WO2011152328A1 - 高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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瀬戸　一洋
英尚 川邉
田中　靖
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 590 MPa or more and excellent in bake hardenability and stretch flangeability, which is suitably used for automobile structural members, suspension members and the like, and a method for producing the same.
  • Patent Document 1 discloses a steel containing C: 0.01 to 0.12%, Mn: 0.01 to 3%, N: 0.003 to 0.020%, and a bainite single phase or a second phase.
  • a high-strength hot-rolled steel sheet having an excellent bake hardenability and normal temperature aging resistance is disclosed by controlling the solid solution N amount.
  • Patent Documents 2 and 3 disclose steel sheets having a structure containing a ferrite phase in an area ratio of 50% or more while controlling the amount of solute N as steel sheets having excellent strain age hardening characteristics and ductility.
  • Patent Document 4 discloses that a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent bake hardenability can be obtained by containing at least 3% retained austenite.
  • the steel sheet with no addition of Cr, Mo, Ni, etc. described in Patent Document 1 has a strength of less than 590 MPa.
  • a steel plate reaching 590 MPa or more is inferior in cost and recyclability because Cr, Mo, Ni, etc. are added.
  • the deformation stress increase (BH amount) before and after the aging treatment, the difference in tensile strength (TS) before and after the aging treatment (BHT amount), and the hole expansion rate ( ⁇ ) decrease.
  • Bake hardenability and stretch flangeability are not considered at a strength of 590 MPa or more.
  • the steel sheets described in Patent Documents 2 and 3 are inferior in stretch flangeability because they are mainly a composite structure of a hard phase such as a soft ferrite phase and a martensite phase. Even in the steel sheet described in Patent Document 4, excellent stretch flangeability cannot be obtained because extremely hard retained austenite is included.
  • an object of the present invention is to provide a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of not less than 590 MPa and a manufacturing method thereof excellent in bake hardenability and stretch flangeability.
  • the gist of the present invention is as follows. [1] By mass%, C: 0.040 to 0.10%, Si: 0.3% or less, Mn: 1.7 to 2.5%, P: 0.030% or less, S: 0.005 % Or less, Al: 0.1% or less, N: 0.006 to 0.025%, the remainder has a component composition consisting of Fe and inevitable impurities, the space factor of the bainite phase is 60% or more, The total space factor of the ferrite phase and the pearlite phase is 10% or less, and the cementite grains are precipitated in the grains of the bainite phase by 1.4 ⁇ 10 4 particles / mm 2 or more, and the average particle diameter of the cementite grains is A high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 590 MPa or more, characterized by having a structure of 1.5 ⁇ m or less.
  • a steel slab having the composition described in any one of [1] to [4] above is heated at 1100 to 1300 ° C. and then hot-rolled at a finishing temperature of (Ar 3 points + 50 ° C.) or higher. Then, it is allowed to cool for 1.5 s or more, cooled at an average cooling rate of 30 ° C./s or more, and wound at a winding temperature of 300 to 500 ° C.
  • High strength heat having a tensile strength of 590 MPa or more A method for producing rolled steel sheets. In the present invention, all the percentages indicating the steel components are mass%.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention is a steel sheet having a tensile strength (hereinafter sometimes referred to as TS) of 590 MPa or more, more specifically, a steel sheet having a tensile strength of about 590 to 780 MPa.
  • excellent bake hardenability and stretch flangeability means that the hole expansion ratio (hereinafter also referred to as ⁇ ) is 80% or more, and after pre-deformation with a tensile strain of 5%, a temperature of 170 ° C. is 20%.
  • the amount of deformation stress increase before and after aging treatment (hereinafter also referred to as BH amount) when the aging treatment is performed under the condition of holding for a minute is 90 MPa or more, and the difference in TS before and after aging treatment (hereinafter referred to as BHT amount). Is also 40 MPa or more.
  • TS is 590 MPa or more, more specifically, TS is about 590 to 780 MPa, BH amount is 90 MPa or more, BHT amount is 40 MPa or more, and ⁇ is 80% or more.
  • a hot-rolled steel sheet is obtained. Therefore, the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention is suitable for the use of automobile structural members, suspension members and the like.
  • the present invention relates to improvement of bake hardenability and stretch flangeability of a high-strength hot-rolled steel sheet, and is characterized by controlling the component composition and structure. And it is characterized by examining the heat pattern centering on hot rolling, and finding manufacturing conditions for obtaining an optimum structure for bake hardenability, stretch flangeability and high strength.
  • the present invention is a component system having a high N content, and the space factor of the bainite phase is 60% or more, and the total space factor of the ferrite phase and the pearlite phase is 10% or less.
  • the cementite grains have a structure in which 1.4 ⁇ 10 4 particles / mm 2 or more are precipitated and the average particle diameter of the cementite grains is 1.5 ⁇ m or less. The above is an important requirement of the present invention. By using a steel sheet having the above component composition and structure, it is possible to obtain characteristics with high strength and excellent bake hardenability and stretch flangeability.
  • C 0.040 to 0.10% C is an effective element for achieving high strength and good bake hardenability because it significantly improves bake hardenability and strength. In order to obtain such an effect, C needs to be contained by 0.040% or more. However, when C is excessively contained, the hole expanding property is lowered, so the upper limit is made 0.10%. Preferably it is 0.050% or more and 0.080% or less.
