JP6019117B2 - 高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、バーリング加工、伸びフランジ加工が施される、例えば、自動車などの高強度構造用部品に好適な、鋼板の打ち抜き時の端面の損傷が発生しにくい熱延鋼板及びその製造方法に関する。本願は、２０１２年６月２６日に日本に出願された特願２０１２−１４２６９２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
最近の自動車用部材は、省エネルギー化の視点から軽量化が重視され、これに加えて安全性や耐久性も重視される傾向があり、従来にも増して、高強度化が急速に進んでいる。このような傾向の一例として、自動車の外板パネルだけでなく、構造用部材にも高強度鋼板が適用されるようになっている。
この構造用部材に適用される鋼板には、プレス成形性に加えて、穴拡げ性などの加工性も要求される。そのため、バーリング加工、伸びフランジ加工などの加工性の優れた高強度熱延鋼板の開発が進められてきた（例えば、特許文献１、２参照）。
しかし、熱延鋼板の高強度化に伴い、鋼板を打ち抜き加工して形成された穴の端面にハガレやメクレ上の欠陥が発生することが問題となっている。これらの欠陥は製品端面の意匠性を著しく損なうばかりか、応力集中部となって疲労強度などにも影響を及ぼす危険性がある。
以上のような問題に対して、硬質第２相及びセメンタイトの面積率を制限し、打ち抜き端面の損傷を抑えた熱延鋼板が提案されている（例えば、特許文献３、４参照）。しかし、硬質第２相及びセメンタイトの生成を抑制しても、打ち抜き加工のクリアランスを、端面の損傷性に対して最も厳しい条件とした場合には、穴の端面に欠陥が発生することがあった。
これに対し、加工時の結晶粒界での破壊を抑えるために、Ｂを添加したり、Ｐの添加量を制限したりすることで、打ち抜き端面の損傷の発生を抑えた高強度熱延鋼板が開発された（特許文献５、６参照）。さらに、フェライトの大角結晶粒界におけるＣ、またＣおよびＢの偏析量を制御することで、極めて厳しい条件で打ち抜き加工を行った場合でも打ち抜き端面の損傷の発生を防止することのできる高強度熱延鋼板が開発された（特許文献７、８参照）。しかし、特許文献５〜８の鋼板はフェライト相を主体とする組織からなり、８５０ＭＰａ以上の高強度を達成することは難しかった。
特開平１０−３６９１７号公報 特開２００１−１７２７４５号公報 特開２００４−３１５８５７号公報 特開２００５−２９８９２４号公報 特開２００４−３１５８５７号公報 特開２００５―２９８９２４号公報 特開２００８−２６１０２９号公報 特開２００８−２６６７２６号公報
本発明は、上記の問題点を解決するためになされたものであって、優れた伸びフランジ性と延性を両立し、特に、引張強さが８５０ＭＰａ以上という高強度を有し、極めて厳しい条件で打ち抜き加工を行った場合でも、端面の損傷を防止することができる、打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板を提供することを目的とする。
本発明者らは、打ち抜き加工のクリアランスを最も厳しい条件とし、打ち抜き端面の損傷の発生頻度と結晶粒界への偏析元素種及び偏析量との相関について検討した。その結果、主にベイナイト組織を利用し、かつ鋼板の粒界角が１５°以上となる大角結晶粒界と粒界角が５°以上１５°未満となる小角結晶粒界との比率を適正な範囲とし、大角結晶粒界に適正な量のＣ及びＢを偏析させることにより、打ち抜き端面の損傷が減少することを見出した。
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは、以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０５０〜０．２００％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、
を含有し、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．５％以下、
Ｎ：０．００９％以下
に制限され、
Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、
Ｖ：０．０１〜０．２０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．２０％
