JP6048072B2 - ダイクエンチ用熱延鋼板、その製造方法、およびそれを用いた成形品 - Google Patents
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Description
本発明は、９５０℃程度に加熱後プレスと同時に焼き入れて材料を高強度化するとともに高剛性化する手法であるダイクエンチに適したダイクエンチ用熱延鋼板およびその製造方法、ならびにそれを用いた成形品に関する。
自動車部品の高強度化策として、近年プレス加工しながら焼き入れるホットプレスあるいはダイクエンチと称される方法が実用化されている（以下ダイクエンチと総称する）。ダイクエンチは素材（鋼板）を９５０℃程度に加熱した状態で水冷した金型を用いてプレスし、プレス成形と同時に焼き入れて素材を硬化する手法で、成形性と高強度化の両立を図ることができる。
ダイクエンチはプレス前に素材を９５０℃に加熱する必要があるため、酸化によるスケール生成が問題となる。特に、プレス段階でスケール生成量が多かったりスケールの剥離が多かったりすると、プレス中に金型と板の間に噛み込んで線状疵の原因となり、成形品の品質を落とす大きな問題となる。
一方、ダイクエンチ法では、通常冷間プレスでは加工が難しい引張強度が９８０ＭＰａを超える超高強度鋼板での部品作製を狙っているものが多く、疲労強度やスケール密着性を求めた鋼板が提案されている（例えば特許文献１、２、３）。また、部材としては超高強度鋼板だけでなく、超高強度鋼板（引張強度９８０ＭＰａ以上）と高強度鋼板（引張強度９８０ＭＰａ未満）の組合せで部材として一体化したいニーズもある。
さらに、ダイクエンチ法では、スケール密着性のような工法に関わる要求の他、ダイクエンチ法で作製されるような構造部材に対しては、振動や衝撃に耐えうる靭性や剛性が求められている。実際の部品では、例えば自動車のようにクラッシャブルゾーンとセーフティゾーンというような、引張強度が５９０ＭＰａ前後の強度の鋼板で作製すべき部品も数多くあり、部材としては超高強度鋼板だけでなく、超高強度鋼板（引張強度９８０ＭＰａ以上）と高強度鋼板（引張強度９８０ＭＰａ未満）の組合せで部材として一体化したいニーズもある。中でも特に足回り部品などは振動や衝撃に耐えうる靭性や剛性が求められている。
上記特許文献１〜３は、いずれも超高強度材を狙っており、それぞれ疲労特性やスケール密着性改善などが謳われているが剛性を改善させるような取組みは見られない。
特許文献４、５には、合金元素や製造条件を調整して集合組織を制御することにより剛性（ヤング率）の高い鋼板を得る技術が提案されている。しかし、剛性はその材料がもつ物理的な特性値であるため、このような集合組織制御では、剛性の指標であるヤング率（鉄鋼材料のヤング率≒２００ＧＰａ）や比ヤング率（鉄鋼材料のヤング率＝２００ＧＰａとし、密度を７．８ｇ／ｃｍ３とすると、２５．６ＧＰａ／（ｇ／ｃｍ３）程度）を１０％以上向上させることは困難である。また、特許文献４、５に示された技術は冷延鋼板を対象としており、このような冷延素材をダイクエンチにより成形する場合、集合組織が崩れ、高ヤング率化の効果を発揮できない。
一方、高剛性物質を混入した複合材料での高剛性鋼板についても検討されており、粉末冶金や溶製法で高剛性鋼板を得ることが提案されている（例えば特許文献６、７）。しかしながら、実際には冷間でのプレス加工成形性に課題があり、実際の構造部材としての実用化には至っていない。
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、ダイクエンチで加熱された際の酸化と熱間加工中のスケール剥離を効率的に抑制することができ、かつダイクエンチ成形後に高い剛性（比ヤング率）を得ることができるダイクエンチ用熱延鋼板およびその製造方法、ならびにそれを用いた成形品を提供することを課題とする。
