するのがよい。

本発明によれば、同一鋼板内での強度特性バラツキの抑制されたＣｕ析出型高張力鋼を得ることができる。従って、建築あるいは橋梁用の柱として使用される安定した機械的特性を発揮する鋼板や、自動車用ボディー等に使用される安定した加工性を発揮する鋼板を提供できる。

本発明者らは、長時間の熱処理を施した場合にも、強度のバラツキが抑制されたＣｕ析出型高張力鋼板を得るべく、Ｃｕ析出に至るまでの鋼中Ｃｕの挙動と該挙動に影響を与える共存元素について鋭意研究を行った。

まず、Ｃｕ析出とは無関係と考えられる元素（共存元素）をＣｕとともに純鉄中に存在させた場合について種々調査し、共存元素がＣｕ析出に及ぼす影響について調べた。その結果、ＳｉおよびＰと、Ｃを除く合金元素の原子比率（原子数の比率）が大きくなるに従い、熱処理の程度に対する機械的特性の変化が抑制されることを把握した。

このことを確認した実験結果を図１および図２に示す。図１および図２は、表１に示す３鋼種を、下記（i）〜（iii）に示す条件で図３の熱処理履歴図の通りに処理し、得られた鋼のビッカース硬さを測定して得られたものである。

（i）１１００℃にて均質化処理を施した鋼板を、加熱温度：１０５０℃、圧延仕上温度：９５０℃の加熱圧延条件で板厚７ｍｍに圧延。

（ii）上記サンプルを８５０℃でＣｕの溶体化処理した後、水冷。

（iii）５００〜６００℃で種々の保持時間で時効処理。

この図１から、純鉄中にＣｕ単独で存在させるよりもＳｉを共存させる方が、Ｃｕの析出ピークを迎える時間が遅く、またより多量のＳｉを共存させることでＣｕの析出ピークを迎える時間がより遅くなっていることがわかる。図２における横軸の時効時間は対数で示しているので、Ｃｕの析出ピークがグラフのより右側（長時間側）へ位置する場合、その後の時間経過に対する強度の変化が緩和される。

この様な現象について次の様に考えられる。即ち、Ｃｕ原子が単独で存在している場合、Ｃｕ原子は鉄原子よりも大きいので格子歪が生じる（尚、鉄原子よりも原子サイズの大きな元素は数多く存在するが、その中でもＣｕは、顕著な固溶強化を示す元素としては鉄原子に最もサイズが近い）。

上記の通りＣｕのみが純鉄中に存在する場合、Ｃｕ析出は、鉄中に固溶する場合と析出する場合の自由エネルギーの差のみに影響を受け、特定の温度に保持された場合には、自由エネルギーのより低い状態に移行しやすく、結果としてＣｕ粒子が析出する。

また図２から、Ｃｕのみが単独で存在する場合よりも、Ｓｉが存在する場合の方が、析出ピークがより長時間側にあり、Ｃｕ析出が遅いことがわかる。

これは次のように考えられる。Ｃｕの様に鉄原子より大きな原子が固溶している場合、該原子の周囲には、結晶格子を膨張させるような格子歪が形成されるため、圧縮応力場が形成される。一方、Ｓｉは、鉄原子よりも小さな原子であることから、Ｓｉが固溶している場合には、該原子の周囲に結晶格子を収縮させるような格子歪が形成されるため、引張応力場が形成される。そして、鉄原子よりもサイズの小さなＳｉ原子がＣｕ原子に隣接すると、格子歪の影響が打ち消されて周囲への影響（格子歪が生じることによる影響）が小さくなると考えられる（以下、この様な状態を「ペアリング」という）。この様な状態はＣｕが単独で存在するよりもエネルギー的に安定であるため、上記ペアリングが生じると、Ｃｕ原子の拡散が抑制され、結果としてＣｕ析出が抑制されて上記Ｃｕ析出ピークの発生が遅くなることに加えて、ピーク後の硬度低下が抑制されるものと考えられる。前記図１から、Ｃｕと共存させるＳｉ量を増加させることで、上記効果がより顕著となっている。

また図２から、Ｃｕ単独の場合よりもＳｉを共存させる方がＣｕ析出ピーク発生後の硬度低下が緩やかであり、Ｓｉ含有量がより多い方が、ピーク発生後の硬度低下がより緩やかとなっていることがわかる。