のうち１種または２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、
結晶方位角５°以上１５°未満の界面である小角結晶粒界の長さと結晶方位角１５°以上の界面である大角結晶粒界の長さとの比率が１．０：１．０〜１．０：４．０であり、前記大角結晶粒界へのＣの偏析量とＢの偏析量との合計が４．０〜２０．０ａｔｏｍｓ／ｎｍ２であり、前記大角結晶粒界へのＰの偏析量が０．８ａｔｏｍｓ／ｎｍ２以下であり、引張強度が８５０ＭＰａ以上であり、穴広げ率が２５％以上である、高強度熱延鋼板。
（２）質量％で、
Ｐ：０．０２％以下、
に制限される、（１）に記載の高強度熱延鋼板。
（３）（１）に記載の高強度熱延鋼板の製造方法であって、
質量％で、
Ｃ：０．０５０〜０．２００％、
Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、
を含有し、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．５％以下、
Ｎ：０．００９％以下
に制限され、
Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、
Ｖ：０．０１〜０．２０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．２０％
のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を１２００℃以上に加熱し、９１０℃以上の温度で仕上圧延を完了し、前記仕上圧延終了後に０．５〜７秒の空冷を行い、４０℃／ｓ以上の冷却速度で５５０〜４５０℃まで一次冷却し、前記一次冷却の停止温度以下、４５０℃以上の温度で７．５〜３０秒間、保持または空冷し、続いて１５℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで二次冷却し、巻取る、高強度熱延鋼板の製造方法。
（４）前記鋼片は、質量％で、
Ｐ：０．０２％以下、
に制限されている、（３）に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
本発明により、伸びフランジ性と延性とのバランスが良好であり、特に引張強さが少なくとも８５０ＭＰａという高強度を有し、かつ、打ち抜き加工のクリアランスの条件に依らず、端面の損傷発生を抑えた打ち抜き加工性に優れた熱延高強度鋼板が提供される。本発明は、産業上の貢献が極めて顕著である。
三次元アトムプローブ測定法によって得られた、結晶粒界位置の三次元原子分布像（ａ）とラダーチャート解析（ｂ）の一例を示す図である。 Ｃ偏析量、および小角結晶粒界に対する大角結晶粒界の長さの比率と、打ち抜き端面損傷発生率の相関を示す図である。 Ｐ偏析量と打ち抜き端面損傷発生率の相関を示す図である。
本発明者らは、延性と穴拡げ性に優れた引張強さが８５０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板を用いて、種々のクリアランスにて打ち抜き加工を行い、その端面性状について定量的に調査した。
具体的には、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６に記載の穴拡げ試験方法でクリアランスを変化させて１０ｍｍ径の穴を打ち抜き、円形に打ち抜いた端面の全周のうち、目視により損傷が認められた範囲の角度を測定して合計し、その値を３６０°で除して、打ち抜き端面の全周における損傷発生比率（打ち抜き端面損傷発生比率という。）を求めた。
その結果、クリアランスを増加させると、通常の穴拡げ試験方法で推奨されている１２．５％前後のクリアランスで打ち抜いた場合には確認できないハガレやメクレ状の損傷が発生するようになり、１６％のクリアランスが最も厳しい条件であることが判った。
そこで、以下では１６％のクリアランスを用いて調査を進めた。
次に、鋼板の打ち抜き加工性に及ぼす組織の影響、更に、打ち抜き端面の損傷の発生頻度、即ち、打ち抜き端面損傷発生比率と大角結晶粒界に偏析した元素の種類及び偏析量、ならびに小角結晶粒界と大角結晶粒界との比率との相関について検討を行った。なお、本発明において大角結晶粒界とは、互いに隣接する結晶粒の結晶方位の角度差が１５°以上となる粒界で定義される。また、本発明において小角結晶粒界とは、互いに隣接する結晶粒の結晶方位の角度差が５°以上１５°未満となる粒界で定義される。
