JP7244723B2 - 耐久性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 - Google Patents

耐久性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、耐久性に優れた高強度鋼材及びその製造方法に関する。
従来は、商用車のシャーシ部品のメンバー類及びホイールディスクは、車両の特性上、高い剛性を確保するために、厚さが５ｍｍ以上で、かつ、４５０～６００ＭＰａの降伏強度を有する高強度鋼板を使用してきたが、近年、自動車の軽量化及び高強度化に向けて引張強度６５０ＭＰａ以上の高強度鋼材を適用している実情である。
高強度鋼材を用いて部品を製造する場合、せん断成形及びパンチング成形を施した板材をプレス（ｐｒｅｓｓ）成形して製造する段階を経るが、該せん断成形及びパンチング成形時に鋼板のせん断部位に微細な亀裂が生成されて、最終製品（部品）の耐久寿命が短縮されるという短所がある。
かかる問題を解決するための方案として、特許文献１では、通常のオーステナイト域熱間圧延を経た後、高温で巻き取りフェライト相を基地組織とし、析出物を微細に形成した。また、特許文献２では、粗大なパーライト組織が形成されないように巻取り温度をベイナイト相が基地組織に形成される温度まで冷却した後、巻取る技術を提案した。特許文献３では、チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）などを活用して、熱間圧延中に未再結晶域で圧下率４０％以上に圧延して、オーステナイト結晶粒を微細化させるという技術を開示している。
高強度鋼を製造するために、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｃｒなどの合金成分を主に活用するが、この場合、熱延鋼板の強度を向上させるには効果的であるが、多量の合金成分が添加されると一部成分が鋼中に偏析（ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）されるか、微細組織の不均一をもたらして、せん断成形性が低下し、せん断面に発生した微細な亀裂が疲労環境で伝播されやすいため、部品の破損が発生するようになる。
特に、鋼材の厚さが厚くなるほど厚さ表層部と中心部間の微細組織の不均一性が高くなり、せん断面の亀裂発生が増加し、疲労環境で亀裂の伝播速度も速くなるため耐久性が低下するようになる。
しかし、上述した技術（特許文献１～３）は、高強度を有する厚物鋼材の疲労特性については考慮していない。
また、厚物鋼材の結晶粒を微細化し析出強化効果を得るために、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどの析出物形成元素を活用する場合、析出物が形成され易い５００～７００℃程度の高温で巻取るか、または熱延後の冷却中に鋼板の冷却速度を制御しなければ、厚物鋼材の厚さ中心部で粗大な炭化物が形成されてせん断面の品質が劣化するようになる。さらに、熱間圧延中に未再結晶域で４０％の大圧下を加えることは、圧延板の形状品質を劣らせ、設備の負荷をもたらすため、実際に適用するには困難な問題がある。
特開２００２－３２２５４１号公報 韓国登録特許第１０－１５２８０８４号公報 特開１９９７－１４３５７０号公報
本発明の一側面は、一定厚さを有する厚物鋼材で、かつ高強度を有するだけでなく、耐久性に優れた鋼材及びこれを製造する方法を提供することを目的とする。
本発明の課題は上述した内容に限定されない。本発明の追加的な課題は、本明細書の内容全般に記述されており、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者であれば、本発明の明細書に記載された内容から、本発明の追加的な課題を理解するのに何ら問題がない。
本発明の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１～１．０％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．３％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．１％、クロム（Ｃｒ）：０．００５～１．０％、リン（Ｐ）：０．００１～０．０５％、硫黄（Ｓ）：０．００１～０．０１％、窒素（Ｎ）：０．００１～０．０１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０７％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．１１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、微細組織として、フェライト相とベイナイト相の分率合計が９０％以上であり、中心部（厚さ方向ｔ／４～ｔ／２の地点）内の結晶粒の形状比（短辺／長辺の比）が０．３以下の結晶粒の分率が５０％未満であり、中心部における単位面積（１ｍｍ２）内に観察される結晶粒界長さが７００ｍｍ以上である耐久性に優れた高強度鋼材を提供する。
本発明の他の一側面は、上述した合金組成を有する鋼スラブを１２００～１３５０℃の温度範囲に加熱する段階と、上記加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を４００～５００℃の温度範囲に冷却した後、巻取（ＣＴ）る段階と、上記巻取り後に常温～２００℃の温度範囲に空冷する段階とを含み、上記熱間圧延は、下記［関係式１］を満たす温度（ＦＤＴ（℃））で仕上げ熱間圧延を行い、上記冷却は、下記１次冷却及び２次冷却で行い、上記１次冷却を［関係式２］を満たす冷却速度（ＣＲ１）で、上記２次冷却を下記［関係式３］を満たす冷却速度（ＣＲ２）で行うことを特徴とする耐久性に優れた高強度鋼材の製造方法を提供する。
