WO2014034714A1 - 鋼板 - Google Patents

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steel sheet
less
steel
forming
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匹田　和夫
朱里 玉城
啓達 小嶋
高橋　克
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate (hot forming steel plate) suitable for use in which quenching is performed simultaneously with hot forming or immediately after hot forming, such as hot pressing. More specifically, the present invention suppresses strain-induced ferrite transformation in the molded part even when hot molding with high strain molding is performed, for example, the molded part undergoes plastic strain of 20% or more.
  • the present invention relates to a steel sheet for hot forming that has a uniform hardness after hot forming, excellent toughness and little toughness anisotropy after hot forming.
  • the forming is performed by roll forming instead of press forming, a certain degree of processing is possible even for high-strength steel sheets.
  • roll forming there is a restriction that it can be applied only to processing a member having a uniform cross section in the longitudinal direction, and the degree of freedom of the member shape is remarkably limited.
  • Patent Document 1 discloses a hot forming (eg, hot press) technique in which a material to be formed is heated and then formed. Has been.
  • a soft steel plate is molded before or simultaneously with molding, immediately after molding, or after molding, while ensuring good formability during molding, and after molding, a molded member having high strength by quenching.
  • the hot press as described above is applied to a member having a relatively simple shape, and is expected to be applied to a member subjected to more severe forming such as burring.
  • strain-induced ferrite transformation occurs in the high strain forming portion, and there is a concern that the hardness locally decreases in the member after hot forming. .
  • Patent Document 1 describes that pressing is performed at 850 ° C. or higher, but in an actual hot press, a steel plate heated to about 900 ° C. in a heating furnace or the like is extracted from the heating furnace and pressed. There is a case where the temperature is lowered to 850 ° C. or lower while being transported to the machine. In such a case, it is difficult to suppress strain-induced ferrite transformation in molding.
  • Patent Document 2 discloses that the material cooling process by heat removal in the press die can be omitted.
  • a method for producing a hot-pressed high-strength steel member having excellent properties is disclosed.
  • the method disclosed in Patent Document 2 is a very excellent invention, it is necessary to contain a large amount of an element having an effect of improving the hardenability such as Mn, Cr, Cu and Ni in steel. Therefore, the technique of Patent Document 2 has a problem that costs increase.
  • the member manufactured using the technology of Patent Document 2 toughness deterioration caused by various existing inclusions and toughness anisotropy caused by inclusions (mainly MnS) elongated in the rolling direction are present. Concerned.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 2002-102980 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2006-213959 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2009-242910
  • the hot press has been applied only to members having a relatively simple shape. Therefore, a member after hot forming caused by strain-induced ferrite transformation in a high strain forming part (a hot forming step) can occur when considering application to a member subjected to more severe forming such as burring forming.
  • Technical issues such as local hardness reduction, toughness anisotropy and toughness value reduction have never been studied.
  • the present inventors have intensively studied to solve the above problems. As a result, by controlling the chemical composition, inclusion amount and center segregation of the steel sheet, even when hot forming with high strain forming is performed, strain-induced ferrite transformation is suppressed, and after hot forming It has been newly found that a steel sheet for hot forming that has uniform hardness, excellent toughness after hot forming, and little toughness anisotropy can be obtained. In the following description, the fact that the hardness is uniform may mean that the hardness distribution is stable.
  • the gist of the present invention based on the above new findings is as follows.
  • the steel sheet according to one embodiment of the present invention has a chemical composition of mass%, C: 0.18% to 0.275%, Si: 0.02% to 0.15%, Mn: 1.85. % To 2.75%, sol.
  • the chemical composition is further replaced by a part of the Fe, in mass%, Ni: 0.02% to 0.15% and Cu: 0.003%. It may contain one or two selected from the group consisting of ⁇ 0.05%.
  • the chemical composition further includes Ti: 0.005% to 0.1% and Nb: One or two selected from the group consisting of 0.005% to 0.2% may be contained.
  • a plating layer may be further provided on the surface of the steel plate.
  • the hot forming may be performed according to a conventional method.
  • the steel plate is heated to a temperature of Ac 3 points or higher (about 800 ° C) and Ac 3 points + 200 ° C or lower, held for 0 seconds to 600 seconds, transported to a press machine, press-formed, and bottom dead center Can hold for more than 5 seconds.
  • the heating method may be appropriately selected.
  • rapid heating current heating or high frequency heating can be performed.
  • furnace heating set at a heating temperature or the like can be used. Since it is air-cooled during conveyance to the press machine, if the conveyance time is long, ferrite transformation may occur and soften before the press starts. Therefore, it is desirable that the conveyance time is 15 seconds or less.
  • the mold may be cooled.
  • the cooling method may be a cooling method according to need, such as cooling pipes in the mold and flowing refrigerant.
