JPWO2016136672A1 - 熱延鋼板 - Google Patents

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Abstract

この熱延鋼板は、所定の化学成分を有し、組織が、面積率で、５〜６０％のフェライトと３０〜９５％のベイナイトとを含み；前記組織において、方位差が１５°以上である境界を粒界とし、前記粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合、粒内の方位差が５〜１４°である前記結晶粒の割合が、面積率で、２０〜１００％である。

Description

本発明は、加工性に優れた熱延鋼板に関し、特に、伸びフランジ性に優れた熱延鋼板に関する。
近年、自動車の燃費向上を目的とした各種部材の軽量化への要求に対し、部材に用いられる鉄合金等の鋼板の高強度化による薄肉化や、Ａｌ合金等の軽金属の各種部材への適用が進められている。しかし、鋼等の重金属と比較した場合、Ａｌ合金等の軽金属は比強度が高いという利点があるものの、著しく高価であるという欠点がある。そのため、Ａｌ合金等の軽金属の適用は特殊な用途に限られている。従って、各種部材の軽量化をより安価でかつ広い範囲に適用するため、鋼板の高強度化による薄肉化が要求されている。
鋼板を高強度化すると、一般的に成形性（加工性）等の材料特性が劣化する。そのため、高強度鋼板の開発において、材料特性を劣化させずに高強度化を図ることが重要な課題である。特に、内板部材、構造部材、足廻り部材等の自動車部材として用いられる鋼板は、その用途に応じて、伸びフランジ加工性、バーリング加工性、延性、疲労耐久性、耐衝撃性及び耐食性等が求められ、これら材料特性と強度とを、両立させることが重要である。
例えば、自動車部材のうち、車体重量の約２０％を占める構造部材や足廻り部材等に用いられる鋼板は、せん断や打ち抜き加工によりブランキングや穴開けを行われた後、伸びフランジ加工やバーリング加工を主体としたプレス成形が施される。そのため、これらの鋼板には、良好な伸びフランジ性が求められる。
上記の課題に対して、例えば特許文献１には、ＴｉＣのサイズを制限する事で延性、伸びフランジ性、材質均一性に優れる熱延鋼板を提供できると開示されている。
また、特許文献２には、酸化物の種類、サイズおよび個数密度を規定する事で伸びフランジ性と疲労特性に優れる熱延鋼板を供する発明が開示されている。
また、特許文献３には、フェライト相の面積率および第二相との硬度差を規定することで、強度のばらつきが小さく、かつ延性と穴広げ性とに優れる熱延鋼板を供する発明が開示されている。
しかしながら、上記の特許文献１に開示された技術では、鋼板の組織においてフェライト相を９５％以上確保する必要がある。そのため、十分な強度を確保するためには、５９０ＭＰａ級（ＴＳが５９０ＭＰａ以上）とする場合でも、Ｔｉを０．０８％以上含有させる必要がある。しかしながら、軟質のフェライト相を９５％以上有する鋼において、ＴｉＣの析出強化によって５９０ＭＰａ以上の強度を確保する場合、延性の低下が問題となる。
また、特許文献２に開示された技術ではＬａやＣｅなどの希少金属の添加が必須となる。特許文献３に開示された技術は安価な強化元素であるＳｉを０．１％以下に限定する必要がある。従って、特許文献２及び３に開示された技術は、いずれも合金元素の制約という課題を有している。
また、上述したように、近年、自動車部材には、高強度鋼板の適用の要求が高まっている。高強度鋼板を冷間でプレスして成形する場合、成形中に伸びフランジ成形となる部位のエッジからのき裂が発生しやすくなる。これは、ブランク加工時に打ち抜き端面に導入されるひずみによりエッジ部のみ加工硬化が進んでしまうことによると考えられる。従来、伸びフランジ性の試験評価方法としては、穴広げ試験が用いられてきた。しかしながら、穴広げ試験では周方向のひずみがほとんど分布せずに破断に至るが、実際の部品の加工では、ひずみ分布が存在するため、破断部周辺のひずみや応力の勾配による破断限界への影響が存在する。したがって、高強度鋼板の場合には、穴広げ試験では十分な伸びフランジ性を示していたとしても、冷間プレスを行った場合には、ひずみ分布によってき裂が発生する場合があった。
特許文献１〜３に開示された技術では、いずれの発明においても光学顕微鏡で観察される組織のみを規定することで、穴広げ性を向上させることは開示されている。しかしながら、ひずみ分布を考慮した場合にも十分な伸びフランジ性が確保できるかどうかは不明である。
国際公開ＷＯ２０１３／１６１０９０号公報 日本国特開２００５−２５６１１５号公報 日本国特開２０１１−１４０６７１号公報
本発明は、上述した問題点に鑑みて案出された。
本発明は、高強度でありながら厳しい伸びフランジ性が要求される部材への適用が可能な、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板を安価に提供することを目的とする。本発明において、伸びフランジ性とは、ひずみ分布を考慮した伸びフランジ性の指標である、鞍型伸びフランジ試験法で試験を行った結果得られるフランジの限界成形高さＨ（ｍｍ）と引張強度（ＭＰａ）との積で評価される値を示し、伸びフランジ性に優れるとは、フランジの限界成形高さＨ（ｍｍ）と引張強度（ＭＰａ）との積が１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上であることを示す。また、高強度とは、引張強度で５９０ＭＰａ以上であることを示す。
従来の知見によれば、伸びフランジ性（穴広げ性）の改善は、特許文献１〜３に示されるように、介在物制御、組織均質化、単一組織化および／または組織間の硬度差の低減などによって行われていた。言い換えれば、従来、光学顕微鏡によって観察される組織を制御することによって、伸びフランジ性などの改善が図られてきた。
しかしながら、本発明者らは光学顕微鏡で観察される組織だけを制御してもひずみ分布が存在する場合の伸びフランジ性を向上させることができないことに鑑み、各結晶粒の粒内の方位差に着目し、鋭意検討を進めた。その結果、結晶粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合を一定の範囲に制御することで、伸びフランジ性を大きく向上させることができることを見出した。