［関係式１］
Ｔｎ－５０≦ＦＤＴ（熱間圧延終了温度（℃））≦Ｔｎ
Ｔｎ＝７３０＋９２×［Ｃ］＋７０×［Ｍｎ］＋４５×［Ｃｒ］＋６５０×［Ｎｂ］＋４１０×［Ｔｉ］－８０×［Ｓｉ］－１．４×（ｔ－５）
（ここで、各元素は重量含有量（％）を意味し、ｔは最終熱延鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する）
［関係式２］
ＣＲ１≧１９６－３００×［Ｃ］＋４．５×［Ｓｉ］－７１．８×［Ｍｎ］－５９．６×［Ｃｒ］＋１８７×［Ｔｉ］＋８５２×［Ｎｂ］
（ここで、各元素は重量含有量（％）を意味する）
［関係式３］
ＣＲＭｉｎ≦ＣＲ２≦ＣＲＭａｘ
（ＣＲＭａｘ＝７６．６－１５７×［Ｃ］－２５．２×［Ｓｉ］－１４．１×［Ｍｎ］－２７．３×［Ｃｒ］＋６１×［Ｔｉ］＋４４８×［Ｎｂ］であり、ＣＲＭｉｎ＝２７．４－４５．３×［Ｃ］＋５．２８×［Ｓｉ］－１１×［Ｍｎ］－７．３３×［Ｃｒ］＋４２．３×［Ｔｉ］＋８２×［Ｎｂ］であり、各元素は重量含有量（％）を意味する）
本発明によると、高強度を有するとともに成形時に断面の品質に優れ、成形後に鋼材の疲労限度と降伏強度の比を良好に確保可能な厚物鋼材を提供することができる。
上記本発明の鋼材は、自動車のシャーシ部品のメンバー類及びホイールディスクなどに適合に適用することができるという効果がある。
本発明の一実施形態において、発明鋼と比較鋼の厚さによる疲労強度及び降伏強度の比をグラフで示すものである。
本発明者らは、既存の自動車用厚物鋼材の成形時に耐久性が低下するという問題点を解決するために深く研究した。
特に、本発明者らは、既存の厚物鋼材の成分及び微細組織による成形後のせん断面における亀裂分布と耐久性の変化を調査した結果、鋼材の厚さ中心部において結晶粒の形状制御により耐久特性が変わることを確認した。
そこで、本発明者らは、高強度を有するとともに、成形時の断面の品質に優れ、目標とする耐久性を有する鋼材を提供可能なことを確認し、本発明を完成するに至った。
以下、本発明について詳しく説明する。
本発明の一側面による耐久性に優れた高強度鋼材は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１～１．０％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．３％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．１％、クロム（Ｃｒ）：０．００５～１．０％、リン（Ｐ）：０．００１～０．０５％、硫黄（Ｓ）：０．００１～０．０１％、窒素（Ｎ）：０．００１～０．０１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０７％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．１１％を含むことができる。
以下では、本発明で提供する熱延鋼板の合金組成を上記のように制限する理由について詳しく説明する。
一方、本発明で特に言及しない限り、各元素の含有量は重量を基準とし、組織の割合は面積を基準とする。
炭素（Ｃ）：０．０５～０．１５％
炭素（Ｃ）は、鋼を強化させるのに最も経済的で、かつ効果的な元素であり、その添加量が高くなると析出強化効果が上昇するか、ベイナイト相の分率が増加して引張強度が向上する。また、熱延鋼材の厚さが厚くなるほど熱間圧延後の冷却中に厚さ中心部の冷却速度が遅くなり、Ｃの含有量が大きい場合は粗大な炭化物またはパーライトが形成されやすい。
本発明では、上記Ｃの含有量が０．０５％未満の場合には、鋼の強化効果が充分に得難い。これに対し、０．１５％を超えると、厚さ中心部でパーライト相または粗大な炭化物が形成されてせん断成形性が低下し、耐久性が低下するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｃを０．０５～０．１５％で含むことができ、より好ましくは、０．０６～０．１２％で含むことができる。
シリコン（Ｓｉ）：０．０１～１．０％
シリコン（Ｓｉ）は、溶鋼を脱酸させ、固溶強化効果があり、粗大な炭化物の形成を遅延させて成形性を向上させるのに有利である。
かかるＳｉの含有量が０．０１％未満の場合には、固溶強化効果が小さく、炭化物形成を遅延させる効果も低くなり成形性を向上させることが難しい。これに対し、その含有量が１．０％を超えると、熱間圧延時に鋼板表面にＳｉによる赤スケールが形成され、鋼板の表面品質が非常に悪くなるだけでなく、延性と溶接性も低下するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｓｉを０．０１～１．０％で含むことができ、より好ましくは、０．２～０．７％で含むことができる。
マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．３％
マンガン（Ｍｎ）は、上記Ｓｉと同様に、鋼を固溶強化させるのに効果的な元素であり、鋼の硬化能を増加させることで、熱間圧延後の冷却中にベイナイト相の形成を容易にする。
かかるＭｎの含有量が１．０％未満の場合には、上述した効果が充分に得られない。これに対し、その含有量が２．３％を超えると、硬化能が大幅に増加し、マルテンサイト相変態が起こりやすく、連続鋳造工程におけるスラブ鋳造時に厚さ中心部で偏析部が大きく発達し、熱延後の冷却時には厚さ方向への微細組織を不均一に形成して、せん断成形性及び耐久性が低下するようになる。