  • Chemical composition (1) C 0.18% to 0.275% C is an important element for increasing the hardenability of steel, determining the strength after quenching, and controlling the local ductility and toughness after hot forming. Further, since C is an austenite-forming element, it has an effect of suppressing strain-induced ferrite transformation during high strain forming and facilitating obtaining a stable hardness distribution in the member after hot forming. However, if the C content is less than 0.18%, it is difficult to ensure a tensile strength of 1100 MPa or more, which is a preferable strength after quenching, and the effect of obtaining a stable hardness distribution due to the above action cannot be obtained. .
  • the C content is 0.18% to 0.275%.
  • the upper limit with preferable C content is 0.26%, and a more preferable upper limit is 0.24%.
  • Si 0.02% to 0.15%
  • Si is an element that enhances hardenability and improves scale adhesion after hot forming.
  • the lower limit for the Si content is 0.02%.
  • a preferred lower limit is 0.03%.
  • the Si content exceeds 0.15%, the heating temperature required for austenite transformation during hot forming becomes extremely high. For this reason, the cost required for heat treatment may increase, and quenching may be insufficient due to insufficient heating.
  • Si is a ferrite-forming element
  • the Si content is too high, strain-induced ferrite transformation is likely to occur during high strain forming, and the hardness is locally reduced and stable in the member after hot forming.
  • the hardness distribution obtained may not be obtained.
  • the upper limit of the Si content is 0.15%.
  • Mn 1.85% to 2.75%
  • Mn is an effective element for enhancing the hardenability of the steel and stably securing the strength of the steel after quenching. Further, since Mn is an austenite-forming element, it suppresses strain-induced ferrite transformation during high strain forming and facilitates obtaining a stable hardness distribution in the member after hot forming. However, if the Mn content is less than 1.85%, the above effects may not be sufficiently obtained. Therefore, the lower limit of the Mn content is 1.85%. On the other hand, when the Mn content exceeds 2.75%, the above effect is saturated, and rather the toughness deterioration after quenching is caused. Therefore, the upper limit of the Mn content is 2.75%. The upper limit with preferable Mn content is 2.5%.
  • sol.Al 0.0002% to 0.5%
  • Al is an element that deoxidizes molten steel and makes the steel sound. If the sol.Al content is less than 0.0002%, deoxidation is not sufficient. Therefore, the lower limit of the sol.Al content is 0.0002%.
  • Al is an element effective for enhancing the hardenability of the steel sheet and stably ensuring the strength after quenching, so Al may be positively incorporated. However, even if the content exceeds 0.5%, the effect is not only saturated but also the cost is increased. For this reason, the upper limit of the Al content is set to 0.5%. Note that sol. Al indicates acid-soluble Al, and the content thereof does not include the amount of Al contained in Al 2 O 3 or the like that does not dissolve in acid.
  • Cr 0.05% to 1.00% Cr is an element that enhances the hardenability of steel.
  • Cr is an austenite-generating element, it suppresses strain-induced ferrite transformation during high strain forming and facilitates obtaining a stable hardness distribution in the member after hot forming.
  • the lower limit of the Cr content is 0.05%.
  • a preferred lower limit is 0.1%, and a more preferred lower limit is 0.2%.
  • the upper limit of the Cr content is 1.00%.
  • the upper limit with preferable Cr content is 0.8%.
  • B 0.0005% to 0.01%
  • B is an element effective for enhancing the hardenability of steel and stably securing the strength after quenching.
  • the lower limit of the B content is set to 0.0005%.
  • the upper limit of the B content is 0.01%.
  • a preferable upper limit of the B content is 0.005%.
  • P 0.1% or less
  • P is an element generally contained as an impurity. However, it has the effect of enhancing the hardenability of the steel and further ensuring the strength of the steel after quenching stably, so it may be actively incorporated.
  • the P content exceeds 0.1%, the toughness is remarkably deteriorated. Therefore, the P content is limited to 0.1%.
  • the upper limit with preferable P content is 0.05%.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, but excessive reduction of the P content causes a significant cost increase. For this reason, it is good also considering the minimum of P content as 0.0002%.
  • S 0.0033% or less S is an element contained as an impurity.
  • MnS is formed and becomes a main factor of toughness reduction and toughness anisotropy. If the S content exceeds 0.0033%, the toughness deteriorates significantly, so the S content is limited to 0.0033%.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, but excessive reduction of the S content causes a significant cost increase, so the lower limit of the S content may be set to 0.0002%.
  • N 0.01% or less N is an element contained as an impurity.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but excessive reduction of the N content causes a significant cost increase. For this reason, the lower limit of the N content may be 0.0002%. A more preferable lower limit of the N content is 0.0008% or more.
  • the steel sheet according to this embodiment may contain the following optional elements. These elements are not necessarily contained. Therefore, there is no need to particularly limit the lower limit of the content, and the lower limit thereof is 0%.