本発明者らは、上記目的を達成すべく鋭意検討を行った結果、以下の（ｉ）、（ii）の知見を得た。
（ｉ）鋼成分を、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ等を特定の範囲とした上で、ＴｉおよびＢを多量添加したものとすることで、Ｔｉを主とする硼化物をフェライト母相中に均一微細分散させ、同時に母相となるフェライトの結晶粒径を細かくすることができ、これによりスケール密着性を損なうことなく、ダイクエンチ後に剛性（高い比ヤング率）を有する成形品が得られる。
（ii）低Ｓ下でＳｂの微量添加により、スケール密着性が格段に向上し、プレス段階でのスケール剥離量が著しく軽減される。
本発明はこれらの知見に基づいて完成されたものである。
（ｉ）鋼成分を、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ等を特定の範囲とした上で、ＴｉおよびＢを多量添加したものとすることで、Ｔｉを主とする硼化物をフェライト母相中に均一微細分散させ、同時に母相となるフェライトの結晶粒径を細かくすることができ、これによりスケール密着性を損なうことなく、ダイクエンチ後に剛性（高い比ヤング率）を有する成形品が得られる。
（ii）低Ｓ下でＳｂの微量添加により、スケール密着性が格段に向上し、プレス段階でのスケール剥離量が著しく軽減される。
本発明はこれらの知見に基づいて完成されたものである。
すなわち本発明は、以下の（１）〜（８）を提供する。
（１）質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００３％以下、Ｔｉ：４〜１０％、Ｂ：２〜５％、Ｓｂ：０．００１〜０．０１％、Ｚｒ：０．０２〜０．４０％を含み、残部が不可避的不純物およびＦｅからなることを特徴とする、ダイクエンチ用熱延鋼板。
（２）上記に加えて、質量％で、Ｎｂ：０．０２〜０．４０％を含有することを特徴とする、（１）に記載のダイクエンチ用熱延鋼板。
（３）上記に加えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｗ：１．０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載のダイクエンチ用熱延鋼板。
（４）上記に加えて質量基準でＲＥＭ：１００ｐｐｍ以下を含有することを特徴とする、上記（１）から（３）のいずれかに記載のダイクエンチ用熱延鋼板。
（５）上記（１）から（４）のいずれかの成分組成を有し、そのミクロ組織が平均粒子径５０μｍ以下の硼化物を含み、かつフェライトの平均結晶粒径が３０μｍ以下であることを特徴とする、ダイクエンチ用熱延鋼板。
（６）上記（１）から（４）のいずれかの成分組成の鋼を溶製し、鋳造し、熱間圧延してダイクエンチ用熱延鋼板を製造するにあたり、鋳造の際の冷却速度を、凝固〜９５０℃間の平均で５℃／ｓ以上とし、熱間圧延時の鋼塊またはスラブの再加熱温度を１２００℃以上とするとともに、熱間圧延時のコイル巻取り温度を５５０℃以上とすることを特徴とする、ダイクエンチ用熱延鋼板の製造方法。
（７）上記（１）〜（５）のいずれかの熱延鋼板をダイクエンチしてなることを特徴とする成形品。
（８）圧延方向、圧延直角方向、および圧延対角方向の３方向の比ヤング率の差がそれぞれ３ＧＰａ／（ｇ／ｃｍ ３ ）以内であり、比ヤング率の値が３１ＧＰａ／（ｇ／ｃｍ３）以上であることを特徴とする、上記（７）に記載の成形品。
（１）質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．０１〜１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００３％以下、Ｔｉ：４〜１０％、Ｂ：２〜５％、Ｓｂ：０．００１〜０．０１％、Ｚｒ：０．０２〜０．４０％を含み、残部が不可避的不純物およびＦｅからなることを特徴とする、ダイクエンチ用熱延鋼板。
