JPWO2013105555A1 - 熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
質量％で、Ｃが０．０３０％以上、０．１２０％以下、Ｓｉが１．２０％以下、Ｍｎが１．００％以上、３．００％以下、Ａｌが０．０１％以上、０．７０％以下、Ｔｉが０．０５％以上、０．２０％以下、Ｎｂが０．０１％以上、０．１０％以下、Ｐが０．０２０％以下、Ｓが０．０１０％以下、Ｎが０．００５％以下、残部がＦｅ及び不純物であり、０．１０６≧（Ｃ％−Ｔｉ％＊１２／４８−Ｎｂ％＊１２／９３）≧０．０１２であり、板厚１／４の位置の｛１１２｝（１１０）極密度が５．７以下であり、旧オーステナイト粒のアスペクト比（長軸／短軸）が５．３以下であり、サイズが２０ｎｍ以下の（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃの析出物密度が１０９個／ｍｍ３以上であり、引張強度と降伏応力の比である降伏比ＹＲが０．８０以上であり、引張強度が５９０ＭＰａ以上の熱延鋼板である。
Description
本発明は成形性に優れ、せん断加工端面の疲労特性に優れた析出強化熱延鋼板及びその製造方法に関するものである。
本出願は、日本国特許出願第２０１２−００４５５４号に対して優先権を主張し、その内容を参照により本明細書中に援用する。
本出願は、日本国特許出願第２０１２−００４５５４号に対して優先権を主張し、その内容を参照により本明細書中に援用する。
近年、自動車や各機械部品の軽量化が進められている。この軽量化は、部品形状の最適設計により剛性を確保することにより実現可能である。さらに、プレス成形部品等の中空成形部品では、部品の板厚を減少させることが直接的な軽量化となる。しかしながら、板厚を減じながら静破壊強度および降伏強度を維持することを目的とした場合、前記部品に高強度材料を用いることが必要となる。そのため、低コストで強度特性の優れた鉄鋼材料として、引張強度が５９０ＭＰａ以上の鋼板の適用が進められている。一方で、高強度化には、高い強度と成形破断限界、バーリング成形性等の成形性との両立が必要となる。さらに、前記部品をシャシー部品とした場合、アーク溶接部の靭性確保しＨＡＺ軟化を抑制するため、マイクロアロイ元素の添加による析出強化を主体とした鋼板が開発されている。また、この他にも、種々の鋼板が開発されている（特許文献１〜５参照）。
前記したマイクロアロイ元素はＡｃ１未満の温度で、数ｎｍから数十ｎｍ程度の整合析出物の析出を促進する。熱延鋼板の製造工程においては、このような整合析出物は強度を大きく向上させるが、せん断加工端面の微小割れ発生により成形特性を低下させることが課題であり、例えば、非特許文献１に開示されている。また、前記せん断加工端面の劣化はせん断端面疲労特性を顕著に低下させる。そのため、非特許文献１ではマイクロアロイ元素を添加した合金成分を使用しつつも、組織強化を利用することで前記課題を解決している。しかしながら、組織強化を利用した場合、部品に求められる高降伏強度の達成が困難であり、析出強化熱延鋼板のせん断端面の劣化を抑制することが課題である。
特許文献１：日本国特開２００２−１６１３４０号公報
特許文献２：日本国特開２００４−２７２４９号公報
特許文献３：日本国特開２００５−３１４７９６号公報
特許文献４：日本国特開２００６−１６１１１２号公報
特許文献５：日本国特開２０１２−１７７５号公報
非特許文献１：鉄と鋼、国重ら ７１号、９頁、ｐ１１４０−１１４６（１９８５）
特許文献２：日本国特開２００４−２７２４９号公報
特許文献３：日本国特開２００５−３１４７９６号公報
特許文献４：日本国特開２００６−１６１１１２号公報
特許文献５：日本国特開２０１２−１７７５号公報
非特許文献１：鉄と鋼、国重ら ７１号、９頁、ｐ１１４０−１１４６（１９８５）
本発明は前記の析出強化熱延鋼板における、せん断加工端面の成形性と疲労特性の低下を解決するものであり、せん断加工端面の成形性と疲労特性に優れた引張強度５９０ＭＰａ以上の熱延鋼板およびその製造方法を提供するものである。
本発明者らは、マイクロアロイ元素と炭素含有量を各々適正な範囲とし、さらに結晶方位を制御することで、前記の析出元素を含有する鋼板におけるせん断加工端面の劣化を抑制することを可能とした。本発明の要旨は以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃが０．０３０％以上、０．１２０％以下、Ｓｉが１．２０％以下、Ｍｎが１．００％以上、３．００％以下、Ａｌが０．０１％以上、０．７０％以下、Ｔｉが０．０５％以上、０．２０％以下、Ｎｂが０．０１％以上、０．１０％以下、Ｐが０．０２０％以下、Ｓが０．０１０％以下、Ｎが０．００５％以下、残部がＦｅ及び不純物であり、０．１０６≧（Ｃ％−Ｔｉ％＊１２／４８−Ｎｂ％＊１２／９３）≧０．０１２であり、板厚１／４の位置の｛１１２｝（１１０）極密度が５．７以下であり、旧オーステナイト粒のアスペクト比（長軸／短軸）が５．３以下であり、サイズが２０ｎｍ以下の（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃの析出物密度が１０９個／ｍｍ３以上であり、引張強度と降伏応力の比である降伏比ＹＲが０．８０以上であり、引張強度が５９０ＭＰａ以上の熱延鋼板。