したがって、本発明では、上記Ｍｎを１．０～２．３％で含むことができ、より好ましくは、１．１～２．０％で含むことができる。
アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．１％
アルミニウム（Ａｌ）は、主に脱酸のために添加する元素であり、その含有量が０．０１％未満の場合には添加効果が充分に得られない。これに対し、その含有量が０．１％を超えると、鋼中で窒素（Ｎ）と結合してＡｌＮを形成することにより、連続鋳造時にスラブにコーナークラックが発生しやすく、介在物の形成による欠陥が発生するおそれがある。
したがって、本発明では、上記Ａｌを０．０１～０．１で含むことができる。
一方、本発明におけるアルミニウムは、可溶アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）を意味する。
クロム（Ｃｒ）：０．００５～１．０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼を固溶強化させ、冷却時におけるフェライト相の変態を遅延させて巻取り温度でベイナイトの形成を助ける役割を果たす。上述した効果を得るためには、０．００５％以上でＣｒを含有することが好ましいが、その含有量が１．０％を超えると、フェライト変態を過度に遅延させてマルテンサイト相が形成されるため、伸び率が低下する。また、Ｍｎと同様に、厚さ中心部で偏析部が大きく発達し、厚さ方向の微細組織を不均一にして、せん断成形性及び耐久性が低下する。
したがって、本発明では、上記Ｃｒを０．００５～１．０％で含むことができ、より好ましくは、０．３～０．９％で含むことができる。
リン（Ｐ）：０．００１～０．０５％
リン（Ｐ）は、固溶強化及びフェライト変態促進効果をともに有する元素である。かかるＰの含有量を０．００１％未満で製造するためには、製造コストが過度にかかるため経済的に不利であり、目標水準の強度の確保も難しくなる。これに対し、上記Ｐの含有量が０．０５％を超えると、粒界偏析による脆性が発生し、成形時に微細な亀裂が発生しやすく、せん断成形性と耐久性を大きく悪化させる。
したがって、本発明では、上記Ｐを０．００１～０．０５％で含むことができる。
硫黄（Ｓ）：０．００１～０．０１％
硫黄（Ｓ）は、鋼中に存在する不純物であって、その含有量が０．０１％を超えると、Ｍｎなどと結合して非金属介在物を形成し、これにより、鋼の切断加工時に微細な亀裂が発生しやすく、せん断成形性と耐久性を大きく低下させるという問題がある。これに対し、上記Ｓの含有量を０．００１％未満で製造するためには、製鋼操業時に時間が過度にかかり、生産性が低下する。
したがって、本発明では、上記Ｓを０．００１～０．０１％で含むことができる。
窒素（Ｎ）：０．００１～０．０１％
窒素（Ｎ）は、Ｃとともに代表的な固溶強化元素であり、Ｔｉ、Ａｌなどと結合して粗大な析出物を形成する。一般的にＮの固溶強化効果は炭素より優れているが、鋼中のＮの量が増加するほど鋼の靭性が低下するという問題がある。これを考慮して、上記Ｎを０．０１％以下で含むことが好ましいが、その含有量を０．００１％未満で製造するためには、製鋼操業時に時間が多くかかり、生産性が低下する。
したがって、本発明では、上記Ｎを０．００１～０．０１％で含むことができる。
ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０７％
ニオブ（Ｎｂ）は、析出強化元素であって、熱間圧延中に析出し、再結晶遅延による結晶粒微細化効果により、鋼の強度及び衝撃靭性の向上に有効である。上述した効果を充分に得るためには０．００５％以上で含むことができ、これに対し、その含有量が０．０７％を超えると、熱間圧延中における過度な再結晶遅延によって延伸された結晶粒の形成及び粗大な複合析出物の形成により成形性と耐久性が低下するようになる。
したがって、本発明では、上記Ｎｂを０．００５～０．０７％で含むことができ、より好ましくは、０．０１～０．０６％で含むことができる。
チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．１１％
チタン（Ｔｉ）は、上記Ｎｂとともに代表的な析出強化元素であり、Ｎとの強い親和力により鋼中に粗大なＴｉＮを形成する。上記ＴｉＮは、熱間圧延のための加熱過程で結晶粒が成長することを抑制するという効果がある。また、Ｎと反応して残ったＴｉが鋼中に固溶されて炭素と結合することにより、ＴｉＣ析出物を形成し、これは鋼の強度を向上させるのに有用である。
上述した効果を充分に得るためには、Ｔｉを０．００５％以上で含有する必要があるが、その含有量が０．１１％を超えると、粗大なＴｉＮの発生及び析出物の粗大化により、成形時に耐衝突特性を低下させるという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｔｉを０．００５～０．１１％で含むことができ、より好ましくは、０．０１～０．１％で含むことができる。
本発明の残りの成分は、鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程において、原料や周囲の環境から意図されない不純物が不可避に混入する可能性があるため、これを排除することはできない。かかる不純物は、通常の製造過程における技術者であれば誰もが分かるものであるため、そのすべての内容を具体的に本明細書に記載しない。
上述した合金組成を有する本発明の鋼材は、微細組織がフェライト相及びベイナイト相の複合組織で構成されることができる。
この時、上記フェライト相とベイナイト相の分率合計が面積分率９０％以上であることが好ましく、この中で上記ベイナイト相は面積分率５０％以上であることができる。