（２）上記に加えて、質量％で、Ｎｂ：０．０２〜０．４０％を含有することを特徴とする、（１）に記載のダイクエンチ用熱延鋼板。
（３）上記に加えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｗ：１．０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載のダイクエンチ用熱延鋼板。
（４）上記に加えて質量基準でＲＥＭ：１００ｐｐｍ以下を含有することを特徴とする、上記（１）から（３）のいずれかに記載のダイクエンチ用熱延鋼板。
（５）上記（１）から（４）のいずれかの成分組成を有し、そのミクロ組織が平均粒子径５０μｍ以下の硼化物を含み、かつフェライトの平均結晶粒径が３０μｍ以下であることを特徴とする、ダイクエンチ用熱延鋼板。
（６）上記（１）から（４）のいずれかの成分組成の鋼を溶製し、鋳造し、熱間圧延してダイクエンチ用熱延鋼板を製造するにあたり、鋳造の際の冷却速度を、凝固〜９５０℃間の平均で５℃／ｓ以上とし、熱間圧延時の鋼塊またはスラブの再加熱温度を１２００℃以上とするとともに、熱間圧延時のコイル巻取り温度を５５０℃以上とすることを特徴とする、ダイクエンチ用熱延鋼板の製造方法。
（７）上記（１）〜（５）のいずれかの熱延鋼板をダイクエンチしてなることを特徴とする成形品。
（８）圧延方向、圧延直角方向、および圧延対角方向の３方向の比ヤング率の差がそれぞれ３ＧＰａ／（ｇ／ｃｍ ３ ）以内であり、比ヤング率の値が３１ＧＰａ／（ｇ／ｃｍ３）以上であることを特徴とする、上記（７）に記載の成形品。
本発明によれば、プレス加工時のスケール密着性が良く、またダイクエンチ成形された後に高い比ヤング率が得られるダイクエンチ用熱延鋼板およびその製造方法、ならびにそれをダイクエンチしてなる成形品が提供される。
以下、本発明を実施するための形態について説明する。鋼の成分組成の％表示は特に断らない限り、質量％を示す。
［化学成分］
Ｃ：０．０５％以下
Ｃは通常ダイクエンチでの焼入時にマルテンサイトを生じさせて鋼を組織強化する。しかしながら本発明では高強度を得ることを目的としておらず、また０．０５％を超えると硼化物の形成を阻害する。Ｃの下限は特に存在しないが、必要以上に溶製コストを招かない程度であることが好ましく、０．００２％以上とすることが好ましい。なお、上限程度のＣ量であれば、ベイナイトやマルテンサイト組織を得ることも可能であり、他の固溶強化元素との組合せで、７００ＭＰａ程度の強度を得ることも可能である。
［化学成分］
Ｃ：０．０５％以下
Ｃは通常ダイクエンチでの焼入時にマルテンサイトを生じさせて鋼を組織強化する。しかしながら本発明では高強度を得ることを目的としておらず、また０．０５％を超えると硼化物の形成を阻害する。Ｃの下限は特に存在しないが、必要以上に溶製コストを招かない程度であることが好ましく、０．００２％以上とすることが好ましい。なお、上限程度のＣ量であれば、ベイナイトやマルテンサイト組織を得ることも可能であり、他の固溶強化元素との組合せで、７００ＭＰａ程度の強度を得ることも可能である。
Ｓｉ：０．０２〜０．５％
Ｓｉは鋼の高強度化（固溶強化）や焼入後の靭性向上に有効な元素である。しかし、０．０２％未満では固溶強化の効果がなく、一方０．５％を超えると表面に赤スケールと呼ばれる剥離しにくいスケールを不均一に生じる。このため、Ｓｉ含有量を０．０２〜０．５％とする。
Ｓｉは鋼の高強度化（固溶強化）や焼入後の靭性向上に有効な元素である。しかし、０．０２％未満では固溶強化の効果がなく、一方０．５％を超えると表面に赤スケールと呼ばれる剥離しにくいスケールを不均一に生じる。このため、Ｓｉ含有量を０．０２〜０．５％とする。