これら図１および図２の横軸の時効温度は対数で示していることから、Ｃｕ析出のピーク出現がより遅く、かつピーク後の硬度低下がより緩やかであるほど、時効処理時間の変化に対する硬度の低下（変化）が緩和され、強度バラツキが小さくなる。この様な観点から、Ｓｉを積極的に含有させ、鋼中に存在するＣｕのほとんどをＳｉとペアリング形成させて、時効時間の変化に対するＣｕ析出量の変化を緩和させるのがよい。

ところで、上記Ｓｉの様に鉄原子よりもサイズの小さな原子は、鉄原子よりもサイズの大きなＣｕ以外の原子ともペアリングを形成し易い。特に、Ｍｎは、Ｃｕよりもサイズが大きく、ＣｕとＳｉのペアリングよりも格子歪を緩和する効果の大きなペアリングを形成すると考えられる。従って、Ｍｎの様なＣｕ以外の「鉄原子よりサイズの大きな原子」が存在する場合には、上記ＣｕとＳｉとのペアリングが促進されず、上記効果が有効に発現し難いため、鉄原子よりもサイズの大きなＣｕ以外の原子について考慮する必要がある。

この様な観点から、本発明者らは、母材を構成する鉄原子よりも、原子サイズの小さなＳｉ、Ｐ等の元素のグループと、鉄原子よりも原子サイズの大きな元素のグループに分けて検討を行った。

鉄原子よりもサイズの小さな元素としては、ＣやＳも挙げられるが、これらは鉄中に侵入型で固溶する元素であるため上記作用に寄与しない。よって本発明では、鉄原子よりもサイズの小さな置換型固溶元素として、ＳｉおよびＰを制御対象とした。

一方、鉄原子よりも原子サイズの大きな元素であって鉄中に置換型で固溶する元素として、ＣｒやＮｉが挙げられるが、これらの元素は、鉄原子と原子サイズがほぼ同じであるため、固溶した場合でも格子歪をほとんど生じない。そのため固溶強化をほとんど示さず、添加した場合でも強度上昇に寄与しないことから、ＳｉやＰとのペアリングを形成する必要がない。

また、ＡｌやＴｉは窒化物を形成する元素であり、Ｍｏ、ＮｂやＶ等も安定な炭化物を形成する元素であり、これらの元素は、Ｃｕ析出温度域では既に析出物を形成して固溶の状態にないため、上記作用に寄与しないと考えられる。よって、鉄原子よりもサイズの大きな置換型固溶元素として、Ｃｕ析出温度域で析出物を形成しないＭｎを制御対象とした。

上記の様なＣｕに対するＳｉやＭｎ等の作用効果を利用することで、製造条件の厳密な制御等を行わなくとも、熱処理による強度バラツキの発生が抑制されたＣｕ析出型高張力鋼板が得られることがわかった。

本発明者らは、更に、上記作用効果を効率良く発現させるべく、ＳｉやＭｎ等の適正比率について検討を行ったところ、下記式（１）を満たすようにすればよいことを見出した。

0.4≦（[Si＋P]−[Mn])／[Cu] …（１）
｛式(1)中、[Mn]＝Mn含有量（質量％)／54.9、
[Si＋P]＝〔Si含有量(質量％)/28.0〕+〔P含有量(質量％)/31.0〕
[Cu]＝Cu含有量（質量％)／63.5を示す｝
尚、上記式（１）における［ ］は、添加元素の質量％を各原子量で割って得られる各原子数を求めたものであり、具体的には添加元素の原子数比を示している。

図４は、上記（[Si＋P]−[Mn]）／[Cu]（以下、「パラメータ値」ということがある）と強度バラツキとの関係を熱処理温度別に示したものである。この図４は、後述する実施例の鋼種ＡにおけるＳｉ量を変化させて、図４に併記の条件で実施し、４６０℃、５２０℃、５５０℃または６２０℃で３時間保持して得られた鋼について、後述する実施例に示す方法で強度バラツキを求めた結果である。

図４から、強度のバラツキを２５〜３０ＭＰａ以下に抑えるには、（[Si＋P]−[Mn]）／[Cu]の値を０．４以上にする必要があることがわかる。強度のバラツキをより抑制するには、上記パラメータ値が０．６以上となるようにするのが好ましい。尚、鋼板の加工性を高める観点からは、Ｓｉ含有量を抑えて上記パラメータ値を１．５以下にすることが好ましく、より好ましくは１．２以下の範囲内とする。

この様な作用効果を有効に発揮させ、かつその他の特性をも具備させるには、下記の成分組成を満たすようにするとともに、該成分組成の鋼材を下記に示す方法で製造するのが大変有効である。