本発明は上記の知見に基づいて構成されており、その要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る熱延鋼板は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０２０〜０．０７０％、Ｓｉ：０．１０〜１．７０％、Ｍｎ：０．６０〜２．５０％、Ａｌ：０．０１〜１．００％、Ｔｉ：０．０１５〜０．１７０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｒ：０〜１．０％、Ｂ：０〜０．１０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｎｉ：０〜２．０％、Ｍｇ：０〜０．０５％、ＲＥＭ：０〜０．０５％、Ｃａ：０〜０．０５％、Ｚｒ：０〜０．０５％を含有し、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなり、組織が、面積率で、５〜６０％のフェライトと３０〜９５％のベイナイトとを含み、前記組織において、方位差が１５°以上である境界を粒界とし、前記粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合、粒内の方位差が５〜１４°である前記結晶粒の割合が、面積率で、２０〜１００％である。
（２）上記（１）に記載の熱延鋼板は、引張強度が、５９０ＭＰａ以上、前記引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上であってもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の熱延鋼板は、前記化学成分が、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｂ：０．０００５〜０．１０％、から選択される１種以上を含んでもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の熱延鋼板は、前記化学成分が、質量％で、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１％〜２．０％から選択される１種以上を含んでもよい。
（５）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載の熱延鋼板は、前記化学成分が、質量％で、Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０５％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０５％から選択される１種以上を含んでもよい。
本発明の上記態様によれば、高強度でありながら厳しい伸びフランジ性が要求される部材への適用が可能な、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板を提供することができる。
本実施形態に係る熱延鋼板の１／４ｔ部（板厚方向に表面から板厚の１／４の位置）におけるＥＢＳＤによる解析結果である。 鞍型伸びフランジ試験法に用いる、鞍型形状の成型品の形状を示す図である。
以下、本発明の一実施形態に係る熱延鋼板（以下、本実施形態に係る熱延鋼板と言う場合がある）について詳細に説明する。
本実施形態に係る熱延鋼板は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０２０〜０．０７０％、Ｓｉ：０．１０〜１．７０％、Ｍｎ：０．６０〜２．５０％、Ａｌ：０．０１〜１．００％、Ｔｉ：０．０１５〜０．１７０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％を含有し、さらに必要に応じて、Ｃｒ：１．０％以下、Ｂ：０．１０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｇ：０．０５％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下、Ｃａ：０．０５％以下、Ｚｒ：０．０５％以下の１種以上を含有し、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．００６％以下、に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなる。
また、組織が、面積率で、５〜６０％のフェライトと３０〜９５％のベイナイトとを含み、前記組織において、方位差が１５°以上である境界を粒界とし、前記粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合、粒内の方位差が５〜１４°である前記結晶粒の割合が、面積率で、２０〜１００％である。
まず、本実施形態に係る熱延鋼板の化学成分の限定理由について説明する。各成分の含有量の％は、質量％である。
Ｃ：０．０２０〜０．０７０％
Ｃは、Ｎｂ、Ｔｉ等と結合して鋼板中で析出物を形成し、析出強化により鋼の強度向上に寄与する元素である。この効果を得るため、Ｃ含有量の下限を０．０２０％とする。好ましいＣ含有量の下限は、０．０２５％であり、より好ましいＣ含有量の下限は、０．０３０％である。一方、Ｃ含有量が０．０７０％超になると、ベイナイト中の方位分散が大きくなる傾向にあり、粒内の方位差が５〜１４°の結晶粒の割合が低下する。また、伸びフランジ性にとって有害なセメンタイトが増加し、伸びフランジ性が劣化する。そのため、Ｃ含有量の上限を０．０７０％とする。好ましいＣ含有量の上限は、０．０６５％であり、より好ましいＣ含有量の上限は、０．０６０％である。
Ｓｉ：０．１０〜１．７０％