Ｍｎ：０．０１〜１．０％
Ｍｎは固溶強化および焼入性向上に寄与するため、所望の鋼板強度に応じて必要量添加すればよいが、０．０１％未満ではそれらの効果を得難く、一方でＭｎは必要以上に含有すると偏析して熱延素材・熱処理後とも材質の均一性が低下してしまう。このため、Ｍｎ含有量を０．０１〜１．０％とする。
Ｍｎは固溶強化および焼入性向上に寄与するため、所望の鋼板強度に応じて必要量添加すればよいが、０．０１％未満ではそれらの効果を得難く、一方でＭｎは必要以上に含有すると偏析して熱延素材・熱処理後とも材質の均一性が低下してしまう。このため、Ｍｎ含有量を０．０１〜１．０％とする。
Ｐ：０．０２５％以下
ＰはＳｉ同様、固溶強化に有効であるが、０．０２５％を超えると偏析して熱延素材・熱処理後とも材質の均一性が低下するほか、熱処理後の靭性が著しく低下する。このため、Ｐ含有量を０．０２５％以下とする。
ＰはＳｉ同様、固溶強化に有効であるが、０．０２５％を超えると偏析して熱延素材・熱処理後とも材質の均一性が低下するほか、熱処理後の靭性が著しく低下する。このため、Ｐ含有量を０．０２５％以下とする。
Ｓ：０．００１％以下
Ｓは本発明で重要な制御因子のひとつであり、０．００１％以下とすることにより熱間でのスケール密着性が格段に向上する。このため、Ｓ含有量を０．００１％以下とする。
Ｓは本発明で重要な制御因子のひとつであり、０．００１％以下とすることにより熱間でのスケール密着性が格段に向上する。このため、Ｓ含有量を０．００１％以下とする。
Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌは溶鋼中の脱酸剤として添加され、鋼中可溶分として存在するが、０．０１％未満ではその効果がなく、一方０．１０％を超えて過剰に存在すると、アルミナなどの介在物凝集を誘起する。このため、Ａｌ含有量を０．０１〜０．１０％とする。
Ａｌは溶鋼中の脱酸剤として添加され、鋼中可溶分として存在するが、０．０１％未満ではその効果がなく、一方０．１０％を超えて過剰に存在すると、アルミナなどの介在物凝集を誘起する。このため、Ａｌ含有量を０．０１〜０．１０％とする。
Ｎ：０．００３％以下
Ｎは、溶製時Ｔｉ添加前に０．００３％を超えると溶製時にＴｉＮ、ＢＮ、ＡｌＮなどの窒化物を形成し、硼化物の形成を妨げる。このため、Ｎ含有量を０．００３％以下とする。下限は特に存在しないが、必要以上に溶製コストを招かない程度であることが好ましく、０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｎは、溶製時Ｔｉ添加前に０．００３％を超えると溶製時にＴｉＮ、ＢＮ、ＡｌＮなどの窒化物を形成し、硼化物の形成を妨げる。このため、Ｎ含有量を０．００３％以下とする。下限は特に存在しないが、必要以上に溶製コストを招かない程度であることが好ましく、０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｔｉ：４〜１０％
本発明において、Ｔｉは主として硼化物を形成し、ダイクエンチ部材の剛性を高める役割を果たす重要な元素である。その効果を発揮するための硼化物量（体積分率）を確保するためには４％以上必要であり、一方、鋼中の固溶限を考慮すると１０％以下となる。このため、Ｔｉ含有量を４〜１０％とする。
本発明において、Ｔｉは主として硼化物を形成し、ダイクエンチ部材の剛性を高める役割を果たす重要な元素である。その効果を発揮するための硼化物量（体積分率）を確保するためには４％以上必要であり、一方、鋼中の固溶限を考慮すると１０％以下となる。このため、Ｔｉ含有量を４〜１０％とする。
Ｂ：２〜５％
本発明において、Ｂは硼化物を形成し、ダイクエンチ部材の剛性を高める役割を果たす重要な元素である。その効果を発揮するための硼化物量（体積分率）を確保するためには２％以上必要であり、一方、鋼中の固溶限を考慮すると５％以下となる。このため、Ｂ含有量を２〜５％とする。