質量％にて、Ｃ：０．０５０〜０．２００％、Ｓｉ：０．０１〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％を含有し、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．５％以下、Ｎ：０．００９％以下に制限され、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｍｏ：０．０１〜０．２０％のうち１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を溶製し、熱間圧延して、種々の熱処理条件で鋼板を製造した。
これらの鋼板から、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張特性を評価した。また、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６に記載の試験方法に従って穴拡げ試験を行い、鋼板の伸びフランジ性を評価した。なお、打ち抜き加工後、穴拡げ試験前に、打ち抜き端面損傷発生比率を評価した。
次に、各鋼材中の５箇所以上の大角結晶粒界のＢ、Ｃ、Ｐの偏析量を測定し、平均値を求めた。
本発明の鋼板においては、ベイナイトを積極的に活用するため、大角結晶粒界に加えて角度が１５°未満の小角結晶粒界も含まれる。小角結晶粒界では、偏析元素のトラップサイト数等の違いから大角粒界と比べ偏析量が減少する傾向を示した。しかし、大角結晶粒界の偏析量との相関が認められたため、ここでは大角粒界での偏析量を測定した。結晶方位の角度は、試料の透過型電子顕微鏡観察から得られる菊池図形を解析することにより求めた。
本発明におけるベイナイトを主体とする組織は、断面観察したときの面積率で５０％超のベイナイトを含んでいることが望ましく、５０％未満のフェライトや第二相を含んでいても良い。
偏析元素量の測定方法であるが、このような微小領域の偏析元素の分布を厳密に比較するには、三次元アトムプローブ法を用いて以下のようにＥｘｃｅｓｓ量を求めることが適している。つまり、測定対象の試料の結晶粒界部分から、切断及び電解研磨法により針状の試料を作製する。なお、この際、電解研磨法とあわせて集束イオンビーム加工法を活用してもよい。ＦＩＭにより比較的広い視野で結晶粒界を含む領域及び粒界角を観察し、三次元アトムプローブ測定を行う。
三次元アトムプローブ測定では、積算されたデータを再構築して実空間での実際の原子の分布像として求めることができる。粒界位置は原子面が不連続となることからこれを粒界面と認識することができ、また種々の元素が偏析している様子が視覚的に観察できる。
次に、各元素の偏析量を見積もるため、結晶粒界を含む原子分布像から結晶粒界に対して垂直に直方体を切り出し、ラダーチャートを得た。結晶粒界の観察例及びラダーチャート解析の一例を、それぞれ図１（ａ）、（ｂ）に示す。
ラダーチャート解析から、各原子の偏析量を、偏析している、つまり固溶量からの上乗せ分の原子個数を単位粒界面積当たりで表すＥｘｃｅｓｓ量を用いて評価した。この評価は、高橋らによる、「塗装焼付硬化型鋼板の粒界偏析炭素量の定量観察」、新日鉄技報、第３８１号、２００４年１０月、ｐ．２６−３０を参照にした。
また、結晶粒界は、本来、面であるが、本発明においては下記のように評価される長さを指標とした。
鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面が得られるように切り出した試料を研磨し、さらに電解研磨した。続いてＥＢＳＰ−ＯＩＭＴＭ（Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Imaging
Microscopy）法を用いて、倍率２０００倍、４０μｍ×８０μｍエリア、測定ステップ０．１μｍの測定条件でＥＢＳＰ測定を実施した。
ＥＢＳＰ−ＯＩＭＴＭ法は、走査電子顕微鏡（SEM：Scanning Electron Microscope）内で高傾斜した試料に電子線を照射し、後方散乱して形成された菊地パターンを高感度カメラで撮影し、コンピュータ画像処理することにより照射点の結晶方位を短時間で測定する装置およびソフトウェアで構成されている。
ＥＢＳＰ測定ではバルク試料表面の結晶方位の定量的解析ができ、分析エリアはＳＥＭで観察できる領域である。数時間かけて測定し、分析したい領域を等間隔のグリッド状に数万点マッピングして行い、試料内の結晶方位分布を知ることができる。