上記ベイナイト相の分率が面積分率５０％未満の場合には、目標とする強度を確保し難く、粗大なフェライト相が増加すると、不均一な微細組織を有するようになり、せん断変形またはパンチング変形時に微細な亀裂が発生しやすくなる。
ここで、上記フェライト相は、高温域フェライト相であるポリゴナルフェライト相を意味し、上記ベイナイト相は、低温域フェライト相であるアンキュラフェライト相とベイニティックフェライト相を全て総称する。
上記複合組織を除いた残部組織として、ＭＡ相（マルテンサイト及びオーステナイトの混合組織）とマルテンサイト相を含むことができる。このとき、この二つの相を合わせて面積分率１～１０％で含むことができ、この中で上記ＭＡ相は３％未満であることが好ましい。
上記ＭＡ相とマルテンサイト相を合わせた分率が１０％を超えると、引張強度は上昇するが、周辺の組織相（ｐｈａｓｅ）に比べて硬度値が高くてせん断変形またはパンチング変形時にＭＡ相及びマルテンサイト相界面でクラックが発生し、それにより疲労特性が悪くなる。特に、ＭＡ相はマルテンサイト相に比べてその平均大きさが１／１０水準であるが、相の界面におけるクラック発生傾向がマルテンサイト相と類似しており、疲労環境に露出されたときに伝播速度が大きくなるため、面積分率を３％以内に制限することが好ましい。
このように、基地組織内の粗大なＭＡ相とマルテンサイト相の分率を最小化することにより、組織の不均一を解消する効果が得られる。
一方、本発明の鋼材は、上述した組織以外にパーライト相を３％以下（０％含む）で含んでも、意図する物性の確保には大きな困難がない。
特に、本発明の鋼材は、厚さ方向ｔ／４地点からｔ／２の地点にあたる中心部内で結晶粒の形状比（短辺長さ（短縮）／長辺長さ（長軸）の比、ａｓｐｅｃｔ ｒａｔｉｏ）が０．３以下の結晶粒の分率が５０％未満であり、上記中心部における単位面積（１ｍｍ２）内に観察される結晶粒界の長さが７００ｍｍ以上であることが好ましい。
上記中心部内における結晶粒の形状比が０．３以下の結晶粒の分率が５０％以上の場合には、亀裂が発生したときに亀裂の成長が容易になり耐久性が低下するようになる。また、中心部内における結晶粒界の長さが７００ｍｍ未満の場合には、中心部強度が減少し、亀裂が伝播しやすくなり耐久性が低下するようになる。
上記結晶粒の形状比と結晶粒界の長さを分析する方法としては特に限定しないが、一例として、後方散乱電子回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）を用いて分析することができる。具体的に、圧延断面のＥＢＳＤ測定結果において１５゜以上の大傾角粒界を有する結晶粒に対して単位面積（１ｍｍ２）当たり結晶粒界の長さで求め、形状比は結晶粒大きさの短軸と長軸の比で求めることができる。
上述した合金組成と微細組織を有する本発明の鋼材は、５ｍｍ以上、最大１２ｍｍの厚さを有する厚物鋼材であり、引張強度が６５０ＭＰａ以上で、疲労限度と降伏強度の比（疲労限度／降伏強度）が０．２５以上であり、高強度と共に優れた耐久性を確保することができる。
以下、本発明の他の一側面である耐久性に優れた高強度鋼材を製造する方法について詳しく説明する。
本発明による高強度鋼材は、本発明で提案する合金組成を満たす鋼スラブを［加熱－熱間圧延－巻取り－冷却］の一連の工程を行うことにより製造することができる。
以下では、上記それぞれの工程条件について詳しく説明する。
［鋼スラブ加熱］
本発明では、熱間圧延を行う前に、鋼スラブを加熱して均質化処理する工程を経ることが好ましく、このとき、１２００～１３５０℃で加熱工程を行うことが好ましい。
加熱温度が１２００℃未満の場合には、析出物が充分に再固溶できず、熱間圧延以降の工程で析出物の形成が減少し、粗大なＴｉＮが残存するようになるという問題がある。これに対し、その温度が１３５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒の異常粒成長によって強度が低下するため好ましくない。
［熱間圧延］
上記再加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造することが好ましい。このとき、８００～１１５０℃の温度範囲で行い、下記［関係式１］を満たす条件で仕上げ熱間圧延を行うことが好ましい。
上記熱間圧延を１１５０℃よりも高い温度で行うと、熱延鋼板の温度が高くなり結晶粒大きさが粗大になり、熱延鋼板の表面品質が劣化するようになる。これに対し、８００℃よりも低い温度で熱間圧延を行うと、過度な再結晶遅延により延伸された結晶粒が発達して異方性が強くなり、成形性も悪くなって、オーステナイト温度域以下の温度で圧延が行われることで、不均一な微細組織がさらに発達し過ぎるようになる。
特に、本発明の熱間圧延工程において、下記関係式１で示す温度範囲よりも高い温度（Ｔｎ超の温度）で圧延を終了すると、鋼の微細組織が粗大化し、かつ不均一であり、相変態が遅延されて粗大なＭＡ相及びマルテンサイト相の形成により、せん断成形及びパンチング成形時に微細な亀裂が過度に形成されて、耐久性が低下するようになる。これに対し、下記関係式１で示す温度範囲よりも低い温度（Ｔｎ－５０未満の温度）で圧延が終了すると、鋼板の厚さが５ｍｍ以上の厚物鋼材において温度が相対的に低い表層直下から厚さ方向ｔ／４地点でフェライト相変態が促進されて、微細なフェライトの相分率は増加するが、延伸された結晶粒形状を有するようになり亀裂が速く伝播する原因となり、厚さ中心部では不均一な微細組織が残存することができ耐久性の確保に不利になる。
［関係式１］
Ｔｎ－５０≦ＦＤＴ（熱間圧延終了温度（℃））≦Ｔｎ