本発明において、Ｂは硼化物を形成し、ダイクエンチ部材の剛性を高める役割を果たす重要な元素である。その効果を発揮するための硼化物量（体積分率）を確保するためには２％以上必要であり、一方、鋼中の固溶限を考慮すると５％以下となる。このため、Ｂ含有量を２〜５％とする。
Ｓｂ：０．００１〜０．０１％
Ｓｂは本発明における重要な制御因子のひとつであり、０．００１％以上含有することで熱間加工中のスケールの密着性が格段に向上する。一方、０．０１％を超えても効果が飽和するほか、熱間での加工性自体が低下する。このため、Ｓｂ含有量を０．００１〜０．０１％とする。熱間加工中のスケールの密着性を向上させる効果は０．００３％以上で特に大きくなるので０．００３％以上が好ましい。
Ｓｂは本発明における重要な制御因子のひとつであり、０．００１％以上含有することで熱間加工中のスケールの密着性が格段に向上する。一方、０．０１％を超えても効果が飽和するほか、熱間での加工性自体が低下する。このため、Ｓｂ含有量を０．００１〜０．０１％とする。熱間加工中のスケールの密着性を向上させる効果は０．００３％以上で特に大きくなるので０．００３％以上が好ましい。
Ｚｒ：０．０２〜０．４０％
Ｚｒは、本発明においてはＴｉよりも優先して炭化物や窒化物を形成させ、Ｔｉ硼化物を形成させやすくする働きをする。その効果を得るためには、Ｚｒ含有量を０．０２〜０．４０％とする。
Ｚｒは、本発明においてはＴｉよりも優先して炭化物や窒化物を形成させ、Ｔｉ硼化物を形成させやすくする働きをする。その効果を得るためには、Ｚｒ含有量を０．０２〜０．４０％とする。
Ｎｂ：０．０２〜０．４０％
Ｎｂは、本発明においては、Ｚｒと同様、Ｔｉよりも優先して炭化物を形成させ、Ｔｉ硼化物を形成させやすくする働きがあり、その程度はＺｒに次いで大きい。また、Ｎｂ添加は再結晶遅延によるフェライト粒微細化の効果もある。このため、Ｎｂを添加してもよい。Ｎｂを添加する場合には、上記効果を得るために、その含有量を０．０２〜０．４０％とする。
Ｎｂは、本発明においては、Ｚｒと同様、Ｔｉよりも優先して炭化物を形成させ、Ｔｉ硼化物を形成させやすくする働きがあり、その程度はＺｒに次いで大きい。また、Ｎｂ添加は再結晶遅延によるフェライト粒微細化の効果もある。このため、Ｎｂを添加してもよい。Ｎｂを添加する場合には、上記効果を得るために、その含有量を０．０２〜０．４０％とする。
Ｃｒ：１．０％以下
Ｍｏ：０．５％以下
Ｗ：１．０％以下
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗはいずれも鋼の高強度化に有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗがそれぞれ１．０％、０．５％、１．０％を超えると高温での材料強度が高くなり、圧延性が低下したり、プレス加工性が低下したりするため、Ｃｒ含有量を１．０％以下、Ｍｏ含有量を０．５％以下、Ｗ含有量を１．０％以下とする。上記効果を有効に発揮させるためには、Ｃｒ含有量を０．１５％以上、Ｍｏ含有量を０．１％以上、Ｗ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
Ｍｏ：０．５％以下
Ｗ：１．０％以下
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗはいずれも鋼の高強度化に有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗがそれぞれ１．０％、０．５％、１．０％を超えると高温での材料強度が高くなり、圧延性が低下したり、プレス加工性が低下したりするため、Ｃｒ含有量を１．０％以下、Ｍｏ含有量を０．５％以下、Ｗ含有量を１．０％以下とする。上記効果を有効に発揮させるためには、Ｃｒ含有量を０．１５％以上、Ｍｏ含有量を０．１％以上、Ｗ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ：１００ｐｐｍ以下