  • Ni: 0.15% or less, Cu: 0.05% or less Ni and Cu are effective elements for enhancing the hardenability of the steel and stably securing the strength after quenching. Therefore, you may contain 1 type or 2 types of these elements. However, even if any element is contained exceeding the upper limit, the above effect is saturated and disadvantageous in cost. Accordingly, the content of each element is as described above. Preferably, the Ni content is 0.10% or less and the Cu content is 0.03% or less. In order to acquire the said effect more reliably, it is preferable to contain 1 type or 2 types selected from the group which consists of Ni: 0.02% or more and Cu: 0.003% or more.
  • Ti and Nb suppress recrystallization when heating the steel sheet to Ac 3 points or more and subjecting it to hot forming, and further finer It is an element that forms carbides to suppress grain growth and makes austenite grains fine. When the austenite grains become fine, the toughness of the hot formed member is greatly improved.
  • TiN is preferentially bonded to N in steel to produce TiN, and B is prevented from being consumed by the precipitation of BN. As a result, the hardenability by B can be improved by containing Ti. In order to acquire the said effect, you may contain 1 type or 2 types of these elements.
  • the content of each element is as described above.
  • the upper limit of Ti content is 0.08% and the upper limit of Nb content is 0.15%.
  • the balance other than the above is Fe and impurities.
  • Impurities refer to raw materials such as ores and scraps and those mixed from the manufacturing environment.
  • the steel sheet according to the present invention may be either a hot-rolled steel sheet or a cold-rolled steel sheet, or may be an annealed hot-rolled steel sheet or an annealed cold-rolled steel sheet obtained by annealing a hot-rolled steel sheet or a cold-rolled steel sheet.
  • the cleanliness in the present embodiment is defined by the sum of arithmetic amounts of A, B, and C inclusions contained in the steel sheet specified in JIS G0555. Is done. Increasing the amount of inclusions facilitates crack propagation, leading to toughness deterioration and toughness anisotropy increase. Therefore, the upper limit of cleanliness is 0.08%. A preferable upper limit is 0.04%.
  • MnS which is an A-based inclusion, is a major cause of anisotropy reduction in toughness. Therefore, it is particularly desirable that the A-based inclusion is 0.06% or less. More preferably, the A-based inclusion is 0.03% or less.
  • the cleanliness is preferably low, but the lower limit may be 0.003% or 0.005% from the viewpoint of cost.
  • the Mn segregation degree ⁇ is preferably close to 1.0 (that is, there is no segregation), but the lower limit may be set to 1.03 or 1.05 from the viewpoint of cost.
  • ⁇ [maximum Mn concentration (mass%) at the thickness center portion] / [average Mn concentration (mass%) at the 1/4 depth position of the thickness from the surface] (Formula 1)
  • Plating layer A plated layer may be formed on the surface of the hot-forming steel plate according to the present invention for the purpose of improving corrosion resistance and the like, and may be a surface-treated steel plate. Even if it has a plating layer, the effect of this embodiment is not impaired.
  • the plating layer may be an electroplating layer or a hot dipping layer. Examples of the electroplating layer include an electrogalvanizing layer and an electro Zn—Ni alloy plating layer.
  • the hot dip galvanized layer includes hot dip galvanized layer, alloyed hot dip galvanized layer, hot dip aluminum plated layer, hot dip Zn-Al alloy plated layer, hot dip Zn-Al-Mg alloy plated layer, hot dip Zn-Al-Mg-Si alloy. A plating layer etc. are illustrated.
  • the plating adhesion amount is not particularly limited and may be within a general range.
  • the molten steel having the above chemical composition is made into a steel slab by a continuous casting method.
  • the molten steel temperature is 5 ° C higher than the liquidus temperature
  • the molten steel casting amount per unit time is 6 ton / min or less
  • the center segregation reduction treatment is performed before the slab is completely solidified. It is preferable to apply.
  • the casting amount (casting speed) per unit time of the molten steel exceeds 6 ton / min during continuous casting, the molten steel flow in the mold is fast, so that inclusions are easily captured and inclusions in the slab increase.
  • the molten steel temperature is less than 5 ° C.
  • the temperature of the molten steel is 8 ° C. or more from the liquidus temperature and the casting amount is 5 ton / min or less.
  • the concentrated portion can be relaxed or discharged by performing electromagnetic stirring or unsolidified layer pressure reduction on the unsolidified layer before the slab is completely solidified.
  • S2 Slab homogenization process
  • a slab homogenization process in which the slab is heated to 1150 to 1350 ° C. and held for 10 to 50 hours may be performed.
  • the degree of segregation can be further reduced.
  • the upper limit with preferable heating temperature is 1300 degreeC
  • the upper limit with preferable holding time is 30 hours.
