WO2011152541A1 - 伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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勇人 齋藤
中島　勝己
船川　義正
永明 森安
貴幸 村田
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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 suitable for automobile structural parts, truck frames, and the like, and more particularly to improvement of stretch flangeability and fatigue resistance.
  • Patent Document 1 C: 0.05 to 0.15%, Si: 1.50% or less, Mn: 0.5 to 2.5%, P: 0.035% or less, S: 0.01 %, Al: 0.02 to 0.15%, Ti: 0.05 to 0.2% steel slab is hot rolled at a finishing temperature of Ar3 transformation point or higher, then 30 ° C / s or higher
  • the coil is wound in the form of a coil at a cooling rate of 400 to 550 ° C., and the coil after winding is cooled to 300 ° C. or less at an average cooling rate of 50 to 400 ° C./h.
  • a method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet which is a hot-rolled steel sheet made of bainite and a structure containing ferrite or ferrite and martensite, is described.
  • a high-strength hot-rolled steel sheet having a plate thickness of about 2 mm, a tensile strength of 780 MPa or more, and a hole expansion rate of 60% or more and excellent in hole expansion workability is obtained. It is supposed to be obtained.
  • Patent Document 2 C: 0.03 to 0.25%, Si: 2.0% or less, Mn: 2.0% or less, P: 0.1% or less, S: 0.007% or less A composition containing Al: 0.07% or less, Cr: 1.0% or less, and satisfying ⁇ (Si + 20P) / (Mn + Cr) ⁇ : 0.6 to 1.5, and ferrite and a second phase, Second phase hardness Hv: 200 to 600, second phase volume fraction: 5 to 40%, second phase particle size: 25 ⁇ m or less, product of ferrite hardness and volume fraction, second phase hardness A high-strength hot-rolled steel sheet that satisfies the relationship in which the sum of the products of volume and volume ratio falls within a specific range is described. According to the technique described in Patent Document 2, a high-strength hot-rolled steel sheet exceeding 490 MPa, which is excellent in both fatigue strength and stretch flangeability, is obtained.
  • Patent Document 3 C: 0.04 to 0.15%, Si: 0.05 to 1.5%, Mn: 0.5 to 2.0%, P: 0.06% or less, S : Steel slab containing 0.005% or less, Al: 0.10% or less, Ti: 0.05 to 0.20%, hot rolled at a finishing temperature of 800 to 1000 ° C, and then 55 ° C / s or more It has a tensile strength of 780 MPa or more, which is cooled at a cooling rate of 5 ° C., continuously cooled in a temperature range of 500 ° C. or less under the condition of nucleate boiling cooling at a cooling rate of 120 ° C./s or more and wound at 350 to 500 ° C.
  • a method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet is described. According to the technique described in Patent Document 3, it has a structure composed of more than 95% bainite and other phases less than 5% inevitably generated, has excellent stretch flangeability after processing, and material fluctuations in the steel sheet. It is said that a high-strength hot-rolled steel sheet having a stable small tensile strength of 780 MPa or more can be obtained.
  • Patent Document 4 discloses that C: 0.05 to 0.30%, Si: 1.0% or less, Mn: 1.5 to 3.5%, P: 0.02% or less, S: 0.0. 005% or less, Al: 0.150% or less, N: 0.0200% or less, and Nb: 0.003 to 0.20%, Ti: 0.005 to 0.20%
  • a steel slab containing two types is heated to 1200 ° C or lower, then hot rolled to a finish rolling start temperature of 950 to 1050 ° C and a finish rolling end temperature of 800 ° C or higher, and cooled within 2 seconds after the end of rolling.
  • the hot-rolled steel sheet produced by the technique described in Patent Document 4 has a structure mainly composed of fine bainite having a high tensile strength of 780 MPa or more and an average particle diameter of 3.0 ⁇ m or less, and mixed grains
  • the structure has no coarse particles having a particle size of more than 10 ⁇ m, and is therefore excellent in stretch flangeability.
  • Patent Document 5 C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 1.0 to 3.5%, P: 0.05% or less, S : 0.01% or less, Nb: 0.005 to 0.30%, Ti: 0.001 to 0.100%, Cr: 0.01 to 1.0%, Al: 0.1% or less,
  • a steel slab containing 0.05 ⁇ (% Si +% P) / (% Cr +% Ti +% Nb +% Mn) ⁇ 0.5 is immediately or once cooled after casting, and is cooled to 1100 to 1300.
  • the hot rolling After heating to °C, the hot rolling is finished at a finish rolling finishing temperature of 950 to 800 °C, cooling is started within 0.5 s after the rolling is finished, and cooling is performed at a cooling rate of 30 °C / s or more.
  • a method for producing an ultra-high-strength hot-rolled steel sheet having excellent workability and wound at 300 ° C. is described.
  • the hot-rolled steel sheet manufactured by the technique described in Patent Document 5 has a high strength with a tensile strength of 980 MPa or more, a bainite having a volume fraction of 60% or more and less than 90% as a main phase, pearlite, ferrite, residual austenite In addition, it has a structure in which at least one of martensite is a second phase, and has a structure in which the average particle size of the bainite phase is less than 4 ⁇ m, and is excellent in workability.
  • Patent Document 1 improves toughness by reducing segregation of P to ferrite grain boundaries, that is, lowers the fracture surface transition temperature and improves stretch flangeability.
  • the technique described in Patent Document 1 has a problem that it is very difficult to improve stretch flangeability when ferrite is not included or when ferrite is extremely small.
  • Patent Document 2 since the soft ferrite phase is included by 60% or more, high strength corresponding to the recent demand for high strength of 780 MPa or more cannot be secured stably, and the steel plate strength is insufficient. There was a problem. In the technique described in Patent Document 3, a high strength of 780 MPa or more can be ensured.
  • the structure control of the bainite phase is insufficient, it has sufficient fatigue resistance for automobile parts. There was a problem that it was not reached.
  • the present invention provides a high-strength hot-rolled steel sheet that solves the problems of the prior art, has a high strength of tensile strength: 780 MPa or more, and has both excellent stretch flangeability and excellent fatigue resistance. With the goal.
  • the present inventors diligently studied various factors affecting stretch flangeability and fatigue characteristics while maintaining a high tensile strength of 780 MPa or more.
  • a single phase structure of a fine bainite phase having an average particle size of 5 ⁇ m or less, or such fine bainite phase as a main phase and a fine pearlite, martensite having an average particle size of 3 ⁇ m or less as a second phase One of the retained austenite or a mixture of them dispersed to form a structure, and by leaving 0.02% or more of the solid solution Ti, a high strength of tensile strength: 780 MPa or more was maintained.
  • the fatigue resistance is remarkably improved.
  • the present invention has been completed based on such knowledge and further investigation. That is, the gist of the present invention is as follows.
  • a high-strength hot-rolled steel sheet characterized in that, in (1), the average particle size is set to more than 3.0 to 5 ⁇ m instead of 5 ⁇ m or less.
  • the bainite phase is composed of a bainite phase of 90% or more in terms of the area ratio relative to the entire structure and a second phase other than the bainite phase.
  • a high-strength hot-rolled steel sheet characterized by having a structure having an average particle diameter of 5 ⁇ m or less and an average particle diameter of the second phase of 3 ⁇ m or less.
  • the composition further comprises, in mass%, Sb: 0.001 to 0.020%, and high strength heat Rolled steel sheet.
  • composition (10) A high-strength hot-rolled steel sheet according to (8) or (9), characterized in that, in addition to the above composition, the composition further contains, in mass%, Sb: 0.001 to 0.020%. Production method.
  • a hot-rolled steel sheet having improved fatigue resistance in addition to stretch flangeability can be easily produced while maintaining a high strength of a tensile strength of 780 MPa or more, and a remarkable industrial effect can be achieved.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet according to the present invention is applied to automobile structural parts, truck frames, etc., the vehicle weight can be reduced while ensuring safety, and the environmental load can be reduced. There is also an effect.