ＲＥＭは、微量含有させることで熱間加工中のスケールの密着性が格段に向上するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が１００ｐｐｍを超えても効果が飽和するばかりか、熱間での加工性自体が低下する。このため、ＲＥＭの含有量を１００ｐｐｍ以下とする。上記効果を有効に発揮させるためには、ＲＥＭの含有量を２ｐｐｍ以上とすることが好ましい。
ＲＥＭは、微量含有させることで熱間加工中のスケールの密着性が格段に向上するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、その含有量が１００ｐｐｍを超えても効果が飽和するばかりか、熱間での加工性自体が低下する。このため、ＲＥＭの含有量を１００ｐｐｍ以下とする。上記効果を有効に発揮させるためには、ＲＥＭの含有量を２ｐｐｍ以上とすることが好ましい。
上記以外の残部の成分組成は不可避的不純物およびＦｅからなる。
［組織］
本実施形態では鋼板の成分組成を上記の範囲とした上で、鋼板のミクロ組織を平均粒子径５０μｍ以下の硼化物を含み、かつフェライトの平均結晶粒径が３０μｍ以下となるようにすることが好ましい。これらが、ダイクエンチで作製された部材に高剛性を付与するための有効な因子となる。
本実施形態では鋼板の成分組成を上記の範囲とした上で、鋼板のミクロ組織を平均粒子径５０μｍ以下の硼化物を含み、かつフェライトの平均結晶粒径が３０μｍ以下となるようにすることが好ましい。これらが、ダイクエンチで作製された部材に高剛性を付与するための有効な因子となる。
硼化物の平均粒子径（サイズ）が５０μｍを超えると、素材として靭性が低くなる傾向となるだけでなく、プレス等成形加工時の割れの起点にもなりやすくなる。一方、剛性には体積率、すなわち母相（マトリックス）中に析出して存在する硼化物の割合（等方材とすれば、ある断面視野における面積率と等価）が寄与するのみで、その個々のサイズの制約はない。硼化物をナノサイズに微細分散させると析出強化にも効果がある。フェライト粒径に関しては、素材の靭性維持と強度の観点から平均結晶粒径は、３０μｍ以下が好ましい。ミクロ組織の構成については、フェライト単相のマトリックス中に、上記平均粒子径の硼化物が分散した組織を基本とし、残部組織としてベイナイトやパーライト、マルテンサイトなどが体積率で５％以内で含まれていても特性に影響はないのでよい。
［製造方法］
次に、好ましい製造方法について説明する。
上記成分組成の鋼を溶製し、鋳造し、熱間圧延してダイクエンチ用熱延鋼板を製造するにあたり、鋳造の際の冷却速度を、凝固〜９５０℃間の温度域を平均で５℃／ｓ以上とし、熱間圧延時の鋼塊またはスラブの再加熱温度を１２００℃以上とするとともに、熱間圧延時のコイル巻取り温度を５５０℃以上とする。
次に、好ましい製造方法について説明する。
上記成分組成の鋼を溶製し、鋳造し、熱間圧延してダイクエンチ用熱延鋼板を製造するにあたり、鋳造の際の冷却速度を、凝固〜９５０℃間の温度域を平均で５℃／ｓ以上とし、熱間圧延時の鋼塊またはスラブの再加熱温度を１２００℃以上とするとともに、熱間圧延時のコイル巻取り温度を５５０℃以上とする。
凝固〜９５０℃の温度域の平均冷却速度を５℃／ｓ以上とするのは、高剛性化の観点から、ＴｉＢ２の析出を促進させるためである。そのために、凝固〜９５０℃の温度域の平均冷却速度を５℃／ｓ以上とした。これにより、過冷却状態となってδフェライト相あるいはγオーステナイト相中での炭化物析出が抑制される。