Ｔｎ＝７３０＋９２×［Ｃ］＋７０×［Ｍｎ］＋４５×［Ｃｒ］＋６５０×［Ｎｂ］＋４１０×［Ｔｉ］－８０×［Ｓｉ］－１．４×（ｔ－５）
（ここで、各元素は重量含有量（％）を意味し、ｔは最終熱延鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する）
［冷却及び巻取り］
上記によって熱間圧延を行い製造された熱延鋼板を４００～５００℃の温度範囲まで冷却した後、その温度で巻取り工程を行うことができる。
上記冷却は、１次冷却及び２次冷却で行い、上記１次冷却は［関係式２］を満たす冷却速度（ＣＲ１）で、上記２次冷却は下記［関係式３］を満たす冷却速度（ＣＲ２）で行うことが好ましい。
具体的に、上記１次冷却は、冷却中にフェライトの相変態が発生する温度範囲で終了することが好ましいが、上記フェライトの相変態が発生する温度は、本発明で提案する合金組成によって変わることができる。より具体的に、上記１次冷却は、ベイナイト相、ＭＡ相、マルテンサイト相のような硬質相の変態が起こらない温度まで行うことが好ましい。さらに好ましく、上記１次冷却は、熱間圧延して得た熱延鋼板の温度が６００℃に到逹するまで行うことができる。
上記温度範囲において、１次冷却時に本発明のように圧延板の厚さが５ｍｍ以上の場合、上記圧延板の厚さ中心部の冷却速度が表層直下～ｔ／４領域の冷却速度に比べて遅いため、厚さ中心部で粗大なフェライト相が形成されて不均一した微細組織を有するおそれがある。
そこで、本発明では、１次冷却中に過度なフェライト相が形成されるかフェライト相が粗大化しないように下記関係式２で示す特定の冷却速度（ＣＲ１）より速い冷却速度で冷却することが好ましい。
［関係式２］
ＣＲ１≧１９６－３００×［Ｃ］＋４．５×［Ｓｉ］－７１．８×［Ｍｎ］－５９．６×［Ｃｒ］＋１８７×［Ｔｉ］＋８５２×［Ｎｂ］
（ここで、各元素は重量含有量（％）を意味する）
上述した条件で１次冷却を終了した直後に２次冷却を行い、上記２次冷却は、巻取り温度（ＣＴ（℃））で終了することが好ましい。
上記温度範囲における２次冷却時に、鋼材の全厚さにわたって未変態の相がベイナイト相に変態されて基地組織の９０％（面積分率）がフェライト相及びベイナイト相に形成されるようにするために、下記関係式３で示す特定の冷却速度（ＣＲ２）で冷却を行うことが好ましい。このとき、冷却速度がＣＲＭｉｎより遅い場合には、ベイナイト相よりは炭化物が形成されて粗大に成長し、これは主にフェライト相の粒界に存在するようになり、冷却速度がより遅い場合には、パーライト相が形成されてせん断成形またはパンチング成形時に亀裂が形成されやすく、小さい外力でも粒界に沿って亀裂が伝播するという問題がある。これに対し、冷却速度がＣＲＭａｘを超えると、相（ｐｈａｓｅ）間の硬度差を大きくするＭＡ相またはマルテンサイト相が過度に形成されて耐久性が低下するようになる。
したがって、上記温度範囲における２次冷却時に下記関係式３を満たす冷却速度で冷却を行う必要がある。
［関係式３］
ＣＲＭｉｎ≦ＣＲ２≦ＣＲＭａｘ
（ＣＲＭａｘ＝７６．６－１５７×［Ｃ］－２５．２×［Ｓｉ］－１４．１×［Ｍｎ］－２７．３×［Ｃｒ］＋６１×［Ｔｉ］＋４４８×［Ｎｂ］であり、ＣＲＭｉｎ＝２７．４－４５．３×［Ｃ］＋５．２８×［Ｓｉ］－１１×［Ｍｎ］－７．３３×［Ｃｒ］＋４２．３×［Ｔｉ］＋８２×［Ｎｂ］であり、各元素は重量含有量（％）を意味する）
一方、上述した冷却工程を完了した後、巻取り時に巻取り温度が５００℃を超えると、パーライト相が形成されて鋼の強度が不足になり、これに対し、４００℃未満の場合には、マルテンサイト相が過度に形成されてせん断成形性及びパンチング成形性と耐久性が低下するようになる。
本発明は、意図する鋼材を製造する時に上述した関係式１～３を満たすように工程条件を制御することにより、鋼材の厚さ中心部に形成される結晶粒の形状比（ａｓｐｅｃｔ ｒａｔｉｏ）が０．３以下の結晶粒を面積分率５０％未満で確保しつつ、単位面積（１ｍｍ２）内で観察される結晶粒界の長さを７００ｍｍ以上に確保することができる。
厚さ５ｍｍ以上の厚物鋼材を製造するときに通常の熱間圧延で行う場合、厚さ中心部の微細組織を均一に確保し難い。特に、厚さ中心部における再結晶の遅延効果を得るために過度に低い温度で熱間圧延を行うと、変形された組織が圧延板厚さ方向の表層直下からｔ／４までの領域で強く発達して、むしろ厚さ中心部との相不均一性が増加し、せん断変形またはパンチング変形時に不均一部位で微細な亀裂が発生しやすくなり、部品の耐久性も低下するようになる。したがって、上記関係式１に示すように、熱間圧延を再結晶の遅延が開始される温度であるＴｎ（℃）温度とＴｎ－５０（℃）の間で完了する必要がある。
上記関係式１で示す温度が高い温度で熱間圧延が終了する場合、粗大なフェライト相とポリゴナルフェライト相が形成されて形状比が０．３以下の結晶粒の面積分率は大きく減少することに対し、結晶粒界の大きさも顕著に減少されて中心部強度が低下するおそれがあり、亀裂の形成時にその亀裂の成長を容易にするという問題がある。また、上記関係式１で示す温度よりも低い温度で熱間圧延が終了する場合、 過度に延伸され結晶粒が増加するようになり、形状比が０．３以下の結晶粒の面積分率が大きく増加し、結晶粒界に粗大な炭化物またはマルテンサイト相の形成によりせん断成形時に形成された亀裂が外力によって容易に伝播されて耐久性が低下するようになる。
さらに、上記関係式２及び関係式３は、冷却中に相変態過程を通じて鋼の強度及び耐久性の向上が可能になるように微細組織を最適化するための冷却条件に該当するものである。即ち、冷却条件によって組織相の種類及び分率だけでなく、結晶粒の形状比及び結晶粒界の大きさも変わるため、上記関係式２と関係式３を満たす条件で冷却を行うことが好ましいといえる。