  • Hot rolling step (S3) to cooling step (S4) to winding step (S5) The steel slab obtained by performing the above-mentioned continuous casting process and, if necessary, the slab homogenization process is heated to 1050 ° C. to 1350 ° C. and hot-rolled to obtain a steel plate.
  • the steel sheet that has been hot-rolled is held in that temperature range for 5 to 20 seconds. After the holding, the steel sheet is cooled to a temperature range of 400 ° C. to 700 ° C. by water cooling. Next, the cooled steel sheet is wound up.
  • the steel slab may contain non-metallic inclusions that cause deterioration of the toughness and local deformability of the member after quenching the steel plate. Therefore, when the steel slab is subjected to hot rolling, it is preferable to sufficiently dissolve these nonmetallic inclusions.
  • the temperature of the steel slab used for hot rolling is preferably 1050 ° C. or higher.
  • the temperature of the steel piece used for hot rolling should just be 1050 degreeC or more, and what is necessary is just to heat the steel piece which became less than 1050 degreeC and to be 1050 degreeC or more.
  • the rolling texture remains and becomes the cause of anisotropy in the final product. Therefore, it is preferable to hold for 5 seconds or more in the temperature range after the completion of rolling of the steel sheet so that the transformation from the recrystallized austenite occurs. In order to perform holding for 5 seconds or more in the production line, for example, it may be conveyed without water cooling in the cooling zone after finish rolling.
  • the ferrite area ratio in the metal structure can be increased by setting the winding temperature to 400 ° C. or higher.
  • the winding temperature is preferably 400 ° C. or higher.
  • the winding temperature is preferably 700 ° C. or lower.
  • untransformed austenite remains after winding, and when the untransformed austenite undergoes ferrite transformation after winding, the coil winding tension is lost due to volume expansion due to ferrite transformation and subsequent thermal contraction.
  • Pickling step (S6) You may perform pickling about the steel plate after the said winding-up process.
  • Pickling may be performed according to a conventional method. Before or after pickling, skin pass rolling may be performed for flattening correction or scale peeling promotion, and the effect of this embodiment is not affected.
  • the elongation rate in the case of performing the skin pass rolling does not have to be specified, and may be, for example, 0.3% or more and less than 3.0%.
  • the pickled steel sheet obtained by the pickling process may be cold-rolled as necessary.
  • the cold rolling method may be performed according to a conventional method.
  • the rolling reduction of cold rolling may be within a normal range, and is generally 30% to 80%.
  • Annealing process The hot rolled steel sheet obtained in the winding step (S5) or the cold rolled steel sheet obtained in the cold rolling step (S7) can be annealed at 700 ° C. to 950 ° C. as necessary.
  • the hot-rolled steel sheet and the cold-rolled steel sheet By subjecting the hot-rolled steel sheet and the cold-rolled steel sheet to annealing at a temperature range of 700 ° C. or higher, the influence of hot-rolling conditions can be reduced, and further stabilization of the properties after quenching can be achieved. . Moreover, about a cold-rolled steel plate, a steel plate softens by recrystallization and it can improve the workability before hot forming. Therefore, when annealing a hot-rolled steel plate or a cold-rolled steel plate, it is preferable to hold
  • the annealing temperature to 950 ° C. or less, it is possible to suppress the cost required for annealing and ensure high productivity. Moreover, since coarsening of the structure can be suppressed, better toughness can be secured after quenching. Therefore, when annealing a hot-rolled steel plate or a cold-rolled steel plate, it is preferable to hold
  • cooling after annealing is preferably performed at an average cooling rate of 3 ° C./second to 20 ° C./second up to 550 ° C.
  • average cooling rate 3 ° C./second or more
  • generation of coarse pearlite and coarse cementite is suppressed, and the characteristics after quenching can be improved.
  • the average cooling rate 20 ° C./second or less, it becomes easy to stabilize the material.
  • both electroplating and hot dipping may be performed according to ordinary methods.
  • hot dip galvanizing a continuous hot dip galvanizing facility may be used, and the annealing process and the plating process continuously performed in the equipment may be carried out, and the plating process may be performed independently of the annealing process. May be implemented.
  • the hot dip galvanizing may be further performed as an alloying hot dip galvanizing by alloying treatment.
  • the alloying treatment temperature is preferably 480 ° C. to 600 ° C. By setting the alloying treatment temperature to 480 ° C.
  • the amount of inclusions and the degree of segregation in this steel sheet are almost determined in the process up to hot rolling and do not change substantially before and after hot forming. Therefore, if the chemical composition, inclusion amount (cleanliness), and segregation degree of the steel sheet before hot forming satisfy the range of this embodiment, the hot press member manufactured by hot pressing from this is also implemented in the same manner. Meet the range of forms.