熱間圧延を施す際は、スラブ中に析出したＴｉＢ２がスラブの剛性を既に高めているため、熱延負荷を下げる観点で、高温での再加熱が望ましく、再加熱温度の下限を１２００℃とした。
コイル巻取り温度を５５０℃以上としたのは、熱延鋼板の組織のマトリックス部分がフェライト単相となるようにするためである。
これ以外の製造条件については、通常の熱延鋼板の製造方法に従えばよい。また、熱延鋼板については酸洗材（熱間圧延後、酸洗を施して表面の酸化スケールを除去した状態の熱間圧延材）が一般的であるが、ダイクエンチ前の素材が熱間圧延まま材（熱間圧延後、鋼板表面に酸化スケール皮膜が形成された状態の熱間圧延材）であっても本発明の効果は発揮される。
また、省エネルギおよび生産効率の観点から、鋳造したスラブをそのまま熱間圧延に供することも問題ない。
以下、本発明の実施例について説明する。
表１に示す成分組成の鋼を溶製し、鋳型注入（凝固）から９５０℃の温度域の冷却速度が平均で７℃／ｓとなるように鋳造し、スラブとした。このスラブをスラブ再加熱温度（ＳＲＴ）１２５０℃で再加熱し、熱間圧延した。得られた鋼帯をコイル巻取りする際のコイラー直前での温度（巻取温度）が６２０℃となるようにして巻取り、熱延鋼板を作製した。表１の鋼Ａ〜Ｃ、Ｆ〜Ｉ、Ｋ〜Ｍは成分組成が本発明の範囲内の本発明例であり、鋼Ｄ、Ｅ、Ｊは本発明の範囲から外れる比較例である。
表１に示す成分組成の鋼を溶製し、鋳型注入（凝固）から９５０℃の温度域の冷却速度が平均で７℃／ｓとなるように鋳造し、スラブとした。このスラブをスラブ再加熱温度（ＳＲＴ）１２５０℃で再加熱し、熱間圧延した。得られた鋼帯をコイル巻取りする際のコイラー直前での温度（巻取温度）が６２０℃となるようにして巻取り、熱延鋼板を作製した。表１の鋼Ａ〜Ｃ、Ｆ〜Ｉ、Ｋ〜Ｍは成分組成が本発明の範囲内の本発明例であり、鋼Ｄ、Ｅ、Ｊは本発明の範囲から外れる比較例である。
これら熱延鋼板から試料を切出し、板厚断面を３％Ｎｉｔａｌ腐食液で腐食させて光学顕微鏡にて組織観察を行った。そして、表１の各鋼について組織写真からフェライト平均結晶粒径およびＴｉＢ２析出物の平均粒子径を測定した。図１は、本発明例である表１の鋼Ｂの組織写真であり、フェライト単相中にＴｉＢ２が析出しているのがわかる。フェライトの平均結晶粒径およびＴｉＢ２の平均粒子径の測定方法は、圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）について、光学顕微鏡を用いて微視組織を倍率５０〜４００倍で撮像し、ＪＩＳ Ｇ ０５５２に準じた切断法により公称粒径ｄ ｎ として求めた。また、析出物の同定（ＴｉＢ２の同定）は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、ＥＤＸ分析（エネルギー分散型Ｘ線分析）による元素分析およびＸ線回折法による同定により行なった。
得られた鋼板から試験板を採取し、大気雰囲気中で９５０℃×１０ｍｉｎの加熱保持を施したのち、水冷金型を用いて高さ７０ｍｍ×幅７０ｍｍ（中央部）×長さ３００ｍｍのハット状に成形するダイクエンチを施し、図２に示す成形品（ダイクエンチ加工品）を得た。得られた成形品について、表面外観を目視で観察して表面欠陥の有無を調査し、スケールの密着性について評価した。スケール密着性が悪いために生じた欠陥として、幅が１ｍｍ以上で長さが１０ｍｍ以上の表面欠陥が１箇所以上ある場合を×とし、このような表面欠陥がなく、スケール密着性が良好な場合を○として評価した。さらに、得られた成形品のハット底部から試料を切出してヤング率と引張強度を測定した。引張強度は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の規定に準拠してＪＩＳ ５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２００７年）の規定に準拠して引張試験を実施して、ダイクエンチ後の素材（鋼板）の引張強さＴＳとして求めた。