Ｓｉは、鋼の強度向上に寄与する元素である。また、Ｓｉは、溶鋼の脱酸剤としての役割を有する元素である。これらの効果を得るため、Ｓｉ含有量の下限を０．１０％とする。好ましいＳｉ含有量の下限は０．３０％であり、より好ましいＳｉ含有量の下限は０．５０％であり、更に好ましいＳｉ含有量の下限は０．７０％である。一方、Ｓｉ含有量が１．７０％を超えると、伸びフランジ性が劣化したり、表面疵が発生したりする。また、変態点が上がりすぎ、圧延温度を高くする必要が生じる。この場合、熱間圧延中の再結晶が著しく促進され、粒内の方位差が５〜１４°の結晶粒の割合が低下する。そのため、Ｓｉ含有量の上限を１．７０％とする。好ましいＳｉ含有量の上限は、１．５０％であり、より好ましいＳｉ含有量の上限は、１．３０％である。
Ｍｎ：０．６０〜２．５０％
Ｍｎは、固溶強化により、または鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度向上に寄与する元素である。この効果を得るため、Ｍｎ含有量の下限を０．６０％とする。好ましいＭｎ含有量の下限は、０．７０％であり、より好ましいＭｎ含有量の下限は、０．８０％である。一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると、焼入れ性が過剰になり、ベイナイト中の方位分散の程度が大きくなることで、粒内の方位差が５〜１４°の結晶粒の割合が低下し、伸びフランジ性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量の上限を２．５０％とする。好ましいＭｎ含有量の上限は、２．３０％であり、より好ましいＭｎ含有量の上限は、２．１０％である。
Ａｌ：０．０１０〜１．００％
Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として有効な元素である。この効果を得るため、Ａｌ含有量の下限を０．０１０％とする。好ましいＡｌ含有量の下限は、０．０２０％であり、より好ましいＡｌ含有量の下限は、０．０３０％である。一方、Ａｌ含有量が１．００％を超えると、溶接性や靭性などが劣化する。そのため、Ａｌ含有量の上限を１．００％とする。好ましいＡｌ含有量の上限は、０．９０％であり、より好ましいＡｌ含有量の上限は、０．８０％である。
Ｔｉ：０．０１５〜０．１７０％
Ｔｉは、炭化物として鋼中に微細に析出し、析出強化により鋼の強度を向上させる元素である。また、Ｔｉは、炭化物（ＴｉＣ）を形成することによってＣを固定して、伸びフランジ性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制する元素である。これらの効果を得るため、Ｔｉ含有量の下限を０．０１５％とする。好ましいＴｉ含有量の下限は、０．０２０％であり、より好ましいＴｉ含有量の下限は、０．０２５％である。一方、Ｔｉ含有量が０．１７０％を超えると、延性が劣化する。そのため、Ｔｉ含有量の上限を０．１７０％とする。好ましいＴｉ含有量の上限は、０．１５０％であり、より好ましいＴｉ含有量の上限は、０．１３０％である。
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％
Ｎｂは、炭化物として鋼中に微細に析出し、析出強化により鋼の強度を向上させる元素である。また、Ｎｂは、炭化物（ＮｂＣ）を形成することによってＣを固定して、伸びフランジ性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制する元素である。これらの効果を得るため、Ｎｂ含有量の下限を０．００５％とする。好ましいＮｂ含有量の下限は、０．０１０％であり、より好ましいＮｂ含有量の下限は、０．０１５％である。一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えると、延性が劣化する。また、熱延中の再結晶が著しく阻害されるので、粒内の方位差大きくなりすぎ、その結果粒内の方位差が５〜１４°の結晶粒の割合が低下する。そのため、Ｎｂ含有量の上限を０．０５０％とする。好ましいＮｂ含有量の上限は、０．０４０％であり、より好ましいＮｂ含有量の上限は、０．０３５％である。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは不純物である。Ｐは、靭性、延性、溶接性などを劣化させるので、Ｐ含有量は低いほど好ましい。しかしながら、Ｐ含有量が０．０５％を超えた場合に伸びフランジ性の指標の劣化が著しいので、Ｐ含有量は０．０５％以下に制限すればよい。より好ましくは、Ｐ含有量は、０．０３％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。Ｐの下限は特に定める必要はないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくないので、Ｐ含有量の下限を０．００５％としてもよい。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、伸びフランジ性を劣化させるＡ系介在物を形成する元素である。そのため、Ｓ含有量は低いほど好ましい。しかしながら、Ｓ含有量が０．０１０％を超えた場合に伸びフランジ性の劣化が著しいので、Ｓ含有量の上限を０．０１０％に制限すればよい。好ましくは、Ｓ含有量は、０．００５％以下であり、より好ましくは、０．００３％以下である。Ｓの下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくないので、Ｓ含有量の下限を０．００１％としてもよい。
Ｎ：０．００６０％以下
Ｎは、Ｃよりも優先的に、Ｔｉ及びＮｂと析出物を形成し、Ｃの固定に有効なＴｉ及びＮｂを減少させる元素である。そのため、Ｎ含有量は低い方が好ましい。しかしながら、Ｎ含有量が０．００６０％を超えた場合に、伸びフランジ性の劣化が著しいので、Ｎ含有量を０．００６０％以下に制限すればよい。好ましくは、Ｎ含有量は、０．００５０％以下である。Ｎ含有量の下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくないので、Ｎ含有量を０．００１０％以上としてもよい。
