JP5505572B2 - 高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車の足回り部品やフレームなどの構造部品に好適な高強度熱延鋼板、特に、780MPa以上の引張強度TSを有する溶接継手特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。
近年、地球環境保全の立場から、自動車の軽量化による燃費向上がグローバルな課題となっている。自動車の軽量化を実現するには、足回り部品やフレームなど構造部品の形状変更に加えて、それに使用する鋼板の高強度化が必要である。特に780MPa以上のTSを有する高強度熱延鋼板の適用が期待されているが、一般に、鋼板を高強度化していくと、加工性などの特性が低下する。そのため、780MPa以上のTSを有する高強度熱延鋼板において、加工性、特に伸びフランジ性や、溶接性などの向上を図った技術が提案されている。
例えば、特許文献1には、質量%にて、C:0.05〜0.3%、Si:0.01〜3.0%、Mn:0.01〜4.0%、P:0.0001〜0.020%、S:0.0001〜0.020%、Al:0.01〜0.23%、N:0.0001〜0.01%を含有し、Ni:0.001〜5.5%、Cu:0.001〜3.0%、Cr:0.001〜5.0%、Mo:0.005〜5%のうち1種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、主相としてベイナイト、ベイニティックフェライトの一方または双方を面積率で合計34〜97%含有し、第2相としてオーステナイトの面積率(Vγ)が3〜30%であり、残部がフェライトおよび／またはマルテンサイトからなり、TSが800MPa以上であり、更に下記(1-1)式および(1-2)式を満たす耐水素脆化、溶接性、加工性(穴拡げ性)に優れた高強度薄鋼板が開示されている。
0≦0.8×{2Cu+20Mo+3Ni+Cr}-{0.1-3.5×107×(TS)-3.1}-0.3Vγ ・・・(1-1)
0≦Si+Al+7.67C-1.78 ・・・(1-2)
ここで、TS:引張強度(MPa)、
元素記号は鋼中に含まれる各元素の質量%を示す。
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0≦Si+Al+7.67C-1.78 ・・・(1-2)
ここで、TS:引張強度(MPa)、
元素記号は鋼中に含まれる各元素の質量%を示す。
また、特許文献2には、質量%で、C:0.18%以下、Si:0.5〜2.5%、Mn:0.5〜2.5%、P:0.05%以下、S:0.02%以下およびAl:0.01〜0.1%を含有し、そして、Ti:0.02〜0.5%およびNb:0.02〜1.0%のいずれか1種または2種を含有すると共に、これらTiならびにNbはCとの関係においてC≧0.05+Ti/4+Nb/8を満足するように含み、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる組成を有し、かつその組織が、Tiおよび／またはNbの炭化物が析出したフェライトとマルテンサイト、もしくは前記炭化物が析出したフェライトとマルテンサイトおよび残留オーステナイトからなる加工性(伸びフランジ性)、疲労特性、スポット溶接性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板が開示されている。
しかしながら、特許文献1、2に記載の高強度薄(熱延)鋼板では、いずれも溶接継手部の強度が母材の強度に比べて大きく低下し、溶接継手部における破断が起きやすくなり、優れた溶接継手特性が得られないという問題がある。
本発明は、780MPa以上のTSを有し、加工性に加え、溶接継手特性にも優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記目的を達成すべく鋭意検討した結果、溶接継手部の強度を母材の強度に近づけるには、成分組成（chemical composition）を制御して、板厚1/8から3/8位置において、母材である鋼板の組織をベイナイト相主体の組織とするとともに、一定量のTiの析出物を確保して、溶接継手部の組織や硬度の均一化を図ることが効果的であることを見出した。