  • C 0.05 to 0.15%
  • C is an element that increases the strength of the steel and promotes the formation of bainite, and also combines with Ti to contribute to precipitation strengthening as a Ti carbide. In order to acquire such an effect, it is necessary to contain 0.05% or more. On the other hand, when it contains exceeding 0.15%, weldability will fall. Therefore, C is limited to a range of 0.05 to 0.15%. Note that the content is preferably 0.07 to 0.12%.
  • Si 0.2-1.2%
  • Si is an element that contributes to an increase in the strength of the steel by solid solution, and in order to obtain such an effect, the content of 0.2% or more is required.
  • the content exceeds 1.2%, the surface properties of the steel sheet are remarkably lowered, leading to a decrease in chemical conversion properties and corrosion resistance.
  • Si was limited to the range of 0.2 to 1.2%.
  • the content is 0.3 to 0.9%.
  • Mn 1.0 to 2.0%
  • Mn is an element that solidifies to increase the strength of steel and promotes the formation of bainite through improved hardenability. In order to obtain such an effect, the content of 1.0% or more is required. On the other hand, the content exceeding 2.0% promotes center segregation and decreases the formability of the steel sheet. For this reason, Mn was limited to the range of 1.0 to 2.0%. Note that the content is preferably 1.2 to 1.8%.
  • P 0.04% or less
  • P has an effect of increasing the strength of the steel by solid solution, but segregates at the grain boundary, particularly the prior austenite grain boundary, and causes low temperature toughness and workability. For this reason, in the present invention, it is desirable to reduce P as much as possible, but it is acceptable to contain up to 0.04%. In addition, Preferably it is 0.03% or less.
  • S 0.005% or less S combines with Mn and Ti to form a sulfide, thereby reducing the workability of the steel sheet. For this reason, it is desirable to reduce S as much as possible, but the content up to 0.005% is acceptable. In addition, Preferably it is 0.003% or less, More preferably, it is 0.001% or less.
  • Ti 0.05 to 0.15%
  • solute Ti 0.02% or more
  • Ti is an element that forms carbides and contributes to an increase in steel strength by precipitation strengthening. Ti also contributes to the refinement of austenite grains, refines the steel sheet structure finally obtained, and contributes to the improvement of stretch flangeability and fatigue resistance. In order to acquire such an effect, 0.05% or more of content is required. On the other hand, an excessive content exceeding 0.15% saturates the above-described effects and causes an increase in coarse precipitates, resulting in a decrease in hole expansion workability and fatigue resistance. For this reason, Ti was limited to the range of 0.05 to 0.15%. The content is preferably 0.06 to 0.12%.
  • (Ti / 48) / (C / 12) In order to stably secure solid solution Ti of 0.02% or more, in addition to the Ti content of 0.05% or more, in relation to the C content, (Ti / 48) / (C / 12) It is preferable to adjust to the range of 0.15 or more.
  • Ti and C are each content (mass%). If there is too much C with respect to Ti and (Ti / 48) / (C / 12) is less than 0.15, Ti will easily precipitate as TiC and it will be difficult to secure solid solution Ti. For this reason, (Ti / 48) / (C / 12) is preferably 0.15 or more.
  • solute Ti is less than 0.02%, the effect of suppressing the progress of cracks and fatigue cracks generated during processing is reduced, and the desired stretch flangeability and fatigue resistance cannot be improved.
  • solid solution Ti is present in a large amount exceeding 0.10%, the hardenability is excessively increased, the martensite phase is easily generated, and the workability is lowered, so that the solid solution Ti is 0.10%. The following is preferable.
  • Al acts as a deoxidizer and is an effective element for improving the cleanliness of steel. In order to acquire such an effect, it is necessary to contain 0.005% or more. On the other hand, a large content exceeding 0.10% causes a significant increase in oxide inclusions, and causes the generation of flaws in the steel sheet. For this reason, Al was limited to the range of 0.005 to 0.10%. The content is preferably 0.03 to 0.07%.
  • N 0.007% or less N binds to nitride-forming elements such as Ti and precipitates as nitrides, but particularly bonds to Ti at high temperatures and tends to be coarse nitrides, which may cause fatigue during stretch flange processing or fatigue It tends to be a starting point of cracks during the test, and it is desirable to reduce as much as possible in the present invention. For this reason, in the present invention, N is limited to 0.007% or less. In addition, Preferably it is 0.005% or less, More preferably, it is 0.003% or less.
  • the above-mentioned components are basic components.
  • Sb 0.001 to 0.020% and / or Cu: 0.05 to 0.20%
  • Ni 0.05 to 0.50%
  • Mo 0.05 to 0.50%
  • Cr 0.05 to 0.50%
  • B 0.0005 to 0.0050%
  • Nb 0.01 to 0.10%
  • V one or more selected from 0.01 to 0.20%
  • Ca 0.0001 to 0.0050%
  • REM One or two selected from 0.0005 to 0.0100% may be contained.
  • Sb 0.001 to 0.020%
  • Sb is an element that has a tendency to concentrate on the surface layer during heating for hot rolling, suppresses the formation of oxides such as Si and Mn in the vicinity of the surface, improves the surface properties of the steel sheet, and from the surface This suppresses the formation of fatigue cracks and contributes to the improvement of fatigue resistance.
  • Sb is preferably limited to a range of 0.001 to 0.020%, and more preferably 0.003 to 0.010%.
  • Cu 0.05 to 0.20%
  • Ni 0.05 to 0.50%
  • Mo 0.05 to 0.50%
  • Cr 0.05 to 0.50%
  • B 0.0005 to One or more selected from 0.0050%
  • Nb 0.01 to 0.10%
  • V 0.01 to 0.20%
  • Cu, Ni, Mo, Cr, B, Nb, V is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet, and can be selected and contained as necessary.
  • Cu dissolves to increase the strength of the steel and facilitates the formation of a bainite phase through improved hardenability.
  • it is preferable to contain 0.05% or more, but inclusion exceeding 0.20% causes a reduction in surface properties. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Cu to 0.05 to 0.20% of range.
  • Ni dissolves to increase the strength of the steel and facilitates the formation of a bainite phase through improved hardenability. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain 0.05% or more. However, if it exceeds 0.50%, a martensite phase is easily generated, and workability is lowered. For this reason, when Ni is contained, Ni is preferably limited to a range of 0.05 to 0.50%.
  • Mo increases the strength of the steel through precipitation strengthening due to the formation of carbides and improved hardenability, facilitates the formation of a bainite phase, and improves stretch flangeability and fatigue resistance.
  • it is preferable to contain 0.05% or more, but when it contains exceeding 0.50%, a martensite phase will be easy to produce
  • Mo is preferably limited to a range of 0.05 to 0.50%.
  • Cr increases the strength of the steel through improving hardenability, facilitates the formation of a bainite phase, and improves stretch flangeability and fatigue resistance.
  • it is preferable to contain 0.05% or more, but when it contains exceeding 0.50%, a martensite phase will be easy to produce
  • Cr is preferably limited to a range of 0.05 to 0.50%.
  • B is an element that segregates at the austenite ( ⁇ ) grain boundary, suppresses the formation and growth of ferrite from the grain boundary, and contributes to an increase in the strength of the steel through an improvement in hardenability.
  • ⁇ austenite
  • B is preferably limited to a range of 0.0005 to 0.0050%.
  • Nb is an element that contributes to increasing the strength of steel through the formation of carbides and nitrides. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain 0.01% or more, but inclusion exceeding 0.10% reduces ductility and hole expansion workability. For this reason, when contained, Nb is preferably limited to a range of 0.01 to 0.10%.
  • V is an element that contributes to increasing the strength of steel through the formation of carbides and nitrides. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain 0.01% or more, but inclusion exceeding 0.20% reduces ductility and hole expansion workability. For this reason, when contained, V is preferably limited to a range of 0.01 to 0.20%.
  • the structure of the steel sheet of the present invention is a fine bainite phase single phase.
  • a fine bainite phase of 90% or more in terms of the area ratio with respect to the entire structure is used as the main phase, and a structure composed of the main phase and the fine second phase is preferable.