＜成分組成について＞
Ｃ：０．１％以下（０％含まない）
鋼材の強度確保に必要な元素であるが、過剰に含有させると、炭化物（セメンタイトを含む）による加工硬化が生じ、また第二相組織の形成量が増加して延性の低下を招く。従って、０．１％以下に抑える必要がある。良好な強度−延性バランスを確保する観点からは、０．００５％以上０．０８％以下の範囲内（より好ましくは０．００５％以上０．０５％以下の範囲内）で含有させることが好ましい。

Ｓｉ：０．４〜０．６％
Ｓｉは、母材の強度上昇に寄与する元素であり、溶鋼の脱酸材としての役割も有する。また、上述の通りＣｕ析出を抑制して熱処理条件変動による強度バラツキを抑制する効果も有する。これらの効果を発揮させるには、０．４％以上（好ましくは０．５％以上）含有させるのがよい。しかし、過剰に含有させると、加工性や母材靭性の劣化を招く原因ともなるので、Ｓｉ含有量の上限を１．６％とする。好ましくは１．２％以下であり、より好ましくは１％以下である。

Ｍｎ：２％以下（０％を含まない）
Ｍｎは、母材の強度上昇の役割を有し、また安価であることからＣに次いで活用される元素である。しかし、Ｍｎ原子は鉄原子よりもサイズの大きい置換型固溶元素であり、上記の通りＳｉとペアリングを形成してＣｕの析出を促進させ、強度バラツキを助長する。従って、鋼中ＳｉおよびＰの原子数と同等以下となるように含有させるのがよい。即ち、上記式（１）において（[Si＋P]−[Mn]) ≧０となるように含有させる。

また過剰に含有させると、Ｍｎの偏析や固溶強化の増大により延性が低下するので、２％以下（好ましくは１．６％以下）に抑える。

Ｐ：０．０４％以下（０％を含む）
Ｐ（りん）は、鋼中に不可避不純物として含有する元素であり、意図的に添加する元素ではないが、Ｓｉと同様に、Ｐ原子は鉄原子よりも小さな置換型固溶強化元素であるため、Ｃｕの析出を抑制して強度バラツキを抑制する効果を有する。しかし鋼中に多量に含まれると、加工性や溶接性が劣化するので極力低減する必要がある。よってＰは０．０４％以下に抑える必要があり、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０１５％以下に抑える。

Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）
Ｓは、Ｐと同様に不純物として含有される元素であり、意図的に添加される元素ではない。鋼中に多量に含まれる場合には、介在物を形成して母材靭性や溶接
性を劣化させる。従ってＳは０．０１％以下に抑える必要があり、好ましくは０．００６％以下、より好ましくは０．００３％以下である。

Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）
Ａｌは脱酸材としての効果および、窒化物を形成して母材組織を細粒化する効果を有する。このような効果を発揮させるには、０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上含有させるのがよい。しかし過剰に含有させると、母材靭性が劣化するので０．０６％以下に抑える。好ましくは０．０５％以下である。

Ｃｕ：０．７〜２％
Ｃｕは、本発明の析出強化型鋼板を得るのに必須の元素である。５００〜６００℃の時効処理温度域での固溶量が０．７％程度であることから、０．７％以上含有させなければ析出強化（硬化）を期待できない。好ましくは０．９％以上、より好ましくは１．１％以上含有させる。

一方、過剰に含有させると、溶接性が劣化するとともに圧延中の熱間脆性（圧延割れ）を引き起こすため、Ｃｕ含有量は２％以下、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１．３％以下に抑える。

Ｎ：０．００８％以下（０％を含まない）
溶鋼処理中に空気中の窒素が取り込まれることから、鋼中に不可避的に混入する元素である。Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等と窒化物を形成して母材組織の細粒化を促進する。この様な効果を発揮させるには、０．００１％以上含有させるのが好ましく、より好ましくは０．００３％以上、更に好ましくは０．００４％以上である。しかし過剰に含まれると、固溶Ｎが増大し、特に溶接部の靭性劣化を招くので、０．００８％以下に抑える。好ましくは０．００６％以下、より好ましくは０．００５％以下である。

本発明の好ましい含有元素は上記の通りであり、残部成分は実質的にＦｅであるが、鋼板中に、微量の不可避不純物の含有が許容されるのは勿論のこと、前記本発明の作用に悪影響を与えない範囲で、下記の通り、更に他の元素を積極的に含有させることも可能である。