［空冷］
上記によって冷却及び巻取り工程を完了して得たコイルは、常温～２００℃の温度範囲まで空冷することができる。このとき、上記コイルの空冷工程は、冷却速度が０．００１～１０℃／ｈｏｕｒであり、大気中で冷却することを意味する。このとき、冷却速度が１０℃／ｈｏｕｒを超えると、鋼中の一部未変態の相がＭＡ相に変態しやすくなり、鋼のせん断成形性及びパンチング成形性と耐久性が低下する。これに対し、その冷却速度を０．００１℃／ｈｏｕｒ未満で制御するためには、別途の加熱及び保熱設備などが要求されるため、経済的に不利になる。
一方、上述したように空冷が完了した鋼材を酸洗及び塗油した後、４５０～７４０℃の温度範囲に加熱して溶融亜鉛めっき工程を行うことができる。
上記溶融亜鉛めっき工程は、亜鉛系めっき浴を用いることができ、上記亜鉛系めっき浴内の合金組成については特に限定しないが、一例として、マグネシウム（Ｍｇ）：０．０１～３０重量％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～５０重量％及び残部Ｚｎと不可避不純物を含むめっき浴であってもよい。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、後述する実施例は、本発明を例示してさらに具体化するためのものであって、本発明の権利範囲を制限するためのものではない点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項及びこれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
（実施例）
下記表１の合金組成を有する鋼スラブを準備した。このとき、上記合金組成の含有量は重量％であり、残りはＦｅ及び不可避不純物を含む。準備した鋼スラブを下記表２の製造条件に応じてそれぞれの鋼材を製造した。この時、熱間圧延後の冷却時に、１次冷却は６００℃で完了し、２次冷却は巻取り温度で完了した。
下記表２において、ＦＤＴは仕上げ熱間圧延時の温度（熱間圧延終了温度）、ＣＴは巻取り温度を意味し、巻取りを完了した後の空冷時の冷却速度は１℃／ｈｏｕｒで一定に適用した。
Figure 0007244723000001
 （上記表１における比較鋼１～１１の合金組成は本発明の範囲を満たすが、下記表２における製造条件が本発明から外れることにより比較鋼と表記する。）
Figure 0007244723000002
上記によって製造されたそれぞれの鋼板に対して、引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）、伸び率（Ｔ－Ｅｌ）の機械的特性と、耐久性を評価し、微細組織を観察して、その結果を下記の表３に表した。
具体的に、降伏強度と伸び率はそれぞれ０．２％のｏｆｆ－ｓｅｔ降伏強度、破壊伸び率を意味する。また、引張強度の測定は、ＪＩＳ５号規格の試験片を圧延方向と垂直な方向に試片を採取して、試験した。
耐久性の評価は、パンチング成形部を有する試験片に対して高周期疲労試験（曲げ疲労試験）を行い、その結果で表した。この時、疲労試験のための試験片は、ゲージｌｅｎｇｔｈ部長さ４０ｍｍ、幅２０ｍｍの曲げ疲労試験片の中央部にパンチング成形で直径１０ｍｍの穴をｃｌｅａｒａｎｃｅ１２％でパンチングして作製し、応力比－１及び周波数１５Ｈｚの条件で試験した。疲労強度（ＳＦａｔｉｇｕｅ）は降伏強度と比べて強度比（ＳＦａｔｉｇｕｅ／ＹＳ）で表し、これからパンチング部位の断面品質と耐久性の変化を確認することができる。
一方、各鋼材の微細組織は、厚さ方向中心部（ｔ／２）で観察した結果を示した。結晶粒界の面積に該当する単位面積（１ｍｍ２）当たり結晶粒界長さと結晶粒の形状比であるＡｓｐｅｃｔ ｒａｔｉｏ（ＡＲ）は、１５゜以上の大傾角粒界を有する結晶粒に対して後方散乱電子回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＥＢＳＤ）を用いて測定した。ＭＡ相の面積分率はレペラ（Ｌｅｐｅｒａ）エッチング法でエッチングした後、光学顕微鏡及び画像分析器（Ｉｍａｇｅ ａｎａｌｙｓｅｒ）を用いて１０００倍率で分析した結果を示した。また、マルテンサイト（Ｍ）、フェライト（Ｆ）、ベイナイト（Ｂ）及びパーライト（Ｐ）の相分率は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて３０００倍率、５０００倍率で分析した結果から測定した。
下記の表３において、Ｆは等軸晶形状を有するポリゴナルフェライト（Ｐｏｌｙｇｏｎａｌ Ｆｅｒｒｉｔｅ）を意味し、Ｂはベイナイト相とアンキュラフェライト相、ベイニティックフェライト相などの低温役で観察されるフェライト相の分率を全て合わせて表したものである。
また、下記の表３において、ＡＲ０．３は形状比（Ａｓｐｅｃｔ ｒａｔｉｏ）が０．３以下の結晶粒の割合（面積分率）を表したものであり、１０００倍率で観察して得た結果を表したものである。
Figure 0007244723000003
上記表１～表３で表したように、本発明で提案する合金組成及び製造条件を全て満たす発明鋼１～７は、基地組織がフェライト及びベイナイトの複合組織で形成されている。また、鋼材の厚さ方向中心部における結晶粒形状比が０．３以下の結晶粒の分率が５０％未満であり（図２参照）、結晶粒界長さもいずれも７００ｍｍ以上で形成されることにより、意図する高強度とともに優れた耐久性が確保された。
一方、比較鋼１～１１は、本発明で提案する合金組成は満たすが、製造条件が本発明から外れた場合であり、意図する物性を確保することができなかった。