本発明は、このような知見に基づいてなされたもので、質量%で、C:0.05〜0.12%、Si:0.05〜1.0%、Mn:0.5〜1.8%、P:0.04%以下、S:0.0030%以下、Al:0.005〜0.07%、N:0.006%以下、Ti:0.05〜0.15%を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板厚1/8から3/8位置において、Tiの含有量[Ti]のうち析出物として存在するTi*量が0.3×[Ti]〜0.6×[Ti]であり、かつベイナイト相の組織全体に占める面積率が95%超えであるミクロ組織を有する高強度熱延鋼板を提供する。
本発明の高強度熱延鋼板では、さらに、質量%で、Nb:0.005〜0.1%、V:0.005〜0.1%のうちから選ばれた少なくとも一種の元素や、Cr:0.005〜0.3%、Mo:0.005〜0.3%、Cu:0.005〜0.5%、Ni:0.005〜0.5%のうちから選ばれた少なくとも一種の元素や、B:0.0002〜0.005%や、Ca:0.0005〜0.02%、REM:0.0005〜0.02%のうちから選ばれた少なくとも一種の元素を、個別にあるいは同時に含有する成分組成とすることが好ましい。
本発明の高強度熱延鋼板は、上記の成分組成を有する鋼スラブを、1150〜1300℃の加熱温度で加熱し、Ar3変態点〜Ar3変態点+100℃の仕上温度(hot rolling finishing temperature）で熱間圧延後、2.0s以内に冷却を開始し、20s以内に350〜550℃の巻取温度（coiling temperature）で巻取るに際し、650〜550℃の温度域を2〜5sで冷却することによって製造できる。
本発明により、780MPa以上のTSを有し、加工性に加え、溶接継手特性にも優れた高強度熱延鋼板が製造可能になった。本発明の高強度熱延鋼板は、自動車の足回り部品やフレームなど構造部品のみならず、その他の機械構造部品の軽量化にも好適である。
以下に、本発明の詳細について説明する。なお、各成分元素の含有量を表す「%」は、特に断らない限り「質量%」を意味する。
1) 成分組成
C:0.05〜0.12%
Cは、主に変態強化を介して強度を増加させるとともに、ベイナイト相の微細化を介して打抜き加工性向上にも寄与する元素である。このような効果を発現させるためには、C量を0.05%以上とする必要がある。一方、C量が0.12%を超えると、溶接継手特性を大きく低下させる。そのため、C量は0.05〜0.12%、好ましくは0.07〜0.11%とする。
C:0.05〜0.12%
Cは、主に変態強化を介して強度を増加させるとともに、ベイナイト相の微細化を介して打抜き加工性向上にも寄与する元素である。このような効果を発現させるためには、C量を0.05%以上とする必要がある。一方、C量が0.12%を超えると、溶接継手特性を大きく低下させる。そのため、C量は0.05〜0.12%、好ましくは0.07〜0.11%とする。
Si:0.05〜1.0%
Siは、固溶強化により強度を安定させるとともに、延性向上にも寄与する元素である。このような効果を発現させるためには、Si量を0.05%以上とする必要がある。一方、Si量が1.0%を超えると、表面性状を低下させるだけでなく、溶接HAZ部（heat-affected zone）の軟化を促進させて溶接継手部の強度を大きく低下させる。そのため、Si量は0.05〜1.0%、好ましくは0.05〜0.8%とする。
Siは、固溶強化により強度を安定させるとともに、延性向上にも寄与する元素である。このような効果を発現させるためには、Si量を0.05%以上とする必要がある。一方、Si量が1.0%を超えると、表面性状を低下させるだけでなく、溶接HAZ部（heat-affected zone）の軟化を促進させて溶接継手部の強度を大きく低下させる。そのため、Si量は0.05〜1.0%、好ましくは0.05〜0.8%とする。
Mn:0.5〜1.8%