ヤング率は、図２に示す、圧延方向（Ｌ方向）、圧延直角方向（Ｃ方向）および圧延対角方向（Ｄ方向）の３方向について、幅１０ｍｍ×長さ６０ｍｍのサイズで試料を切出し、表面および端面研削をした試料を作製し、横振動型の共振周波数測定装置を用いてAmerican Society for Testing Materialsの基準（Ｃ１２５９、２００７年）に従いヤング率Ｅ（ＧＰａ）を測定した。このヤング率Ｅの値を試験片の体積および重量から計算した密度（ｇ／ｃｍ３）で除して、比ヤング率を算出した。これらの評価結果を表２にまとめて示す。
表２にフェライト平均結晶粒径、ＴｉＢ２平均粒子径、引張強度ＴＳ、３方向の比ヤング率、およびスケール密着性の評価結果をまとめて示す。
表２に示すように、本発明例では、熱間加工時の耐スケール剥離性が優れており表面欠陥の発生が認められず（評価○）、また集合組織制御では達成が難しかった高いヤング率が等方的に得られ、Ｌ方向、Ｃ方向、Ｄ方向のいずれの比ヤング率も３１ＧＰａ／（ｇ／ｃｍ３）以上となると同時に、３方向の比ヤング率の差がそれぞれ３ＧＰａ／（ｇ／ｃｍ３）以内に収まる、所謂等方性が得られており、かつ、成形品の高強度化が実現されていることが確認された。
本発明は、主に自動車の構造骨格部品での軽量化に大きな貢献が期待される。
Claims (8)
- 質量％で、
Ｃ：０．０５％以下、
Ｓｉ：０．０２〜０．５％、
Ｍｎ：０．０１〜１．０％、
Ｐ：０．０２５％以下、
Ｓ：０．００１％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ：０．００３％以下、
Ｔｉ：４〜１０％、
Ｂ：２〜５％、
Ｓｂ：０．００１〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０２〜０．４０％
を含み、残部が不可避的不純物およびＦｅからなることを特徴とする、ダイクエンチ用熱延鋼板。 - 上記に加えて、質量％で、Ｎｂ：０．０２〜０．４０％を含有することを特徴とする、請求項１に記載のダイクエンチ用熱延鋼板。
- 上記に加えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｗ：１．０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１または請求項２に記載のダイクエンチ用熱延鋼板。
- 上記に加えて、質量基準で、ＲＥＭ：１００ｐｐｍ以下を含有することを特徴とする、請求項１から請求項３のいずれか１項に記載のダイクエンチ用熱延鋼板。
- 請求項１から請求項４のいずれかの成分組成を有し、そのミクロ組織が平均粒子径５０μｍ以下の硼化物を含み、かつフェライトの平均結晶粒径が３０μｍ以下であることを特徴とする、ダイクエンチ用熱延鋼板。
- 請求項１から請求項４のいずれかの成分組成の鋼を溶製し、鋳造し、熱間圧延してダイクエンチ用熱延鋼板を製造するにあたり、鋳造の際の冷却速度を、凝固〜９５０℃間の平均で５℃／ｓ以上とし、熱間圧延時の鋼塊またはスラブの再加熱温度を１２００℃以上とするとともに、熱間圧延時のコイル巻取り温度を５５０℃以上とすることを特徴とする、ダイクエンチ用熱延鋼板の製造方法。
- 請求項１から請求項５のいずれかの熱延鋼板をダイクエンチしてなることを特徴とする成形品。
- 圧延方向、圧延直角方向、および圧延対角方向の３方向の比ヤング率の差がそれぞれ３ＧＰａ／（ｇ／ｃｍ ３ ）以内であり、比ヤング率の値が３１ＧＰａ／（ｇ／ｃｍ３）以上であることを特徴とする、請求項７に記載の成形品。
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