  • Hot rolling was performed using the slab thus prepared, and then cooled and wound up to obtain a hot-rolled steel sheet having a thickness of 5.0 mm or 2.9 mm.
  • the hot rolling conditions at this time were a slab heating temperature of 1250 ° C., a rolling start temperature of 1150 ° C., a rolling end temperature of 900 ° C., and a winding temperature of 650 ° C.
  • Hot rolling was performed by multi-pass rolling, and held for 10 seconds after the end of rolling. Cooling after hot rolling was performed by water cooling. Some were not retained for comparison.
  • the casting speed differs between the actual production equipment and the test continuous casting machine used in this example. For this reason, Table 2 shows values converted into casting speeds in actual production equipment in consideration of the size factor.
  • the molten steel heating temperature difference in Table 2 is a value obtained by subtracting the liquidus temperature from the molten steel temperature.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was pickled according to a conventional method to obtain a pickled steel sheet.
  • the pickled steel sheet having a thickness of 5.0 mm was cold-rolled to obtain a 2.9 mm cold-rolled steel sheet.
  • Some hot rolled steel sheets were electroplated.
  • Some cold-rolled steel sheets were subjected to recrystallization annealing (annealing temperature 800 ° C., annealing time 60 seconds) in a continuous annealing facility, and further subjected to electrogalvanization for a part thereof.
  • a part of the hot-rolled steel sheet and the cold-rolled steel sheet was annealed (annealing temperature 800 ° C., annealing time 60 seconds) and hot-dip galvanized in a continuous hot-dip galvanizing facility.
  • the temperature of the hot dip galvanizing bath was 460 ° C., and a part thereof was subjected to an alloying treatment at 540 ° C. for 20 seconds to obtain a hot dip galvanized steel plate and an alloyed hot dip galvanized steel plate.
  • the manufactured steel plate was used as a test material, and hot press forming was performed using a hot press test apparatus.
  • Blank size 150 mm square, punched hole diameter: 36 mm (clearance: 10%)
  • a steel plate that had been punched was heated in a heating furnace until the steel plate surface temperature reached 900 ° C., and held at that temperature for 4 minutes, It was taken out from the heating furnace. Then, it cooled by standing_to_cool until it became 750 degreeC, when it reached 750 degreeC, hot burring shaping
  • the hot burring molding conditions are as follows. Punch shape: cone, Punch diameter: 60mm, Press speed: 40 mm / second, Cooling after molding was performed by mold cooling that was held for 1 minute at the bottom dead center.
  • the burring part high strain forming part subjected to plastic strain of 20% or more
  • flange part low strain forming part whose plastic strain amount is 5% or less.
  • the hardness at the 1/4 depth position of the thickness of the cross section was measured with a Vickers hardness tester.
  • the measurement load was 98 kN.
  • the measuring method was based on JIS Z2244. This hardness measurement was performed 5 times in total while moving at the same plate thickness position at a pitch of 200 ⁇ m.
  • the average value of the five Vickers hardness values obtained for each member was determined and used as the average hardness (Hv).
  • the manufactured steel plate was used as a test material, and the toughness value (absolute value of toughness) and the anisotropy of toughness were investigated.
  • the survey was conducted as follows. First, the 2.9 mm steel plate was heated in a heating furnace until the steel sheet surface temperature reached 900 ° C., held at that temperature for 4 minutes, and then taken out from the heating furnace. Subsequently, it cooled by standing to cool to 750 degreeC, and when it reached 750 degreeC, it pinched from the upper and lower sides with the flat plate metal mold
  • a Charpy impact test sample was taken so that the longitudinal direction of the sample was in the direction perpendicular to the rolling direction. At this time, the notch was a V-notch having a depth of 2 mm.
  • the test temperature was room temperature, and an impact test was performed according to JISZ 2242.
  • the ratio of the impact value (absorbed energy / cross-sectional area) in the rolling direction to the impact value in the direction perpendicular to the rolling was used as an anisotropy index.
  • Table 3 As a result of the test, if the impact value in the longitudinal rolling direction was 70 J / cm 2 or more and the impact value ratio was 0.65 or more, it was determined that the characteristics were good.
  • the cleanliness of the steel sheet was investigated according to JIS G0555. Cut out the test materials from 5 locations for the steel plates of each test number, and at each position of 1/8, 1/4, 1/2, 3/4 and 7/8 of the plate thickness, the cleanliness was calculated by point calculation. investigated. Among the results at each plate thickness position, the value with the highest cleanliness value was defined as the cleanliness of the specimen. The cleanliness was defined as the sum of the A, B, and C inclusions.
  • the degree of segregation of Mn was determined by conducting a component surface analysis of Mn with EPMA. Cut out specimens from 5 locations for each test number steel sheet, measure 10 fields of view at a magnification of 500 times at 1/4 and 1/2 positions of the sheet thickness, and adopt the average value of the degree of Mn segregation in each field of view. did.