Ｎｉ：０．３〜１．５％
Ｎｉは焼入れ性の向上や低温靭性の向上に有効な元素である。これらの効果を発揮させるには、０．３％以上含有させるのがよい。特に、Ｃｕ含有量（質量％）の０．５倍以上含有させることで、Ｃｕによる熱間脆性を抑制する効果も有する。この様な観点からは、〔 Ni含有量（質量％）〕／〔 Cu含有量（質量％）〕≧0.5となるように含有させるのがよく、より好ましくは〔 Ni含有量（質量％）〕／〔 Cu含有量（質量％）〕≧1.0となるように含有させる。しかしＮｉは高価であるため、コストアップを抑えるには２％以下の範囲で含有させる。

Ｃｒ：０．５％以下、および／またはＭｏ：０．５％以下
ＣｒとＭｏはいずれも炭窒化物を析出させ、強度上昇に寄与する元素である。よってＣｒを０．１％以上、Ｍｏを０．０５％以上含有させてもよいが、これらの元素を過度に含むと、溶接性および母材靭性が低下する。よって、それぞれ０．５％以下に抑えるのがよい。好ましくはそれぞれ０．４％以下、より好ましくは０．３％以下である。

Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｖ：０．０５％以下またはＢ：０．００３％以下
Ｎｂは焼き入れ性向上による強度上昇効果を有する元素であり、また、炭窒化物の形成を通じて、圧延中のオーステナイト粒の粗大化と再結晶を抑制して、圧延終了後のフェライト粒を微細化し、強度を高めるのに有効な元素である。この様な効果を発揮させるには、０．００２％以上含有させるのがよく、より好ましくは０．０１％以上、更に好ましくは０．０２％以上である。

しかし、Ｎｂを過剰に含有させると、溶接性が劣化するとともに、ＮｂＣ（炭化物）が過剰に析出して延性および母材靭性を劣化させる。よって、Ｎｂ量は０．１％以下とするのがよく、より好ましくは０．０６％以下、更に好ましくは０．０４％以下である。

ＴｉもＮｂと同様に、焼き入れ性の向上による強度上昇効果を有し、また、窒化物の形成によりフェライト結晶粒を微細化して、鋼板の強度を高めるのに有効な元素である。この様な効果を発揮させるには、０．００４％以上含有させるのがよく、より好ましくは０．０１％以上、更に好ましくは０．０２％以上である。

一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、ＴｉＣ（炭化物）が過剰に析出して延性および母材靭性が低下するので、０．１％以下に抑える。より好ましくは０．０６％以下、更に好ましくは０．０４％以下である。

Ｖも、上記ＮｂやＴｉと同様に、焼き入れ性の向上による強度上昇効果と、窒化物の形成を通じてフェライト粒を微細化し、強度を高めるのに有効な元素である。該効果を得るには、０．００２％以上含有させるのがよく、より好ましくは０．０１％以上、更に好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｖを過剰に含有させると溶接性が低下するため、０．０５％以下に抑えるのがよい。より好ましくは０．０４％以下、更に好ましくは０．０３％以下である。

Ｂは、少量を含有させることで焼き入れ性を高めて強度を上昇させるのに大変有効な元素である。この様な効果を得るには、０．０００２％以上含有させるのがよく、より好ましくは０．００１％以上、更に好ましくは０．００１５％以上である。しかし過剰に含まれると、母材の低温靭性が低下するため、０．００３％以下に抑える。より好ましくは０．００２５％以下、更に好ましくは０．００２％以下である。

Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｚｒ：０．０００２〜０．００５％またはＭｇ：０．０００５〜０．００５％
Ｃａは、鋼中の介在物を球状化して母材の靭性を改善する効果を有し、該効果を発揮させるには、０．０００５％以上含有させるのがよい。より好ましくは０．００１％以上、更に好ましくは０．００２％以上である。一方、Ｃａ含有量が過剰になると、母材の靭性が劣化するので、その上限を０．００５％とするのがよい。より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。

Ｚｒは、Ｃａと同様に、鋼中の介在物を球状化して母材の靭性を改善する効果を有する。この様な効果を発揮させるには、０．０００２％以上含有させるのがよく、より好ましくは０．００１％以上、更に好ましくは０．００２％以上である。しかしＺｒが過剰に含まれると、却って母材の靭性を劣化させるので０．００５％以下に抑える。より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。

Ｍｇは、鋼中の酸素と結合して酸化物を形成する。該酸化物は、高温状態でも非常に安定であり、溶接熱影響部における結晶粒の粗大化を抑制する。該効果を発揮させるには、Ｍｇを０．０００５％以上含有させればよい。より好ましくは０．００１％以上、更に好ましくは０．００２％以上である。しかしＭｇ含有量が過剰になると、上記酸化物が増加して母材靭性が劣化する。よって、０．００５％以下に抑えるのがよく、より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。

