JP5821861B2 - 外観に優れ、伸びと穴拡げ性のバランスに優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、外観に優れ、伸びと穴拡げ性のバランスに優れた引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法に関するものである。

近年、自動車の燃費および衝突安全性の向上を目的に、高強度鋼板適用による車体軽量化が盛んに取り組まれている。高強度鋼板の適用に際してはプレス成型性を確保することが重要となる。例えば自動車用ホイールディスクでは表面意匠性向上のため、Ｓｉスケール模様を極力なくすことや、伸び加工、バーリング加工が施されるため、素材となる鋼板は外観が優れ、高い伸びと穴拡げ性が必要となる。

特許文献１ではマルテンサイトの組織分率を３％以上、１０％未満にし、その強度代替としてフェライトをＴｉとＮｂで析出強化させることで伸びと穴拡げ性のバランスに優れた熱延鋼板が提案されている。

特許文献２では化成処理性の劣化原因となるＳｉスケールの発生を防ぐためにＡｌを添加し、フェライトの割合が４０％以上となるフェライトとマルテンサイトの複合組織鋼が提案されている。

特開２０１１−１８４７８８号公報 特開２００５−１２０４３８号公報

特許文献１に記載の発明は、フェライトの析出強化のためにＴｉやＮｂを添加しているため熱間圧延時に集合組織が発達し、フェライトの塑性異方性が強いため穴拡げ性が十分でなかった。また、Ｓｉが０．５％以上添加されているため、熱間圧延時に生成したスケールによって鋼板に筋模様（以下、スケール模様という）が生成し、外観を劣化させていた。

特許文献２に記載の発明は、Ｓｉの代替としてＡｌを添加することで、外観や化成処理性を向上させている。しかしながら、Ａｌを添加することでフェライト変態開始温度が高温化され、粗大なフェライトとマルテンサイトが形成され、フェライトとマルテンサイトの界面で割れが起きやすく、伸びと穴拡げ性が十分ではなかった。

本発明は、外観に優れるとともに、伸びと穴拡げ性のバランスに優れた引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及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、上記課題を解決するための手段について種々検討した結果、マルテンサイトの強度代替として添加したＴｉやＮｂによって熱間圧延中に形成される集合組織の改善とＡｌ添加によって形成される粗大なマルテンサイトによる穴拡げ性劣化の２つの課題を解決させるためには変態直前のオーステナイト組織を制御することが重要であることを見出した。具体的には、最終段の仕上圧下率を２０％以上とし、仕上圧延温度を８８０℃以上、１０００℃以下とすることでオーステナイトの再結晶を促進させ、集合組織の改善を図る。さらに、圧延終了後は０．０１秒以上、１．０秒以内に冷却を開始することで、短時間での再結晶が可能となり微細な再結晶オーステナイトを作りこむ。微細な再結晶オーステナイトからの変態は、フェライトの核生成サイトが多く、かつ素早く変態が進むため、細かいフェライトが空冷中に形成される。その結果、空冷中に残留するオーステナイトも微細に残存するため、変態後のマルテンサイトを微細化することが可能となることを見出した。