  • the average hardness of the burring portion that is the high strain deformation portion is significantly lower than the average hardness of the flange portion that is the low strain deformation portion, and the value of ⁇ Hv is 41. Increased to 99. This is because the burring portion has been softened by the strain-induced ferrite transformation caused by burring. In such a case, the manufactured hot-formed product has locally different hardness, and the strength of the molded product is not uniform and partially low, so that reliability as a product is impaired. Further, in test numbers 4, 8, 10, 12, 15, 18, 20, 23, and 24, the chemical composition, cleanliness, or segregation are outside the scope of the present invention, so the rolling direction impact value and / or impact. Value ratio was not enough.
  • the steel sheet having the chemical composition of the present invention has ⁇ Hv of ⁇ 4 to 24 regardless of the presence or absence of the cold rolling process, the presence or absence of the annealing process, and the type of plating, and the average hardness and burring of the flange portion.
  • the difference from the average hardness of the part was small, and the hardness and strength stability during high strain molding were excellent.
  • sufficient value was shown also about the toughness after hot rolling, and the anisotropy of toughness.
  • the steel sheet of the present invention has a stable hardness after hot forming because strain-induced ferrite transformation in the formed part is suppressed even when hot forming with high strain forming such as burring is performed.
  • a steel sheet having a distribution and excellent toughness after hot forming and low toughness anisotropy is obtained. Since this steel plate is suitable as a material for machine structural members such as automobile body structural members, suspension members and the like, for example, the present invention is extremely useful industrially.

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Abstract

　この鋼板は、金属組織における清浄度が０．０８％以下であり、Ｍｎの偏析度であるαが、１．６以下であり、熱間成形において、５％以下の塑性ひずみを受けた低ひずみ成形部と、２０％以上の塑性ひずみを受けた高ひずみ成形部との、前記熱間成形後の平均硬さの差ΔＨｖが４０以下である。

Description

鋼板
　本発明は、例えば熱間プレスのように、熱間成形と同時または熱間成形直後に焼入れが施される用途に好適な鋼板（熱間成形用鋼板）に関する。より詳しくは、本発明は、例えば成形部が２０％以上の塑性ひずみを受ける成形である高ひずみ成形を伴う熱間成形が施された場合であっても、成形部におけるひずみ誘起フェライト変態が抑制され、熱間成形後において硬さが均一で、靱性に優れかつ熱間成形後の靱性の異方性が少ない熱間成形用鋼板に関する。
　本願は、２０１２年０８月２８日に、日本に出願された特願２０１２－１８７９５９号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、自動車用鋼板の分野において、自動車の燃費の向上や耐衝突特性の向上のため、高い引張強度を有する高強度鋼板の適用が拡大している。一般に鋼板は高強度化するとプレス成形性が低下する。そのため、高強度鋼板の適用にともなって、複雑な形状の製品を製造することが困難になる。具体的には、鋼板の高強度化にともなって延性が低下するので、加工度が高い部位で破断が生じたり、鋼板の高強度化にともなってスプリングバックや壁反りが大きくなる。その結果、加工された部材の寸法精度が劣化するなどの問題が生じる。したがって、高強度、特に７８０ＭＰａ以上の引張強さを有する鋼板を用いて、プレス成形により複雑な形状を有する製品を製造することは容易ではない。