Mnは、主に変態強化を介して強度を増加させる元素である。このような効果を発現させるためには、Mn量を0.5%以上とする必要がある。一方、Mn量が1.8%を超えると、中心偏析が著しくなり、種々の特性を低下させるとともに、溶接HAZ部に著しく硬化した部分を形成して溶接継手部の強度を大きく低下させる。そのため、Mn量は0.5〜1.8%、好ましくは1.0〜1.6%とする。
Mnは、主に変態強化を介して強度を増加させる元素である。このような効果を発現させるためには、Mn量を0.5%以上とする必要がある。一方、Mn量が1.8%を超えると、中心偏析が著しくなり、種々の特性を低下させるとともに、溶接HAZ部に著しく硬化した部分を形成して溶接継手部の強度を大きく低下させる。そのため、Mn量は0.5〜1.8%、好ましくは1.0〜1.6%とする。
P:0.04%以下
Pは、粒界に偏析して溶接継手部の靭性などに悪影響を及ぼす元素である。そのため、P量は0.04%以下とするが、できる限り低減することが好ましい。Pの含有量は0（ゼロ）であっても問題ない。
Pは、粒界に偏析して溶接継手部の靭性などに悪影響を及ぼす元素である。そのため、P量は0.04%以下とするが、できる限り低減することが好ましい。Pの含有量は0（ゼロ）であっても問題ない。
S:0.0030%以下
Sは、硫化物を形成して加工性を低下させる。そのため、S量は0.0030%以下とするが、極力低減することが好ましい。Sの含有量は0（ゼロ）であっても問題ない。
Sは、硫化物を形成して加工性を低下させる。そのため、S量は0.0030%以下とするが、極力低減することが好ましい。Sの含有量は0（ゼロ）であっても問題ない。
Al:0.005〜0.07%
Alは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を発現させるためには、Al量を0.005%以上とする必要がある。一方、Al量が0.07%を超えると、溶接継手部の靭性に悪影響を及ぼす。そのため、Al量は0.005〜0.07%、好ましくは0.015〜0.05%とする。
Alは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を発現させるためには、Al量を0.005%以上とする必要がある。一方、Al量が0.07%を超えると、溶接継手部の靭性に悪影響を及ぼす。そのため、Al量は0.005〜0.07%、好ましくは0.015〜0.05%とする。
N:0.006%以下
Nは、粗大な窒化物を形成して加工性を低下させる。そのため、N量は0.006%以下とするが、できる限り低減することが好ましい。Nの含有量は0（ゼロ）であっても問題ない。
Nは、粗大な窒化物を形成して加工性を低下させる。そのため、N量は0.006%以下とするが、できる限り低減することが好ましい。Nの含有量は0（ゼロ）であっても問題ない。
Ti:0.05〜0.15%
Tiは、本発明において最も重要な元素であり、ベイナイト相形成や溶接HAZ部の硬度均一化に顕著な影響を及ぼす。このような効果を発現させるためには、Ti量を0.05%以上とする必要がある。一方、Ti量が0.15%を超えると、溶接継手部の靭性に悪影響を及ぼす。そのため、Ti量は0.05〜0.15%とする。
Tiは、本発明において最も重要な元素であり、ベイナイト相形成や溶接HAZ部の硬度均一化に顕著な影響を及ぼす。このような効果を発現させるためには、Ti量を0.05%以上とする必要がある。一方、Ti量が0.15%を超えると、溶接継手部の靭性に悪影響を及ぼす。そのため、Ti量は0.05〜0.15%とする。
板厚1/8から3/8位置におけるTiの含有量[Ti]のうち析出物として存在するTi*:0.3×[Ti]〜0.6×[Ti]
Ti*量がこの範囲を外れると、溶接HAZ部の硬度のバラツキが大となり、溶接継手部の強度が母材の強度に比べ大きく低下する。そのため、Ti*量は0.3×[Ti]〜0.6×[Ti]とする。
Ti*量がこの範囲を外れると、溶接HAZ部の硬度のバラツキが大となり、溶接継手部の強度が母材の強度に比べ大きく低下する。そのため、Ti*量は0.3×[Ti]〜0.6×[Ti]とする。