  • Si 0.3% or less Si has the effect of improving the ductility as well as solid solution strengthening, but when the Si content exceeds 0.3%, a composite precipitate of Si, Mn, and N is formed, and thus bake hardenability. And has a markedly adverse effect on stretch flangeability. Therefore, the upper limit of Si content is 0.3%. However, even if the Si amount is in the range of 0.3% or less for the above reasons, the bake hardenability and the stretch flangeability tend to decrease but gradually decrease due to the increase of the Si amount. When producing a steel sheet with good properties, it is desirable to reduce it as much as possible.
  • Mn 1.7-2.5%
  • Mn is effective for increasing the strength, and has the effect of lowering the transformation point and suppressing the ferrite transformation. For these reasons, Mn is added by 1.7% or more. Preferably it is 1.9% or more. On the other hand, excessive addition causes abnormal parts such as segregation and lowers the ductility, so the upper limit of the Mn content is 2.5%. Preferably it is 2.4%.
  • P 0.030% or less
  • P is an element effective for solid solution strengthening.
  • the P content exceeds 0.030%, P tends to segregate at grain boundaries, and toughness and weldability tend to deteriorate. . Therefore, the P content is 0.030% or less.
  • S 0.005% or less S is present as an inclusion in the steel and forms sulfide with Mn to reduce stretch flangeability. Therefore, it is desirable to reduce S as much as possible. In the steel of the present invention, up to 0.005% is acceptable, so the S content is 0.005% or less.
  • Al 0.1% or less Al is used as a deoxidizing element, but if it exceeds 0.1%, it is inferior in terms of cost and surface defects, and further, bake hardenability is reduced by forming AlN. Therefore, the Al content is 0.1% or less.
  • N 0.006 to 0.025%
  • N develops a strain age hardening phenomenon by forming a Cottrell atmosphere or by forming fine precipitates in a cluster or nano-order. Therefore, the N content is set to 0.006% or more.
  • the N content is 0.025% or less. Preferably they are 0.010% or more and 0.018% or less.
  • the following components may further be contained depending on the purpose.
  • One or two or more of Cr, Mo, Ni in total 0.30% or less Cr, Mo, Ni has the effect of increasing the strength of the solid solution strengthening and lowering the transformation point, thereby improving the production stability , Can reduce the yield.
  • one or more of Cr, Mo, and Ni is made 0.30% or less in total.
  • Nb, Ti, and V total 0.010% or less Nb, Ti, and V have the effect of suppressing the austenite grain coarsening during rolling, and further increase in strength and stretch flangeability Improvement can be expected.
  • it combines with C and N to form a precipitate, thereby reducing the bake hardenability. Therefore, in consideration of the balance of strength, stretch flangeability, and bake hardenability, when Nb, Ti, or V is added, the total is 0.010% or less.
  • the bake curability is particularly important, the content is preferably 0.005% or less.
  • B 0.0015% or less B has an effect of extremely suppressing ferrite transformation, and an improvement in production stability can be expected. On the other hand, addition exceeding 0.0015% adversely affects toughness, so when added, the content is made 0.0015% or less. In addition, in order to acquire the said effect, it is preferable to set it as 0.0002% or more.
  • the balance is Fe and inevitable impurities.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention has a bainite phase space factor of 60% or more, a total space factor of ferrite phase and pearlite phase of 10% or less, and cementite grains are 1.4 in the grains of the bainite phase.
  • ⁇ 10 4 particles / mm 2 or more precipitates and the cementite grains have a structure with an average particle size of 1.5 ⁇ m or less.
  • the bake hardenability and stretch flangeability become inferior as the space factor of the ferrite phase and pearlite phase increases.
  • the bainite phase is good in both strength and stretch flangeability.
  • the bainite phase space factor needs to be 60% or more. Preferably it is 80% or more.
  • the bainite phase is a structure in which cementite is finely precipitated in the grains, and in the bainite transformation state, the orientation of cementite in the grains is matched, but in the tempered state, the orientation of cementite is not matched.
  • a part of the produced bainite may be slightly tempered during winding, but in order to achieve the object of the present invention, the tempered bainite has the same effect as a normal bainite phase. Indicates. Therefore, there is no problem even if the bainite phase of the present invention contains such tempered bainite.
  • the above-mentioned cementite orientation cannot be discriminated unless observed at a magnification as high as can be achieved with a transmission electron microscope. Since this is not particularly identified in the present invention, the observation of the structure such as the bainite phase is performed with a scanning electron microscope of about 400 times as described later.
  • the bainite phase can take various forms depending on the cooling rate and the coiling temperature when cooled from the austenite phase.
  • the structure having the best balance between bake hardenability and stretch flangeability is a form in which a large amount of fine cementite is precipitated in the grains of the bainite phase.
  • the total space factor of the ferrite phase and the pearlite phase is set to 10% or less. Preferably it is 5% or less.
  • the remaining structure is a martensite phase or a retained austenite phase, and it is acceptable if the space factor is 30% or less. However, it is preferable to suppress the precipitation of these structures or to change the quality by tempering.