測定結果より、結晶粒の方位差が１５°以上となる領域が線上に現れ、これを大角結晶粒界と認識し、ソフトウェア上で大角結晶粒界の長さを求めた。同様に結晶粒の方位差が５°以上１５°未満となる領域を小角結晶粒界と認識し、ソフトウェア上で小角結晶粒界の長さを求めた。
ＣとＢの偏析量の合計と、小角結晶粒界の長さに対する大角結晶粒界の長さの比率と、鋼材の打ち抜き端面損傷発生比率との関係を図２に示す。
図２に示されるように、打ち抜き端面損傷発生比率が小さい鋼板の大角結晶粒界にはＣ及びＢの偏析が多く認められた。
本発明の鋼板では、結晶粒中にＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏの炭化物を部分的に分散析出させ結晶粒内に固溶Ｃを確保し、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの窒化物を析出させてＢＮの析出を抑制し、結晶粒内に固溶Ｂを残すことにより、粒界へのＣとＢの偏析量の合計を適正な範囲とすることができる。これにより、鋼板の打ち抜き時の端面の耐損傷性を良好に維持できる。
このように鋼板の耐端面損傷性が向上する理由として、偏析したＣ及びＢにより結晶粒界が強化され、打ち抜き加工時に粒界におけるき裂の進展が抑制されることが考えられる。
一方で、大角結晶粒界にＣ及びＢが多く偏析していても、小角結晶粒界の長さに対する大角結晶粒界の長さの比率が小さいときには、鋼板の打ち抜き時の端面の耐損傷性が劣化した。この理由として、大角結晶粒界の長さの比率が低下すると相対的にベイナイトの組織の単位が大きくなり、ブロック粒界が減少する傾向となり、靭性が劣化したことと関係すると考えられる。また、大角結晶粒界の長さの比率が非常に大きくなった領域では、打ち抜き端面損傷の発生比率は低く抑えられたが、フェライトを主体とする組織となったため強度が低下した。
また、図３にＰの偏析量と打ち抜き端面損傷発生比率との関係を示す。図３に示すように、結晶粒界においてＣ及びＢの偏析量を一定以上とし、Ｐを意図的に添加し、Ｐの偏析量を増加させると、打ち抜き損傷発生比率が増化することが判った。
以上の結果から、熱延後の冷却中に炭化物及びＢＮが過剰に析出すると、固溶Ｃ及び固溶Ｂが低減して粒界に偏析するＣ及びＢが少なくなり、打ち抜き端面の損傷が生じることが判った。そこで、大角結晶粒界に通常の鋼材よりも多くのＣ及びＢを偏析させて打ち抜き加工性を向上させる方法について更なる検討を行った。
その結果、結晶粒内への炭化物及びＢＮの析出を抑制すると、打ち抜き端面の損傷が抑制されることを見出した。一方、Ｃ及びＢとは異なり、粒界に偏析すると粒界強化量を低下させる元素があることも見出した。
請求の範囲に規定される本発明の詳細について以下に説明する。
（偏析量）
最も厳しい条件であるクリアランスでの打ち抜き端面損傷発生比率が０．３以内であれば実用鋼として許容できる範囲である。本発明の検討では、１６％のクリアランスが最も厳しい条件であったが、これは、鋼板の材質、工具により変化するため、クリアランスを１２．５〜２５％の間で変化させて打ち抜き加工を行って、端面の性状を確認し、最も厳しいクリアランスの条件を確認する必要がある。最も厳しいクリアランスの条件で鋼板の打ち抜き加工を行った際の端面損傷を０．３以内とするためには、以下のように結晶粒界の粒界偏析元素量を適正化することが必要である。
図２に示されるように、大角結晶粒界のＣの偏析量とＢの偏析量の合計を４ａｔｏｍｓ／ｎｍ２以上とすれば、最も厳しいクリアランスの条件で鋼板の打ち抜き加工を行った際の打ち抜き端面損傷発生比率を０．３以内にすることができる。Ｃの偏析量とＢの偏析量の合計が４ａｔｏｍｓ／ｎｍ２未満であると、粒界強化量が不足し、打ち抜き端面損傷の発生が顕著になる。
一方、好ましい結晶粒界のＣの偏析量とＢの偏析量の合計の上限はないが、本発明の鋼板において実質的に偏析できる量の上限は２０ａｔｏｍｓ／ｎｍ２程度と考えられた。結晶粒界のＣの偏析量とＢの偏析量の合計の更に好ましい範囲は打ち抜き端面損傷がほとんど発生しなくなる６〜１５ａｔｏｍｓ／ｎｍ２である。
さらに、偏析したＣが、その後、セメンタイト等の炭化物として析出することにより、Ｃの粒界偏析量が低下することを防止するために、熱間圧延後の冷却により所定の偏析を達成した後はすみやかに２００℃以下まで冷却することで、Ｃの偏析量とＢの偏析量の合計は、４〜２０ａｔｏｍｓ／ｎｍ２とすることができる。