なお、板厚1/8から3/8位置におけるTi*量の測定方法は以下のとおりである。まず、鋼板を研削加工により、表面から板厚1/8まで、および、裏面から板厚3/8、の部分を除去し、板厚1/8から3/8の部分のみのサンプルを作製する。このサンプルを10%AA（アセチルアセトン）電解抽出し、残渣をアルカリ融解してICP測定することにより板厚1/8から3/8位置におけるTi*量を求める。板厚1/8から3/8位置におけるTiの含有量[Ti]は上記のように作製した板厚1/8から3/8の部分のみのサンプルを通常の化学分析によりTiを定量すればよいが、この値は鋼板の板厚全部のサンプルのTi量と測定誤差の範囲以内の差しかないため、鋼板板厚全体のTi量を板厚1/8から3/8位置におけるTiの含有量[Ti]としてもよい。なお、上記において、Ti析出物は、主としてTi炭化物、Ti窒化物、Ti硫化物およびこれらを含有する複合析出物である。
残部はFeおよび不可避的不純物であるが、下記の理由により、さらに、Nb:0.005〜0.1%、V:0.005〜0.1%のうちから選ばれた少なくとも一種の元素や、Cr:0.005〜0.3%、Mo:0.005〜0.3%、Cu:0.005〜0.5%、Ni:0.005〜0.5%のうちから選ばれた少なくとも一種の元素や、B:0.0002〜0.005%や、Ca:0.0005〜0.02%、REM:0.0005〜0.02%のうちから選ばれた少なくとも一種の元素を、個別にあるいは同時に含有させることが好ましい。
Nb:0.005〜0.1%、V:0.005〜0.1%のうちから選ばれた少なくとも一種
これらの元素は、いずれも炭窒化物形成元素であり、Tiと同様、ベイナイト相形成や溶接HAZ部の硬度均一化に影響を及ぼす。このような効果を発現させるためには、それぞれの量を0.005%以上とすることが好ましい。一方、それぞれの量が0.1%を超えると、こうした効果は飽和してコストアップを招く。そのため、Nb量は0.005〜0.1%、V量は0.005〜0.1%とすることが好ましい。
これらの元素は、いずれも炭窒化物形成元素であり、Tiと同様、ベイナイト相形成や溶接HAZ部の硬度均一化に影響を及ぼす。このような効果を発現させるためには、それぞれの量を0.005%以上とすることが好ましい。一方、それぞれの量が0.1%を超えると、こうした効果は飽和してコストアップを招く。そのため、Nb量は0.005〜0.1%、V量は0.005〜0.1%とすることが好ましい。
Cr:0.005〜0.3%、Mo:0.005〜0.3%、Cu:0.005〜0.5%、Ni:0.005〜0.5%のうちから選ばれた少なくとも一種
これらの元素は、焼入れ性を向上させる作用を有し、特にベイナイト変態温度を低下させ、ベイナイト相を微細化して打抜き加工性向上にも寄与する元素である。このような効果を発現させるためには、それぞれの量を0.005%以上とすることが好ましい。一方、Cr量が0.3%を超えると、耐食性が低下し、Mo量が0.3%を超えると、こうした効果は飽和してコストアップを招く。また、Cu量やNi量が0.5%を超えると、熱間圧延中に表面疵が発生しやすくなる。そのため、Cr量は0.005〜0.3%、Mo量は0.005〜0.3%、Cu量は0.005〜0.5%、Ni量は0.005〜0.5%とすることが好ましい。より好ましくは、それぞれ0.005〜0.1%、0.005〜0.1%、0.005〜0.2%、0.005〜0.2%である。
これらの元素は、焼入れ性を向上させる作用を有し、特にベイナイト変態温度を低下させ、ベイナイト相を微細化して打抜き加工性向上にも寄与する元素である。このような効果を発現させるためには、それぞれの量を0.005%以上とすることが好ましい。一方、Cr量が0.3%を超えると、耐食性が低下し、Mo量が0.3%を超えると、こうした効果は飽和してコストアップを招く。また、Cu量やNi量が0.5%を超えると、熱間圧延中に表面疵が発生しやすくなる。そのため、Cr量は0.005〜0.3%、Mo量は0.005〜0.3%、Cu量は0.005〜0.5%、Ni量は0.005〜0.5%とすることが好ましい。より好ましくは、それぞれ0.005〜0.1%、0.005〜0.1%、0.005〜0.2%、0.005〜0.2%である。