　成形をプレス成形ではなくロール成形により行えば、高強度の鋼板についてもある程度の加工が可能になる。しかし、ロール成形では、長手方向に一様な断面を有する部材の加工にしか適用できないという制約があり、部材形状の自由度が著しく制限される。
　そこで、高強度鋼板のような難プレス成形材料をプレス成形する技術として、例えば特許文献１には、成形に供する材料を加熱してから成形する熱間成形（例、熱間プレス）技術が開示されている。この技術は、成形前には軟質な鋼板に対して、成形と同時又は直後に焼入れを行うことで、成形時には良好な成形性を確保した上で、成形後に、焼入れによって高い強度を有する成形部材を得る技術である。この技術によれば、焼入れ後に主にマルテンサイトからなる組織を得ることができ、複相組織からなる組織を有する高強度鋼板を用いる場合に比べて、局所変形能や靭性に優れる成形部材を得ることができる。
　現在、上述したような熱間プレスは比較的単純な形状を有する部材への適用が進められ、今後はバーリング成形のような、より厳しい成形が施される部材への適用が期待される。しかしながら、より厳しい成形が施される部材への適用に際しては、高ひずみ成形部においてひずみ誘起フェライト変態が生じてしまい、熱間成形後の部材において局所的に硬さが低下することが懸念される。
　このようなひずみ誘起フェライト変態を抑制するには、熱間成形をより高温域で行えばよい。しかしながら、熱間成形温度の高温化は、生産性の低下、製造コストの増加、表面性状の劣化等を招くため、量産技術への適用は容易ではない。例えば、特許文献１には、８５０℃以上でプレス加工を施す旨が記載されているが、実際の熱間プレスでは、加熱炉等で９００℃程度に加熱した鋼板を加熱炉から抽出してプレス機まで搬送して投入する間に８５０℃以下までの温度低下が生じてしまう場合がある。このような場合、成形におけるひずみ誘起フェライト変態を抑制することは難しい。
　熱間プレスの生産性を高めるとともに、成形後の部材内での材質安定性を高めるという観点から、特許文献２には、プレス金型での抜熱による素材の冷却工程が省略可能な、生産性に優れたホットプレス高強度鋼製部材の製造方法が開示されている。特許文献２に開示された方法は非常に優れた発明であるが、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉといった焼入れ性を向上させる作用を有する元素を鋼中に多量に含有させる必要がある。そのため、特許文献２の技術は、コストが嵩むという問題を有する。また、特許文献２の技術を用いて製造された部材においては、存在する種々の介在物による、靱性の劣化及び、圧延方向に伸長した介在物（主にＭｎＳ）により生じる靱性の異方性が懸念される。実際の部材性能は低靱性側の特性で律則されるので、靭性の異方性があると、本来の母材特性を十分に発揮できない。例えば特許文献３に記載されているようなＣａ処理による伸長した介在物の形態制御を行うことで、靭性の異方性低減が可能である。しかしこの場合、最も靭性が低くなる方向での靭性値は向上するものの、部材中の介在物量自体は増加するため、その他の方向性靱性値が低くなるという課題がある。
日本国特開２００２－１０２９８０号公報 日本国特開２００６－２１３９５９号公報 日本国特開２００９－２４２９１０号公報
　上述したように、従来技術においては、熱間プレスは比較的単純な形状を有する部材への適用にとどまっていた。そのため、バーリング成形のようなより厳しい成形が施される部材への適用を考慮した場合に生じうる、高ひずみ成形部におけるひずみ誘起フェライト変態に起因した熱間成形後の部材（熱間成形工程を経た鋼板）の局所的な硬さの低下、靱性の異方性及び靱性値の低下といった技術課題についてはこれまで検討されたことがなかった。
　本発明は、上記課題、すなわち、高ひずみ成形を伴う熱間成形が施された場合であっても、成形部におけるひずみ誘起フェライト変態が抑制され、熱間成形後の硬さが均一（硬さの差が少なく）で、熱間成形後の靱性に優れかつ靱性の異方性が小さい熱間成形用鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは上記課題を解決すべく鋭意研究を行った。
　その結果、鋼板の化学組成、介在物量及び中心偏析を制御することにより、高ひずみ成形を伴う熱間成形が施された場合であっても、ひずみ誘起フェライト変態が抑制され、熱間成形後において、硬さが均一で、熱間成形後に靱性に優れかつ靱性の異方性が少ない、熱間成形用鋼板を得ることができることを新たに知見した。なお、以下の説明において、硬さが均一であることを、硬度分布が安定するという場合がある。
　上記新知見に基づく本発明の要旨は以下のとおりである。
　（１）本発明の一態様に係る鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０.１８％～０.２７５％、Ｓｉ：０.０２％～０.１５％、Ｍｎ：１.８５％～２.７５％、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０００２％～０.５％、Ｃｒ：０.０５％～１.００％、Ｂ：０.０００５％～０.０１％、Ｐ：０.１％以下、Ｓ：０.００３５％以下、Ｎ：０.０１％以下、Ｎｉ：０～０.１５％、Ｃｕ：０～０.０５％、Ｔｉ：０～０.１％、Ｎｂ：０～０.２％、を含有し、残部がＦｅおよび不純物であり；金属組織における清浄度が０．０８％以下であり；下記式ａで表されるＭｎの偏析度であるαが、１．６以下であり；熱間成形において、５％以下の塑性ひずみを受けた低ひずみ成形部と、２０％以上の塑性ひずみを受けた高ひずみ成形部との、前記熱間成形後の平均硬さの差ΔＨｖが４０以下であることを特徴とする鋼板。