以上の化学元素は、本実施形態に係る熱延鋼板に含有される基本成分であり、これらの元素を含み、残部が鉄及び不純物からなる化学組成が、本実施形態に係る熱延鋼板の基本組成である。しかしながら、この基本成分に加え（残部のＦｅの一部の代わりに）、本実施形態に係る熱延鋼板では、さらに、必要に応じて以下の化学元素（選択元素）から選択される１種以上を含有してもよい。以下の元素は必ずしも含有させる必要はないので、その含有量の下限は０％である。これらの選択元素が鋼中に不可避的に（例えば、各選択元素の量の下限未満の量）混入しても、本実施形態における効果を損なわない。
ここで、不純物とは、合金を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料から、または製造工程の種々の要因によって、鋼中に混入する成分であって、本実施形態に係る熱延鋼板の特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
Ｃｒ：０〜１．０％
Ｃｒは鋼の強度向上に寄与する元素である。この効果を得る場合、Ｃｒを０．０５％以上含有させることが好ましい。一方で、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると、その効果が飽和して経済性が低下する。そのため、Ｃｒを含有させる場合でも、Ｃｒ含有量の上限を１．０％とすることが好ましい。
Ｂ：０〜０．１０％
Ｂは、焼入れ性を高め、硬質相である低温変態生成相の組織分率を増加させる元素である。この効果を得る場合、Ｂの含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．１０％以上になると効果は飽和するとともに、経済性が低下する。そのため、Ｂを含有させる場合でも、Ｂ含有量の上限を０．１０％とすることが好ましい。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは焼入性を向上させると共に炭化物を形成して強度を高める効果を有する元素である。これらの効果を得る場合、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが望ましい。一方、Ｍｏ含有量が１．０％超となると、延性や溶接性が低下するおそれがある。そのため、Ｍｏを含有させる場合でも、Ｍｏ含有量の上限を、１．０％とすることが望ましい。
Ｃｕ：０．０１〜２．０％
Ｃｕは鋼板強度を上げると共に、耐食性やスケールの剥離性を向上させる元素である。これらの効果を得る場合、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが望ましい。より望ましくは、０．０４％以上である。一方、Ｃｕ含有量が２．０％超となると、表面疵が発生することが懸念される。そのため、Ｃｒを含有させる場合でも、Ｃｒ含有量の上限を２．０％とすることが望ましく、１．０％とすることがより望ましい。
Ｎｉ：０．０１％〜２．０％
Ｎｉは鋼板強度を上げると共に、靭性を向上させる元素である。これらの効果を得る場合、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが望ましい。一方、Ｎｉ含有量が２．０％超となると、延性が低下する。そのため、Ｎｉを含有させる場合でも、Ｎｉ含有量の上限を２．０％とすることが望ましい。
Ｃａ：０．０００１〜０．０５％
Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５％
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０５％
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭは、いずれも硫化物や酸化物の形状を制御して靭性を向上させる元素である。したがって、この目的のためには、これらの元素の１種または２種以上を各々０．０００１％以上含有させることが望ましい。より好ましくは、０．０００５％である。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると伸びフランジ性が劣化する。そのため、これらの元素を含有させる場合でも、含有量の上限をそれぞれ０．０５％とすることが望ましい。
次に、本実施形態に係る熱延鋼板の組織（金属組織）について説明する。
本実施形態に係る熱延鋼板は、光学顕微鏡で観察した組織において、面積率で、５〜６０％のフェライトと３０〜９５％のベイナイトとを含む。このような組織とすることで、強度と加工性とをバランスよく向上させることができる。フェライト分率（面積率）が５％未満であると、延性が劣化し、一般に自動車用部材等で求められる特性の確保が困難となる。一方、フェライト分率が６０％超であると、伸びフランジ性が劣化したり、所望の鋼板強度を得ることが困難となる。そのため、フェライト分率は５〜６０％とする。
また、ベイナイト分率が３０％未満であると、伸びフランジ性が劣化する。一方、ベイナイト分率が、９５％超であると、延性が劣化する。そのため、ベイナイト分率は、３０〜９５％とする。
フェライト及びベイナイト以外の残部の組織は、特に限定する必要はなく、例えば、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトなどでよい。しかしながら、残部の組織分率が大きいと伸びフランジ性が劣化することが懸念されるため、残部の割合は面積率で合計１０％以下とすることが好ましい。言い換えれば、フェライトとベイナイトとが面積率で合計９０％以上であることが好ましい。より好ましくは、フェライトとベイナイトとが面積率で合計１００％である。
組織分率（面積率）は、以下の方法により得ることができる。まず、熱延鋼板から採取した試料をナイタールでエッチングする。エッチング後に光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、フェライト及びパーライトの面積率、並びにベイナイトとマルテンサイトとの合計面積率を得る。次いで、レペラ腐食した試料を用い、光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率を算出する。