＜製造方法について＞
上記の様な作用効果を有効に発揮すべく、製造条件についても、本発明者らは鋭意研究を行った。

図５は、時効処理時間と引張強度との関係を巻き取り温度別に示したものであり、後述する実施例における鋼種Ａを用い、図５に併記する条件で鋼板を製造し、巻き取りをＣｕ析出温度域よりも高い６５１℃と、Ｃｕ析出温度域よりも低い４３２℃で行った結果である。

この図５から、比較的低温で巻き取ると高強度を達成できず、高強度とするにはその後に時効処理を施す必要があることがわかる。一方、高温で巻き取った場合には、その後に熱処理を施すと却って強度が低下することがわかる。そこで製造方法として、（ａ）巻き取りを圧延後の比較的高温域で行う場合と、（ｂ）巻き取りを圧延後の比較的低温域で行う場合とに分けて検討を行った。以下、上記（ａ）（ｂ）のそれぞれの方法について詳述する。

（ａ）巻き取りを高温域で行う場合
上記図５に示す通り、巻き取りを高温域で行う場合、その後に長時間の熱処理を施すと却って強度が低下する。これは、巻き取ることで鋼板の平均冷却速度が０．０５℃／ｓ以下となり、巻き取り後の自己熱でＣｕの析出がほぼ完了するが、その後更なる熱処理を施すと、既に析出している大きなＣｕ粒子を核として固溶状態のＣｕの析出を促進するとともに、小さなＣｕ粒子が凝集して粗大化しやすくなり、強度が低下するためと考えられる。そこで、比較的高温域で巻き取る場合には、その後に熱処理を行わないこととした。

比較的高温域で巻き取る場合の最適な巻き取り温度範囲について調べた。図６は、巻き取り温度と引張強度および強度バラツキとの関係を示したものであり、後述する実施例における鋼種Ａを用い、図６に併記する条件で製造したものである。この図６から、５７０ＭＰａ以上でかつ強度バラツキの小さい鋼板を得るには、７００〜５８０℃の温度域で巻き取るのが有効であることがわかる。より好ましくは６２０〜６６０℃の温度範囲内で巻き取ると、強度がより高くかつ強度バラツキの抑えられたものが得られるので好ましい。

（ｂ）巻き取りを低温域で行う場合
前記図５に示す通り、比較的低温域で巻き取る場合、そのままではＣｕの析出が起こらないため十分な強度が確保できず、別途Ｃｕを析出させて強度を確保する必要がある。

図７は、圧延後の７００〜５００℃の温度域の冷却速度とビッカース硬度の関係を、前記表１のＣｕ鋼とＣｕ−Ｓｉ鋼（ｂ）について示したものであり、使用したサンプルは、１１００℃で均質化処理を施した鋼片を、加熱温度：１０５０℃、圧延仕上温度：９５０℃に加熱圧延条件で板厚７ｍｍに圧延し、得られた鋼板を８５０℃にてＣｕの溶体化処理後、種々の冷却速度で冷却して製造した。

この図７から、圧延後の７００〜５００℃の温度域の冷却速度を遅くすると、Ｃｕが析出して硬度が上昇し、一方、冷却速度を速めるとＣｕが析出せず硬度が低く、この傾向はＣｕ−Ｓｉ鋼よりもＣｕ鋼の方が著しいことがわかる。

また、圧延後の７００〜５００℃の温度域の冷却速度を遅くすると、硬度は上昇するが、鋼板同一面内で強度にバラツキが生じることがわかった。これは、鋼板の一部でＣｕ析出が起こり、後工程の巻き取りにおいて、既に析出している一部のＣｕを核に析出し、Ｃｕが均一に析出されないためと考えられる。

そこで、比較的低温で巻き取る場合には、この様な強度のバラツキを抑制すべく、Ｓｉを共存させるとともに圧延後の７００〜５００℃の温度域を速く冷却してＣｕの析出を抑制し、その後に熱処理工程を設けてＣｕ析出を行うようにするのがよいことがわかった。図７より、圧延後の７００〜５００℃の温度域においてＣｕ析出を抑制するには、上記温度域を１℃／ｓ以上（好ましくは３℃／ｓ以上）の冷却速度で冷却するのがよいことがわかる。

上述の通り、圧延後の７００〜５００℃の温度域を所定の速度で冷却した後には、Ｃｕを均一に析出させるべく時効処理を行う必要がある。該時効処理について検討した結果を図８に示す。