  • tissue, the average particle diameter of cementite grain, and the number of precipitation can be calculated
  • the space factor of each phase was evaluated by the following method. In the central part of the plate thickness of the cross section parallel to the rolling direction (L cross section), the corrosion appearance structure by 5% nital is magnified 400 times with a scanning optical microscope and taken for 10 fields of view, and each phase is displayed on the image analysis software. Distinguished. The area ratio at that time was used as the space factor of each phase. For the measurement of the number of cementite deposited, an image obtained by enlarging 1000 times with a scanning optical microscope and photographing five fields of view was used. At this time, the equivalent circle diameter of each cementite to be observed was determined, and the average particle diameter of cementite was determined from the particle diameters of these individual cementites.
  • a steel slab adjusted to the above component composition is heated at 1100-1300 ° C., then hot-rolled at a finishing temperature of (Ar 3 points + 50 ° C.) or higher, and then allowed to cool for 1.5 s or longer. And cooling at a cooling rate of 30 ° C./s or more, and winding at a winding temperature of 300 to 500 ° C.
  • the slab heating temperature range is 1100 to 1300 ° C. If it is less than 1100 ° C., it takes a long time to obtain a homogeneous austenite structure. On the other hand, if the temperature exceeds 1300 ° C., the scale loss on the surface of the slab increases and has an adverse effect.
  • Ar 3 point + 50 ° C. In the above finishing temperature Ar less than 3 points, since the organization ferrite grains are extended, adversely affects the bake hardenability and stretch flangeability. Even if the finishing temperature is not lower than the Ar 3 transformation point, the austenite grains are fine in the hot rolling immediately above the Ar 3 point, and the accumulated strain energy is large because the austenite grains are rolled in the non-recrystallized region. Therefore, depending on the steel composition and the cooling rate after finish rolling, since the ferrite transformation starts and proceeds, the space factor of the bainite phase cannot be 60% or more. Therefore, the hot rolling is performed at a finishing temperature of Ar 3 point + 50 ° C. or higher to suppress precipitation of ferrite and achieve a bainite phase space factor of 60% or higher.
  • the Ar 3 point can be obtained by, for example, a compression test using a transformation point measuring device.
  • the austenite grains After the finish rolling, during the cooling process of 1.5 s or more, during hot rolling, the greater the strain energy accumulated in the austenite phase, the greater the driving force for precipitation of the ferrite phase, making it impossible to obtain the desired bainite structure.
  • the austenite grains In order to obtain a bainite phase in which cementite is precipitated in the grains, the austenite grains must be recrystallized to some extent. For this reason, the necessary cooling time is 1.5 s or more after finish rolling.
  • generated on a steel plate surface will become thick when surface-cooling time becomes too long, and it becomes easy to generate
  • the cooling rate is an average cooling rate from the end of cooling to the winding.
  • the ferrite phase is precipitated, so that the bake hardenability and stretch flangeability are inferior. Moreover, if it is less than 300 degreeC, a martensite phase and a retained austenite phase will become a main structure
  • ⁇ Normal conditions can be applied to other manufacturing conditions.
  • steel having a desired component composition is produced by melting in a converter or electric furnace and then performing secondary refining in a vacuum degassing furnace.
  • the subsequent casting is preferably performed by a continuous casting method from the viewpoint of productivity and quality.
  • hot rolling is performed according to the method of the present invention. Even after the hot rolling, even if the scale is attached to the surface or the scale is removed by pickling, the properties of the steel sheet will not change. Moreover, after hot rolling, it is also possible to perform a pickling process, hot dip galvanization, electrogalvanization, and chemical conversion treatment.
  • the zinc-based plating is plating mainly composed of zinc and zinc (that is, containing 90% or more of zinc), and plating or zinc-based plating containing alloy elements such as Al and Cr in addition to zinc. It is the plating which performed the alloying process later.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention is obtained.
  • Samples to be subjected to a tensile test, a bake hardening characteristic, and a hole expansion test were collected from the coil leading end (both ends in the longitudinal direction of the hot-rolled steel sheet) and the longitudinal center of the coil width direction. Prior to collecting these samples, pickling was performed, and one turn of the innermost and outermost coils was cut out in advance without being evaluated.
  • Tensile test was conducted in accordance with JISZ 2241 by collecting No. 5 tensile test pieces described in JIS Z 2201 in the direction perpendicular to the rolling direction. From the measurement results of the above-mentioned coil tip end part and longitudinal center part, average Sought TS. The crosshead speed at this time is 10 mm / min.
  • BH amount and BHT amount were determined as the bake hardening characteristics. These can be obtained from the following equations (1) and (2), respectively.
  • the tensile test piece and the tensile test conditions for obtaining the bake-hardening characteristics are the same as in the above-described tensile test.
  • BH amount (Upper yield point after aging treatment at 170 ° C. for 20 minutes after pre-deformation of 5% tensile strain) ⁇ (Stress at pre-deformation of 5% tensile strain) (1)
  • Formula BHT amount (tensile After pre-deformation with 5% strain, TS after aging treatment at 170 ° C for 20 minutes)-(TS without pre-deformation treatment) (2)
  • a hole expansion test was conducted as an index of stretch flangeability.
  • a test piece with a punching condition of a hole diameter of 10 mm and a clearance with respect to the plate thickness of 12.5% was prepared, and a test according to the Steel Federation Standard JFST 1001 was performed.
  • ⁇ is obtained by equation (3).