（１）質量％で、Ｃが０．０３０％以上、０．１２０％以下、Ｓｉが１．２０％以下、Ｍｎが１．００％以上、３．００％以下、Ａｌが０．０１％以上、０．７０％以下、Ｔｉが０．０５％以上、０．２０％以下、Ｎｂが０．０１％以上、０．１０％以下、Ｐが０．０２０％以下、Ｓが０．０１０％以下、Ｎが０．００５％以下、残部がＦｅ及び不純物であり、０．１０６≧（Ｃ％−Ｔｉ％＊１２／４８−Ｎｂ％＊１２／９３）≧０．０１２であり、板厚１／４の位置の｛１１２｝（１１０）極密度が５．７以下であり、旧オーステナイト粒のアスペクト比（長軸／短軸）が５．３以下であり、サイズが２０ｎｍ以下の（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃの析出物密度が１０９個／ｍｍ３以上であり、引張強度と降伏応力の比である降伏比ＹＲが０．８０以上であり、引張強度が５９０ＭＰａ以上の熱延鋼板。
（２）さらに質量％でＢが０．０００５％以上、０．００１５％以下、Ｃｒが０．０９％以下、Ｖが０．０１％以上、０．１０％以下、Ｍｏが０．０１％以上、０．２％以下の１種または２種以上含有し、Ｖを含有する場合は０．１０６≧（Ｃ％−Ｔｉ％＊１２／４８−Ｎｂ％＊１２／９３−Ｖ％＊１２／５１）≧０．０１２である（１）に記載の熱延鋼板。
（３）質量％で、Ｃが０．０３０％以上、０．１２０％以下、Ｓｉが１．２０％以下、Ｍｎが１．００％以上、３．００％以下、Ａｌが０．０１％以上、０．７０％以下、Ｔｉが０．０５％以上、０．２０％以下、Ｎｂが０．０１％以上、０．１０％以下、Ｐが０．０２０％以下、Ｓが０．０１０％以下、Ｎが０．００５％以下、残部がＦｅ及び不純物であり、０．１０６≧（Ｃ％−Ｔｉ％＊１２／４８−Ｎｂ％＊１２／９３）≧０．０１２である鋼を、１２５０℃以上に加熱し、Ｔｉ含有量が０．０５％≦Ｔｉ≦０．１０％の範囲において、仕上げ圧延時の最終圧延温度が９６０℃以上、最終から２スタンドの圧下率合計が３０％以上、Ｔｉ含有量が０．１０％＜Ｔｉ≦０．２０％の範囲において仕上げ圧延時の最終圧延温度が９８０℃以上かつ最終から２スタンドの圧下率合計が４０％以上で熱間圧延し、４５０℃以上、６５０℃以下で巻き取る熱延鋼板の製造方法。
（４）前記鋼は、さらに質量％でＢが０．０００５％以上、０．００１５％以下、Ｃｒが０．０９％以下、Ｖが０．０１％以上、０．１０％以下、Ｍｏが０．０１％以上、０．２％以下の１種または２種以上含有し、Ｖを含有する場合は０．１０６≧（Ｃ％−Ｔｉ％＊１２／４８−Ｎｂ％＊１２／９３−Ｖ％＊１２／５１）≧０．０１２ある（３）に記載の熱延鋼板の製造方法。
本発明により、引張強度５９０ＭＰａ以上の析出強化を利用した熱延鋼板のせん断加工端面の微小割れ発生を抑制し、せん断端面の成形性および疲労特性に優れた熱延鋼板を提供することが可能となる。
本発明の詳細について、以下に説明する。
従来ではマイクロアロイ元素による析出強化を利用することで、せん断端面の微小割れが発生し、成形性および疲労特性が低下することが課題であり、その改善のためにマルテンサイトや下部ベイナイトによる組織強化を利用した鋼板とする必要があった。しかしながら、発明者らは析出強化鋼板のマイクロアロイ元素の含有量と炭素含有量の各々について適正な値を探索し、金属組織形態と結晶方位の制御をすることで従来困難であった析出強化鋼におけるせん断端面の劣化を抑制することが可能であることを見出し、熱延鋼板を開発することに成功した。
従来ではマイクロアロイ元素による析出強化を利用することで、せん断端面の微小割れが発生し、成形性および疲労特性が低下することが課題であり、その改善のためにマルテンサイトや下部ベイナイトによる組織強化を利用した鋼板とする必要があった。しかしながら、発明者らは析出強化鋼板のマイクロアロイ元素の含有量と炭素含有量の各々について適正な値を探索し、金属組織形態と結晶方位の制御をすることで従来困難であった析出強化鋼におけるせん断端面の劣化を抑制することが可能であることを見出し、熱延鋼板を開発することに成功した。
本発明の特徴とする熱延鋼板の成分の限定理由について説明する。
Ｃは、その含有量が０．０３０％未満では目的の強度が得られないことに加え、目的の強度を得るためのＴｉ、Ｎｂの下限含有量に対してＣが不足すると、粒界に析出するＣも不足するため、結晶粒界強度が低下しせん断端面の粗度が著しく高まり、せん断端面にセパレーションを生ずる。
０．１２０％を超えたＣの含有量ではセメンタイト密度の増加により、延性やバーリング成形性を劣化させることに加え、パーライト組織の現出によりせん断端面のセパレーションが発生する。そのためＣの含有量は０．０３０％以上、０．１２０％以下とした。
Ｃは、その含有量が０．０３０％未満では目的の強度が得られないことに加え、目的の強度を得るためのＴｉ、Ｎｂの下限含有量に対してＣが不足すると、粒界に析出するＣも不足するため、結晶粒界強度が低下しせん断端面の粗度が著しく高まり、せん断端面にセパレーションを生ずる。
０．１２０％を超えたＣの含有量ではセメンタイト密度の増加により、延性やバーリング成形性を劣化させることに加え、パーライト組織の現出によりせん断端面のセパレーションが発生する。そのためＣの含有量は０．０３０％以上、０．１２０％以下とした。
Ｓｉはセメンタイトの粗大成長を抑制し、固溶強化を発現させる有効な元素である。一方で、Ｓｉの含有量が１．２０％を超えるとせん断端面にセパレーションが発生する。そのため、Ｓｉの含有量は１．２０％以下とした。なお、Ｓｉは、固溶強化を発現させ、また脱酸剤としての効果があるため０．０１％以上含有することが好ましい。