  • the fine bainite phase in the present invention refers to a bainite phase having an average particle size of 5 ⁇ m or less.
  • the average particle diameter of a bainite phase is more than 3.0 micrometers and 5 micrometers or less. Thereby, it can be set as the hot-rolled steel plate which has high strength of tensile strength: 780 MPa or more, stretch flangeability, and fatigue resistance.
  • the fine bainite phase as the main phase is less than 90%, the desired high strength and good stretch flangeability cannot be secured stably.
  • the average particle size of the bainite phase exceeds 5 ⁇ m, it becomes impossible to combine excellent stretch flangeability and excellent fatigue resistance.
  • the fine bainite phase as the main phase is limited to 90% or more and an average particle size of 5 ⁇ m or less.
  • the average particle diameter of a bainite phase shall be more than 3.0 micrometers and 5 micrometers or less.
  • a bainite phase is 95% or more, More preferably, it is a bainite phase single phase.
  • the second phase other than the main phase may include martensite, pearlite, retained austenite, or a mixture thereof.
  • the second phase has a fine structure with an average particle size of 3 ⁇ m or less. If the average particle size of the second phase is larger than 3 ⁇ m, cracks are likely to occur from the interface between the main phase and the second phase, and the stretch flangeability and fatigue resistance properties are reduced. For this reason, the average particle diameter of the second phase is limited to 3 ⁇ m or less.
  • the average particle diameter of a 2nd phase is 2 micrometers or less.
  • the fine second phase is 10% or less in terms of the area ratio relative to the entire structure, but is further preferably limited to 5% or less in order to further improve stretch flangeability.
  • the second phase is preferably martensite, pearlite, retained austenite, or a mixture thereof.
  • the area ratio to the entire structure is 3% or less. If so, ferrite and cementite may be present. Also in this case, for the reasons described above, the average particle size of the second phase is a fine structure of 3 ⁇ m or less.
  • a steel material having the above-described composition is used as a starting material except for the amount of dissolved Ti.
  • the method for producing the steel material is not particularly limited, and the molten steel having the above composition is melted in a converter, an electric furnace or the like, preferably subjected to secondary refining in a vacuum degassing furnace, and continuous casting. Any conventional method using a steel material such as a slab by a casting method such as a method can be applied.
  • the steel material is hot-rolled to form a hot-rolled sheet, and after the hot rolling is finished, the pre-cooling to 530 ° C. and the post-cooling from 530 ° C. to the coiling temperature are performed, and the steel material is wound into a coil shape.
  • the heating temperature for hot rolling is 1150 to 1350 ° C.
  • steel materials las
  • a steel raw material is first heated to 1150 degreeC or more.
  • the heating temperature of the steel material was limited to the range of 1150 to 1350 ° C.
  • Preferably it is 1200-1300 degreeC.
  • the heating temperature of the steel material is more preferably more than 1200 ° C.
  • the finishing temperature is set to 850 to 950 ° C. and the hot rolling is finished.
  • the finishing temperature is less than 850 ° C.
  • the two-phase rolling of ferrite + austenite is performed, and the processed structure remains, so that stretch flangeability and fatigue resistance are deteriorated.
  • the finishing temperature is higher than 950 ° C.
  • austenite grains grow and the structure of the hot-rolled sheet obtained after cooling becomes coarse. Therefore, the finishing temperature is limited to the range of 850 to 950 ° C.
  • the temperature is preferably 880 to 930 ° C.
  • the finishing temperature is more than 900 ° C. and 950 ° C. or less.
  • cooling is performed up to 530 ° C. at an average cooling rate of 30 ° C./s or more as pre-stage cooling. Cooling from the end of hot rolling to 530 ° C. is very important in order to secure a desired fine bainite structure.
  • the average cooling rate up to 530 ° C. is less than 30 ° C./s, the formation of ferrite proceeds remarkably, the formation of pearlite, and the precipitation of TiC becomes remarkable, making it impossible to secure the desired solid solution Ti. And fatigue resistance are reduced. For this reason, it was limited to cooling to 530 degreeC after completion
  • the average cooling rate up to 530 ° C. is 55 ° C./s or more, transformation from non-recrystallized austenite increases, and ferrite and bainite elongated in the rolling direction increase, and the workability tends to decrease.
  • the average cooling rate in this temperature region is preferably less than 55 ° C./s.
  • the hot-rolled sheet cooled to 530 ° C. is then rapidly cooled in the temperature range from 530 ° C. to the coiling temperature at an average cooling rate of 100 ° C./s or more as post-stage cooling.
  • bainite transformation is performed during the latter stage cooling (rapid cooling) to generate a fine bainite phase and to form a fine bainite phase having an average particle size of 5 ⁇ m or less. It is preferable to use such a fine bainite phase single phase in order to combine excellent stretch flangeability and excellent fatigue resistance.
  • the fine bainite phase is the main phase and the second phase is a fine second phase having an average particle size of 3 ⁇ m or less. be able to.
  • the cooling from 530 ° C. to the coiling temperature is rapid cooling at an average cooling rate of 100 ° C./s or more.
  • the average cooling rate of the latter stage cooling from 530 ° C. to the coiling temperature exceeds 180 ° C./s, it becomes difficult to control the cooling rate.
  • the coiling temperature is 300 to 500 ° C.
  • the coiling temperature is less than 300 ° C.
  • the amount of martensite and retained austenite is excessively increased, making it difficult to make the fine bainite phase 100% (single phase) or 90% or more in area ratio.
  • the stretch flangeability and fatigue resistance are deteriorated.
  • the coiling temperature is higher than 500 ° C.
  • the pearlite is increased, so that the stretch flangeability and the fatigue characteristics are remarkably deteriorated.
  • the coiling temperature is limited to 300 to 500 ° C.
  • miniaturization of a bainite phase Preferably it is 350 to 450 degreeC.
  • the hot-rolled sheet may be pickled by a conventional method to remove the scale. Further, temper rolling may be further performed, or hot dip galvanizing, electrogalvanizing or chemical conversion treatment may be further performed.
  • the present invention will be further described in accordance with examples.
  • test method was as follows.
  • the amount of Ti in the obtained electrolytic solution was divided by the electrolytic weight to obtain a solid solution Ti amount (% by mass).
  • the electrolysis weight was calculated by washing the electrolysis test piece after electrolysis and removing the deposited deposits, measuring the weight, and subtracting it from the test piece weight before electrolysis.
  • Fatigue test No. 1 test piece (R: 42.5 mm, b) specified in JIS Z 2275 so that the length direction of the test piece is perpendicular to the rolling direction from the obtained hot-rolled sheet : 20 mm) was collected and a plane bending fatigue test was conducted. Stress load was set to Reversed, repetition count: perform up to 10 7 times, the upper limit of stress that does not break the fatigue limit (.sigma.f), the ratio .sigma.f / TS fatigue limit for TS, fatigue characteristics were evaluated. The obtained results are shown in Table 3.
  • Each of the examples of the present invention has a high strength with a tensile strength TS of 780 MPa or more, an excellent stretch flangeability with a hole expansion ratio ⁇ of 60% or more, and an excellent ⁇ f / TS of 0.55 or more. It is a high-strength hot-rolled steel sheet that combines fatigue resistance. In particular, by setting the hot rolling finishing temperature to over 900 ° C., stretch flangeability and fatigue resistance are further improved. On the other hand, a comparative example that is out of the scope of the present invention is desirable if the tensile strength TS is less than 780 MPa, the hole expansion ratio ⁇ is less than 60%, or ⁇ f / TS is less than 0.55. Has not yet achieved high strength, stretch flangeability and fatigue resistance.