即ち、本発明の要旨するところは以下の通りである。
（１）質量％で
Ｃ ：０．０２％以上、０．１０％以下，
Ｓｉ：０．１％以下，
Ｍｎ：０．５％以上、２．０％以下，
Ｐ ：０．１％以下，
Ｓ ：０．０１％以下，
Ａｌ：０．２％以上、１．０％以下，
Ｎ ：０．０１％以下，
Ｔｉ：０．０１％以上、０．１１％以下
を含有し，残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学成分組成を有し、組織の割合が、フェライトの組織分率９０％以上、かつマルテンサイトの粒径が２μｍ以上１０μｍ以下で、その組織分率が１％以上１０％以下であり、圧延面に平行で、圧延方向に平行な｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム比が３．０以下であることを特徴とする外観に優れ、伸びと穴拡げ性のバランスに優れた高強度熱延鋼板。
（２）さらに、質量％で
Ｎｂ：０．０１％以上，０．１０％以下，
Ｃａ：０．０００５％以上、０．００３０％以下
Ｍｏ：０．０２％以上，０．５％以下，
Ｃｒ：０．０２％以上，１．０％以下，
の１種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の外観に優れ、伸びと穴拡げ性のバランスに優れた高強度熱延鋼板。
（３）圧延面に平行で、圧延方向に平行な｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム比が２．０以上３．０以下であることを特徴とする（１）又は（２）に記載の外観に優れ、伸びと穴拡げ性のバランスに優れた高強度熱延鋼板。
（４）上記（１）又は（２）に記載の化学成分組成の鋼を連続鋳造にてスラブとし、１２００℃以上の温度域まで再加熱を行い、粗圧延後、圧延機を直列に複数配置してなる仕上圧延機列で連続仕上圧延するに際し、最終の仕上圧延の圧下率を２０％以上とし、最終の仕上圧延の仕上温度を８８０〜１０００℃として仕上圧延を行い、仕上圧延終了後０．０１秒以上、１．０秒以内に冷却を開始し、３０℃／秒以上の冷却速度で６００〜７５０℃まで冷却し、３〜１０秒空冷したのち、３０℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却し、巻き取ることを特徴とする（１）から（３）までのいずれかに記載の外観に優れ、伸びと穴拡げ性のバランスに優れた高強度熱延鋼板の製造方法。

本発明は、所定の化学成分組成を有し、組織の割合が、フェライトの組織分率９０％以上、かつマルテンサイトの粒径が１０μｍ以下で、その組織分率が１％以上１０％以下であり、圧延面に平行で、圧延方向に平行な｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム比が３．０以下であることにより、引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板において、外観に優れ、優れた伸びと穴拡げ性のバランスを実現することが可能となる。

上記所定の化学成分組成を有するスラブを熱間圧延するに際し、仕上圧延温度を８８０℃以上、１０００℃以下とすることでオーステナイトの再結晶を促進させ、集合組織の改善を図る。さらに、仕上圧下率を２０％以上とし、圧延終了後は０．０１秒以上、１．０秒以内に冷却を開始することで、短時間での再結晶が可能となり微細な再結晶オーステナイトを作りこむ。微細な再結晶オーステナイトからの変態は、フェライトの核生成サイトが多く、かつ素早く変態が進むため、細かいフェライトが空冷中に形成される。その結果、空冷中に残留するオーステナイトも微細に残存するため、変態後のマルテンサイトを微細化することが可能となり、上記本発明の結晶組織とＸ線ランダム比を有する鋼板を製造することができる。

本発明は、引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板を対象とする。このような高強度鋼板において穴拡げ性の向上を実現するためには、フェライトの組織分率を９０％以上、マルテンサイトの組織分率を１０％以下にすることが効果的である。これらを得る手段として、特許文献１に示すように、Ｓｉを添加した鋼板で、熱間圧延工程のランアウトテーブル（以下、ＲＯＴという）中で中間空冷を施し、フェライト変態を促進させることが必要となる。一方で、ＳｉはＳｉスケールを起因としたスケール模様が発生するため、鋼板使用時の外観不良が課題となる。Ｓｉを添加しない場合はフェライト変態を促進させるために仕上圧延温度を低温化させることが有効となるが、低温化すると、鋼板集合組織の圧延面に平行で、圧延方向に平行な｛２１１｝＜１１０＞が発達し、塑性変形の異方性が強くなり穴拡げ性を劣化させるため、Ｓｉ無添加で伸びと穴拡げ性のバランスを向上させることはできなかった。