Ｍｎの含有量は１．００％以上、３．００％以下とした。Ｍｎは固溶強化元素であり、５９０ＭＰａ以上の強度を発現させるためには、１．００％以上含有することが必須となる。なお、Ｍｎの含有量が３．００％を超えるとＭｎ偏析部にＴｉ硫化物が形成され、延性の著しい低下を示す。そのため、Ｍｎの含有量は３．００％以下とした。
Ａｌは脱酸元素として添加され、鋼中酸素を低減できる他、フェライトの変態を促進させることで延性を向上させる有効な元素である。そのため、Ａｌの含有量は０．０１％以上とした。また、Ａｌの含有量が０．７０％を超えると、５９０ＭＰａ以上の引張強度を達成できないばか、０．８０以上の降伏比ＹＲも達成できない。そのため、Ａｌの含有量は０．０１％以上、０．７０％以下とした。
Ｔｉは炭化物を形成することで析出強化を発現する。５９０ＭＰａ以上の鋼板強度を得るためには、０．０５％を超えて含有することが必要である。特に、Ａｃ１未満の温度で析出させた場合、整合析出による微細析出強化が発現するものの、Ｃの含有量が少ない場合、固溶Ｃ量の低下により、結晶粒界強度が低下し、せん断端面の粗度が著しく高まり、せん断端面にセパレーションを生ずる。
そこで本発明では、Ｔｉ含有量とＣ含有量が式（１）を満たし、かつ後述する金属組織形態の特徴を満たすことで、せん断加工端面の劣化を抑制し、前記セパレーションを抑制することを見出した。なお、下記式（１）において「＊」は、「×（乗算）」を示している。
０．１０６≧（Ｃ％−Ｔｉ％＊１２／４８−Ｎｂ％＊１２／９３）≧０．０１２ ・・・（１）
０．１０６≧（Ｃ％−Ｔｉ％＊１２／４８−Ｎｂ％＊１２／９３）≧０．０１２ ・・・（１）
図１にはセパレーションの発生率と過剰Ｃの関係を示した。過剰Ｃが０．０１２未満となった場合、あるいは０．１０６を超えた場合、セパレーションの発生率は１００％となり、過剰Ｃの適正な範囲が分かった。なお、適正な過剰Ｃ範囲内にあるものについてはいずれも他の元素の含有量が規定範囲から外れても、セパレーションの発生頻度は５０％以下となっており、式（１）の過剰Ｃ量を満たすことによるセパレーション抑制効果が確認された。なお、本発明の成分範囲内においてもセパレーション発生率が０％を超えるものが確認されており、これらは金属組織に起因してセパレーションが発生することがわかった。詳細については後述した。
なお、過剰Ｃとは「（Ｃ％−Ｔｉ％＊１２／４８−Ｎｂ％＊１２／９３）」から算出される過剰なＣ含有量を示す。
なお、過剰Ｃとは「（Ｃ％−Ｔｉ％＊１２／４８−Ｎｂ％＊１２／９３）」から算出される過剰なＣ含有量を示す。
セパレーションの発生率は、熱延鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍ×板厚のブランクに切り出し、１０ｍｍφの円柱ポンチを用いてクリアランス１０％での打抜き試験を１０回実施し、打抜きせん断面を観察することで測定した値である。また、せん断端面のセパレーションが発生した場合、せん断端面の破断面性状が棚状の段を呈したものとなり、せん断方向に粗度計で測定した際の最大高さが５０μｍ以上となるため、本発明では棚状せん断端面性状かつ最大高さが５０μｍ以上のものをセパレーションの発生と定義した。なお、セパレーションの発生率は１０回の打ち抜き試験中でのセパレーションの発生回数の比率のことである。
Ｔｉ含有量は０．２０％を超えた場合、溶態化処理によってもＴｉは完全に固溶できず、０．２０％を超えた含有ではスラブ段階で未固溶のＴｉとＣおよびＮとの粗大な炭窒化物を形成し、製品板にその粗大な炭窒化物が残ることにより、靭性の著しい劣化が起こり、前記せん断端面のセパレーションを生ずる。したがって、Ｔｉの含有量は０．０５％以上、０．２０％以下とした。なお、熱延スラブの靭性を確保するためにＴｉの含有量０．１５％以下が好ましい。
ＮｂはＮｂ単体での炭化物を形成するばかりでなく、ＴｉＣ中に（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃとして固溶することで炭化物のサイズを微細にし、極めて高い析出強化能を発揮する。Ｎｂが０．０１％未満の場合、その析出強化の効果が認められない。また、Ｎｂの含有量が０．１０％を超える場合、その効果が飽和する。そのため、Ｎｂの含有量は０．０１％以上、０．１０％以下とした。
Ｐは固溶強化元素である。一方、鋼中に０．０２０％を超えてＰが含有すると結晶粒界に偏析することで、粒界強度の低下を招き、鋼板の前記したセパレーションを生ずる他、靭性の低下および耐二次加工脆性を助長させる。したがって、Ｐの含有量は０．０２０％以下とした。なお、Ｐの含有量の下限値は、特に制限はないが、脱Ｐのコスト及び生産性の観点から、０．００１％とすることが好ましい。
ＳはＭｎの化合物を形成することで、伸びフランジ性を劣化させる。そのため、Ｓの含有量は極力低いことが好ましい。また、Ｓの含有量が０．０１０％を超える場合、バンド状にＭｎＳが偏析することで、前記したせん断端面のセパレーションを生ずる。そこでＳの含有量は０．０１０％以下とした。なお、Ｓの含有量の下限値は、特に制限はないが、脱Ｓのコスト及び生産性の観点から、０．００１％とすることが好ましい。
Ｎは熱間圧延前においてＴｉＮを形成する。結晶構造はＮａＣｌ型であり、地鉄との界面は非整合であるため、せん断加工中には、ＴｉＮを起点としたき裂が発生し前記せん断端面のセパレーションを助長させ、０．００５％を超えてＮが含有した場合、せん断端面のセパレーションを抑制できない。したがって、Ｎの含有量は０．００５％以下とした。なお、Ｎの含有量の下限値は、特に制限はないが、脱Ｎのコスト及び生産性の観点から、５ｐｐｍ％とすることが好ましい。