図８は、後述する実施例に示す鋼種Ａを用い、図８に併記する条件で得られた鋼片を種々の熱処理温度で３時間時効処理したときの熱処理温度（時効処理温度）と引張強度および強度バラツキとの関係を求めたものである。前記図４からは、（[Si＋P]−[Mn]）／[Cu]の値を０．４以上とすれば、熱処理温度（時効処理温度）が４６０℃、５２０℃および５５０℃のいずれの場合にも、強度バラツキの少ないものが得られたが、５７０ＭＰａ以上の高強度でかつ強度バラツキの少ないものを得るには、図８から、時効処理温度を５００〜６００℃の範囲内とする必要があることがわかる。また、この時効処理では、ある程度の時間を保持しなければ、所定の強度が得られない。

前記図１（時効処理温度：５００℃）および図２（時効処理温度：６００℃）から、高強度の鋼板を確実に得るには、少なくとも１時間（３．６ｋｓ）は必要であることがわかる。好ましくは保持時間を１．５時間以上とする。一方、保持時間が長すぎると、析出Ｃｕ粒子が凝集・粗大化（Ｃｕ粒子のオストワルド成長）し、強度が低下するので、５００〜６００℃の温度域での保持時間は７時間以下とするのが好ましい。

この様に比較的低温域で巻き取る場合には、圧延後の少なくとも７００〜５００℃の温度域を上記冷却速度で冷却した後、５００〜６００℃の温度域まで昇温して時効処理を行えば、所定の強度が得られる。

また後述する通り、優れた低温靭性を確保すべくフェライト結晶粒の微細化を図るには、熱間圧延を次の様な方法で行うのがよい。

即ち、熱間圧延に際して、まず１０５０℃以上の温度まで加熱する。この様に高温域まで加熱することで９００℃以上の再結晶域圧延を十分に実施できるからである。好ましくは１０５０℃以上、１１５０℃以下の温度範囲で加熱する。

次に、９００℃以上のオーステナイト再結晶温度域で０．２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却しつつ、累積圧下率４０％以上の圧延を実施するのがよい。

本発明は、金属組織がフェライト単相または面積率で８５％以上のフェライトとパーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの１種以上との混合組織であることを前提としたものであり、具体的には、フェライトとパーライトの二相組織鋼板や、フェライトとベイナイトの二相組織鋼板等が挙げられる。

この様にフェライト主体とすることで優れた延性も確保できるのであり、更に、優れた低温靭性を具備する鋼板を得るには、該フェライトの結晶粒を微細化することが有効である。

図９は、フェライト粒径と低温靭性との関係を示したグラフであり、後述する実施例における鋼種Ａを用い、図９に併記する条件で製造したものであり、９００℃以上のオーステナイト再結晶温度域での圧延時の冷却速度と累積圧下率を変化させてフェライト粒径の異なる鋼を製造している。この図９から、ｖＴｒｓが−４５℃以下の低温靭性に優れた鋼板を得るには、フェライト粒径を７μｍ以下にするのが有効であることがわかる。

また図１０は、９００℃以上での累積圧下率とフェライト粒径の関係を９００℃以上のオーステナイト再結晶温度域で圧延時の冷却速度別に示したものであり、後述する実施例における鋼種Ａを用い、図１０に併記する条件で製造したものである。この図１０から、フェライト粒径が７μｍ以下のフェライト組織とするには、９００℃以上のオーステナイト再結晶温度域での圧延時の冷却速度を０．２℃／ｓ以上とし、かつ９００℃以上での累積圧下率を４０％以上とするのが有効であることがわかる。好ましくは、上記累積圧下率が５０％以上となるように圧延を行う。

ただし、上記冷却速度が速すぎると、オーステナイト再結晶域の滞留時間が短くなり、十分な再結晶域圧延が行えなくなるため、０．５℃／ｓ以下とするのが好ましい。また、累積圧下率は大きい方が組織が微細化するので望ましい。

本発明は製造工程におけるその他の製造条件まで限定するものでなく、鋼材の溶製や鋳造等については通常行われている条件を採用すればよい。

本発明の鋼板は、板厚によることなく上記作用効果を発揮するものであり、上述の通り、建設材料として使用される板厚が約４０〜８０ｍｍの厚鋼板や、自動車用として使用される板厚が約１０ｍｍ以下の薄鋼板のいずれにも適用できる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