  • ⁇ (d 1 ⁇ 10) / 10 (3)
  • Equation d 1 is the hole diameter after the hole expansion test.
  • the space factor of each phase of the metal structure was evaluated by the following method.
  • the corrosion appearance structure by 5% nital is magnified 400 times with a scanning optical microscope and taken for 10 fields of view, and each phase is displayed on the image analysis software.
  • the area ratio at that time was used as the space factor of each phase.
  • an image obtained by enlarging 1000 times with a scanning optical microscope and photographing five fields of view was used.
  • the equivalent circle diameter and number of each cementite to be observed are obtained, the average particle diameter of the cementite is obtained from the particle diameter of each individual cementite, and the number of measurements of cementite with respect to the area of the observation field is calculated. The number per unit area of was determined.
  • V 1 is the space factor of the bainite phase
  • V 2 is the space factor of the ferrite phase and the pearlite phase
  • N is the number of cementite per unit area precipitated in the grains of the bainite phase
  • d Indicates the average particle size of cementite precipitated in the grains of the bainite phase.
  • TS is 590 to 780 MPa
  • BH amount is 90 MPa or more
  • BHT amount is 40 MPa or more
  • ⁇ is 80% or more, and has high strength and good bake hardenability and stretch flangeability. A steel plate is obtained.
  • TS mainly depends on the amount of solid solution strengthening elements such as C, Si and Mn and the strengthening of structure by bainite phase or martensite phase. Both the bake hardenability and the hole expansion rate tend to depend on the space factor of the bainite phase. Furthermore, for example, steel plate No. As can be seen from the result of No. 7, even when the space factor of bainite is large, good stretch flangeability cannot be obtained with a steel sheet having a small number of cementite per unit area precipitated in the grains of the bainite phase.
  • the steel sheet of the present invention can be suitably used for various parts such as automobiles that require high strength, centering on automobile outer plates. In addition to automobile parts, it is also suitable for applications that require strict dimensional accuracy and workability, such as in the field of architecture and home appliances.

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Abstract

焼付硬化性および伸びフランジ性に優れた引張強度が590MPa以上の高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供する。成分組成は、質量％で、C：0.040～0.10%、Si：0.3%以下、Mn：1.7～2.5%、P：0.030%以下、S：0.005%以下、Al：0.1%以下、N：0.006～0.025%を含有する。組織は、ベイナイト相の占積率が60%以上、フェライト相およびパーライト相の合計の占積率が10%以下であり、前記ベイナイト相の粒内にセメンタイト粒が1.4×104個/mm2以上析出するとともに該セメンタイト粒の平均粒径が1.5μm以下である。

Description

高強度熱延鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車の構造部材、足回り部材等に好適に用いられる、焼付硬化性および伸びフランジ性に優れた引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