比較鋼１～３は、熱間圧延仕上げ温度が本発明で提案する関係式１を満たさない場合であって、比較鋼１は、最終鋼材の厚さが２．９ｍｍであり、中心部で延伸されたフェライト相が過度に形成されたが、疲労特性は大きく低下していない結果を表した。これは、厚さ２．９ｍｍで熱間圧延する時に未再結晶温度域における圧下量が大きく増加して延伸された微細組織が発達したが、厚さ方向への微細組織が均一でありパンチング部位の断面品質が良好なことに起因したものと判断された。
一方、比較鋼２と３はそれぞれ、厚さ１０ｍｍ、７ｍｍの厚物鋼材であり、比較鋼２は、中心部微細組織中でＭＡ相が発達し、結晶粒界の長さが７００ｍｍ未満で形成されることにより、疲労環境に露出されたときに断面に形成された微細亀裂が容易に成長して疲労特性が低下することが示された。また、比較鋼３は、低温域における熱間圧延により厚さ中心部で延伸された形態の結晶粒が過度に形成され、これにより脆弱な粒界に沿って疲労破壊が発生したものと判断された。即ち、パンチング成形時に厚さ中心部における微細な亀裂が延伸されたフェライト結晶粒界に沿って発達することに起因したものである。
比較鋼４と５は、同一の成分を有し、かつ熱間圧延後の冷却時に１次冷却の条件が関係式２を満たしていない場合であり、比較鋼４は３．２ｍｍの厚さを有し、比較鋼５は８ｍｍの厚さを有するものである。この中で厚さが５ｍｍ未満の比較鋼４は、比較鋼１と同様に延伸された結晶粒が多く形成されたが、１次冷却時に冷却速度が遅くても結晶粒界で粗大な炭化物の形成が殆どなく、疲労特性が大きく低下することはなかった。一方、厚さの厚い比較鋼５は、１次冷却時に冷却速度が遅く、厚さ中心部でパーライトが形成され、フェライト相分率も多少過度であり、結晶粒内にはＭＡ相も観察されることにより疲労特性が低下したことが確認できる。
比較鋼６と７は、互いに同一の成分を有するが、それぞれ３．３ｍｍ、９ｍｍの厚さを有し、関係式１と関係式２をいずれも満たしていない場合である。比較鋼６は薄物材であり、熱延温度が高くても再結晶が遅延される効果が厚さ全体で確保できたものと判断され、１次冷却時に冷却速度が遅かったが、厚さ中心部でパーライトまたはＭＡ相が発達せず疲労特性が良好であった。これに対し、厚さの厚い比較鋼７は、高い圧延温度と１次冷却時に遅い冷却速度により微細組織が大きく、結晶粒界の長さが７００ｍｍ未満で形成され、ＭＡ相とパーライト相も形成されて疲労特性が低下していた。
比較鋼８及び９は、熱間圧延時に仕上げ温度が本発明で提案する範囲より低く、１次冷却時に冷却速度が遅い場合である。これらも同一の成分を有するが厚さが互いに異なる場合であり、薄物材である比較鋼８は、厚さ全体にわたって微細かつ延伸されたフェライト相が多く形成されたが疲労特性が低下していないことに対し、厚物材である比較鋼９は、厚さ中心部でＭＡ相とパーライト相が過度に形成されて疲労特性が低下していた。
比較鋼１０は、関係式３、即ち、２次冷却時に冷却速度が本発明から外れる場合であり、２次冷却時に冷却速度が速すぎて厚さ中心部でマルテンサイト相が過度に形成されて、疲労環境に露出時に周辺相（ｐｈａｓｅ）との硬度差が大きい領域で破壊が容易に進行されたものと判断された。
比較鋼１１も関係式３を満たしていない場合であり、２次冷却時に冷却速度が遅すぎてパーライト相が過度に形成され疲労特性が低下していた。
一方、比較鋼１２～１７は、合金組成が本発明から外れる場合であり、製造時に関係式１～３をいずれも満たし、全て同一の厚さ（８ｍｍ）を有するように製造されたが、疲労特性が低下していた。
具体的に、比較鋼１２は、Ｃ含有量が不十分な場合であり、厚さ中心部でフェライト相が過度に形成され、ベイナイト相が充分に形成されなかった。これにより、微細組織が粗大化し疲労強度が低かった。
比較鋼１３は、Ｃ含有量が過度に添加された場合であり、相変態過程で未変態相内の高いＣ濃度によりパーライト相とマルテンサイト相が過度に形成されて降伏強度に比べて低い疲労強度を示した。
比較鋼１４は、Ｓｉ含有量が高すぎる場合であり、ベイナイト相と共にＭＡ相が形成され、延伸された微細組織が多く観察された。これにより疲労特性が低下したが、これは相対的に硬質相であるＭＡ相周辺で亀裂が多く形成されることに起因したものと判断される。
比較鋼１５は、Ｍｎ含有量が不十分な場合であり、再結晶遅延効果と均一な微細組織を得るために関係式１～関係式３を満たして製造されたにもかかわらず、厚さ中心部でフェライト相が過度に形成されて強度及び疲労強度が全て低かった。
比較鋼１６は、Ｍｎ含有量が過度に添加された場合であり、厚さ中心部に発達したＭｎ偏析帯に沿ってマルテンサイト相が発達しすぎて断面品質と疲労特性が低下していた。
また、比較鋼１７は、Ｃｒの含有量が過度な場合であり、上記比較鋼１６と同様に厚さ中心部で局部的に形成されたマルテンサイト相が多く観察され、これにより疲労特性が低下していた。
一方、発明鋼４の微細組織を観察した後、結晶粒の形状比を測定した結果を下記表４に示した。
Figure 0007244723000004
表４におけるＭｉｎとＭａｘは、それぞれ形状比（結晶粒の短辺長さ／結晶粒の長辺長さ）の最小値と最大値を意味し、Ｔｏｔａｌ Ｆｒａｃｔｉｏｎは、上記最小値（Ｍｉｎ）超過～最大値（Ｍａｘ）以下の範囲にあたる結晶粒の面積分率を意味する。
表４に表したように、発明鋼４の場合、結晶粒の形状比（短辺／長辺の比）が０．３以下の結晶粒の分率が５０％未満（Ｔｏｔａｌ Ｆｒａｃｔｉｏｎ ０．５未満）であることが確認できる。

Claims (7)