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Abstract

引張強さが780MPa以上であり、優れた伸びフランジ性と優れた耐疲労特性を兼備する高強度熱延鋼板を提供する。Ｃ：0.05～0.15％、Si：0.2～1.2％、Mn：1.0～2.0％、Ｐ：0.04％以下、Ｓ：0.005％以下、Ti：0.05～0.15％、Al：0.005～0.10％、Ｎ：0.007％以下を含む組成の鋼素材を、1150～1350℃以下に加熱した後、850～950℃の仕上温度で終了する熱間圧延を施し、該熱間圧延終了後、30℃／ｓ以上の平均冷却速度で530℃まで冷却し、ついで100℃／ｓ以上の平均冷却速度で、巻取温度：300～500℃まで冷却し、該巻取温度で巻き取る。これにより、0.02％以上の固溶Tiを含み、平均粒径が５μm以下、好ましくは3.0μm超のベイナイト相単相の組織を有し、または当該ベイナイト相を面積率で90％以上と該ベイナイト相以外の、平均粒径が３μm以下の第二相とからなる組織を有する伸びフランジ性と耐疲労特性とを兼備する引張強さ：780MPa以上の高強度熱延鋼板を得る。

Description

伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車の構造部品やトラックのフレーム等に好適な、高強度熱延鋼板に係り、とくに、伸びフランジ性と耐疲労特性の向上に関する。
　近年、地球環境保全の観点から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、使用する材料を高強度化し、部材の薄肉化を図り、車体自体を軽量化しようとする動きが活発化している。これまで、自動車部品用として、引張強さ４４０ＭＰａ級、５４０ＭＰａ級の各種熱延鋼板が使用されているが、さらに最近では、７８０ＭＰａ級以上の高強度熱延鋼板の要望が高くなっている。一方、鋼板の高強度化に伴い、一般的には、成形性が低下する。そのため、自動車部品用として要求される伸びフランジ性（穴拡げ性ともいう）の向上に関し、種々の検討がなされている。
　例えば特許文献１には、Ｃ：０．０５~０．１５％、Ｓｉ：１．５０％以下、Ｍｎ：０．５~２．５％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０２~０．１５％、Ｔｉ：０．０５~０．２％を含む鋼スラブを、Ａｒ３変態点以上の仕上げ温度で熱間圧延したのち、３０℃／ｓ以上の冷却速度で４００~５５０℃の温度域まで冷却しコイル状に巻取り、巻取り後のコイルを平均冷却速度で５０~４００℃／ｈで３００℃以下まで冷却し、６０~９５体積％のベイナイトと、さらにフェライトまたはフェライトとマルテンサイトを含む組織からなる熱延鋼板とする、高強度熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術によれば、板厚２ｍｍ程度で、引張強さ：７８０ＭＰａ以上を有し、穴拡げ率６０％以上となる、穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板が得られるとしている。
　また、特許文献２には、Ｃ：０．０３~０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００７％以下、Ａｌ：０．０７％以下、Ｃｒ：１．０％以下を含み、｛（Ｓｉ＋２０Ｐ）／（Ｍｎ＋Ｃｒ）｝：０．６~１．５を満足する組成と、フェライトと第２相からなり、第２相の硬さＨｖ：２００~６００、第２相の体積率：５~４０％、第２相の粒径：２５μｍ以下で、フェライトの硬さと体積率の積と、第２相の硬さと体積率との積の和が特定範囲となる関係を満足する、高強度熱延鋼板が記載されている。特許文献２に記載された技術によれば、疲労強度と伸びフランジ性が共に優れた４９０ＭＰａを超える高強度熱延鋼板が得られるとしている。
　また、特許文献３には、Ｃ：０．０４~０．１５％、Ｓｉ：０．０５~１．５％、Ｍｎ：０．５~２．０％、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０５~０．２０％を含む鋼片を、８００~１０００℃の仕上げ温度で熱間圧延したのち、５５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、引続き５００℃以下の温度域を１２０℃／ｓ以上の冷却速度で核沸騰冷却となる条件で冷却し、３５０~５００℃で巻き取る、７８０ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された技術によれば、９５％超のベイナイトと不可避的に生じる５％未満の他の相からなる組織を有し、加工後の伸びフランジ性に優れ、鋼板内材質変動が安定して小さい７８０ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度熱延鋼板が得られるとしている。
　また、特許文献４には、Ｃ：０．０５~０．３０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５~３．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．１５０％以下、Ｎ：０．０２００％以下を含み、かつＮｂ：０．００３~０．２０％、Ｔｉ：０．００５~０．２０％のいずれか１種または２種を含有する鋼スラブを、１２００℃以下に加熱したのち、仕上圧延開始温度を９５０~１０５０℃、仕上圧延終了温度を８００℃以上とする熱間圧延を施し、圧延終了後２ｓ以内に冷却を開始し、平均冷却速度２０~１５０℃／ｓで巻取温度まで連続的に冷却し、３００~５５０℃で巻き取る、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献４に記載された技術で製造された熱延鋼板は、引張強さ７８０ＭＰａ以上の高強度で、平均粒径が３．０μｍ以下の微細ベイナイトを主体とする組織を有し、混粒がなく、粒径１０μｍ超の粗大粒が存在しない組織であるため、伸びフランジ性に優れるとしている。
　また、特許文献５には、Ｃ：０．０５~０．２０％、Ｓｉ：０．０５~０．５０％、Ｍｎ：１．０~３．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５~０．３０％、Ｔｉ：０．００１~０．１００％、Ｃｒ：０．０１~１．０％、Ａｌ：０．１％以下を含み、かつ０．０５≦（％Ｓｉ＋％Ｐ）／（％Ｃｒ＋％Ｔｉ＋％Ｎｂ＋％Ｍｎ）≦０．５　の関係を満たして含有する鋼スラブを、鋳造後、直ちに又は一旦冷却して、１１００~１３００℃に加熱したのち、仕上圧延終了温度を９５０~８００℃として熱間圧延し、圧延終了後０．５ｓ以内に冷却を開始して、３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を行い、５００~３００℃で巻き取る、加工性に優れた超高強度熱延鋼判の製造方法が記載されている。特許文献５に記載された技術で製造された熱延鋼板は、引張強さ９８０ＭＰａ以上の高強度で、体積分率で６０％以上９０％未満のベイナイトを主相とし、パーライト、フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイトのうちの少なくとも１種を第二相とする組織を有し、しかもベイナイト相の平均粒径が４μｍ未満である組織を有し、加工性に優れるとしている。
特開２００６−２７４３１８号公報 特開平４−３２９８４８号公報 特開２００９−２８０９００号公報 特開２０００−１０９９５１号公報 特開２０００−２８２１７５号公報
　特許文献１に記載された技術は、Ｐのフェライト粒界への偏析を低減することにより、靭性を向上させ、すなわち破面遷移温度を低くして伸びフランジ性を向上させている。しかしながら、特許文献１に記載された技術ではフェライトを含まない場合、あるいはフェライトが極めて少ない場合には、伸びフランジ性の向上が極めて困難であるという問題があった。また、特許文献２に記載された技術では、軟質なフェライト相を６０％以上含むため、最近の７８０ＭＰａ以上という高強度化要求に対応する高強度を安定して確保できず、鋼板強度が不足するという問題があった。また、特許文献３に記載された技術では、引張強さ：７８０ＭＰａ以上という高強度は確保できるが、ベイナイト相の組織制御が不十分であるために、自動車部品用として十分な耐疲労特性を具備するまでに至っていないという問題があった。
　また、特許文献４に記載された技術では、極めて微細なベイナイト組織が得られるが、スラブ加熱中にＮｂ、Ｔｉを未固溶状態のままで残存するため、固溶Ｔｉ、Ｎｂ量を十分に確保することができず、耐疲労特性が不足する場合があった。また、特許文献５に記載された技術では、ベイナイト相以外の組織が、少なくとも１０％超存在するため、組織の均一化が不十分で、伸びフランジ性が不足する場合があった。