次に選択元素について説明する。
Ｂは粒界に固溶することで、Ｐの粒界への偏析を抑制し、粒界強度を向上させることでせん断端面の粗度を低減させる。Ｂの含有量を０．０００５％以上とすることで１０８０ＭＰａ以上の強度を達成し、且つ前記したせん断端面のセパレーションを抑制でき、好ましい。なお、Ｂの含有量が０．００１５％を超えても、含有に伴う改善効果は認められない。したがって、Ｂの含有量は０．０００５％以上、０．００１５％以下とすることが好ましい。
Ｂは粒界に固溶することで、Ｐの粒界への偏析を抑制し、粒界強度を向上させることでせん断端面の粗度を低減させる。Ｂの含有量を０．０００５％以上とすることで１０８０ＭＰａ以上の強度を達成し、且つ前記したせん断端面のセパレーションを抑制でき、好ましい。なお、Ｂの含有量が０．００１５％を超えても、含有に伴う改善効果は認められない。したがって、Ｂの含有量は０．０００５％以上、０．００１５％以下とすることが好ましい。
ＣｒはＶ同様にＭＣ中に固溶する他、Ｃｒ単体の炭化物を形成することで強度を発現する。Ｃｒの含有量が０．０９％超ではその効果が飽和する。そのためＣｒの含有量は０．０９％以下とした。なお、Ｃｒの含有量は、製品強度の確保の観点から、０．０１％以上とすることが好ましい。
ＶはＴｉＣに置換し（Ｔｉ、Ｖ）Ｃとして析出することで、高強度の鋼板とすることが可能となる。Ｖの含有量が０．０１％未満では、その効果を発現しない。また、Ｖの含有量が０．１０％を超えると、熱延鋼板の表面割れを助長させる。そのため、Ｖの含有量は０．０１％以上、０．１０％以下とした。なお、０．１０６≧（Ｃ％−Ｔｉ％＊１２／４８−Ｎｂ％＊１２／９３−Ｖ％＊１２／５１）≧０．０１２を満たさない場合、固溶Ｃ量の低下により、結晶粒界強度が低下しせん断端面の粗度が著しく高まり、せん断端面にセパレーションを生ずる。
Ｍｏについても析出元素であるが、その含有量が０．０１％未満では、その効果を発現せず、０．２％を超えた含有では延性が低下する。そのため、Ｍｏの含有量は０．０１％以上、０．２％以下とした。
次に、本発明の特徴とするミクロ組織および集合組織について説明する。
本発明の鋼板は前記した成分範囲を満たし、かつ板厚１／４の位置の｛１１２｝（１１０）極密度を５．７以下とすることで、前記したせん断端面のセパレーションを抑制できる。
｛１１２｝（１１０）は圧延時に発達した結晶方位であり、鋼板の圧延方向の断面を５％過塩素酸により電解研磨することで測定面の表面ひずみを除去した試料を、２５ｋＶ以上の加速電圧で発生させた電子を利用した後方散乱電子像（ＥＢＳＰ法による後方散乱電子像）から測定される結晶方位である。なお、測定は圧延方向に１０００μｍ以上、板厚方向に５００μｍの範囲とし、測定間隔は３μｍ以上、５μｍ以下で測定されたものが望ましい。その他、ＴＥＭでのディフラクションパターンやＸ線回折による同定方法では測定位置を特定できないため、これらは測定方法としては不適切である。
本発明の鋼板は前記した成分範囲を満たし、かつ板厚１／４の位置の｛１１２｝（１１０）極密度を５．７以下とすることで、前記したせん断端面のセパレーションを抑制できる。
｛１１２｝（１１０）は圧延時に発達した結晶方位であり、鋼板の圧延方向の断面を５％過塩素酸により電解研磨することで測定面の表面ひずみを除去した試料を、２５ｋＶ以上の加速電圧で発生させた電子を利用した後方散乱電子像（ＥＢＳＰ法による後方散乱電子像）から測定される結晶方位である。なお、測定は圧延方向に１０００μｍ以上、板厚方向に５００μｍの範囲とし、測定間隔は３μｍ以上、５μｍ以下で測定されたものが望ましい。その他、ＴＥＭでのディフラクションパターンやＸ線回折による同定方法では測定位置を特定できないため、これらは測定方法としては不適切である。
旧オーステナイト粒の形態は、そのアスペクト比（長軸／短軸）が５．３以下であることで、前記せん断端面のセパレーションが抑制されることを見出した。そのため前記アスペクト比は５．３以下とした。
図２にはアスペクト比および｛１１２｝（１１０）極密度とセパレーションの発生の関係について示した。図中の“○”は前記セパレーションの判定方法において、セパレーションの発生率が０％であったことを示しており、“×”は０％を超えたものである。各成分の含有量が適正な範囲にあってもアスペクト比が５．３を超えた場合、セパレーションはいずれの極密度においても発生する。また、各成分の含有量が適正な範囲にありアスペクト比が５．３以下、極密度が５．７以下においてはセパレーションが発生したものが確認されなかった。なお、旧オーステナイト粒の現出方法には、ドデシルベンゼンスルホン酸、ピクリン酸、またはシュウ酸を用いることが好ましい。
図３には、旧オーステナイト粒のアスペクト５．３を超えた試作鋼板Ａについて、前記した旧オーステナイト粒の現出方法により、せん断端面のセパレーションを観察した結果を示した。せん断端面のセパレーションはせん断方向に交差する方向に棚状のき裂面を呈しており、詳細観察の結果、旧オーステナイト粒界に沿ってき裂が伸展していることが分かった。また、旧オーステナイト粒のアスペクト比が５．３以下であり、板厚１／４の位置の｛１１２｝（１１０）極密度が５．７以上の試作鋼板Ｂでは、図４に示した通り、セパレーションの面積はアスペクト比に応じて低減するものの、抑制までには至っていない。しかしながら、本発明の金属組織の特徴であるＣ、Ｔｉ、Ｎｂのバランス、板厚１／４の位置の｛１１２｝（１１０）極密度、旧オーステナイト粒のアスペクト比、（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃサイズとその析出物密度の全てを満たす試作鋼板Ｃでは、図５の通り、セパレーションは抑制されていることが分り、さらに特定の結晶粒界でのき裂の伝播は認められない。