B:0.0002〜0.005%
Bは、粒界に偏析してベイナイト組織形成に有用な元素である。このような効果を発現させるためには、B量を0.0002%以上とすることが好ましい。一方、B量が0.005%を超えると、溶接割れが発生しやすくなる。そのため、B量は0.0002〜0.005%とすることが好ましい。より好ましくは0.0002〜0.0025%である。
Bは、粒界に偏析してベイナイト組織形成に有用な元素である。このような効果を発現させるためには、B量を0.0002%以上とすることが好ましい。一方、B量が0.005%を超えると、溶接割れが発生しやすくなる。そのため、B量は0.0002〜0.005%とすることが好ましい。より好ましくは0.0002〜0.0025%である。
Ca:0.0005〜0.02%、REM:0.0005〜0.02%のうちから選ばれた少なくとも一種
Ca、REMは、硫化物の形態制御に有効な元素である。このような効果を発現させるためには、それぞれの量を0.0005%以上とすることが好ましい。一方、それぞれの量が0.02%を超えると、こうした効果は飽和してコストアップを招く。そのため、Ca量は0.0005〜0.02%、REM量は0.0005〜0.02%とすることが好ましい。より好ましくは、それぞれ0.0005〜0.005%である。
Ca、REMは、硫化物の形態制御に有効な元素である。このような効果を発現させるためには、それぞれの量を0.0005%以上とすることが好ましい。一方、それぞれの量が0.02%を超えると、こうした効果は飽和してコストアップを招く。そのため、Ca量は0.0005〜0.02%、REM量は0.0005〜0.02%とすることが好ましい。より好ましくは、それぞれ0.0005〜0.005%である。
2) ミクロ組織
780MPa以上のTSと優れた加工性に加え、溶接HAZ部の硬度均一化を図り優れた溶接継手特性を得るには、上記Ti*量の制御に加え、板厚1/8から3/8位置におけるベイナイト相の組織全体に占める面積率を95%超えとする必要がある。ここで、ベイナイト相とは、ベイナイト相とベイニティックフェライト相のことをいう。また、こうしたベイナイト相以外の相として、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、マルテンサイト相、残留オーステナイト相、炭化物が合計で5%未満であれば、含有されても本発明の効果を損なうことはない。
780MPa以上のTSと優れた加工性に加え、溶接HAZ部の硬度均一化を図り優れた溶接継手特性を得るには、上記Ti*量の制御に加え、板厚1/8から3/8位置におけるベイナイト相の組織全体に占める面積率を95%超えとする必要がある。ここで、ベイナイト相とは、ベイナイト相とベイニティックフェライト相のことをいう。また、こうしたベイナイト相以外の相として、ポリゴナルフェライト相、パーライト相、マルテンサイト相、残留オーステナイト相、炭化物が合計で5%未満であれば、含有されても本発明の効果を損なうことはない。
なお、板厚1/8から3/8位置における組織全体に占めるベイナイト相の面積率は、走査型電子顕微鏡(SEM)用試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、3%ナイタール（nital）液で腐食し、板厚1/8から3/8位置まで、板厚方向に等間隔で5点以上の位置において、倍率3000倍でSEM写真を撮影し、画像解析処理によりベイナイト相の面積を測定し、観察視野の面積に占める割合(百分率)として求めた。
3) 製造条件
鋼スラブの加熱温度:1150〜1300℃
熱間圧延前の鋼スラブの加熱温度は、ミクロ組織や析出物の制御に非常に重要である。加熱温度が1150℃未満では、鋼スラブ中に析出している炭窒化物の溶解が不十分となり、所望の合金元素の効果が発現できなくなる。一方、加熱温度が1300℃を超えると、加熱時にオーステナイト粒が粗大化し、熱間圧延後のミクロ組織が不均一になるとともに、スケール性欠陥が発生しやすくなる。そのため、スラブの加熱温度は1150〜1300℃とする。
鋼スラブの加熱温度:1150〜1300℃