　本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、引張強さ：７８０ＭＰａ以上という高強度を有し、さらに優れた伸びフランジ性と優れた耐疲労特性を兼備する高強度熱延鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記した目的を達成するために、引張強さ：７８０ＭＰａ以上という高強度を維持した状態で、伸びフランジ性と疲労特性に及ぼす各種要因について鋭意研究した。その結果、平均粒径５μｍ以下の微細なベイナイト相の単相組織、またはこのような微細なベイナイト相を主相とし、第二相として、平均粒径３μｍ以下の微細な、パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイトのうちのいずれか、あるいはそれらを混合して分散させた、組織としたうえで、固溶Ｔｉを０．０２％以上残存させることにより、引張強さ：７８０ＭＰａ以上という高強度を維持したまま、伸びフランジ性に加えて耐疲労特性が顕著に向上することを新規に見出した。
　微細なベイナイト相としたうえで、固溶Ｔｉを存在させることにより、伸びフランジ性に加えて耐疲労特性が向上する機構について、現在までのところ必ずしも明確になってはいないが、本発明者らは次のように考えている。
　所定量以上の固溶Ｔｉが存在することにより、伸びフランジ加工時に発生したクラックの先端、あるいは疲労クラックの先端の応力・歪の集中した領域に、応力誘起あるいは歪誘起により、ＴｉＣ、あるいはＴｉとＣのクラスターが形成しやすくなり、それらの形成によりクラックの進展が抑制されると考えられる。これにより、伸びフランジ性に加えて耐疲労特性が顕著に向上するものと考えている。
　本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
　（１）質量％で、Ｃ：０．０５~０．１５％、Ｓｉ：０．２~１．２％、Ｍｎ：１．０~２．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．０５~０．１５％、Ａｌ：０．００５~０．１０％、Ｎ：０．００７％以下を含み、固溶Ｔｉが０．０２％以上で、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、さらに平均粒径が５μｍ以下のベイナイト相単相からなる組織とを有することを特徴とする伸びフランジ性および耐疲労特性に優れることを特徴とする高強度熱延鋼板。
　（２）（１）において、前記平均粒径が５μｍ以下に代えて、平均粒径が３．０超~５μｍとすることを特徴とする高強度熱延鋼板。
　（３）（１）において、前記ベイナイト相単相からなる組織に代えて、組織全体に対する面積率で９０％以上のベイナイト相と、該ベイナイト相以外の第二相とからなり、前記ベイナイト相の平均粒径が５μｍ以下、前記第二相の平均粒径が３μｍ以下である組織とすることを特徴とする高強度熱延鋼板。
　（４）（３）において、前記ベイナイト相の平均粒径が５μｍ以下に代えて、前記ベイナイト相の平均粒径が３．０超~５μｍとすることを特徴とする高強度熱延鋼板。
　（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｓｂ：０．００１~０．０２０％を含有する組成とすることを特徴とする高強度熱延鋼板。
　（６）（１）ないし（５）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５~０．２０％、Ｎｉ：０．０５~０．５０％、Ｍｏ：０．０５~０．５０％、Ｃｒ：０．０５~０．５０％、Ｂ：０．０００５~０．００５０％、Ｎｂ：０．０１~０．１０％、Ｖ：０．０１~０．２０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする高強度熱延鋼板。
　（７）（１）ないし（６）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．０００１~０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０１００％のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする高強度熱延鋼板。
　（８）質量％で、Ｃ：０．０５~０．１５％、Ｓｉ：０．２~１．２％、Ｍｎ：１．０~２．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．０５~０．１５％、Ａｌ：０．００５~０．１０％、Ｎ：０．００７％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施し熱延板とするにあたり、前記鋼素材を１１５０~１３５０℃に加熱したのち、前記熱間圧延を、８５０~９５０℃の仕上温度で終了する熱間圧延とし、該熱間圧延終了後、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５３０℃まで冷却し、ついで１００℃／ｓ以上の平均冷却速度で、巻取温度：３００~５００℃まで冷却し、該巻取温度で巻き取ることを特徴とする伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
　（９）（８）において、前記鋼素材を１１５０~１３５０℃に加熱したのち、前記熱間圧延を、８５０~９５０℃の仕上温度で終了する熱間圧延に代えて、前記鋼素材を１２００℃超１３５０℃以下に加熱したのち、前記熱間圧延を、９００℃超９５０℃以下の仕上温度で終了する熱間圧延とすることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
　（１０）（８）または（９）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｓｂ：０．００１~０．０２０％を含有する組成とすることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
　（１１）（８）ないし（１０）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５~０．２０％、Ｎｉ：０．０５~０．５０％、Ｍｏ：０．０５~０．５０％、Ｃｒ：０．０５~０．５０％、Ｂ：０．０００５~０．００５０％、Ｎｂ：０．０１~０．１０％、Ｖ：０．０１~０．２０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
　（１２）（８）ないし（１１）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．０００１~０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０１００％のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする高強度熱延鋼板の製造方法。
　本発明によれば、引張強さ：７８０ＭＰａ以上という高強度を維持したまま、伸びフランジ性に加えて耐疲労特性が向上した熱延鋼板を、容易に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明になる高強度熱延鋼板を自動車の構造部品や、トラックのフレーム等に適用すれば、安全性を確保しつつ車体重量を軽減でき、環境負荷を低減することが可能となるという効果もある。
　まず、本発明鋼板の組成限定の理由について説明する。以下、とくに断わらない限り質量％は単に％で記す。
　Ｃ：０．０５~０．１５％
　Ｃは、鋼の強度を増加させ、また、ベイナイトの生成を促進する元素であり、また、Ｔｉと結合してＴｉ炭化物として析出強化にも寄与する。このような効果を得るためには、０．０５％以上含有する必要がある。一方、０．１５％を超えて含有すると、溶接性が低下する。このため、Ｃは０．０５~０．１５％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０７~０．１２％である。
　Ｓｉ：０．２~１．２％
　Ｓｉは、固溶して鋼の強度の増加に寄与する元素であり、このような効果を得るためには、０．２％以上の含有を必要とする。一方、１．２％を超える含有は、鋼板の表面性状を著しく低下させ、化成処理性や耐食性の低下に繋がる。このため、Ｓｉは０．２~１．２％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．３~０．９％である。
　Ｍｎ：１．０~２．０％
　Ｍｎは、固溶して鋼の強度を増加させるとともに、焼入れ性向上を介してベイナイトの生成を促進する元素である。このような効果を得るためには、１．０％以上の含有を必要とする。一方、２．０％を超える含有は、中心偏析を助長し、鋼板の成形性を低下させる。このため、Ｍｎは１．０~２．０％の範囲に限定した。なお、好ましくは１．２~１．８％である。
　Ｐ：０．０４％以下
　Ｐは、固溶して鋼の強度を増加させる作用を有するが、粒界、とくに旧オーステナイト粒界に偏析し、低温靭性や加工性の低下を招く。このため、本発明ではＰは極力低減することが望ましいが、０．０４％までの含有は許容できる。なお、好ましくは０．０３％以下である。
　Ｓ：０．００５％以下
　Ｓは、ＭｎやＴｉと結合し硫化物を形成して、鋼板の加工性を低下させる。このため、Ｓは極力低減することが望ましいが、０．００５％までの含有は許容できる。なお、好ましくは０．００３％以下、さらに好ましくは０．００１％以下である。