図６には試作鋼板Ａ、Ｂ、Ｃの打抜き疲労試験の結果を示した。疲労試験はシェンク式疲労試験機を用いて、ＪＩＳＺ２２７５に基づいた、平滑試験片中央部に片側クリアランス１０％、１０ｍｍφの打抜きせん断加工を施した試験片を用いて評価を行った。試作鋼板Ａ、ＢおよびＣはいずれも引張強度は９８０ＭＰａ程度であり、セパレーションが抑制された試作鋼板Ｃに対して、試作鋼板ＡおよびＢの１０５回時間強度は約５０ＭＰａ程度の低下が認められる。試作鋼板Ａの疲労破面と試作鋼板Ｃの疲労破面の比較を図７に示した。試作鋼板Ｃではセパレーション部から疲労き裂が発生しており、時間強度の低下がセパレーションの発生によることが分った。せん断加工時には、ポンチとダイスの肩から発生したき裂が、ポンチのストロークとともに板厚方向に伝播し、合体することでせん断端面を形成する。Ｔｉを主体とした整合性析出物により強化された鋼板においては靭性の低下のため、セパレーションの発生を抑制できないとされていたが、本発明ではセパレーションの詳細観察と発生機構を明確にし、さらに適正な成分組成とし、結晶方位と結晶粒形態が適正な金属組織とすることで、せん断端面のセパレーションを抑制し、かつせん断端面の疲労強度を向上できることを見出した。
金属組織中におけるサイズが２０ｎｍ以下の（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃの析出物密度は１０９個／ｍｍ３以上であることが必要である。析出物のサイズが２０ｎｍ以下の析出物密度が１０９個／ｍｍ３未満では引張強度と降伏応力の降伏比ＹＲ０．８０以上を達成できないためである。一方、析出物密度は１０１２個／ｍｍ３以下であることが好ましい。析出物の測定には、特開２００４−３１７２０３の方法を用いて作成したレプリカ試料を用いて、透過電子顕微鏡を用いて１００００倍以上の高倍率にて、５視野以上を観察することが好ましい。なお、析出物のサイズとは析出物の円相当直径である。また、析出物密度の測定対象となる析出物はサイズが１ｎｍ以上２０ｎｍ以上の析出物とする。
次に、本発明の鋼板の製造方法の特性について説明する。本発明の熱延鋼板の製造方法では、スラブ加熱温度を１２５０℃以上にすることが好ましい。これは含有した析出元素を十分に溶体化させるためである。一方、加熱温度が１３００℃を超えるとオーステナイト粒界が粗大化するため、加熱温度は１３００℃以下が好ましい。本発明において、仕上げ圧延条件は、Ｔｉ量に応じて適正な範囲が存在することを見出した。Ｔｉ含有量が０．０５％≦Ｔｉ≦０．１０％の範囲においては、仕上げ圧延時の最終圧延温度が９６０℃以上、最終から２スタンドの圧下率合計が３０％以上とすることが必要である。また、Ｔｉ含有量が０．１０％＜Ｔｉ≦０．２０％の範囲においては、仕上げ圧延時の最終圧延温度が９８０℃以上かつ最終から２スタンドの圧下率合計が４０％以上であることが必要である。いずれかが条件範囲から外れることで、オーステナイトの圧延による再結晶が促進されず、板厚１／４の位置の｛１１２｝（１１０）極密度が５．７以下かつ旧オーステナイト粒のアスペクト比（長軸／短軸）が５．３以下という要件を満たさない。この仕上げ圧延時の最終圧延温度（仕上げ圧延温度と称することがある。）とは、仕上げ圧延機の最終スタンドの出口側１５ｍ以内に設置された温度計により測定した温度である。また、この最終から２スタンドの圧下率合計（最終から２スタンドを最終２スタンドと称すること、また圧下率合計を合計圧下率と称することがある）とは、最終スタンド単独の圧下率の値と最終スタンドの一つ前のスタンド単独の圧下率の値とを足し算した合計値（単純和）である。Ｔｉ含有量が０．０５％≦Ｔｉ≦０．１０％の範囲における仕上げ圧延条件の及ぼす板厚１／４の位置の｛１１２｝（１１０）極密度の関係および旧オーステナイト粒アスペクト比の関係をそれぞれ図８および９に示した。Ｔｉ含有量が０．０５％≦Ｔｉ≦０．１０％の範囲においては、仕上げ圧延温度あるいは最終から２スタンドの合計圧下率が本発明の条件から外れると旧オーステナイト粒アスペクト比が５．３を超えることが分った。次に０．１０％＜Ｔｉ≦０．２０％について行った同様の調査結果を図１０および１１に示した。０．１０％＜Ｔｉ≦０．２０％の範囲では仕上げ圧延温度が９６０℃以上においても板厚１／４の位置の｛１１２｝（１１０）極密度が５．７を超えるものが現れ、仕上げ圧延温度を９８０℃以上とすることで、板厚１／４の位置の｛１１２｝（１１０）極密度が５．７以下となった。また、最終圧延温度が９８０℃以上かつ最終から２スタンドの圧下率合計が４０％以上では極密度およびアスペクト比についての条件をともに満足することが分った。これはＴｉのオーステナイト再結晶抑制効果によるものであり、Ｔｉ量により効果を発現できる最適な仕上げ圧延条件が存在することを示しており、本発明の成分範囲内での最適な仕上げ圧延条件が、以上の調査から明確となった。なお、Ｔｉ含有量が０．０５％≦Ｔｉ≦０．１０％の範囲および０．１０％＜Ｔｉ≦０．２０％の範囲のいずいれの範囲においても、仕上げ圧延時の最終圧延温度は１０８０℃以下、最終から２スタンドの圧下率合計は７０％以下とすることが好ましい。