本発明においては、Ｓｉの代替として、Ａｌでフェライト変態を促進させ、Ａｌ添加によって粗大化するフェライトを微細なオーステナイトから変態させることで回避することが可能となる。仕上温度を８８０℃〜１０００℃の範囲で圧下率を２０％以上とし、仕上圧延終了後０．０１秒以上、１．０秒以内に冷却を開始し、３０℃／秒以上の冷却速度で６００℃〜７５０℃まで冷却し、３〜１０秒空冷したのち、３０℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却し、巻き取ることにより、表面外観に優れ、フェライトの組織分率が９０％以上、マルテンサイトの粒径が１０μｍ以下で、その組織分率が１％以上１０％以下であり、鋼板集合組織が圧延面に平行で、圧延方向に平行な｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム比が３．０以下にすることで優れた伸びと穴拡げ性のバランスを得ることが可能となった。

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。
まず、本発明の成分の限定理由について述べる。

Ｃは本発明の強度を決める重要な元素である。目的の強度を得るためには０．０２％以上含有する必要がある。好ましくは０．０４％以上とする。しかし、０．１０％超含有していると靭性を劣化させるため、上限を０．１０％とする。

Ｓｉは予備脱酸に必要な元素であるが、外観不良を引き起こすため、０．１％以下とする。好ましくは０．０７％以下である。

Ｍｎは焼入れ性及び固溶強化元素として強度上昇に有効である。目的の強度を得るためには０．５％以上必要である。過度に添加すると靭性の等方性に有害なＭｎＳを生成するため、その上限を２．０％以下とする。

Ｐは低いほど望ましく、０．１％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすとともに、疲労特性も低下させるので、０．１％以下とする。

Ｓは低いほど望ましく、多すぎると靭性の等方性に有害なＭｎＳ等の介在物を生成させるため、０．０１％以下とする必要がある。厳しい低温靭性が要求される場合には、０．００６％以下とすることが好ましい。

Ａｌは本発明の特性を得るために重要な元素である。仕上圧延後のＲＯＴ冷却中でフェライト変態を促進させるためには０．２％以上添加する必要がある。しかし、過剰に添加すると、クラスタ状に析出したアルミナを生成し、靭性を劣化させるため、その上限は１．０％とする。

ＮはＳよりも高温にてＴｉと析出物を形成し、Ｓを固定するのに有効なＴｉを減少させるばかりでなく、粗大なＴｉ窒化物を形成し、靭性を劣化させる。したがって０．０１％以下とする。

Ｔｉは本発明における強度を得るために必要な元素である。フェライトを析出強化させ、優れた伸びと穴拡げ性のバランスを得るためには０．０１％以上添加することが必要である。しかしながら、０．１１％超添加するとＴｉＮを起因とした介在物が生成し、穴拡げ性が劣化するため、Ｔｉの含有量は０．０１％以上、０．１１％以下とする。

要求特性を満たすために必須ではないが、製造ばらつきを低減させたり、強度をより向上させるために下記の元素を添加することが好ましい。

Ｎｂは熱延鋼板の結晶粒径を小さくすることと、ＮｂＣにより強度を高めることができる。Ｎｂの含有量が０．０１％以上でその効果が得られる。一方、０．１０％超ではその効果は飽和するため、その上限を０．１０％とする。

Ｃａは溶鋼脱酸に微細な酸化物を多数分散させ、組織微細化のために好適な元素であるとともに、溶鋼の脱硫のために鋼中Ｓを球形のＣａＳとして固定し、ＭｎＳなどの延伸介在物の生成を抑制して穴拡げ性を向上させる元素である。これらの効果は添加量が０．０００５％から得られるが、０．００３０％で飽和するため、Ｃａの含有量は０．０００５％以上、０．００３０％以下とする。

Ｍｏはフェライトの析出強化として有効な元素である。この効果を得るためには０．０２％以上の添加が望ましい。ただし、多量の添加はスラブの割れ感受性が高まりスラブの取り扱いが困難になるため、その上限を０．５％とする。

Ｃｒは鋼板強度を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためには０．０２％以上の添加が必要である。ただし、多量の添加は延性が低下するため上限を１．０％とする。