　近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ２の排出量を規制するため、自動車の燃費改善が急務とされており、使用部材の薄肉化による軽量化が要求されている。加えて、衝突時に乗員の安全を確保するため、自動車車体の衝突特性を中心とした安全性向上も要求されている。このため、自動車車体の軽量化と強化の双方が積極的に進められている。
　自動車車体の軽量化と強化を同時に満たすには、部材素材を高強度化し、剛性が問題とならない範囲で板厚を減ずることによって軽量化することが効果的といわれている。最近では、高強度鋼板が自動車部品に積極的に使用されており、特に引張強度が５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板への要求が高まっている。軽量化効果は、使用する鋼板が高強度であるほど大きくなる。しかしながら、鋼板の成形時には、高強度であるほど、形状凍結性の劣化、金型への過負荷、割れやネッキングやしわの発生等の不具合が生じる。
　これらの問題を解決する手段として、固溶する侵入型元素量を制御し、１７０℃、２０分の焼付工程時に生じる歪時効硬化現象を利用することで、成形時には低強度、高延性の状態で加工を施し、成形後、焼付工程を経ることで強度上昇を得ようとする技術が知られている。
　特許文献１には、Ｃ：０．０１~０．１２％、Ｍｎ：０．０１~３％、Ｎ：０．００３~０．０２０％を含有した鋼であり、ベイナイト単相あるいは第二相との混合組織を有し、固溶Ｎ量を制御することで、焼付硬化性および耐常温時効性に優れた高強度熱延鋼板が開示されている。
　特許文献２、３には、歪時効硬化特性および延性に優れた鋼板として、固溶Ｎ量を制御した上で、フェライト相を面積率で５０％以上含む組織を有する鋼板が開示されている。
　特許文献４には、少なくとも３％の残留オーステナイトを含むことで焼付硬化性に優れた高強度熱延鋼板が得られると開示されている。
特開２００５−２０６９４３号公報 特開２００９−４１１０４号公報 特開２００３−４９２４２号公報 特開２００４−７６１１４号公報
　特許文献１に記載されたＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ等が無添加の鋼板は、強度が５９０ＭＰａ未満と不足している。５９０ＭＰａ以上に達している鋼板はＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ等が添加されていることから、コスト性、リサイクル性に劣る。また、鋼板強度が高くなるほど時効処理前後の変形応力増加量（ＢＨ量）、時効処理前後の引張強度（ＴＳ）の差（ＢＨＴ量）ならびに穴広げ率（λ）は低下するのに対し、鋼板強度５９０ＭＰａ以上において焼付硬化性、伸びフランジ性について考慮されていない。
　特許文献２、３に記載された鋼板は、主に軟質なフェライト相とマルテンサイト相などの硬質相の複合組織であるため、伸びフランジ性に劣る。特許文献４で記載された鋼板においても、極めて硬質な残留オーステナイトが含まれるために良好な伸びフランジ性が得られない。
　本発明は、かかる事情に鑑み、焼付硬化性および伸びフランジ性に優れた引張強度が５９０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０４０~０．１０％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．７~２．５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００６~０．０２５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる成分組成を有し、ベイナイト相の占積率が６０％以上、フェライト相およびパーライト相の合計の占積率が１０％以下であり、前記ベイナイト相の粒内にセメンタイト粒が１．４×１０４個／ｍｍ２以上析出するとともに該セメンタイト粒の平均粒径が１．５μｍ以下である組織を有することを特徴とする引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板。
［２］さらに、質量％で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉの１種または２種以上を合計で０．３０％以下含有することを特徴とする前記［１］に記載の引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板。
［３］さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．０１０％以下含有することを特徴とする前記［１］または前記［２］に記載の引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板。
［４］さらに、質量％で、Ｂ：０．００１５％以下を含有することを特徴とする前記［１］~前記［３］のいずれか一項に記載の引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板。
［５］前記［１］~前記［４］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを１１００~１３００℃で加熱後、（Ａｒ３点＋５０℃）以上の仕上げ温度で熱間圧延を行い、次いで、１．５ｓ以上の放冷を行い、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、３００~５００℃の巻取り温度で巻取ることを特徴とする引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
なお、本発明において、鋼の成分を示す％は、すべて質量％である。また、本発明の高強度熱延鋼板とは、引張強度（以下、ＴＳと称することもある）が５９０ＭＰａ以上の鋼板であり、より詳しくは引張強度が５９０~７８０ＭＰａ程度の鋼板である。また、本発明において焼付硬化性および伸びフランジ性に優れるとは、穴広げ率（以下、λと称することもある）が８０％以上、引張歪５％の予変形後、１７０℃の温度に２０分間保持する条件で時効処理を施したときの時効処理前後の変形応力増加量（以下、ＢＨ量と称することもある）が９０ＭＰａ以上、時効処理前後のＴＳの差（以下、ＢＨＴ量と称することもある）が４０ＭＰａ以上を有することである。
　本発明によれば、ＴＳが５９０ＭＰａ以上、より詳しくはＴＳが５９０~７８０ＭＰａ程度、ＢＨ量が９０ＭＰａ以上、ＢＨＴ量が４０ＭＰａ以上、λが８０％以上の焼付硬化性および伸びフランジ性に優れる高強度熱延鋼板が得られる。そのため、本発明の高強度熱延鋼板は自動車の構造部材、足回り部材等の使途に好適である。
　以下、本発明を詳細に説明する。
本発明は、高強度熱延鋼板の焼付硬化性および伸びフランジ性の向上に関し、成分組成と組織を制御したことを特徴とする。そして、熱間圧延を中心にヒートパターンを検討し、焼付硬化性、伸びフランジ性および高強度化に対して最適な組織を得るための製造条件を見出したことを特徴とする。