仕上げ圧延後の巻き取り温度は４５０℃以上であることが必須となる。４５０℃未満では析出強化された均質組織の熱延鋼板を製造することが困難となり、０．８０以上の降伏比ＹＲを達成することが困難となる。熱延鋼板は主として足廻り部品に適用される場合が多く、このため部材の破断応力を高め、かつ部材の永久変形も低減させる必要がある。本発明の熱延鋼板は、（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの析出により降伏比ＹＲを高めている。また、６５０℃超で巻き取った場合、析出物の粗大化が進行し、Ｔｉ含有量に応じた鋼板の強度が得られなくなる。なお、６５０℃超での巻取り温度では、（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃの粗大化により、オロワン機構が弱くなり、降伏応力が低下することで目的の降伏比０．８０以上を達成できない。
図１２にはＴｉ量が０．０５％以上、０．２０％以下の熱延鋼板の巻取り温度と２０ｎｍ以下の析出物密度の関係を示した。巻き取り温度が４５０℃未満あるいは６５０℃超となった場合、析出物密度は１０９個／ｍｍ３未満となった。その結果、図１３に示したとおり、前記降伏比ＹＲ０．８０以上を達成できず、高降伏応力の熱延鋼板を製造できないことが分った。
なお、本発明の熱延鋼板において、
Ｃの含有量としては０．３６％以上０．１００％以下の範囲、
Ｓｉの含有量としては０．０１％以上％１．１９以下の範囲、
Ｍｎの含有量としては１．０１％以上２．５３％以下の範囲、
Ａｌの含有量としては０．０３％以上０．４３％以下の範囲、
Ｔｉの含有量としては０．０５％以上０．１７％以下の範囲、
Ｎｂの含有量としては０．０１％以上０．０４％以下の範囲、
Ｐの含有量としては０．００８％以下の範囲、
Ｓの含有量としては０．００３％以下の範囲、
Ｎの含有量としては０．００３％以下の範囲、
「（Ｃ％−Ｔｉ％＊１２／４８−Ｎｂ％＊１２／９３）」としては、０．０６１以上０．０１４以下の範囲、
極密度としては１．３９以上５．６４以下の範囲、
旧オーステナイト粒のアスペクト比としては１．４２以上５．２５以下の範囲、
析出物密度としては１．５５×１０９個／ｍｍ３以上３．１０×１０１１個／ｍｍ３以下の範囲も挙げられる。
Ｃの含有量としては０．３６％以上０．１００％以下の範囲、
Ｓｉの含有量としては０．０１％以上％１．１９以下の範囲、
Ｍｎの含有量としては１．０１％以上２．５３％以下の範囲、
Ａｌの含有量としては０．０３％以上０．４３％以下の範囲、
Ｔｉの含有量としては０．０５％以上０．１７％以下の範囲、
Ｎｂの含有量としては０．０１％以上０．０４％以下の範囲、
Ｐの含有量としては０．００８％以下の範囲、
Ｓの含有量としては０．００３％以下の範囲、
Ｎの含有量としては０．００３％以下の範囲、
「（Ｃ％−Ｔｉ％＊１２／４８−Ｎｂ％＊１２／９３）」としては、０．０６１以上０．０１４以下の範囲、
極密度としては１．３９以上５．６４以下の範囲、
旧オーステナイト粒のアスペクト比としては１．４２以上５．２５以下の範囲、
析出物密度としては１．５５×１０９個／ｍｍ３以上３．１０×１０１１個／ｍｍ３以下の範囲も挙げられる。
また、本発明の熱延鋼板において、
Ｔｉ含有量が０．０５％≦Ｔｉ≦０．１０％の範囲の仕上げ圧延時の最終圧延温度としては９６３℃以上９８５℃以下の範囲、
Ｔｉ含有量が０．０５％≦Ｔｉ≦０．１０％の範囲の最終から２スタンドの圧下率合計としては３２．５％以上４３．２％以下の範囲、
Ｔｉ含有量が０．１０％＜Ｔｉ≦０．２０％の範囲の仕上げ圧延時の最終圧延温度としては９８１℃以上１０５５℃以下の範囲、
Ｔｉ含有量が０．１０％＜Ｔｉ≦０．２０％の範囲の最終から２スタンドの圧下率合計としては４０．０％以上４５．３％以下の範囲、
巻き取り温度としては４８０℃以上６３０℃の範囲も挙げられる。
Ｔｉ含有量が０．０５％≦Ｔｉ≦０．１０％の範囲の仕上げ圧延時の最終圧延温度としては９６３℃以上９８５℃以下の範囲、
Ｔｉ含有量が０．０５％≦Ｔｉ≦０．１０％の範囲の最終から２スタンドの圧下率合計としては３２．５％以上４３．２％以下の範囲、
Ｔｉ含有量が０．１０％＜Ｔｉ≦０．２０％の範囲の仕上げ圧延時の最終圧延温度としては９８１℃以上１０５５℃以下の範囲、
Ｔｉ含有量が０．１０％＜Ｔｉ≦０．２０％の範囲の最終から２スタンドの圧下率合計としては４０．０％以上４５．３％以下の範囲、
巻き取り温度としては４８０℃以上６３０℃の範囲も挙げられる。
以下に本発明の実施例を示す。
表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、スラブを得た。スラブを１２５０℃以上に加熱し、表２に示した仕上げ圧延温度にて６パスでの仕上げ圧延を行った後、冷却帯の平均冷却速度５℃／ｓで冷却し、巻取り再現炉温度４５０℃〜６３０℃にて１時間保持し、その後、空冷することで２．９ｍｍｔの鋼板を製造し、７％塩酸水溶液にて表面のスケールを除去して熱延鋼板とした。なお、表２中の圧下率合計には、前記熱延鋼板の製造工程における最終から２スタンドの圧下率合計値として５パス、６パスの圧下率の合計を示した。それぞれの熱延鋼板は引張強度ＴＳ、延性Ｅｌについては、ＪＩＳ-Ｚ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ-Ｚ２２４１に記載の試験方法に従って評価した。また、バーリング成形性λはＪＩＳ-Ｚ２２５６に記載の試験方法に従って評価した。バーリング成形性λはＪＩＳ-Ｚ２２５６に記載の試験方法に従って評価した。また、せん断端面の性状調査は、１０ｍｍφの円柱ポンチとクリアランス１０％のダイスを用いて、打抜きせん断加工を施した後、円周方向を目視にて観察することでせん断セパレーションの発生の有無を調査した。せん断セパレーションの発生率の定義、測定は前述の通りである。全試験番号の鋼板について、鋼板せん断端面の疲労特性を調査するため平面試験片へと加工し、前記打抜き条件にてせん断端疲労評価試験片へと加工し、シェンク式平面曲げ疲労試験機を用いて、１０５回にて破断する時間強度σｐの評価を行った。