次に、本発明の鋼板の結晶組織について説明する。

複合組織鋼は軟質で伸びに優れたフェライト中に、マルテンサイトなどの硬質組織を分散させた鋼板であり、高強度でありながら高い伸びを実現している。しかしながら、硬質組織近傍に高いひずみが集中し、亀裂伝搬速度が速くなるため穴拡げ性が低くなる欠点がある。

マルテンサイトによる穴拡げ性劣化を抑制するためには、マルテンサイトの粒径を１０μｍ以下にし、その組織分率を特許文献１に示すように１０％以下にする必要がある。疲労特性や伸びと強度のバランスを確保するため１％以上は必要である。また、伸びを確保しつつ鋼板強度を担保しているマルテンサイトの低減を代替する手段としては、Ｔｉにより析出強化したフェライトの組織分率が９０％以上必要となる。しかしながら、Ｔｉを添加すると仕上圧延中のオーステナイトの再結晶が抑制されるため、仕上圧延による強い加工集合組織が形成される。そのため、変態後の鋼板集合組織は強い集積度を示し、穴拡げ性が劣位となることを見出した。そこで、上記組織分率の最適化に加え、鋼板の集合組織を圧延面に平行で、圧延方向に平行な｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム比が３．０以下にすることで、高い伸びと穴拡げ性を両立することが可能となる。

次に製造方法について説明する。

上記本発明の化学成分組成を有する連続鋳造スラブ（以下、スラブという）を熱間圧延するに際し、まずスラブを１２００℃以上に加熱する。１２００℃未満でスラブを加熱した場合ではＴｉＣがスラブ中に十分に溶解せず、フェライトの析出強化に必要なＴｉが不足する。

加熱したスラブは粗圧延を行い、さらに圧延機を直列に複数配置してなる仕上圧延機列で連続仕上圧延を行う。この時、最終の仕上圧延の圧下率（仕上圧延の最終段圧下率）は２０％以上とし、最終の仕上圧延の仕上温度ＦＴは８８０〜１０００℃とする。オーステナイトの再結晶を高温で起こすためには２０％以上の圧下率が必要となる。２０％未満では再結晶に必要な駆動力が十分でなく、最終仕上圧延から冷却開始までに粒成長を引き起こし、マルテンサイトが粗大化するため穴拡げ性が劣位となる。仕上圧延温度が８８０℃未満ではオーステナイトの再結晶が進行せず、鋼板集合組織が圧延面に平行で、圧延方向に平行な｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム比が３．０超となり、穴拡げ性が劣位となる。１０００℃超ではオーステナイトの結晶粒径が粗大化するとともに、転位密度が急激に低下するためフェライト変態が大幅に遅延し、フェライトの組織分率９０％以上が得られなくなる。

仕上圧延後の一次冷却は０．０１秒以上、１．０秒以内に開始する。圧延後にオーステナイトの再結晶を完了させるためには０．０１秒以上仕上圧延後に空冷する必要がある。しかしながら、空冷時間が長いと再結晶したオーステナイトの結晶粒の粗大化が起き、フェライト変態が大幅に遅延され、粗大なマルテンサイトが形成される。フェライトとマルテンサイトの界面に生じるボイドを抑制し、優れた穴拡げ性を得るためにはマルテンサイトの粒径を１０μｍ以下にすることが重要である。そのためにはオーステナイトの結晶粒粗大化を抑制しておく必要があるため、一次冷却は１．０秒以内に開始する。

仕上圧延後の一次冷却は３０℃／秒以上で６００〜７５０℃まで行い、３〜１０秒の中間空冷を行う。微細なオーステナイトは結晶粒の成長速度が速いため３０℃／秒未満では冷却中にも粒成長し、粗大組織となる。中間空冷温度が６００℃未満ではフェライト変態が遅延し、高いフェライト分率が得られず、伸びが劣化する。７５０℃超ではフェライト中にＴｉＣが粗大析出するためフェライトの析出強化が十分に得られず、引張強度５９０ＭＰａを得られない。また中間空冷はフェライト変態のため３秒以上必要となるが、１０秒超の空冷ではベイナイトの析出が進行するため伸びと穴拡げ性が劣位となる。