　すなわち、本発明は、Ｎ含有量が高い成分系とし、ベイナイト相の占積率が６０％以上、フェライト相およびパーライト相の合計の占積率が１０％以下であり、前記ベイナイト相の粒内にセメンタイト粒が１．４×１０４個／ｍｍ２以上析出するとともに該セメンタイト粒の平均粒径が１．５μｍ以下である組織を有する。
以上は、本発明の重要な要件であり、上記成分組成と組織を有する鋼板とすることにより、高強度で、かつ、焼付硬化性および伸びフランジ性に優れた特性を得るものである。
　まず、本発明における鋼の化学成分（組成）の限定範囲および限定理由について説明する。
　Ｃ：０．０４０~０．１０％
Ｃは焼付硬化性ならびに強度を著しく向上させるため、高強度化や良好な焼付硬化性を得るための有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃは０．０４０％以上含まれることが必要となる。しかしながら、Ｃを過剰に含有することによって穴広げ性が低下するため、上限は０．１０％とする。好ましくは０．０５０％以上０．０８０％以下である。
　Ｓｉ：０．３％以下
Ｓｉは固溶強化とともに延性を向上させる効果があるが、Ｓｉ量が０．３％を超えるとＳｉとＭｎ、Ｎの複合析出物を形成するために、焼付硬化性と伸びフランジ性に顕著に悪影響を及ぼす。そのため、Ｓｉ含有量の上限は０．３％とする。しかし、上記の理由からＳｉ量が０．３％以下の範囲であってもＳｉ量の増加により焼付硬化性ならびに伸びフランジ性は緩やかではあるが減少傾向にあることから、焼付硬化性と伸びフランジ性が良好な鋼板を製造する際には可能な限り低減した方が望ましい。
　Ｍｎ：１．７~２．５％
Ｍｎは、高強度化に有効であるとともに、変態点を下げ、フェライト変態を抑制する効果がある。以上の理由から、Ｍｎは１．７％以上添加する。好ましくは１．９％以上である。一方、過度の添加は、偏析等の異常部発生の原因となり延性が低下することから、Ｍｎ含有量の上限は２．５％とする。好ましくは２．４％である。
　Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、固溶強化に有効な元素であるが、Ｐ含有量が０．０３０％を超えると、Ｐが粒界に偏析しやすく、靭性および溶接性が劣化しやすい。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。
　Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、鋼中で介在物として存在し、Ｍｎと硫化物を形成し伸びフランジ性を低下させることから、できる限り低減することが望ましい。本発明における鋼においては０．００５％までは許容できるため、Ｓ含有量は０．００５％以下とする。
　Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは、脱酸元素として活用されるが、０．１％を越えるとコストや表面欠陥の観点で劣位となり、さらにＡｌＮを形成することにより焼付硬化性を低下させることから、Ａｌ含有量は０．１％以下とする。なお、本発明では、脱酸元素として十分に活用するため、０．００５％以上含有していることが好ましい。
　Ｎ：０．００６~０．０２５％
Ｎは、コットレル雰囲気を形成することによって、またはクラスター状もしくはナノオーダーの微細な析出物を形成することによって、歪時効硬化現象を発現する。そのため、Ｎ含有量は０．００６％以上とする。一方で、０．０２５％を超えた場合、耐常温時効性が劣化する。そのため、Ｎ含有量は０．０２５％以下とする。好ましくは０．０１０％以上０．０１８％以下である。
　また、上記の鋼成分に加え、目的に応じて下記の成分をさらに含有することができる。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉの１種または２種以上を合計で０．３０％以下
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉは固溶強化分の強度上昇および変態点を下げる効果があることから、製造安定性を向上させ、歩留まりを抑えることができる。コスト性やリサイクル性を考慮して、添加する場合は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉの１種または２種以上を合計で０．３０％以下とする。なお、上記効果を得る上では、合計で０．０５％以上とすることが好ましい。
　Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．０１０％以下
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖは、圧延時、オーステナイト粒の粗大化を抑制する効果があり、さらなる高強度化と伸びフランジ性の向上が期待できる。一方で、Ｃ、Ｎと結合して析出物を形成し、焼付硬化性を低下させる。そのため、強度、伸びフランジ性、焼付硬化性のバランスを考慮して、添加する場合は、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．０１０％以下とする。焼付硬化性を特に重視する場合は、０．００５％以下とするのが好ましい。なお、上記効果を得る上では、合計で０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｂ：０．００１５％以下
Ｂは、フェライト変態を極度に抑制する効果があり、製造安定性の向上が期待できる。一方で、０．００１５％を超える添加は靱性に悪影響を及ぼすことから、添加する場合は、０．００１５％以下とする。なお、上記効果を得る上では、０．０００２％以上とすることが好ましい。
　残部はＦｅおよび不可避不純物である。
　次に、本発明にとって重要な要件の一つである鋼組織の限定範囲および限定理由について説明する。
本発明の熱延鋼板は、ベイナイト相の占積率が６０％以上、フェライト相およびパーライト相の合計の占積率が１０％以下であり、前記ベイナイト相の粒内にセメンタイト粒が１．４×１０４個／ｍｍ２以上析出するとともに該セメンタイト粒の平均粒径が１．５μｍ以下である組織を有する。
　上述した鋼成分で５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板を製造するには組織強化を併用せざるを得ない。さらに、フェライト相やパーライト相の占積率が増加するにつれて、焼付硬化性および伸びフランジ性は劣位となる。一方で、ベイナイト相は強度と伸びフランジ性の両面において良好である。このような理由から、ベイナイト相の占積率は６０％以上とする必要がある。好ましくは８０％以上である。
　ここで、ベイナイト相は、粒内にセメンタイトが微細に析出した組織であり、ベイナイト変態ままの状態では、粒内のセメンタイトの配向が一致するが、焼き戻し状態ではセメンタイトの配向が不一致となる。本発明の製造方法では、生成したベイナイトの一部が巻取り中に若干焼き戻されることも考えられるが、本発明の目的を達成する上では、焼き戻しベイナイトも通常のベイナイト相と同様の効果を示す。したがって、本発明のベイナイト相には、このような焼き戻されたベイナイトを含んでいても問題ない。