なお、鋼板番号１０の鋼板は、式（１）を満たさないことから（表２参照）、比較鋼板に該当する。
表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、スラブを得た。スラブを１２５０℃以上に加熱し、表２に示した仕上げ圧延温度にて６パスでの仕上げ圧延を行った後、冷却帯の平均冷却速度５℃／ｓで冷却し、巻取り再現炉温度４５０℃〜６３０℃にて１時間保持し、その後、空冷することで２．９ｍｍｔの鋼板を製造し、７％塩酸水溶液にて表面のスケールを除去して熱延鋼板とした。なお、表２中の圧下率合計には、前記熱延鋼板の製造工程における最終から２スタンドの圧下率合計値として５パス、６パスの圧下率の合計を示した。それぞれの熱延鋼板は引張強度ＴＳ、延性Ｅｌについては、ＪＩＳ-Ｚ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ-Ｚ２２４１に記載の試験方法に従って評価した。また、バーリング成形性λはＪＩＳ-Ｚ２２５６に記載の試験方法に従って評価した。バーリング成形性λはＪＩＳ-Ｚ２２５６に記載の試験方法に従って評価した。また、せん断端面の性状調査は、１０ｍｍφの円柱ポンチとクリアランス１０％のダイスを用いて、打抜きせん断加工を施した後、円周方向を目視にて観察することでせん断セパレーションの発生の有無を調査した。せん断セパレーションの発生率の定義、測定は前述の通りである。全試験番号の鋼板について、鋼板せん断端面の疲労特性を調査するため平面試験片へと加工し、前記打抜き条件にてせん断端疲労評価試験片へと加工し、シェンク式平面曲げ疲労試験機を用いて、１０５回にて破断する時間強度σｐの評価を行った。
なお、鋼板番号１０の鋼板は、式（１）を満たさないことから（表２参照）、比較鋼板に該当する。
表２には全試験番号の降伏応力、引張強度、全伸び、バーリング成形性λ、せん断端面のセパレーション発生の有無、せん断端面の１０５回時間強度σｐ、１０５回時間強度と引張強度の比σｐ／ＴＳを記載した。
試験番号１、４、６、９、１２，１６については鋼板の成分の組成が本発明の範囲から外れることで、引張強度が５９０ＭＰａ以下となった。試験番号２、１０については式（１）のＴｉ、ＮｂおよびＣのバランスが本発明の成分規定から外れることで、せん断端面のセパレーションが発生した。試験番号３、についてはＳｉを過度に含有することで、強度および成形特性は劣化しなかったものの、化成処理性が低下し、さらにセパレーションの発生が確認された。また、試験番号７、８ではＰおよびＳの偏析および介在物を起点としてせん断端面のセパレーションが発生していることが確認できた。試験番号２ではＣが過度に含有されることでパーライトバンド組織に起因したセパレーションが確認でき、さらに、バーリング成形性λの顕著な低下が確認できた。なお、Ｂを含有した鋼板は本発明の適正な製造条件とすることで、１０８０ＭＰａ以上の強度を有する鋼板が製造できており、かつセパレーションも抑制できる。また、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒを含有した試験番号ではＴｉ、Ｎｂに加えた複合効果により、伸びとバーリング成形性を損なうことなく、高い引張強度を得ることができた。なお、Ｖ，Ｍｏ，Ｃｒ、Ｂを含有した場合でも本発明の必須元素が規定量で含有されていないと、試験番号１５，１６，１７，１８，１９においてセパレーションの発生が確認された。
以上のことから、本発明の規定成分範囲を超えることで金属組織の特徴によるせん断端面セパレーション抑制効果が発現できていないことが分り、本発明の成分範囲は、板厚１／４の位置の｛１１２｝（１１０）極密度と、旧オーステナイト粒のアスペクト比によるセパレーション抑制効果を発現できる適正な範囲と言えることが分った。次に、適正な成分範囲の種々の鋼板番号に対して、本発明の熱延鋼板の製造方法の範囲内および範囲外の条件にて、板厚１／４の位置の｛１１２｝（１１０）極密度と、旧オーステナイト粒のアスペクト比を変えた熱延鋼板の試験を行った結果を表２の試験番号１５から５６に示した。仕上げ圧延温度および最終から２スタンドの合計圧下率が適正な範囲でない場合、板厚１／４の位置の｛１１２｝（１１０）極密度が５．７以下、旧オーステナイト粒のアスペクト比が５．３以下のいずれかが外れることでせん断端面にセパレーションが確認された。また、巻き取り温度条件が本発明の範囲から外れる場合、降伏比セパレーションは発生していない。しかしながら、析出物密度が１０９個／ｍｍ３以下であり、ＹＲが０．８０を下回っており、本発明の熱延鋼板としては不適切である。以上のことから、本発明の成分範囲の鋼板を用いて、適正な製造条件とすることで板厚１／４の位置の｛１１２｝（１１０）極密度と、旧オーステナイト粒のアスペクト比が適正な範囲となり、せん断端面のセパレーションが抑制された。せん断端面の１０５回時間強度σｐと引張強度の関係を図１４に示した。本発明鋼はいずれもせん断端面の１０５回時間強度σｐが引張強度ＴＳに対して、０．３５倍以上であるのに対して、セパレーションが発生した比較鋼では、０．３５倍未満となる。