一方、Ｐについては、偏析量が少ない方が好ましい。この理由は、Ｐは粒界を脆化させる効果を持つからであると考えられる。また、Ｐの偏析量が増加すると、打ち抜き加工時の亀裂の進展が助長され、損傷の発生率が高められるためである。また、Ｐが偏析サイトを占めることでＣやＢの偏析量を低下させてしまう効果も懸念される。Ｐの偏析量は１ａｔｏｍｓ／ｎｍ２以下とすることが好ましい。Ｐの偏析量を１ａｔｏｍｓ／ｎｍ２以下とするには、Ｐの含有量を０．０２％以下に制限すればよい。
（小角結晶粒界に対する大角結晶粒界の長さ比率）
図２に示すように、Ｃの偏析量とＢの偏析量の合計が４〜２０ａｔｏｍｓ／ｎｍ２となり、更に小角結晶粒界の長さに対する大角結晶粒界の長さ比率が１以上４以下であれば、最も厳しいクリアランスの条件で鋼板の打ち抜き加工を行った際の打ち抜き端面損傷発生比率を０．３以内にすることができる。小角結晶粒界の長さに対する大角結晶粒界の長さ比率が１より小さいとベイナイトのブロック粒径が大きくなる傾向となり、靭性が劣化することと関係し、打ち抜き端面損傷発生比率が増加すると考えられる。また、小角結晶粒界に対する大角結晶粒界の長さ比率が４より大きいと、打ち抜き端面損傷発生比率は低く抑えられるものの、フェライトを主体とする組織となるため、強度が低下し引張強度８５０ＭＰａ以上の本発明の鋼板を満たさなくなる。
（成分）
本発明において、鋼板組織として上記粒界偏析量および小角結晶粒界に対する大角結晶粒界の長さ比率を有し、鋼板の伸びを１５％以上、穴拡げ率を２５％以上、引張強度を８５０ＭＰａ以上とし、最も厳しいクリアランスの条件で鋼板の打ち抜き加工を行った際の打ち抜き端面損傷発生比率を０．３以内とするためには、鋼板の成分組成を以下のように規定することが好ましい。なお、以下に示す「％」は特に説明がない限り、「質量％」を意味するものとする。
また、以下に説明する基本成分により本発明の目的とする効果は十分に発揮されるものであるが、本発明の目的とする上記鋼板特性を阻害しない範囲で、その他の成分を含有することは許容されるものである。例えば、０．２％未満のＣｒ、０．１５％未満のＣｕを含有してもよい。
Ｃ：Ｃは、強度の向上に寄与する元素であり、本発明のベイナイトを主体とする組織を得、また粒界へのＣ偏析量を十分確保するために、０．０５０％以上の含有が必要である。一方、Ｃ含有量が０．２００％を超えると、セメンタイトの生成や、パーライトやマルテンサイトなどの変態組織の形成が必要以上に促進され、伸びや穴拡げ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．０５０〜０．２００％とする。
Ｂ：Ｂは本発明における重要な元素であり、粒界のＣの偏析が不足した場合にもＢの偏析により打ち抜き端面の損傷が防止される。この効果を得るには、Ｂを０．０００２％以上含有することが必要である。一方、Ｂを０．００３０％超含有すると、延性等の加工性の低下を招く。したがって、Ｂの含有量は０．０００２〜０．００３０％とする。
Ｓｉ：Ｓｉは、固溶強化元素として強度上昇に有効であり、効果を得るには０．０１％以上の含有が必要である。一方、Ｓｉ含有量が１．５％を超えると加工性が劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１〜１．５％の範囲とする。
Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫のために必要であり、また固溶強化元素としても有効である。また、オーステナイトを安定化させベイナイト組織を得やすくするため、Ｍｎ含有量を１．０％以上とすることが必要である。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると偏析が生じやすくなり加工性を劣化させる。したがって、Ｍｎ含有量は１．０〜３．０％とすることが必要である。
Ｔｉ：Ｔｉはフェライトやベイナイト結晶粒内に炭化物及び窒化物を析出し、析出強化により鋼板の強度を上昇させる元素である。炭化物及び窒化物を十分に生成させるには、Ｔｉの含有量を０．０３％以上にする。一方、Ｔｉの含有量が０．２０％超になると、炭化物及び窒化物が粗大化することがある。したがって、Ｔｉ含有量を０．０３〜０．２０％とする。
Ｐ：Ｐは不純物であり、Ｐ含有量は０．０５％以下に制限することが必要である。また、Ｐの粒界への偏析を抑制して、粒界割れを防止するためには、０．０２％以下に制限することが好ましい。