さらに、圧延面法線方向から板厚の１／４深さまで面削した試料を用い、Ｘ線回折測定により残留オーステナイトの体積率を求める。残留オーステナイトの体積率は、面積率と同等であるので、これを残留オーステナイトの面積率とする。
この方法により、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトそれぞれの面積率を得ることができる。
本実施形態に係る熱延鋼板は、光学顕微鏡で観察される組織を上述の範囲に制御した上で、さらに、結晶方位解析に多く用いられるＥＢＳＤ法（電子ビーム後方散乱回折パターン解析法）を用いて得られる、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合を制御する必要がある。具体的には、方位差が１５°以上である境界を粒界とし、この粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義した場合に、全ての結晶粒のうち、粒内の方位差が５〜１４°である前記結晶粒の割合を、面積率で、２０％以上とする必要がある。
５〜１４°の結晶粒の割合を面積率で２０％以上とした理由は、２０％未満であると、所望の鋼板強度と伸びフランジ性が得られなくなるためである。５〜１４°の結晶粒の割合は、高くても構わないため、その上限は１００％である。
このような粒内方位差を有する結晶粒は強度と加工性とのバランスが優れる鋼板を得るために有効であるので、その割合を制御することで、所望の鋼板強度を維持しつつ、伸びフランジ性を向上させることができる。
ここで、粒内の結晶方位差は、その結晶粒に含まれる転位密度と相関があると考えられる。一般的に粒内の転位密度の増加は強度の向上をもたらす一方で加工性を低下させる。しかし、粒内の方位差が５〜１４°に制御された結晶粒では加工性を低下させることなく強度を向上させることができる。そのため、本実施形態に係る熱延鋼板では、粒内の方位差が５〜１４°の結晶粒の割合を２０％以上に制御する。粒内の方位差が５°未満の結晶粒は、加工性に優れるが高強度化が困難であり、粒内の方位差が１４°超の結晶粒は、結晶粒内で変形能が異なるので、伸びフランジ性の向上に寄与しない。
粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合は、以下の方法で測定することができる。
まず、鋼板表面から板厚ｔの１／４深さ位置（１／４ｔ部）の圧延方向垂直断面について、圧延方向に２００μｍ、圧延面法線方向に１００μｍの領域を０．２μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析して結晶方位情報を得る。ここでＥＢＳＤ解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ−７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＨＩＫＡＲＩ検出器）で構成された装置を用い、２００〜３００点／秒の解析速度で実施する。次に、得られた結晶方位情報に対して、方位差１５°以上かつ円相当径で０．３μｍ以上の領域を結晶粒と定義し、結晶粒の粒内の平均方位差を計算し、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合を求める。上記で定義した結晶粒や粒内の平均方位差は、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」を用いて算出することができる。
本発明おける「粒内方位差」とは、結晶粒内の方位分散である「Ｇｒａｉｎ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｓｐｒｅａｄ（ＧＯＳ）」をあらわし、その値は「ＥＢＳＤ法およびＸ線回折法によるステンレス鋼の塑性変形におけるミスオリエンテーションの解析」、木村英彦ら、日本機械学会論文集（Ａ 編）、７１巻、７１２号、２００５年、ｐ．１７２２−１７２８に記載されているように、同一結晶粒内において基準となる結晶方位と全ての測定点間のミスオリエンテーションの平均値として求められる。本実施形態において、基準となる結晶方位は同一結晶粒内の全ての測定点を平均化した方位であり、ＧＯＳの値はＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）Ｖｅｒｓｉｏｎ ７．０．１」を用いて算出することができる。
図１は、本実施形態に係る熱延鋼板の、１／４ｔ部における、圧延方向垂直断面の１００μｍ×１００μｍ領域のＥＢＳＤ解析結果である。図１においては、方位差が１５°以上である粒界によって囲まれる、粒内の方位差が５〜１４°である領域が灰色で表示されている。
本実施形態において、伸びフランジ性は鞍型成型品を用いた、鞍型伸びフランジ試験法で評価する。具体的には、図２に示すような直線部と円弧部とからなる伸びフランジ形状を模擬した鞍型形状の成型品をプレス加工し、そのときの限界成形高さを用いて伸びフランジ性を評価する。本実施形態の鞍型伸びフランジ試験では、コーナーの曲率半径Ｒを５０〜６０ｍｍ、開き角θを１２０°とした鞍型成型品を用いて、コーナー部を打ち抜く際のクリアランスを１１％とした時の限界成形高さＨ（ｍｍ）を測定する。ここで、クリアランスとは打ち抜きダイスとパンチの間隙と試験片の厚さとの比を示す。クリアランスは実際には打ち抜き工具と板厚の組み合わせによって決まるので、１１％とは、１０．５〜１１．５％の範囲を満足することを意味する。限界成形高さの判定は、成形後に目視にて板厚の１／３以上の長さを有するクラックの存在の有無を観察し、クラックが存在しない限界の成形高さとした。
従来伸びフランジ成形性に対応した試験法として用いられている穴広げ試験は、周方向のひずみがほとんど分布せずに破断に至るため、実際の伸びフランジ成形時とは破断部周辺のひずみや応力勾配が異なる。また穴広げ試験は、板厚貫通の破断が発生した時点での評価となるなど、本来の伸びフランジ成形を反映した評価になっていない。一方、本実施形態で用いた鞍型伸びフランジ試験では、ひずみ分布を考慮した伸びフランジ性が評価できるため、本来の伸びフランジ成形を反映した評価が可能である。