中間空冷の後は、二次冷却を３０℃／秒以上で２００℃以下まで行い、巻き取る。３０℃／秒未満ではベイナイト変態が進み、マルテンサイトが得られなくなるため引張強度が低下し、伸びが劣位となる。冷却温度が２００℃超ではマルテンサイトの自己焼戻し効果が発生するため、引張強度が低下し、伸びが劣位となる。

表1に示す成分を含有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造にて厚み２３０ｍｍのスラブとした。その後、スラブを１２００℃〜１２５０℃の温度に加熱し、連続熱間圧延装置によって粗圧延、仕上圧延を行い、ＲＯＴ冷却後に巻取りを行い、熱延鋼板を製造した。表２には、用いた鋼種記号と熱間圧延条件、鋼板の板厚を示す。表２において、「ＦＴ６」は最終仕上圧延終了温度、「冷却開始時間」は仕上圧延から一次冷却までの時間、「一次冷却」は仕上圧延を終了してから中間空冷温度までの平均冷却速度、「中間温度」は一次冷却後の中間空冷温度、「中間時間」は一次冷却後の中間空冷保持時間、「二次冷却」は中間空冷後から巻き取るまでの平均冷却速度、「巻取温度」は二次冷却終了後の温度である。

このようにして得られた鋼板について光学顕微鏡を用いてフェライト、ベイナイト、マルテンサイトの組織分率と集合組織解析を行った。またマルテンサイトの粒径を調査した。

鋼板のフェライト、ベイナイトの組織分率については、ナイタール腐食後に光学顕微鏡を用いて５００×５００μｍの視野で画像解析を用いて面積率を求めた。マルテンサイトの組織分率及び粒径はレペラー腐食後に光学顕微鏡を用いて５００×５００μｍの視野で画像解析を用いて面積率及び粒径を求めた。

集合組織解析は、板厚の１／４部において圧延面に平行で、圧延方向に平行な｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム強度比を評価した。ＥＢＳＤ（Electron Back Scattering Diffraction Pattern）法を用いて、ピクセルの測定間隔が平均粒径の１／５以下で、結晶粒が５０００個以上測定できる領域で測定し、ＯＤＦ（Orientation Distribution Function）の分布からランダム強度比３．０以下を合格とした。

鋼板の引張試験については、鋼板の圧延幅方向（Ｃ方向）にＪＩＳ５号試験片を採取し、降伏強度：ＹＰ（ＭＰａ）、引張強度：ＴＳ（ＭＰａ）、伸び：ＥＬ（％）を評価した。

穴拡げ率：λ（％）については、ＩＳＯ１６６３０で規定する方法によって評価を行った。

鋼板外観の評価は、熱延コイルの外周１０ｍ位置で鋼板を長手方向に５００ｍｍ切断し、スケール模様の面積率を測定した。スケール模様の面積率が１０％以下だったものを「○」とした。一方、スケール模様の面積率が１０％超だったものを「×」とした。

表３に組織分率、マルテンサイト粒径、集合組織と材質、外観の評価結果を示す。

表３に示すように本発明例は引張強度が５９０ＭＰａ以上で、フェライトの組織分率９０％以上、かつマルテンサイトの粒径が１０μｍ以下で、その組織分率が１％以上１０％以下であり、圧延面に平行で、圧延方向に平行な｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム比が３．０以下であり、外観と伸びと穴拡げ性のバランスに優れている。