従来、Ｔｉを含有した析出強化鋼板においては析出の促進に伴い、靭性が低下しセパレーションが発生すると説明されていたが、本発明においてはＣとＴｉおよびＮｂの含有量を各々適正とし、かつ金属組織を０．１０６≧（Ｃ％−Ｔｉ％＊１２／４８−Ｎｂ％＊１２／９３）≧０．０１２とし、板厚１／４の位置の｛１１２｝（１１０）極密度を５．７以下とし、旧オーステナイト粒のアスペクト比を５．３以下とすることで、これまで解決不可能であった、せん断端面のセパレーションを抑制でき、その結果、せん断端面の１０５回時間強度σｐに優れた熱延鋼板が開発可能となることが分った。
（３）質量％で、Ｃが０．０３０％以上、０．１２０％以下、Ｓｉが１．２０％以下、Ｍｎが１．００％以上、３．００％以下、Ａｌが０．０１％以上、０．７０％以下、Ｔｉが０．０５％以上、０．２０％以下、Ｎｂが０．０１％以上、０．１０％以下、Ｐが０．０２０％以下、Ｓが０．０１０％以下、Ｎが０．００５％以下、残部がＦｅ及び不純物であり、０．１０６≧（Ｃ％−Ｔｉ％＊１２／４８−Ｎｂ％＊１２／９３）≧０．０１２である鋼を、１２５０℃以上に加熱し、Ｔｉ含有量が０．０５％≦Ｔｉ≦０．１０％の範囲において、仕上げ圧延時の最終圧延温度が９６０℃以上、最終から２スタンドの圧下率合計が３０％以上、Ｔｉ含有量が０．１０％＜Ｔｉ≦０．２０％の範囲において仕上げ圧延時の最終圧延温度が９８０℃以上かつ最終から２スタンドの圧下率合計が４０％以上で熱間圧延し、４５０℃以上、６５０℃以下で巻き取り、板厚１／４の位置の｛１１２｝（１１０）極密度が５．７以下であり、旧オーステナイト粒のアスペクト比（長軸／短軸）が５．３以下であり、サイズが２０ｎｍ以下の（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃの析出物密度が１０ ９ 個／ｍｍ ３ 以上であり、引張強度と降伏応力の比である降伏比ＹＲが０．８０以上であり、引張強度が５９０ＭＰａ以上の熱延鋼板を製造する熱延鋼板の製造方法。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．０３０％以上、０．１２０％以下、
Ｓｉ：１．２０％以下、
Ｍｎ：１．００％以上、３．００％以下、
Ａｌ：０．０１％以上、０．７０％以下、
Ｔｉ：０．０５％以上、０．２０％以下、
Ｎｂ：０．０１％以上、０．１０％以下、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．００５％以下、
残部：Ｆｅ及び不純物、
であり、０．１０６≧（Ｃ％−Ｔｉ％＊１２／４８−Ｎｂ％＊１２／９３）≧０．０１２であり、板厚１／４の位置の｛１１２｝（１１０）極密度が５．７以下であり、旧オーステナイト粒のアスペクト比（長軸／短軸）が５．３以下であり、サイズが２０ｎｍ以下の（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃの析出物密度が１０９個／ｍｍ３以上であり、引張強度と降伏応力の比である降伏比ＹＲが０．８０以上であり、引張強度が５９０ＭＰａ以上の熱延鋼板。 - さらに質量％で
Ｂ：０．０００５％以上、０．００１５％以下、
Ｃｒ：０．０９％以下、
Ｖ：０．０１％以上、０．１０％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上、０．２％以下、
の１種または２種以上を含有し、Ｖを含有する場合は０．１０６≧（Ｃ％−Ｔｉ％＊１２／４８−Ｎｂ％＊１２／９３−Ｖ％＊１２／５１）≧０．０１２である請求項１に記載の熱延鋼板。 - 質量％で、
Ｃ：０．０３０％以上、０．１２０％以下、
Ｓｉ：１．２０％以下、
Ｍｎ：１．００％以上、３．００％以下、
Ａｌ：０．０１％以上、０．７０％以下、
Ｔｉ：０．０５％以上、０．２０％以下、
Ｎｂ：０．０１％以上、０．１０％以下、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．００５％以下、
残部：Ｆｅ及び不純物、
であり、０．１０６≧（Ｃ％−Ｔｉ％＊１２／４８−Ｎｂ％＊１２／９３）≧０．０１２である鋼を、１２５０℃以上に加熱し、Ｔｉ含有量が０．０５％≦Ｔｉ≦０．１０％の範囲において仕上げ圧延時の最終圧延温度が９６０℃以上かつ最終から２スタンドの圧下率合計が３０％以上、Ｔｉ含有量が０．１０％＜Ｔｉ≦０．２０％の範囲において仕上げ圧延時の最終圧延温度が９８０℃以上かつ最終から２スタンドの圧下率合計が４０％以上で熱間圧延し、４５０℃以上、６５０℃以下で巻き取る熱延鋼板の製造方法。 - 前記鋼は、
さらに質量％で
Ｂ：０．０００５％以上、０．００１５％以下、
Ｃｒ：０．０９％以下、
Ｖ：０．０１％以上、０．１０％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上、０．２％以下、
の１種または２種以上を含有し、Ｖを含有する場合は（Ｃ％−Ｔｉ％＊１２／４８−Ｎｂ％＊１２／９３−Ｖ％＊１２／５１）≧０．０１２である請求項３に記載の熱延鋼板の製造方法。
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