本実施形態に係る熱延鋼板において、フェライトやベイナイトなどの光学顕微鏡組織で観察される各組織の面積率と、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合とは直接関係するものではない。言い換えれば、例えば、同一のフェライト面積率及びベイナイト面積率を有する熱延鋼板があったとしても、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合が同一であるとは限らない。従って、フェライト面積率、ベイナイト面積率を制御しただけでは、本実施形態に係る熱延鋼板に相当する特性を得ることはできない。
本実施形態に係る熱延鋼板は、例えば以下のような熱間圧延工程及び冷却工程を含む製造方法によって得ることができる。
＜熱間圧延工程について＞
熱間圧延工程では、上述した化学成分を有するスラブを加熱し、熱間圧延を行って熱延鋼板を得る。スラブ加熱温度は、下記式（ａ）で表されるＳＲＴｍｉｎ℃以上１２６０℃以下とすることが好ましい。
ＳＲＴｍｉｎ＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝−２７３・・・（ａ）
ここで、式（ａ）中の［Ｔｉ］、［Ｃ］は、質量％でのＴｉ、Ｃの含有量を示す。
本実施形態に係る熱延鋼板は、Ｔｉを含有しており、スラブ加熱温度がＳＲＴｍｉｎ℃未満であると、Ｔｉが十分に溶体化しない。スラブ加熱時にＴｉが溶体化しないと、Ｔｉを炭化物（ＴｉＣ）として微細析出させて、析出強化により鋼の強度を向上させることが困難となる。また、炭化物（ＴｉＣ）を形成することによってＣを固定して、バーリング性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制することが困難となる。また、この場合、粒内の結晶方位差が５〜１４°の結晶粒の割合も低下するため好ましくない。
一方、スラブ加熱工程における加熱温度が１２６０℃超であると、スケールオフにより歩留が低下する。そのため、加熱温度はＳＲＴｍｉｎ℃以上１２６０℃以下とすることが好ましい。
粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合を２０％以上にする場合、加熱されたスラブに対して行われる熱間圧延において、仕上げ圧延の後段３段（最終３パス）での累積ひずみを０．５〜０．６とした上で、後述する冷却を行うことが有効である。これは、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒は比較的低温でパラ平衡状態で変態することにより生成するので、変態前のオーステナイトの転位密度をある範囲に限定するとともにその後の冷却速度をある範囲に限定することによって、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の生成を制御することができるためである。
すなわち、仕上げ圧延の後段３段での累積ひずみ及びその後の冷却を制御することで、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の核生成頻度およびその後の成長速度を制御できるので、結果として得られる体積分率も制御できる。より具体的には、仕上げ圧延によって導入されるオーステナイトの転位密度が主に核生成頻度に関わり、圧延後の冷却速度が主に成長速度に関わる。
仕上げ圧延の後段３段の累積ひずみが０．５未満では、導入されるオーステナイトの転位密度が十分でなく、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合が２０％未満となるため好ましくない。また、仕上げ圧延の後段３段の累積ひずみが０．６超であると、熱間圧延中にオーステナイトの再結晶が起こり、変態時の蓄積転位密度が低下する。この場合、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合が２０％未満となってしまうため好ましくない。
本実施形態で言う仕上げ圧延の後段３段の累積ひずみ（εｅｆｆ.）は、以下の式（１）によって求めることができる。
εｅｆｆ.＝Σεｉ（ｔ,Ｔ）・・・（１）
ここで、
εｉ（ｔ,Ｔ）＝εｉ０／ｅｘｐ｛（ｔ／τＲ）２／３｝、
τＲ＝τ０・ｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）、
τ０＝８．４６×１０−６、
Ｑ＝１８３２００Ｊ、
Ｒ＝８．３１４Ｊ／Ｋ・ｍｏｌ、であり、
εｉ０は圧下時の対数ひずみを示し、ｔは当該パスでの冷却直前までの累積時間を示し、Ｔは当該パスでの圧延温度を示す。
圧延終了温度はＡｒ３℃以上とすることが好ましい。圧延終了温度をＡｒ３℃未満とすると、変態前のオーステナイトの転位密度が過度に高まり、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒を２０％以上とすることが困難となる。
また、熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延とを含むが、仕上げ圧延は複数の圧延機を直線的に配置し１方向に連続圧延して所定の厚みを得るタンデム圧延機を用いて行うことが好ましい。また、タンデム圧延機を用いて仕上げ圧延を行う場合、圧延機と圧延機との間で冷却（スタンド間冷却）を行って、仕上げ圧延中の鋼板温度がＡｒ３℃以上〜Ａｒ３＋１５０℃以下の範囲となるように制御することが好ましい。仕上げ圧延時の鋼板の最高温度がＡｒ３＋１５０℃を超えると、粒径が大きくなりすぎるために靭性が劣化することが懸念される。
上記のような条件の熱間圧延を行うことで、変態前のオーステナイトの転位密度範囲を限定し、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒を所望の割合で得ることが容易となる。
Ａｒ３は鋼板の化学成分に基づき、圧下による変態点への影響を考慮した、下記式（２）で算出する。
Ａｒ３＝９７０−３２５×［Ｃ］＋３３×［Ｓｉ］＋２８７×［Ｐ］＋４０×［Ａｌ］−９２×（［Ｍｎ］＋［Ｍｏ］＋［Ｃｕ］）−４６×（［Ｃｒ］＋［Ｎｉ］）・・・（２）