熱間圧延前の鋼スラブの加熱温度は、ミクロ組織や析出物の制御に非常に重要である。加熱温度が1150℃未満では、鋼スラブ中に析出している炭窒化物の溶解が不十分となり、所望の合金元素の効果が発現できなくなる。一方、加熱温度が1300℃を超えると、加熱時にオーステナイト粒が粗大化し、熱間圧延後のミクロ組織が不均一になるとともに、スケール性欠陥が発生しやすくなる。そのため、スラブの加熱温度は1150〜1300℃とする。
熱間圧延の仕上温度:Ar3変態点〜Ar3変態点+100℃
加熱後の鋼スラブは、粗圧延と仕上圧延により熱間圧延される。このとき、熱間圧延の仕上温度がAr3変態点未満では、圧延が二相域温度で行われるため、熱間圧延後表層に粗大な加工組織が残存し、加工性が著しく低下するとともに、所望のTi析出物が得られない。一方、仕上温度がAr3変態点+100℃を超えると、熱間圧延時のオーステナイト粒が粗大化し、最終的に表層に粗大なベイナイト相が生じ、加工性が低下するとともに、その後の冷却過程で所望のTi析出物が得られない。そのため、熱間圧延の仕上温度はAr3変態点〜Ar3変態点+100℃、好ましくはAr3変態点〜Ar3変態点+75℃とする。
加熱後の鋼スラブは、粗圧延と仕上圧延により熱間圧延される。このとき、熱間圧延の仕上温度がAr3変態点未満では、圧延が二相域温度で行われるため、熱間圧延後表層に粗大な加工組織が残存し、加工性が著しく低下するとともに、所望のTi析出物が得られない。一方、仕上温度がAr3変態点+100℃を超えると、熱間圧延時のオーステナイト粒が粗大化し、最終的に表層に粗大なベイナイト相が生じ、加工性が低下するとともに、その後の冷却過程で所望のTi析出物が得られない。そのため、熱間圧延の仕上温度はAr3変態点〜Ar3変態点+100℃、好ましくはAr3変態点〜Ar3変態点+75℃とする。
熱間圧延後の冷却条件:熱間圧延後2.0s以内に冷却を開始し、20s以内に巻取温度で巻取るに際し、650〜550℃の温度域を2〜5sで冷却
熱間圧延後の冷却は、2.0sを超えた後開始すると所望のTi析出物が得られないため、2.0s以内に開始する必要がある。
熱間圧延後の冷却は、2.0sを超えた後開始すると所望のTi析出物が得られないため、2.0s以内に開始する必要がある。
また、熱間圧延後20sを超えて下記の巻取温度で巻取ると、板厚1/8から3/8位置におけるベイナイト相の面積率が95%以下となるために、熱間圧延後は20s以内に巻取温度で巻取る必要がある。
さらに、650〜550℃の温度域を2s未満で冷却すると、Ti*量が0.3×[Ti]〜0.6×[Ti]の範囲外となり、5s超えで冷却すると、パーライト相が形成されやすくなり、加工性の低下を招く。そのため、650〜550℃の温度域を2〜5sで冷却する必要がある。
巻取温度:350〜550℃
巻取温度が350℃未満では、硬質なマルテンサイト相が形成され、加工性が著しく低下する。一方、550℃を超えると、パーライト相が形成されやすくなり、加工性の低下を招く。そのため、巻取温度は350〜550℃、好ましくは375〜525℃とする。
巻取温度が350℃未満では、硬質なマルテンサイト相が形成され、加工性が著しく低下する。一方、550℃を超えると、パーライト相が形成されやすくなり、加工性の低下を招く。そのため、巻取温度は350〜550℃、好ましくは375〜525℃とする。
その他の製造条件には通常の条件を適用できる。例えば、所望の成分組成を有する鋼は転炉などで溶製後、連続鋳造法などで鋼スラブとされる。また、熱間圧延後は、表面にスケールが付着した状態であっても、酸洗を行いスケールを除去した状態であっても、鋼板の特性が変わることはない。さらに、熱間圧延後、調質圧延や、溶融亜鉛めっき、電気めっき、化成処理などを施すことも可能である。
本発明は、板厚4mm超えの熱延鋼板において、特に効果的である。一方、部品軽量化の観点から、あるいはさらに溶接部の品質の観点から、板厚は、１０mm以下が好ましい。より好ましくは８mm以下であり、さらに好ましくは7.0mm以下である。
以上により、780MPa以上のTSを有し、加工性に加え、溶接継手特性にも優れた高強度熱延鋼板が得られる。なお、溶接継手特性に優れるとは、例えば、通常のアーク溶接において得られる溶接部の強度TSが780MPa以上であることが目安となる。溶接部の強度は実施例に記載の方法により測定することができる。