これに対して、比較例２は中間空冷温度が高く、Ｔｉがフェライト中に粗大析出し、十分な析出強化が得られなかったために、引張強度が５９０ＭＰａ未満である。

比較例５は仕上温度８８０℃未満のため、鋼板集合組織の異方性が強く、穴拡げ性が劣位である。

比較例８は仕上圧延後の冷却開始時間が１．０秒超のため、オーステナイト組織の粗大化が進み、フェライト変態が大幅に遅れたため、伸びと穴拡げ性が劣位である。

比較例１２は中間空冷時間が３秒未満のため、フェライト変態が十分に進まなかったため、伸びと穴拡げ性が劣位である。

比較例１６は中間空冷時間が１０秒超のため、ベイナイト変態が進み、マルテンサイトの組織分率が得られなかったため、伸びが劣位である。

比較例１７は中間空冷温度が６５０℃未満のため、フェライトの組織分率が得られず、伸びと穴拡げ性が劣位である。

比較例２０は仕上温度が１０００℃超のため、オーステナイト組織の粗大化によりフェライト変態が遅れ、伸びと穴拡げ性が劣位である。

比較例２２は巻取温度が２００℃超であり、ベイナイトが生成したため、引張強度が５９０ＭＰａ未満であり、かつ伸びと穴拡げ性が劣位である。

比較例２４は最終段圧下率が２０％未満のため、マルテンサイトが粗大化し、１０μｍ超になっているため穴拡げ性が劣位であるとともに、オーステナイトの再結晶も十分でなかったために鋼板集合組織の異方性も強く、穴拡げ性が劣位である。

比較例２９は鋼板の成分組成でＡｌの質量％が０．２％未満のため、フェライト変態が進まず、伸びと穴拡げ性が劣位である。

比較例３０は鋼板の成分組成でＳｉの質量％が０．１％超のため、外観にスケール模様が多数見られ、全体の１０％超となった。

Claims (4)

1. 質量％で
   Ｃ ：０．０２％以上、０．１０％以下，
   Ｓｉ：０．１％以下，
   Ｍｎ：０．５％以上、２．０％以下，
   Ｐ ：０．１％以下，
   Ｓ ：０．０１％以下，
   Ａｌ：０．２％以上、１．０％以下，
   Ｎ ：０．０１％以下，
   Ｔｉ：０．０１％以上、０．１１％以下
   残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学成分組成を有し、組織の割合が、フェライトの組織分率９０％以上、かつマルテンサイトの粒径が２μｍ以上１０μｍ以下で、その組織分率が１％以上１０％以下であり、圧延面に平行で、圧延方向に平行な｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム比が３．０以下であることを特徴とする外観に優れ、伸びと穴拡げ性のバランスに優れた高強度熱延鋼板。
2. 更に，質量％で
   Ｎｂ：０．０１％以上，０．１０％以下，
   Ｃａ：０．０００５％以上、０．００３０％以下
   Ｍｏ：０．０２％以上，０．５％以下，
   Ｃｒ：０．０２％以上，１．０％以下，
   の１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の外観に優れ、伸びと穴拡げ性のバランスに優れた高強度熱延鋼板。
3. 圧延面に平行で、圧延方向に平行な｛２１１｝＜０１１＞方位のＸ線ランダム比が２．０以上３．０以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の外観に優れ、伸びと穴拡げ性のバランスに優れた高強度熱延鋼板。
4. 請求項１又は２に記載の化学成分組成の鋼を連続鋳造にてスラブとし、１２００℃以上の温度域まで再加熱を行い、粗圧延後、圧延機を直列に複数配置してなる仕上圧延機列で連続仕上圧延するに際し、最終の仕上圧延の圧下率を２０％以上とし、最終の仕上圧延の仕上温度を８８０〜１０００℃として仕上圧延を行い、仕上圧延終了後０．０１秒以上、１．０秒以内に冷却を開始し、３０℃／秒以上の冷却速度で６００〜７５０℃まで冷却し、３〜１０秒空冷したのち、３０℃／秒以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却し、巻き取ることを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載の外観に優れ、伸びと穴拡げ性のバランスに優れた高強度熱延鋼板の製造方法。