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉの質量％での含有量を示す。含有されていない元素については、０％として計算する。
＜冷却工程について＞
熱間圧延後の熱延鋼板に対して、冷却を行う。冷却工程では熱間圧延が完了した熱延鋼板に対して、１０℃／ｓ以上の冷却速度で、６５０〜７５０℃の温度域まで冷却し（第１の冷却）、この温度域で、１〜１０秒間保持し、その後、４５０〜６５０℃の温度域まで３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し（第２の冷却）する。
第１の冷却の冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、粒内の結晶方位差が５〜１４°の結晶粒の割合が低下するため好ましくない。また、第１の冷却の冷却停止温度が６５０℃未満であると、面積率で５％以上のフェライトを得ることが困難となるとともに、粒内の結晶方位差が５〜１４°の結晶粒の割合が低下するため好ましくない。
また、第１の冷却の冷却停止温度が７５０℃超であると、面積率で３０％以上のベイナイトを得ることが困難となるとともに、粒内の結晶方位差が５〜１４°の結晶粒の割合が低下するため好ましくない。また、６５０〜７５０℃での保持時間が１０秒を超えると、バーリング性に有害なセメンタイトが生成しやすくなるとともに、面積率で３０％以上のベイナイトを得ることが困難となり、さらに粒内の結晶方位差が５〜１４°の結晶粒の割合が低下するため好ましくない。６５０〜７５０℃での保持時間が１秒未満であると、フェライトを面積率で５％以上得る事が困難となるとともに、粒内の結晶方位差が５〜１４°の結晶粒の割合が低下するため好ましくない。
また、第２の冷却の冷却速度が３０℃／ｓ未満であると、バーリング性に有害なセメンタイトが生成しやすくなるとともに、粒内の結晶方位差が５〜１４°の結晶粒の割合が低下するため好ましくない。第２の冷却の冷却停止温度が４５０℃未満であったり、６５０℃超となると、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒を所望の割合で得ることが困難となる。
第１の冷却、第２の冷却における冷却速度の上限は、特に限定する必要はないが、冷却設備の設備能力を考慮して２００℃／ｓ以下としてもよい。
上述した製造方法によれば、面積率で、５〜６０％のフェライトと３０〜９５％のベイナイトとを含むとともに、方位差が１５°以上である粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以下である領域を結晶粒と定義した場合、粒内の方位差が５〜１４°である前記結晶粒の割合が、面積率で、２０〜１００％である組織を得ることができる。
上述の製造方法では、熱間圧延条件を制御することによりオーステナイトに加工転位を導入した上で、冷却条件を制御することにより導入された加工転位を適度に残すことが重要である。すなわち、熱間圧延条件または冷却条件を単独で制御したとしても、本実施形態に係る熱延鋼板を得ることはできず、熱間圧延条件及び冷却条件を同時に制御することが重要である。上記以外の条件については、例えば第２の冷却の後に公知の方法で巻き取るなど、公知の方法を用いればよく、特に限定する必要はない。
以下、本発明の熱延鋼板の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
本実施例においては、まず、下記表１に示す組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造し、この鋼片を加熱して、熱間で粗圧延を行った後、引き続いて、下記表２に示す条件で仕上げ圧延を行った。仕上げ圧延後の板厚は２．２〜３．４ｍｍであった。表２に記載した、Ａｒ３（℃）は表１に示した成分より次式（２）を用いて求めた。
Ａｒ３＝９７０−３２５×［Ｃ］＋３３×［Ｓｉ］＋２８７×［Ｐ］＋４０×［Ａｌ］−９２×（［Ｍｎ］＋［Ｍｏ］＋［Ｃｕ］）−４６×（［Ｃｒ］＋［Ｎｉ］）・・・（２）
また、仕上げ３段の累積歪みは次式（１）より求めた。
εｅｆｆ.＝Σεｉ（ｔ,Ｔ）・・・（１）
ここで、
εｉ（ｔ,Ｔ）＝εｉ０／ｅｘｐ｛（ｔ／τＲ）２／３｝、
τＲ＝τ０・ｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）、
τ０＝８．４６×１０−６ 、
Ｑ＝１８３２００Ｊ、
Ｒ＝８．３１４Ｊ／Ｋ・ｍｏｌ、であり、
εｉ０は圧下時の対数ひずみを示し、ｔは当該パスでの冷却直前までの累積時間を示し、Ｔは当該パスでの圧延温度を示す。
表１の空欄は、分析値が検出限界未満であったことを意味する。
得られた熱延鋼板に対して、各組織の組織分率（面積率）、及び粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合を求めた。組織分率（面積率）は、以下の方法により求めた。まず、熱延鋼板から採取した試料をナイタールでエッチングした。エッチング後に光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、フェライト及びパーライトの面積率、並びにベイナイトとマルテンサイトとの合計面積率を得た。次いで、レペラ腐食した試料を用い、光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率を算出した。
さらに、圧延面法線方向から板厚の１／４深さまで面削した試料を用い、Ｘ線回折測定により残留オーステナイトの体積率を求めた。残留オーステナイトの体積率は、面積率と同等であるので、これを残留オーステナイトの面積率とした。
この方法により、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトそれぞれの面積率を得た。