　Ｔｉ：０．０５~０．１５％、固溶Ｔｉ：０．０２％以上
　Ｔｉは、炭化物を形成し、析出強化により鋼の強度増加に寄与する元素である。また、Ｔｉは、オーステナイト粒の微細化にも寄与し、最終的に得られる鋼板組織を微細化し、伸びフランジ性、耐疲労特性の向上に寄与する。このような効果を得るためには０．０５％以上の含有を必要とする。一方、０．１５％を超える過剰な含有は、上記した効果が飽和するうえ、粗大な析出物の増加を招き、穴拡げ加工性や耐疲労特性の低下を招く。このため、Ｔｉは０．０５~０．１５％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０６~０．１２％である。
　また、添加したＴｉの一部を、固溶Ｔｉとして０．０２％以上存在させることにより、伸びフランジ性や耐疲労特性の一層の向上が期待できる。所定量以上の固溶Ｔｉが存在することにより、伸びフランジ加工時に発生したクラックの先端、あるいは疲労クラックの先端の応力・歪の集中した領域に、応力誘起または歪誘起により、ＴｉＣ、あるいはＴｉとＣのクラスターが形成しやすくなり、それらの形成によりクラックの進展が抑制されると考えられる。
　固溶Ｔｉを０．０２％以上安定して確保するためには、０．０５％以上のＴｉ含有に加えて、Ｃ含有量との関係で、（Ｔｉ／４８）／（Ｃ／１２）を０．１５以上の範囲に調整することが好ましい。ここで、Ｔｉ、Ｃはそれぞれの含有量（質量％）である。Ｔｉに対してＣが多すぎ、（Ｔｉ／４８）／（Ｃ／１２）が０．１５未満では、ＴｉがＴｉＣとして析出しやすくなり固溶Ｔｉの確保が難しくなる。このため、（Ｔｉ／４８）／（Ｃ／１２）は、０．１５以上とすることが好ましい。なお、Ｔｉに対してＣが少なすぎ、（Ｔｉ／４８）／（Ｃ／１２）が０．６０を超えると、固溶Ｔｉは確保しやすくなるが、固溶Ｃが減少して、ベイナイト相の強度が低下し、所望の強度を確保することが難しくなるため、より好ましくは０．１５~０．６０であり、さらに好ましくは、（Ｔｉ／４８）／（Ｃ／１２）は０．１８~０．３５である。
　また、固溶Ｔｉが０．０２％未満では、加工時に発生したクラックや疲労クラックの進展を抑制する効果が低減し、所望の伸びフランジ性、耐疲労特性の向上が望めない。なお、固溶Ｔｉが０．１０％を超えて多量に存在すると、焼入れ性が大きくなりすぎて、マルテンサイト相が生成しやすくなり、加工性が低下するため、固溶Ｔｉは０．１０％以下とすることが好ましい。
　Ａｌ：０．００５~０．１０％
　Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるのに、有効な元素である。このような効果を得るためには０．００５％以上含有する必要がある。一方、０．１０％を超える多量の含有は、酸化物系介在物の著しい増加を招き、鋼板の疵発生の原因となる。このため、Ａｌが０．００５~０．１０％の範囲に限定した。なお、好ましくは０．０３~０．０７％である。
　Ｎ：０．００７％以下
　Ｎは、Ｔｉ等の窒化物形成元素と結合し、窒化物として析出するが、とくにＴｉとは高温で結合し、粗大な窒化物となりやすく、伸びフランジ加工時や疲労試験時にクラックの起点となりやすく、本発明ではできるだけ低減することが望ましい。このため、本発明では、Ｎは０．００７％以下に限定した。なお、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下である。
　上記した成分が基本の成分であるが、これら基本の成分に加えてさらに、選択元素として、必要に応じて、Ｓｂ：０．００１~０．０２０％、および／または、Ｃｕ：０．０５~０．２０％、Ｎｉ：０．０５~０．５０％、Ｍｏ：０．０５~０．５０％、Ｃｒ：０．０５~０．５０％、Ｂ：０．０００５~０．００５０％、Ｎｂ：０．０１~０．１０％、Ｖ：０．０１~０．２０％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ｃａ：０．０００１~０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０１００％のうちから選ばれた１種または２種、を含有してもよい。
　Ｓｂ：０．００１~０．０２０％
　Ｓｂは、熱間圧延のための加熱時に、表層に濃化する傾向を有する元素であり、表面近傍におけるＳｉ、Ｍｎ等の酸化物の生成を抑制し、鋼板の表面性状を改善し、表面からの疲労クラックの生成を抑制し、耐疲労特性の向上に寄与する。このような効果を得るためには０．００１％以上含有する必要があるが、０．０２０％を超えて含有しても、効果が飽和し、経済的に不利となる。このため、含有する場合には、Ｓｂは０．００１~０．０２０％の範囲に限定することが好ましい、なお、より好ましくは０．００３~０．０１０％である。
　Ｃｕ：０．０５~０．２０％、Ｎｉ：０．０５~０．５０％、Ｍｏ：０．０５~０．５０％、Ｃｒ：０．０５~０．５０％、Ｂ：０．０００５~０．００５０％、Ｎｂ：０．０１~０．１０％、Ｖ：０．０１~０．２０％のうちから選ばれた１種または２種以上
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｎｂ、Ｖはいずれも、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。
　Ｃｕは、固溶して鋼の強度を増加させるとともに、焼入れ性向上を介してベイナイト相を形成しやすくする。このような効果を得るために、０．０５％以上含有することが好ましいが、０．２０％を超える含有は、表面性状の低下を招く。このため、含有する場合には、Ｃｕは０．０５~０．２０％の範囲に限定することが好ましい。
　Ｎｉは、固溶して鋼の強度を増加させるとともに、焼入れ性向上を介してベイナイト相を形成しやすくする。このような効果を得るために、０．０５％以上含有することが好ましいが、０．５０％を超える含有は、マルテンサイト相が生成しやすくなり、加工性が低下する。このため、含有する場合は、Ｎｉは０．０５~０．５０％の範囲に限定することが好ましい。
　Ｍｏは、炭化物の形成による析出強化や、焼入れ性向上を介して鋼の強度を増加させるとともに、ベイナイト相を形成しやすくし、伸びフランジ性や、耐疲労特性を向上させる。このような効果を得るために、０．０５％以上含有することが好ましいが、０．５０％を超えて含有すると、マルテンサイト相が生成しやすくなり、加工性が低下する。このため、含有する場合には、Ｍｏは０．０５~０．５０％の範囲に限定することが好ましい。
　Ｃｒは、焼入れ性向上を介して鋼の強度を増加させるとともに、ベイナイト相を形成しやすくし、伸びフランジ性や、耐疲労特性を向上させる。このような効果を得るために、０．０５％以上含有することが好ましいが、０．５０％を超えて含有すると、マルテンサイト相が生成しやすくなり、加工性が低下する。このため、含有する場合には、Ｃｒは０．０５~０．５０％の範囲に限定することが好ましい。
　Ｂは、オーステナイト（γ）粒界に偏析し、粒界からのフェライト生成や成長を抑制し、焼入れ性向上を介して鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．０００５％以上含有することが好ましいが、０．００５０％を超える含有は、加工性が低下する。このため、含有する場合には、Ｂは０．０００５~０．００５０％の範囲に限定することが好ましい。
　Ｎｂは、炭化物や窒化物の形成を介して、鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．０１％以上含有することが好ましいが、０．１０％を超える含有は、延性や穴拡げ加工性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｎｂは０．０１~０．１０％の範囲に限定することが好ましい。
　Ｖは、炭化物や窒化物の形成を介して、鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．０１％以上含有することが好ましいが、０．２０％を超える含有は、延性や穴拡げ加工性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｖは０．０１~０．２０％の範囲に限定することが好ましい。
　Ｃａ：０．０００１~０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０１００％のうちから選ばれた１種または２種
　Ｃａ、ＲＥＭはいずれも、硫化物の形態を球状に制御し、伸びフランジ性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、Ｃａ：０．０００１％以上、ＲＥＭ：０．０００５％以上、それぞれ含有することが好ましいが、Ｃａ：０．００５０％、ＲＥＭ：０．０１００％を超える多量の含有は、介在物等の増加を招き、表面欠陥、内部欠陥の多発を生じ易くする。このため、含有する場合には、Ｃａ：０．０００１~０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０１００％の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。
　上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