溶接の方法は特に限定しない。本発明分野における代表的な溶接方法は、アーク溶接による突合せ溶接あるいは重ね隅肉溶接であり、溶接時の雰囲気ガスはCO２ガス、あるいはCO２ガスにArガス等の不活性ガスを混合したもの（CO２ガス10％以上）が好ましい。溶接時の電流や電圧等の条件は、目的に応じた所望の寸法の溶接部（溶接金属部）が得られるよう、適宜調整すればよいが、例えばJIS Z 3605等を参考とすることが出来る。溶接速度も適宜定めればよいが、生産性の観点から10cm/分程度以上が好ましい。溶接ワイヤー（とくにワイヤーの組成）は、鋼板強度に応じて公知のものから選択すればよい。なお、アーク溶接に他の溶接手段を併用してもよい。
表1に示す成分組成を有する鋼No.A〜Jを転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼スラブを作製した。これらの鋼スラブに、表2に示す熱延条件で熱延鋼板No.1〜16を作製した。なお、熱間圧延後は、いずれの場合も2.0s以内に冷却を開始した。
そして、得られた鋼板から組織観察用試験片を採取し、上記の方法により、板厚1/8から3/8位置におけるTi*量およびベイナイト相の面積率を求めた。
また、JIS 5号引張試験片(圧延方向に直角方向)を採取し、JIS Z2241に準拠して引張試験を行い、降伏強度YS、TS、全伸びElを測定した。
さらに、溶接ワイヤーMG50を用い、100%CO2ガス中で溶接速度60cm/minでアーク溶接を実施し、溶接継手部の破断強度、および一部の鋼板において母材の板厚1/4位置に相当する溶接継手部の断面硬度プロファイルを測定した。このとき、溶接継手部の破断強度は、溶接継手部が試験片の平行部の真ん中にくるようにし、引張方向が圧延方向と直角になるような試験片をそれぞれ2本作製し、平均の破断強度を求めた。また、硬度プロファイルは、Hv500gにて溶接金属部-HAZ部-母材にわたり400μmピッチで測定した。
結果を表3に示す。本発明例は、TSが780MPa以上、Elが板厚7mmで18.0%以上で、溶接継手部の破断強度も780MPa以上であり、加工性および溶接継手特性に優れた高強度熱延鋼板であることがわかる。また、図1に本発明例の鋼板(表2の鋼板No.5)と比較例の鋼板(表2の鋼板No.８)をそれぞれ用いて作成した溶接継手部の断面硬度プロファイルを示したが、本発明例では、HAZ部と母材との硬度差が45Hv以下と小さくなっており、溶接継手部の硬度の均一化が図られていることがわかる。
Claims (2)
- 質量%で、C:0.05〜0.12%、Si:0.05〜1.0%、Mn:0.5〜1.8%、P:0.04%以下、S:0.0030%以
下、Al:0.005〜0.07%、N:0.006%以下、Ti:0.05〜0.15%を含有し、さらに、質量%で、Nb:0.005〜0.1%、V:0.005〜0.1%、Cr:0.005〜0.3%、Mo:0.005〜0.3%、Cu:0.005〜0.5%、Ni:0.005〜0.5%、B:0.0002〜0.005%、Ca:0.0005〜0.02%、REM:0.0005〜0.02%のうちから選ばれた少なくとも一種の元素を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、板厚1/8から3/8位置において、Tiの含有量[Ti]のうち析出物として存在するTi*量が0.3×[Ti]〜0.6×[Ti]であり、かつベイナイト相の組織全体に占める面積率が95%超えであるミクロ組織を有する高強度熱延鋼板。 - 請求項1に記載の成分組成を有する鋼スラブを、1150〜1300℃の加熱温度で加熱し、Ar3変態点〜Ar3変態点+100℃の仕上温度で熱間圧延後、2.0s以内に冷却を開始し、20s以内に350〜550℃の巻取温度で巻取るに際し、650〜550℃の温度域を2〜5sで冷却する高強度熱延鋼板の製造方法。
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