また、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合は、以下の方法で測定した。まず、鋼板表面から板厚ｔの１／４深さ位置（１／４ｔ部）の圧延方向垂直断面について、圧延方向に２００μｍ、圧延面法線方向に１００μｍの領域を０．２μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析して結晶方位情報を得た。ここでＥＢＳＤ解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ−７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＨＩＫＡＲＩ検出器）で構成された装置を用い、２００〜３００点／秒の解析速度で実施した。次に、得られた結晶方位情報に対して、方位差１５°以上かつ円相当径で０．３μｍ以上の領域を結晶粒と定義し、結晶粒の粒内の平均方位差を計算し、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合を求めた。上記で定義した結晶粒や粒内の平均方位差は、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」を用いて算出した。
次に、引張試験において、降伏強度と引張強度とを求め、鞍型伸びフランジ試験によって、限界成形高さを求めた。また、引張強度（ＭＰａ）と限界成形高さ（ｍｍ）との積を伸びフランジ性の指標として評価を行い、積が１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上の場合に、伸びフランジ性に優れると判断した。
引張試験は、ＪＩＳ５号引張試験片を圧延方向に対して直角方向から採取し、この試験片を用いて、ＪＩＳＺ２２４１に準じて試験を行った。
また、鞍型伸びフランジ試験は、コーナーの曲率半径をＲ６０ｍｍ、開き角θを１２０°とした鞍型成型品を用いて、コーナー部を打ち抜く際のクリアランスを１１％として行った。また、限界成形高さは、成形後に目視にて板厚の１／３以上の長さを有するクラックの存在の有無を観察し、クラックが存在しない限界の成形高さとした。
結果を表３に示す。
表３に示す結果から明らかなとおり、本発明で規定する化学成分を好ましい条件で熱間圧延した場合（試験Ｎｏ．１〜１７）には、強度が５９０ＭＰａ以上であり、かつ伸びフランジ性の指標が１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上である高強度熱延鋼板が得られた。
一方、製造Ｎｏ．１８〜２４は、化学成分が本発明の範囲外である鋼Ｎｏ．ａ〜ｇを用いた比較例である。また、Ｎｏ．２５〜３７は製造条件が望ましい範囲から外れた結果、光学顕微鏡で観察される組織及び粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合のいずれか、または両方が本発明の範囲を満たさなかった比較例である。これらの例では、伸びフランジ性が目標値を満足しなかった。また、一部の例では引張強度も低くなっていた。
本発明によれば、高強度でありながら厳しい伸びフランジ性が要求される部材への適用が可能な、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板を提供することができる。これらの鋼板は、自動車の燃費向上等に寄与するため、産業上の利用可能性が高い。

Claims (5)

  1. 化学成分が、質量％で、
    Ｃ：０．０２０〜０．０７０％、
    Ｓｉ：０．１０〜１．７０％、
    Ｍｎ：０．６０〜２．５０％、
    Ａｌ：０．０１〜１．００％、
    Ｔｉ：０．０１５〜０．１７０％、
    Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、
    Ｃｒ：０〜１．０％、
    Ｂ：０〜０．１０％、
    Ｍｏ：０〜１．０％、
    Ｃｕ：０〜２．０％、
    Ｎｉ：０〜２．０％、
    Ｍｇ：０〜０．０５％、
    ＲＥＭ：０〜０．０５％、
    Ｃａ：０〜０．０５％、
    Ｚｒ：０〜０．０５％
    を含有し、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下、
    Ｎ：０．００６０％以下、
    に制限し、
    残部がＦｅ及び不純物からなり；
    組織が、面積率で、５〜６０％のフェライトと３０〜９５％のベイナイトとを含み；
    前記組織において、方位差が１５°以上である境界を粒界とし、前記粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合、粒内の方位差が５〜１４°である前記結晶粒の割合が、面積率で、２０〜１００％である；
    ことを特徴とする熱延鋼板。
  2. 引張強度が、５９０ＭＰａ以上、前記引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 前記化学成分が、質量％で、
    Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
    Ｂ：０．０００５〜０．１０％、
    から選択される１種以上を含むことを特徴とする請求項１または２に記載の熱延鋼板。
  4. 前記化学成分が、質量％で、
    Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
    Ｃｕ：０．０１〜２．０％、
    Ｎｉ：０．０１％〜２．０％
    から選択される１種以上を含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の熱延鋼板。
  5. 前記化学成分が、質量％で、
    Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、
    Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、
    Ｚｒ：０．０００１〜０．０５％、
    ＲＥＭ：０．０００１〜０．０５％
    から選択される１種以上を含むことを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の熱延鋼板。
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