  1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１～１．０％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．３％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．１％、クロム（Ｃｒ）：０．００５～１．０％、リン（Ｐ）：０．００１～０．０５％、硫黄（Ｓ）：０．００１～０．０１％、窒素（Ｎ）：０．００１～０．０１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０７％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．１１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、
    組織として、フェライト相とベイナイト相の分率合計が９０％以上であり、ＭＡ相（マルテンサイト及びオーステナイトの混合組織）及びマルテンサイト相の合計が面積分率１～１０％であり、前記フェライト相が９％以上、前記ベイナイト相が５１％以上であり、
    中心部（厚さ方向ｔ／４～ｔ／２の地点）内の結晶粒の形状比（短辺／長辺の比）が０．３以下の結晶粒の面積分率が５０％未満であり、中心部における単位面積（１ｍｍ２）内に観察される１５°以上の大傾角粒界を有する結晶粒界長さが７００ｍｍ以上であり、
    引張強度が６５０ＭＰａ以上であり、疲労限度と降伏強度の比（疲労限度／降伏強度）が０．２５以上である、耐久性に優れた高強度鋼材。
  2. 前記鋼材は、ＭＡ相（マルテンサイト及びオーステナイトの混合組織）の分率が１％以上３％未満である、請求項１に記載の耐久性に優れた高強度鋼材。
  3. 請求項１に記載の耐久性に優れた高強度鋼材の製造方法であって、
    重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．１５％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１～１．０％、マンガン（Ｍｎ）：１．０～２．３％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～０．１％、クロム（Ｃｒ）：０．００５～１．０％、リン（Ｐ）：０．００１～０．０５％、硫黄（Ｓ）：０．００１～０．０１％、窒素（Ｎ）：０．００１～０．０１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０７％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．１１％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなる鋼スラブを１２００～１３５０℃の温度範囲に加熱する段階と、
    前記加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
    前記熱延鋼板を４００～５００℃の温度範囲に冷却した後、巻取（ＣＴ）る段階と、
    前記巻取り後に常温～２００℃の温度範囲に空冷する段階とを含み、
    前記熱間圧延は、下記［関係式１］を満たす温度（ＦＤＴ（℃））で仕上げ熱間圧延を行い、
    前記冷却は、下記の１次冷却及び２次冷却で行い、前記１次冷却は、６００℃で終了し、前記１次冷却を［関係式２］を満たす冷却速度（ＣＲ１）で、前記２次冷却を下記［関係式３］を満たす冷却速度（ＣＲ２）で行う、耐久性に優れた高強度鋼材の製造方法。
    ［関係式１］
    Ｔｎ－５０≦ＦＤＴ（熱間圧延終了温度（℃））≦Ｔｎ
    Ｔｎ＝７３０＋９２×［Ｃ］＋７０×［Ｍｎ］＋４５×［Ｃｒ］＋６５０×［Ｎｂ］＋４１０×［Ｔｉ］－８０×［Ｓｉ］－１．４×（ｔ－５）
    （ここで、各元素は重量含有量（％）を意味し、ｔは最終熱延鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する）
    ［関係式２］
    ＣＲ１≧１９６－３００×［Ｃ］＋４．５×［Ｓｉ］－７１．８×［Ｍｎ］－５９．６×［Ｃｒ］＋１８７×［Ｔｉ］＋８５２×［Ｎｂ］
    （ここで、各元素は重量含有量（％）を意味する）
    ［関係式３］
    ＣＲＭｉｎ≦ＣＲ２≦ＣＲＭａｘ
    （ＣＲＭａｘ＝７６．６－１５７×［Ｃ］－２５．２×［Ｓｉ］－１４．１×［Ｍｎ］－２７．３×［Ｃｒ］＋６１×［Ｔｉ］＋４４８×［Ｎｂ］であり、ＣＲＭｉｎ＝２７．４－４５．３×［Ｃ］＋５．２８×［Ｓｉ］－１１×［Ｍｎ］－７．３３×［Ｃｒ］＋４２．３×［Ｔｉ］＋８２×［Ｎｂ］であり、各元素は重量含有量（％）を意味する）
  4. 前記２次冷却は、巻取り温度（ＣＴ（℃））で終了する、請求項３に記載の耐久性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  5. 前記冷却後に鋼板を酸洗及び塗油する段階をさらに含む、請求項３に記載の耐久性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  6. 前記酸洗及び塗油後に鋼板を４５０～７４０℃の温度範囲に加熱した後、溶融亜鉛めっきする段階をさらに含む、請求項５に記載の耐久性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  7. 前記溶融亜鉛めっきは、マグネシウム（Ｍｇ）：０．０１～３０重量％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１～５０％、及び残部Ｚｎと不可避不純物を含むめっき浴を用いることである、請求項６に記載の耐久性に優れた高強度鋼材の製造方法。
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