　つぎに、本発明鋼板の組織限定理由について説明する。
　本発明鋼板の組織は、微細なベイナイト相単相とする。あるいはベイナイト単相組織に代えて、組織全体に対する面積率で９０％以上の微細なベイナイト相を主相とし、主相と微細な第二相からなる組織とすることが好ましい。本発明でいう微細なベイナイト相とは、平均粒径が５μｍ以下のベイナイト相をいう。なお、好ましくは、ベイナイト相の平均粒径は３．０μｍ超５μｍ以下である。これにより、引張強さ：７８０ＭＰａ以上の高強度と、伸びフランジ性、耐疲労特性とを兼備する熱延鋼板とすることができる。
　主相と第二相からなる組織の場合には、主相としての微細なベイナイト相が９０％未満では、所望の高強度と良好な伸びフランジ性を安定して確保できない。また、ベイナイト相の平均粒径が５μｍを超えて大きくなると、優れた伸びフランジ性と優れた耐疲労特性とを兼備できなくなる。このようなことから、主相である微細なベイナイト相は、９０％以上、平均粒径５μｍ以下に限定した。なお、ベイナイト相の平均粒径は、３．０μｍ超５μｍ以下とすることが好ましい。ベイナイト相の平均粒径を、３．０μｍ超５μｍ以下とすることにより、平均粒径が３．０μｍ以下である場合に比べて、疲労亀裂がより大きく迂回して進展するため、疲労亀裂の進展速度が小さくなり、耐疲労特性がさらに向上する。なお、好ましくはベイナイト相は９５％以上、さらに好ましくはベイナイト相単相である。
　主相以外の第二相としては、マルテンサイト、パーライト、残留オーステナイトのいずれか、あるいはそれらの混合を含んでも良い。本発明では、第二相は、平均粒径が３μｍ以下の微細な組織とする。第二相の平均粒径が３μｍを超えて大きくなると、主相と第二相との界面からクラックが発生しやすくなり、伸びフランジ性や耐疲労特性が低下する。このため、第二相の平均粒径は３μｍ以下に限定した。なお、好ましくは、第二相の平均粒径は２μｍ以下である。また、微細な第二相は、組織全体に対する面積率で１０％以下であるが、さらに伸びフランジ性を向上させるうえでは５％以下に限定することがさらに好ましい。
　なお、第二相としては、マルテンサイト、パーライト、残留オーステナイトのいずれか、あるいはそれらの混合とすることが好ましいが、第二相には、上記した相以外に組織全体に対する面積率で３％以下であれば、フェライト、セメンタイトが存在してもよい。この場合も、上記した理由により、第二相の平均粒径は３μｍ以下の微細な組織とする。
　つぎに、本発明鋼板の好ましい製造方法について説明する。
　本発明では、固溶Ｔｉ量以外、上記した組成を有する鋼素材を出発素材とする。
　なお、鋼素材の製造方法はとくに限定する必要はなく、上記した組成を有する溶鋼を転炉や電気炉等で溶製し、好ましくは真空脱ガス炉にて二次精錬を行って、連続鋳造法等の鋳造方法で、スラブ等の鋼素材とする、常用の方法がいずれも適用可能である。
　まず、鋼素材に、熱間圧延を施し熱延板とし、熱間圧延終了後、５３０℃までの前段冷却と、５３０℃~巻取温度までの後段冷却を施し、コイル状に巻き取る。
　熱間圧延のための加熱温度は、１１５０~１３５０℃とする。
　鋼素材（スラブ）中では、Ｔｉなどの炭化物、窒化物形成元素は、ほとんどが粗大な炭化物、窒化物として存在している。固溶Ｔｉや、微細な析出物として、熱延鋼板の高強度化等に利用するために、これら粗大な炭化物、窒化物を一旦固溶させておくことが必要である。そのため、本発明では、鋼素材をまず１１５０℃以上に加熱する。一方、加熱温度を１３５０℃を超えて高温にすると、スケール発生量が多くなり、スケール噛み込み等により、表面品質が低下する。このため、鋼素材の加熱温度は１１５０~１３５０℃の範囲に限定した。なお、好ましくは１２００~１３００℃である。固溶Ｔｉ量を確実に確保するためには、鋼素材の加熱温度はより好ましくは１２００℃超である。
　熱間圧延は、仕上温度を８５０~９５０℃として熱間圧延を終了する圧延とする。
　仕上温度が８５０℃未満では、フェライト＋オーステナイトの二相域圧延となり、加工組織が残存することになるため、伸びフランジ性、耐疲労特性が低下する。一方、仕上温度が９５０℃を超えて高くなると、オーステナイト粒が成長し、冷却後得られる熱延板の組織が粗大化する。このようなことから、仕上温度は８５０~９５０℃の範囲に限定した。なお、好ましくは８８０~９３０℃である。また、仕上温度を９００℃超とすることにより、オーステナイトの粒成長が顕著となり、焼入れ性が増大し、ベイナイト相の組織分率が増加し、かつ組織がより均一化して、伸びフランジ性がより一層向上する。これによりさらに、ベイナイトの平均粒径も３．０μｍ超５μｍ以下に調整しやすくなり、耐疲労特性も向上する。このようなことから、仕上温度を９００℃超９５０℃以下とすることがより好ましい。
熱間圧延終了後、ついで、前段冷却として、５３０℃までを３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。
　熱間圧延終了から５３０℃までの冷却は、所望の微細なベイナイト組織を確保するために非常に重要となる。５３０℃までの平均冷却速度が３０℃／ｓ未満では、フェライトの生成が著しく進行したり、パーライトが生成したり、さらにはＴｉＣの析出が著しく、所望の固溶Ｔｉを確保できなくなり、伸びフランジ性と耐疲労特性が低下する。このため、熱間圧延終了後５３０℃までを、平均冷却速度３０℃／ｓ以上で冷却することに限定した。一方、５３０℃までの平均冷却速度が５５℃／ｓ以上となると、未再結晶オーステナイトからの変態が多くなり、圧延方向に伸長したフェライトやベイナイトが増加して加工性が低下しやすくなる。このため、この温度領域の平均冷却速度は、５５℃／ｓ未満とすることが好ましい。
５３０℃まで冷却された熱延板はついで、後段冷却として、５３０℃~巻取温度までの温度域を、１００℃／ｓ以上の平均冷却速度で急速冷却される。本発明では、この後段冷却（急速冷却）中にベイナイト変態させて、微細なベイナイト相を生成させ、かつ、平均粒径５μｍ以下の微細なベイナイト相とする。このような微細なベイナイト相単相とすることが、優れた伸びフランジ性や優れた耐疲労特性を兼備させるために好ましい。ベイナイト相単相とすることができなくとも、上記した平均冷却速度で冷却すれば、上記した微細なベイナイト相を主相とし、第二相を平均粒径３μｍ以下の微細な第二相とすることができる。このため、５３０℃から巻取温度までの冷却は、１００℃／ｓ以上の平均冷却速度での急冷とする。これにより、第二相の生成による、伸びフランジ性や耐疲労特性の低下を抑制できる。一方、５３０℃から巻取温度までの後段冷却の平均冷却速度が１８０℃／ｓを超えると、冷却速度の制御が難しくなる。このため、この後段冷却の平均冷却速度は１００~１８０℃／ｓに限定することが好ましい。なお、より好ましくは１２０℃／ｓ以上である。
巻取温度は、３００~５００℃とする。
　巻取温度が３００℃未満では、マルテンサイトや残留オーステナイトの生成量が多くなりすぎて、微細なベイナイト相を１００％（単相）、あるいは面積率で９０％以上とすることが難しくなり、所望の組織を確保できず、伸びフランジ性、耐疲労特性が低下する。一方、巻取温度が５００℃を超えて高くなると、パーライトが増加するために、伸びフランジ性と疲労特性が著しく低下する。このため、巻取温度は３００~５００℃に限定した。なお、ベイナイト相の微細化という観点から、好ましくは３５０℃以上４５０℃以下である。
　なお、巻取り後、熱延板には、常法により酸洗を施して、スケールを除去してもよい。また、さらに調質圧延を施しても、あるいはさらに、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっきや化成処理を施しても良い。
　以下、実施例にしたがい、さらに本発明について説明する。
　表１に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とした。ついで、これらの鋼素材に、表２に示す条件で加熱し、表２に示す仕上温度で圧延を終了する熱間圧延を行い、熱延板（板厚：６．０~２．６ｍｍ）とし、熱間圧延終了後、これら熱延板に、表２に示す条件の前段冷却と後段冷却とを施し、表２に示す巻取温度で巻取った。なお、前段冷却は、熱間圧延終了後、仕上温度から５３０℃までの冷却であり、後段冷却は５３０℃から巻取温度までの冷却である。表中の冷却速度はそれぞれの冷却温度領域での平均冷却速度で示す。
　得られた熱延板を酸洗したのち、試験片を採取し、組織観察、固溶Ｔｉ量の測定、組織観察、引張試験、穴拡げ試験、疲労試験を実施した。なお、鋼板Ｎｏ．２（板厚：６．０ｍｍ）については、得られた熱延板から、酸洗を施さずに試験片を採取した。試験方法は次の通りとした。
（１）組織観察
　得られた熱延板から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な断面を研磨し、腐食液（３％ナイタール液）で腐食し組織を現出した。板厚１／４位置について走査型電子顕微鏡（倍率：３０００倍）を用いて観察し、各３視野撮像し、画像処理により、各相の面積率（組織分率）を測定した。また、同じ走査型電子顕微鏡写真に、板厚方向に対して４５°の傾きを有する長さ：８０ｍｍの直線を直交するように２本引き、該直線が、各相の各粒と交叉する線分の長さをそれぞれ測定して、得られた線分の長さの平均値を求め、各相（ベイナイト相、第二相）の平均粒径とした。