更に、本発明では、鋼板の高強度化のため、結晶粒内の炭化物析出元素として、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏのうちの１種又は２種以上を含有させても良い。また、Ｂの粒界偏析を促進するためには、窒化物析出元素であるＶ、Ｎｂのうちの一種又は２種を含有させて、ＢＮの析出を抑制することが好ましい。
Ｖ、Ｎｂ：Ｖ、Ｎｂはフェライトやベイナイト結晶粒内に炭化物及び窒化物を析出し、析出強化により鋼板の強度を上昇させる元素である。炭化物及び窒化物を十分に生成させるには、Ｖ、Ｎｂの含有量をそれぞれ０．０１％以上にすることが好ましい。一方、Ｖ、Ｎｂのそれぞれの含有量が０．２０％超になると、炭化物及び窒化物が粗大化することがある。したがって、Ｖ、Ｎｂの含有量を、それぞれ、０．０１〜０．２０％とすることが好ましい。
Ｍｏ：Ｍｏは、炭化物形成元素であり、結晶粒内に炭化物を析出し、析出強化に寄与させる目的で含有することができる。炭化物を十分に生成させるには、Ｍｏを０．０１％以上含有することが好ましい。一方、Ｍｏの添加量が０．２０％を超えると粗大な炭化物が生成することがある。したがって、Ｍｏの含有量を０．０１〜０．２０％とすることが好ましい。
更に、Ｎ、Ｓ、及び、Ａｌの含有量の上限を以下のように制限するのが好ましい。
Ｎ：Ｎは窒化物を形成し、鋼板の加工性を低下させるため、含有量を０．００９％以下に制限することが好ましい。
Ｓ：Ｓは、ＭｎＳなどの介在物として伸びフランジ性を劣化させ、更に熱間圧延時に割れを引き起こすので極力低下させるのが好ましい。特に、熱間圧延時に割れを防止し、加工性を良好にするためには、Ｓ含有量を０．００５％以下に制限することが好ましい。
Ａｌ：Ａｌは、窒化物などの析出物を形成して鋼板の加工性を損なうため、０．５％以下に制限することが好ましい。なお、溶鋼脱酸のためには、０．００２％以上を添加することが好ましい。
また、本発明において、上記基本成分の他に、鋼板の強度の向上する目的で、固溶強化元素としてＷを添加してもよい。
（製造条件）
上記成分組成を有する鋼を常法によって溶製、鋳造し、得られた鋼片を熱間圧延する。鋼片は、生産性の観点から、連続鋳造設備で製造することが好ましい。熱間圧延の加熱温度は、炭化物形成元素と炭素を十分に鋼材中に分解溶解させるため、１２００℃以上とする。加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないため、加熱温度の上限は１３００℃以下とすることが好ましい。鋳造後、鋼片を冷却して、１２００℃以上の温度で圧延を開始しても良い。１２００℃以下に冷却された鋼片を加熱する場合は、１時間以上の保持を行うことが好ましい。
熱間圧延での仕上圧延の終了温度は、粗大な炭化物の生成を抑えるために、９１０℃以上とすることが必要である。仕上圧延の終了温度の上限は、本発明の効果を得るためには特に定める必要はないが、操業上スケール疵が発生する可能性があるため、１０００℃以下とすることが好ましい。
なお、仕上圧延ではオーステナイトの結晶粒径を微細化するために、最終スタンドから３スタンドの合計で６０％以上の圧下率とすることが好ましい。圧下率はできるだけ高いことが好ましいが、生産性や設備負荷の観点から９５％が実質的な上限である。
熱間圧延終了後は、０．５〜７秒の空冷を行うことが好ましい。これは、本発明のベイナイトを主体とする組織をより得やすくするため、オーステナイトの再結晶を促進させるためである。０．５秒未満であると、未再結晶粒オーステナイトからの変態となるため冷却中のフェライトが生成しやすくなる恐れがある。７秒超であるとオーステナイト中でのＴｉＣ析出が進行しベイナイトやフェライト中の有効な析出が少なくなってしてしまう恐れがある。
続いてオーステナイト域における粗大な炭化物の析出、フェライト変態、パーライト変態を極力抑制するために、一次冷却の冷却速度を４０℃／ｓ以上とし、一次冷却の終了温度を５５０℃以下、４５０℃以上にすることが必要である。
一次冷却の冷却速度が４０℃／ｓ未満であると、冷却途中に粗大な炭化物が析出し粒界に偏析するＣが減少して打ち抜き端面の損傷が増加する恐れがある。一次冷却の冷却速度の上限は特に定めないが、冷却設備の能力上３００℃／ｓ以下が妥当な冷却速度である。また一次冷却の終了温度が５５０℃超であると、高温でのベイナイトが生成し大角結晶粒界の長さの比率が低下し、さらに６００℃超であるとフェライト変態が促進されて強度が低下したり、パーライトの生成により穴広げ率が低下したりする。一方で、４５０℃より低いとマルテンサイトが多量に生成し穴広げ率が低下する。