表２に示す鋼材を溶製した後、表３または表４に示す条件（加熱条件、圧延条件および冷却条件）で熱間圧延を行い、表３または表４に示す板厚の鋼板を得た。

この様にして得られた鋼板の金属組織および機械的特性を調べた。金属組織は、３％ナイタール液にて腐食した後、画像解析装置を用いてフェライトの平均結晶粒径（円換算相当直径）を調べた。

機械的特性は、板厚の１／４部位から試験片を採取し、引張試験を実施して強度および破断伸びの値を調べた。また、鋼板の板面内の強度のバラツキとして、熱延コイルの場合（全長：約２００ｍ）は、コイル全長の先端（圧延開始部）から２ｍの部位、長さの中央部およびボトム（圧延終了部）から２ｍの部位の３箇所において、試験片を３枚採取して測定し、それぞれの平均値を求め、この３箇所の平均値の最大値と最小値の差を求めた。また厚板の場合（全長：約１２ｍ）、鋼板の先端部（圧延開始部）から５００ｍｍの部位、長さ中央部およびボトム（圧延終了部）から５００ｍｍの部位について同様に強度のバラツキを求めた。

尚、上記試験片として、板厚が２０ｍｍ未満の場合は板厚の１／４部位からＪＩＳ Ｚ ２２１０の５号試験片を採取し、板厚が２０ｍｍ以上の場合は、板厚の１／４部位からＪＩＳ Ｚ ２２１０の４号試験片を採取して調べた。

また低温靭性は、板厚１０ｍｍ以上の鋼板に対して板厚の１／４部位からＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号試験片を採取して調べた。これらの結果を表３または表４に併記する。

表２〜４から次の様に考察できる。表３に示すＮｏ．１〜１８は、本発明で規定する要件を満たしており、強度および伸びが高く、強度のバラツキの抑制されたものが得られていることがわかる。更に低温靭性にも優れているものも得られている。これに対し、表４に示すＮｏ．１９〜３５は、本発明で規定する成分組成が外れているか、規定の方法で製造しなかったため、機械的特性や低温靭性に劣るか、機械的特性（強度）のバラツキが著しくなる結果となった。

即ち、Ｎｏ．１９、２２は、より低温で巻き取りを行ったため強度のバラツキが生じた。Ｎｏ．２０、２３、３１では、熱処理が必要であるにもかかわらず行わなかったため、機械的特性（強度）のバラツキが著しくなった。

Ｎｏ．２１は、熱処理時間が短すぎるため、機械的特性（強度）のバラツキが著しくなった。また９００℃以上で圧延時の冷却速度が遅すぎるため、フェライト粒径が大きくなり、低温靭性にも劣るものとなった。

Ｎｏ．２４、２６、３０は熱処理温度が高すぎるため、またＮｏ．２５、２７は、熱処理温度が低すぎるため、いずれも機械的特性（強度）のバラツキが著しくなった。

優れた低温靭性を確保すべく、フェライト結晶粒のサイズを本発明で規定する範囲内とするには、Ｎｏ．２８、３１から、９００℃以上で圧延時の累積圧下率が規定範囲以上となるように圧延するのがよいことがわかる。またＮｏ．２９から、９００℃以上での圧延時の冷却を規定の冷却速度で行うのがよいことがわかる。

Ｎｏ．３２〜３６は、本発明で規定する成分組成を外れているものである。Ｎｏ．３２は、パラメータ値が小さすぎるため、機械的特性（強度）のバラツキが著しくなった。Ｎｏ．３３、３５は、Ｃｕ量が少なすぎるため、十分に析出硬化を図ることができず、強度が不足する結果となった。Ｎｏ．３４は、Ｓｉが少なすぎるため、十分な強度を確保できなかった。

時効時間（時効処理温度：５００℃）とビッカース硬度との関係を鋼種別に示したグラフである。 時効時間（時効処理温度：６００℃）とビッカース硬度との関係を鋼種別に示したグラフである。 図１または図２の実験で行った熱処理の履歴図である。 パラメータ値と強度バラツキとの関係を熱処理温度別に示したグラフである。 時効処理時間と引張強度との関係を巻き取り温度別に示したグラフである。 巻き取り温度と引張強度および強度バラツキとの関係を示したグラフである。 冷却速度とビッカース硬度の関係を示したグラフである。 熱処理温度（時効処理温度）と引張強度および強度バラツキとの関係を示したグラフである。 フェライト粒径と低温靭性との関係を示したグラフである。 ９００℃以上での累積圧下率とフェライト粒径の関係を９００℃以上のオーステナイト再結晶温度域で圧延時の冷却速度別に示したグラフである。

Claims (10)