（２）固溶Ｔｉ量の測定
　得られた熱延板から、分析用試験片（大きさ：５０ｍｍ×１００ｍｍ）を採取し、表面から板厚方向１／４までを機械研削にて削除し、電解用試験片とした。これら試験片を、１０％ＡＡ系電解液（１０ｖｏｌ％アセチルアセトン−１ｍａｓｓ％塩化テトラメチルアンモニウム・メタノール）中で、電流密度２０ｍＡ／ｃｍ２で定電流電解し、約０．２ｇを電解した。得られた電解液をろ過した後、ＩＣＰ発光分光分析装置を用いて分析し、電解液中のＴｉ量を測定した。得られた電解液中のＴｉ量を電解重量で除して、固溶Ｔｉ量（質量％）とした。なお、電解重量は、電解後の電解用試験片を洗浄し，付着した析出物を取り除いた後に、重量を測定して、電解前の試験片重量から差し引くことにより、算出した。
（３）引張試験
　得られた熱延板から、引張方向が圧延方向と直角方向となるように、ＪＩＳ　５号試験片（ＧＬ：５０ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して引張試験を行ない、引張特性（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ）を求めた。
（４）穴拡げ試験（伸びフランジ性評価試験）
　得られた熱延板から、穴拡げ試験用試験片（大きさ：１３０×１３０ｍｍ）を採取し、鉄連規格ＪＦＳＴ　１００１に準じて、試験片中央に１０ｍｍφのポンチ穴を打抜いた後、該穴に６０°円錐ポンチを押し上げるように挿入して、亀裂が板厚を貫通した時点での穴径ｄｍｍをもとめ、次式で穴拡げ率λ（％）を算出した。
　λ（％）＝｛（ｄ−１０）／１０｝×１００
（５）疲労試験
　得られた熱延板から、試験片の長さ方向が、圧延方向と直角方向となるように、ＪＩＳ　Ｚ　２２７５に規定される１号試験片（Ｒ：４２．５ｍｍ，ｂ：２０ｍｍ）を採取し、平面曲げ疲れ試験を実施した。応力負荷は両振りとし、繰返し回数：１０７回まで行ない、破断しない応力の上限を疲労限（σｆ）とし、ＴＳに対する疲労限の比σｆ／ＴＳで、疲労特性を評価した。
　得られた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明例はいずれも、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度を有し、穴拡げ率λが６０％以上の優れた伸びフランジ性を有し、さらにσｆ／ＴＳが０．５５以上と優れた耐疲労特性とを兼備する、高強度熱延鋼板となっている。とくに、熱間圧延の仕上温度を９００℃超とすることにより、伸びフランジ性と耐疲労特性がより向上する。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ未満であるか、穴拡げ率λが６０％未満であるか、σｆ／ＴＳが０．５５未満であるかして、所望の高強度、伸びフランジ性、耐疲労特性を兼備するまでに至っていない。

Claims (12)

  1. 　質量％で、
    　　Ｃ：０．０５~０．１５％、　　　　　　　　　Ｓｉ：０．２~１．２％、
    　Ｍｎ：１．０~２．０％、　　　　　　　　　　　　Ｐ：０．０４％以下、
    　　Ｓ：０．００５％以下、　　　　　　　　　　　Ｔｉ：０．０５~０．１５％、
    　Ａｌ：０．００５~０．１０％、　　　　　　　　　Ｎ：０．００７％以下
    を含有し、固溶Ｔｉが０．０２％以上で、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、さらに平均粒径が５μｍ以下のベイナイト相単相からなる組織とを有することを特徴とする伸びフランジ性および耐疲労特性に優れることを特徴とする高強度熱延鋼板。
  2. 　前記平均粒径が５μｍ以下に代えて、平均粒径が３．０超~５μｍとすることを特徴とする請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
  3. 　前記ベイナイト相単相からなる組織に代えて、組織全体に対する面積率で９０％以上のベイナイト相と、該ベイナイト相以外の第二相とからなり、前記ベイナイト相の平均粒径が５μｍ以下、前記第二相の平均粒径が３μｍ以下である組織とすることを特徴とする請求項１に記載の高強度熱延鋼板。
  4. 　前記ベイナイト相の平均粒径が５μｍ以下に代えて、前記ベイナイト相の平均粒径が３．０超~５μｍとすることを特徴とする請求項３に記載の高強度熱延鋼板。
  5. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｓｂ：０．００１~０．０２０％を含有する組成とすることを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
  6. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５~０．２０％、Ｎｉ：０．０５~０．５０％、Ｍｏ：０．０５~０．５０％、Ｃｒ：０．０５~０．５０％、Ｂ：０．０００５~０．００５０％、Ｎｂ：０．０１~０．１０％、Ｖ：０．０１~０．２０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１ないし５のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
  7. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．０００１~０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０１００％のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする請求項１ないし６のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
  8. 　質量％で、
    　　Ｃ：０．０５~０．１５％、　　　　　　　　　Ｓｉ：０．２~１．２％、
    　Ｍｎ：１．０~２．０％、　　　　　　　　　　　　Ｐ：０．０４％以下、
    　　Ｓ：０．００５％以下、　　　　　　　　　　　Ｔｉ：０．０５~０．１５％、
    　Ａｌ：０．００５~０．１０％、　　　　　　　　　Ｎ：０．００７％以下
    を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施し熱延板とするにあたり、
    前記鋼素材を１１５０~１３５０℃に加熱したのち、前記熱間圧延を、８５０~９５０℃の仕上温度で終了する熱間圧延とし、
    該熱間圧延終了後、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５３０℃まで冷却し、ついで１００℃／ｓ以上の平均冷却速度で、巻取り温度：３００~５００℃まで冷却し、該巻取温度で巻き取ることを特徴とする伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
  9. 　前記鋼素材を１１５０~１３５０℃に加熱したのち、前記熱間圧延を、８５０~９５０℃の仕上温度で終了する熱間圧延に代えて、前記鋼素材を１２００℃超１３５０℃以下に加熱したのち、前記熱間圧延を、９００℃超９５０℃以下の仕上温度で終了する熱間圧延とすることを特徴とする請求項８に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
  10. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｓｂ：０．００１~０．０２０％を含有する組成とすることを特徴とする請求項８または９に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
  11. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：０．０５~０．２０％、Ｎｉ：０．０５~０．５０％、Ｍｏ：０．０５~０．５０％、Ｃｒ：０．０５~０．５０％、Ｂ：０．０００５~０．００５０％、Ｎｂ：０．０１~０．１０％、Ｖ：０．０１~０．２０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項８ないし１０のいずれかに記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
  12. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．０００１~０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５~０．０１００％のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする請求項８ないし１１のいずれかに記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
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