　上記セメンタイトの配向は、透過型電子顕微鏡で達成しえる程度の高倍率で観察しなければ識別できない。本発明ではこれを特に識別するものではないため、ベイナイト相などの組織観察は、後述するように４００倍程度の走査型電子顕微鏡にて行う。
さらに、ベイナイト相はオーステナイト相から冷却されるときの冷却速度や巻取温度によって様々な形態を取りうる。焼付硬化性、伸びフランジ性のバランスが最良な組織はベイナイト相の粒内に微細なセメンタイトが多量に析出した形態である。調査の結果、ベイナイト相の粒内にセメンタイト粒が１．４×１０４個／ｍｍ２以上析出するとともに該セメンタイト粒の平均粒径が１．５μｍ以下であれば目標とする特性が得られることがわかった。
　また、上述したように、フェライト相およびパーライト相の析出は焼付硬化性、伸びフランジ性に多大な悪影響をもたらすことから、フェライト相およびパーライト相の合計の占積率は１０％以下とする。好ましくは５％以下である。
残部組織は、マルテンサイト相、残留オーステナイト相であり、各々の占積率が３０％以下であれば、許容できるが、これらの組織析出の抑制、または焼戻しによる変質化を図ることが好ましい。
　なお、各組織の合計占有率およびセメンタイト粒の平均粒径、析出数は、例えば、以下のようにして求めることができる。
各相の占積率は、以下の手法により評価した。圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）の板厚中心部について、５％ナイタールによる腐食現出組織を走査型光学顕微鏡で４００倍に拡大して１０視野分撮影し、画像解析ソフト上で各相を区別した。そのときの面積率をもって、それぞれの相の占積率とした。析出したセメンタイトの数の計測には、走査型光学顕微鏡で１０００倍に拡大して５視野分撮影した画像を用いた。このとき、観察される個々のセメンタイトの円相当径を求め、これら個々のセメンタイトの粒径から、セメンタイトの平均粒径を求めた。
　次に本発明の高強度熱延鋼板の製造方法について説明する。
まず、上記の成分組成に調整された鋼スラブを１１００~１３００℃で加熱後、（Ａｒ３点＋５０℃）以上の仕上げ温度で熱間圧延を行い、次いで、１．５ｓ以上の放冷を行い、３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、３００~５００℃の巻取り温度で巻き取る。
　１１００~１３００℃の範囲のスラブ加熱
熱間圧延前の加熱では、実質的に均質なオーステナイト相とする必要がある。スラブ加熱時のエネルギーコスト、スラブの歩留まりを考慮するとスラブ加熱温度範囲は１１００~１３００℃である。１１００℃未満では均質なオーステナイト組織とするまでに多大な時間を要する。一方、１３００℃を超えるとスラブ表面のスケールロスが増大し悪影響を及ぼす。
　（Ａｒ３点＋５０℃）以上の仕上げ温度
Ａｒ３点未満では、フェライト粒が伸展された組織となるため、焼付硬化性や伸びフランジ性に悪影響を及ぼす。また、仕上げ温度がＡｒ３変態点以上であっても、Ａｒ３点直上での熱間圧延ではオーステナイト粒が細かく、さらに未再結晶領域で圧延されるため蓄積されるひずみエネルギーが大きい。したがって、鋼の組成や仕上げ圧延終了後の冷却速度によっては、フェライト変態が開始、進行するため、ベイナイト相の占積率が６０％以上を達成できない。そのため、仕上げ温度はＡｒ３点＋５０℃以上として熱間圧延を行い、フェライトの析出を抑制してベイナイト相の占積率６０％以上を達成する。なお、Ａｒ３点は例えば変態点測定装置を用いた圧縮試験等によって求めることができる。
　仕上げ圧延後、１．５ｓ以上の放冷過程
熱間圧延中、オーステナイト相に蓄積されたひずみエネルギーが大きいほどフェライト相が析出する駆動力が大きくなり、目的のベイナイト組織が得られなくなる。粒内にセメンタイトが析出したベイナイト相とするためには、オーステナイト粒はある程度再結晶が進行している必要がある。かかる理由から、仕上げ圧延後、必要な放冷時間は１．５ｓ以上である。なお、放冷時間が長くなりすぎると鋼板表面に生成するスケールが厚くなり、表面欠陥が発生しやすくなるため、５ｓ以下とすることが好ましい。
　３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却
熱間圧延後、フェライト相の析出を抑制する目的で３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を行う必要があり、可能な限り冷却速度は大きいことが望ましい。なお、ここで、冷却速度は放冷終了後巻取りまでの平均冷却速度である。
　３００~５００℃巻取り温度で巻取る
５００℃を超える巻取温度ではフェライト相が析出するため、焼付硬化性及び伸びフランジ性が劣位となる。また、３００℃未満では、マルテンサイト相、残留オーステナイト相が主たる組織となり、目的の組織が得られない。そのため、巻取温度の範囲は３００~５００℃とする。また、コイルカバーの取り付け、連続焼鈍における焼戻し工程の実施により、さらに品質の向上を図ることができる。
　その他の製造条件には通常の条件を適用できる。例えば、所望の成分組成を有する鋼は転炉や電気炉などで溶製後、真空脱ガス炉にて２次精錬を行って製造される。その後の鋳造は、生産性や品質上の点から連続鋳造法で行うことが好ましい。鋳造後は、本発明の方法にしたがって熱間圧延を行う。熱間圧延後は表面にスケールが付着した状態であっても、酸洗を行うことによりスケールを除去した状態であっても、鋼板の特性が変わることはない。また、熱間圧延後、酸洗工程、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき、化成処理を施すことも可能である。ここで、亜鉛系めっきとは、亜鉛および亜鉛を主体とした（すなわち亜鉛を焼く９０％以上含有する）めっきであり、亜鉛のほかにＡｌ、Ｃｒなどの合金元素を含んだめっきや亜鉛系めっき後に合金化処理を行っためっきのことである。
　以上により、本発明の高強度熱延鋼板が得られる。
　表１に示す化学組成を有する鋼Ｎｏ．Ａ~Ｌを転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これら鋼スラブを均熱保持し、表２に示す条件でコイル状の熱延鋼板Ｎｏ．１~１９（板厚２．６ｍｍ~４．０ｍｍ）を製造した。
　引張試験、焼付硬化特性、穴広げ試験に供するサンプルはコイル幅方向中央部のコイル先尾端部（熱延鋼板の長手方向両端部）および長手方向中央部から採取した。なお、これらサンプルを採取するに先立ち、酸洗し、また、コイル最内周と最外周のひと巻き分は評価の対象とせず予め切り取った。