続いて、ベイナイト変態を実現させるため、一次冷却の停止温度以下、４５０℃以上の温度で７．５秒以上の間、保持または空冷することが必要である。７．５秒未満であると、ベイナイト変態が不十分になり、その後の冷却によりマルテンサイトが多量に生成し加工性が劣化する。好ましくは１０秒以上、より好ましくは１５秒以上である。生産性の観点からは空冷が好ましく、その上限は３０秒である。
続いて、２００℃以下の温度まで１５℃／ｓ以上で二次冷却する。この理由はベイナイト変態した後に２００℃より高い温度で保持すると、セメンタイト等の炭化物が析出して偏析させるべきＣが不足してしまい、本発明のＣの粒界偏析量を得ることが困難となるためである。二次冷却の冷却速度の上限は特に定めないが、冷却設備の能力上２００℃／ｓ以下が妥当な冷却速度である。２００℃以下室温以上まで冷却し巻取ることで、セメンタイト等の析出は起きにくくなりベイナイトの大角結晶粒界に偏析したＣが保持される。より好ましくは１００℃以上で巻取ることで、結晶粒内の固溶Ｃがより安定な結晶粒界へ移動し偏析量を増加させることができる。
本発明の実施例を、比較例とともに説明する。
表１に示す成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）を有する材料を種々溶解した。表の成分値は化学分析値であり、単位は質量％である。表１の「−」は、意図的に添加していないことを意味する。
Figure 0006019117
次に、表２に示す製造条件で熱間圧延を行い、熱延鋼板を製造した。１次冷却は、熱延終了直後の冷却であり、２次冷却は巻き取り前の冷却である。
Figure 0006019117
これらの鋼板より、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を加工して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に記載の試験方法に沿って、引張特性を評価した。伸びフランジ性の一つとして、穴拡げ試験は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の試験方法に従って評価した。また、打ち抜き端面損傷発生比率の損傷の発生の比率は、穴拡げ試験と同様に１０ｍｍ径の穴を打ち抜き、その端面形状を目視で観察し、円形に打ち抜いた端面のうち損傷が認められる範囲の角度を測定することにより打ち抜き端面損傷発生比率を求めた。また、穴広げ率は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に記載の金属材料の穴広げ試験方法に従って試験を行い、穴広げ率が２５％以上を合格と評価した。
また鋼板から０．３ｍｍ×０．３ｍｍ×１０ｍｍの柱状試料を切り出し、その目的粒界部分を電解研磨又は集束イオンビーム加工法により先鋭な針状形状とし、三次元アトムプローブ測定を行った。粒界における各元素の偏析量を見積もるため、結晶粒界を含む原子分布像から結晶粒界に対して垂直に直方体を切り出し、ラダーチャートを得た。ラダーチャート解析から、各原子の偏析量を、Ｅｘｃｅｓｓ量を用いて評価した。各鋼材において、５つ以上の粒界について各元素の偏析量を調べ、その平均値を各鋼材の各元素偏析量とした。
また鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面が得られるように切り出した試料を研磨し、さらに電解研磨し、前述のＥＢＳＰ−ＯＩＭＴＭ法を用いて、倍率２０００倍、４０μｍ×８０μｍエリア、測定ステップ０．１μｍの測定条件でＥＢＳＰ測定を実施した。各鋼材の測定結果より、結晶粒の方位差が１５°以上となる領域を大角結晶粒界、結晶粒の方位差が５°以上１５°未満となる領域を小角結晶粒界と認識し、ソフトウェア上で長さを求めた。
上記各試験結果について、表３に示す。次に、表３の各データについて、その概略を説明する。
試験Ｎｏ．２、４、７、９、１０は、鋼板の成分及び製造条件を本発明の範囲内とした例であり、高強度で、穴広げ性が良好であり、打ち抜き端面の損傷比率も小さい。
一方、Ｎｏ．１は１次冷却の冷却速度が遅く、Ｎｏ．６は巻取り温度が高く、ＣとＢの粒界偏析量の合計が不足し、打ち抜き端面の損傷が発生した例である。