1. 質量％で（以下同じ）、
   Ｃ ：０．１％以下（０％含まない）、
   Ｓｉ：０．４〜１．６％、
   Ｍｎ：２％以下（０％含まない）、
   Ｐ ：０．０４％以下（０％を含む）、
   Ｓ ：０．０１％以下（０％を含む）、
   Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）、
   Ｃｕ：０．７〜２％、
   Ｎ ：０．００８％以下（０％を含まない）
   を満たし、かつ
   0.4≦（[Si＋P]−[Mn])／[Cu] …（１）
   ｛式（１）中、
   [Mn]＝Mn含有量（質量％)／54.9
   [Si＋P]＝〔Si含有量(質量％)／28.0〕＋〔P含有量(質量％)／31.0〕
   [Cu]＝Cu含有量（質量％)／63.5
   を示す｝
   を満たし、残部鉄および不可避不純物であり、金属組織がフェライト単相または面積率で８５％以上のフェライトとパーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの１種以上との混合組織である鋼板であって、熱間圧延後、７００〜５８０℃の温度域で巻き取りし、その後熱処理を行わずに得られることを特徴とする引張強度が５７０ＭＰａ以上である強度バラツキの抑制されたＣｕ析出型高張力鋼板。
2. 質量％で（以下同じ）、
   Ｃ ：０．１％以下（０％含まない）、
   Ｓｉ：０．４〜１．６％、
   Ｍｎ：２％以下（０％含まない）、
   Ｐ ：０．０４％以下（０％を含む）、
   Ｓ ：０．０１％以下（０％を含む）、
   Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）、
   Ｃｕ：０．７〜２％、
   Ｎ ：０．００８％以下（０％を含まない）
   を満たし、かつ
   0.4≦（[Si＋P]−[Mn])／[Cu] …（１）
   ｛式（１）中、
   [Mn]＝Mn含有量（質量％)／54.9
   [Si＋P]＝〔Si含有量(質量％)／28.0〕＋〔P含有量(質量％)／31.0〕
   [Cu]＝Cu含有量（質量％)／63.5
   を示す｝
   を満たし、残部鉄および不可避不純物であり、金属組織が面積率で８５％以上のフェライトと、パーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの１種以上からなる鋼板であって、熱間圧延後、７００℃以上の温度域から１℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下まで冷却した後、５００〜６００℃まで昇温し、該温度域で１時間以上保持後に放冷して得られることを特徴とする引張強度が５７０ＭＰａ以上である強度バラツキの抑制されたＣｕ析出型高張力鋼板。
3. 前記フェライトの結晶粒が円相当平均粒径で７μｍ以下である請求項１または２に記載のＣｕ析出型高張力鋼板。
4. 更に他の元素として、Ｎｉ：０．３〜１．５％を含む請求項１〜３のいずれかに記載のＣｕ析出型高張力鋼板。
5. 更に他の元素として、
   Ｃｒ：０．５％以下（０％含まない）、および／または
   Ｍｏ：０．５％以下（０％含まない）
   を含む請求項１〜４のいずれかに記載のＣｕ析出型高張力鋼板。
6. 更に他の元素として、
   Ｎｂ：０．１％以下（０％含まない）、
   Ｔｉ：０．１％以下（０％含まない）、
   Ｖ ：０．０５％以下（０％含まない）または
   Ｂ ：０．００３％以下（０％含まない）
   を含む請求項１〜５のいずれかに記載のＣｕ析出型高張力鋼板。
7. 更に他の元素として、
   Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
   Ｚｒ：０．０００２〜０．００５％または
   Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％
   を含む請求項１〜６のいずれかに記載のＣｕ析出型高張力鋼板。
8. 請求項１，３〜５のいずれかに記載の鋼板を製造する方法であって、熱間圧延後、７００〜５８０℃の温度域で巻き取りし、その後熱処理を行わないことを特徴とする強度バラツキの抑制されたＣｕ析出型高張力鋼板の製造方法。
9. 請求項２〜５のいずれかに記載の鋼板を製造する方法であって、熱間圧延後、７００℃以上の温度域から１℃／ｓ以上の冷却速度で５００℃以下まで冷却した後、５００〜６００℃まで昇温し、該温度域で１時間以上保持した後放冷することを特徴とする強度バラツキの抑制されたＣｕ析出型高張力鋼板の製造方法。
10. 前記熱間圧延において、Ａｃ３点以上の温度に加熱した後、９００℃以上のオーステナイト再結晶温度域で０．２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却しつつ、累積圧下率４０％以上の圧延を実施する請求項８または９に記載のＣｕ析出型高張力鋼板の製造方法。

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