　引張試験は、圧延方向と垂直方向にＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載の５号引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ　２２４１に準拠して行い、上記コイル先尾端部および長手方向中央部の測定結果から、平均のＴＳを求めた。このときのクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎである。
　焼付硬化特性としてＢＨ量およびＢＨＴ量を求めた。これらはそれぞれ以下の（１）式および（２）式から求めることができる。焼付硬化特性を求める際の引張試験片および引張試験条件は上記の引張試験と同様である。
　ＢＨ量＝（引張歪５％の予変形の後、１７０℃、２０分の時効処理後の上降伏点）−（引張歪５％の予変形時の応力）　（１）式
　ＢＨＴ量＝（引張歪５％の予変形の後、１７０℃、２０分の時効処理後のＴＳ）−（予変形処理無しのＴＳ）　（２）式
　伸びフランジ性の指標として穴広げ試験を行った。打抜条件を孔径１０ｍｍ、板厚に対するクリアランスを１２．５％とした試験片を作製し、鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ　１００１に準じた試験を行った。このときのλは（３）式で求められる。
　λ＝（ｄ１−１０）／１０　（３）式
ｄ１は穴広げ試験後の孔径である。
　金属組織の各相の占積率は、以下のような手法により評価した。圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）の板厚中心部について、５％ナイタールによる腐食現出組織を走査型光学顕微鏡で４００倍に拡大して１０視野分撮影し、画像解析ソフト上で各相を区別した。そのときの面積率をもって、それぞれの相の占積率とした。析出したセメンタイトの数の計測には、走査型光学顕微鏡で１０００倍に拡大して５視野分撮影した画像を用いた。このとき、観察される個々のセメンタイトの円相当径と数を求め、これら個々のセメンタイトの粒径から、セメンタイトの平均粒径を求め、観察視野の面積に対するセメンタイトの計測数を算出することによりセメンタイトの単位面積当たりの個数を求めた。
　以上により得られた結果を表３に示す。なお、表３において、Ｖ１はベイナイト相の占積率を、Ｖ２はフェライト相ならびにパーライト相の占積率を、Ｎはベイナイト相の粒内に析出したセメンタイトの単位面積当たりの数、ｄはベイナイト相の粒内に析出したセメンタイトの平均粒径を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３より、本発明例では、いずれもＴＳが５９０~７８０ＭＰａ、ＢＨ量が９０ＭＰａ以上、ＢＨＴ量が４０ＭＰａ以上、λが８０％以上と、高強度かつ良好な焼付硬化性、伸びフランジ性をもつ鋼板が得られている。
　ＴＳは主として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ等の固溶強化元素量とベイナイト相、あるいはさらにマルテンサイト相による組織強化に依存している。焼付硬化性ならびに穴広げ率はともにベイナイト相の占積率に依存する傾向がある。さらに、例えば鋼板Ｎｏ．７の結果からでもわかるように、ベイナイトの占積率が大きい場合においても、ベイナイト相の粒内に析出したセメンタイトの単位面積当たりの数が小さい鋼板では良好な伸びフランジ性は得られない。
　一方、Ｎｏ．４はマルテンサイト相が組織の主体となっていることから、良好な焼付硬化性と伸びフランジ性が得られない。同様に、Ｎｏ．６はフェライト相が過度に成長していることから、強度ならびに焼付硬化性、伸びフランジ性が低下している。Ｎｏ．１５~１９は請求範囲から組成が外れている鋼であるが、Ｃ量が少ないと強度が不足する。一方、過剰の添加は穴広げ率が低下する。Ｓｉは含有量が多いとフェライト相が析出しやすくなり、さらにＳｉ由来と考えられる析出物形成により焼付硬化性、伸びフランジ性が低下する。Ｍｎは含有量が少ないと目的の強度が得られないことがわかる。
　本発明の鋼板は、自動車の外板を中心に、高強度化を必要とする自動車用などの各種部品に対して好適に使用できる。また、自動車部品以外にも、建築および家電分野など厳しい寸法精度、加工性が必要とされる用途にも好適である。

Claims (5)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０４０~０．１０％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．７~２．５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００６~０．０２５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる成分組成を有し、ベイナイト相の占積率が６０％以上、フェライト相およびパーライト相の合計の占積率が１０％以下であり、前記ベイナイト相の粒内にセメンタイト粒が１．４×１０４個／ｍｍ２以上析出するとともに該セメンタイト粒の平均粒径が１．５μｍ以下である組織を有することを特徴とする引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板。
  2. 　さらに、質量％で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉの１種または２種以上を合計で０．３０％以下含有することを特徴とする請求項１に記載の引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板。
  3. 　さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．０１０％以下含有することを特徴とする請求項１または２に記載の引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板。
  4. 　さらに、質量％で、Ｂ：０．００１５％以下を含有することを特徴とする請求項１~３のいずれか一項に記載の引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板。
  5. 　請求項１~４のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを１１００~１３００℃で加熱後、（Ａｒ３点＋５０℃）以上の仕上げ温度で熱間圧延を行い、次いで、１．５ｓ以上の放冷を行い、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、３００~５００℃の巻取り温度で巻取ることを特徴とする引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板の製造方法。
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