Ｎｏ．５は一次冷却の終了温度が低く、マルテンサイトが多量に発生し穴広げ率が低下した例である。
Ｎｏ．３は熱間圧延後の空冷時間が短く、Ｎｏ．８は一次冷却の終了温度が高く、Ｎｏ．１４はＣの含有量が不足しており、強度が低下した例である。
Ｎｏ．１１は一次冷却の終了温度がやや高く、大角結晶粒界の比率が低下し、打ち抜き端面の損傷が発生した例である。
Ｎｏ．１３は、Ｂの含有量が不足しており、粒界偏析量を達成することができず、打ち抜き時の端面損傷が発生した例である。
Ｎｏ．１２は、Ｐの含有量が多く、打ち抜き端面の損傷が発生した例である。
Figure 0006019117

Claims (4)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０５０〜０．２００％、
    Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
    Ｍｎ：１．０〜３．０％、
    Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、
    Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、
    を含有し、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．００５％以下、
    Ａｌ：０．５％以下、
    Ｎ：０．００９％以下
    に制限され、
    Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、
    Ｖ：０．０１〜０．２０％、
    Ｍｏ：０．０１〜０．２０％
    のうち１種または２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、
    結晶方位角５°以上１５°未満の界面である小角結晶粒界の長さと結晶方位角１５°以上の界面である大角結晶粒界の長さとの比率が１．０：１．０〜１．０：４．０であり、前記大角結晶粒界へのＣの偏析量とＢの偏析量との合計が４．０〜２０．０ａｔｏｍｓ／ｎｍ２であり、前記大角結晶粒界へのＰの偏析量が０．８ａｔｏｍｓ／ｎｍ２以下であり、引張強度が８５０ＭＰａ以上であり、穴広げ率が２５％以上である、高強度熱延鋼板。
  2. 質量％で、
    Ｐ：０．０２％以下、
    に制限される、請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
  3. 請求項１に記載の高強度熱延鋼板の製造方法であって、
    質量％で、
    Ｃ：０．０５０〜０．２００％、
    Ｓｉ：０．０１〜１．５％、
    Ｍｎ：１．０〜３．０％、
    Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、
    Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、
    を含有し、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．００５％以下、
    Ａｌ：０．５％以下、
    Ｎ：０．００９％以下
    に制限され、
    Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、
    Ｖ：０．０１〜０．２０％、
    Ｍｏ：０．０１〜０．２０％
    のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を１２００℃以上に加熱し、９１０℃以上の温度で仕上圧延を完了し、前記仕上圧延終了後に０．５〜７秒の空冷を行い、４０℃／ｓ以上の冷却速度で５５０〜４５０℃まで一次冷却し、前記一次冷却の停止温度以下、４５０℃以上の温度で７．５〜３０秒間、保持または空冷し、続いて１５℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで二次冷却し、巻取る、高強度熱延鋼板の製造方法。
  4. 前記鋼片は、質量％で、
    Ｐ：０．０２％以下、
    に制限されている、請求項３に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
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