α＝（前記鋼板の板厚中心部での、単位が質量％の最大Ｍｎ濃度）／（前記鋼板の表面から板厚の１／４の深さ位置での、単位が質量％の平均Ｍｎ濃度）・・・式ａ
　（２）上記（１）に記載の鋼板では、前記化学組成が、さらに前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｉ：０．０２％～０.１５％およびＣｕ：０．００３％～０.０５％からなる群から選択された１種または２種を含有してもよい。
　（３）上記（１）または（２）に記載の鋼板では、前記化学組成が、さらに前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．００５％～０.１％およびＮｂ：０．００５％～０.２％からなる群から選択された１種または２種を含有してもよい。
　（４）上記（１）～（３）のいずれか一項に記載の鋼板では、前記鋼板の表面に、さらにめっき層を有してもよい。
　本発明の上記態様によれば、バーリング成形のような高ひずみ成形を伴う熱間成形が施された場合であっても、成形部におけるひずみ誘起フェライト変態が抑制されるので、熱間成形後において安定した硬度分布を有し、熱間成形後の靱性に優れ靱性の異方性が低い鋼板が得られる。この鋼板は、例えば、自動車のボデー構造部材、足回り部材等を始めとする機械構造部材等の素材として好適であるので、本発明は産業上極めて有益である。
　なお、熱間成形は、常法に従って行えばよい。例えば、素材鋼板をＡｃ３点以上(約８００℃)、Ａｃ３点＋２００℃以下の温度に加熱し、０秒以上６００秒以下の保持を行い、プレス機まで搬送しプレス成形し、下死点で５秒以上の保持を行うことができる。この際、加熱方式は適宜選べばよく、急速加熱の場合は通電加熱や高周波加熱を行うことができる。また通常加熱では加熱温度に設定された炉加熱などを用いることができる。プレス機までの搬送の間に空冷されるため、搬送時間が長くなるとプレス開始までにフェライト変態が起こり軟化する可能性がある。そのため搬送時間は１５秒以下とするのが望ましい。金型温度の上昇を防ぐため、金型の冷却を行ってもよい。その場合、冷却方法は金型内に冷却配管を行い、冷媒を流すなど、必要に応じた冷却方式を行えば良い。
　以下に、本発明の一実施形態に係る鋼板（本実施形態に係る鋼板と言う場合がある）についてより詳しく説明する。以下の説明中、鋼板の化学組成に関する％はすべて質量％である。
　１．化学組成
　（１）Ｃ：０.１８％～０.２７５％
　Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の強度を決定し、さらに熱間成形後の局部延性・靭性を制御するために重要な元素である。また、Ｃはオーステナイト生成元素であるので、高ひずみ成形時におけるひずみ誘起フェライト変態を抑制し、熱間成形後の部材において安定した硬度分布を得ることを容易にする作用を有する。しかしながら、Ｃ含有量が０.１８％未満では、焼入れ後において好ましい強度である１１００ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難であり、また、上記作用による安定した硬度分布を得る効果が得られない。一方、Ｃ含有量が０.２７５％を超えると、局部延性と靭性とが低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１８％～０.２７５％とする。Ｃ含有量の好ましい上限は０.２６％であり、より好ましい上限は０.２４％である。
　（２）Ｓｉ：０.０２％～０.１５％
　Ｓｉは、焼入れ性を高めるとともに、熱間成形後のスケール密着性を向上させる元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が０.０２％未満では、上記効果を十分に得られない場合がある。したがって、Ｓｉ含有量の下限は０.０２％とする。好ましい下限は０.０３％である。一方、Ｓｉ含有量が０.１５％を超えると、熱間成形の際にオーステナイト変態させるのに必要な加熱温度が著しく高温となる。このため、熱処理に要するコストの上昇を招いたり、加熱不足により焼入れが不十分となったりする場合がある。また、Ｓｉはフェライト生成元素であるため、Ｓｉ含有量が高すぎると、高ひずみ成形時にひずみ誘起フェライト変態が生じやすくなり、熱間成形後の部材において局所的に硬さが低下して、安定した硬度分布が得られない場合がある。さらに、多量のＳｉの含有は、溶融めっき処理を施す場合のぬれ性の低下により不めっき生じる場合がある。したがって、Ｓｉ含有量の上限は０.１５％とする。
　（３）Ｍｎ：１.８５％～２.７５％
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼の強度を安定して確保するために有効な元素である。また、Ｍｎはオーステナイト生成元素であるので、高ひずみ成形時におけるひずみ誘起フェライト変態を抑制し、熱間成形後の部材において安定した硬度分布を得ることを容易にする。しかしながら、Ｍｎ含有量が１.８５％未満では上記効果を十分に得られない場合がある。したがって、Ｍｎ含有量の下限を１.８５％とする。一方、Ｍｎ含有量が２.７５％を超えると上記効果は飽和し、むしろ焼入れ後の靭性劣化を招く。したがって、Ｍｎ含有量の上限は２.７５％とする。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２.５％である。
　（４）ｓｏｌ.Ａｌ：０.０００２％～０.５％
　Ａｌは、溶鋼を脱酸して鋼を健全化する元素である。ｓｏｌ.Ａｌ含有量が０.０００２％未満では脱酸が十分でない。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ含有量の下限は０.０００２％とする。さらに、Ａｌは鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度を安定して確保するために有効な元素でもあるので、積極的に含有させてもよい。しかし、０.５％を超えて含有させてもその効果は飽和するだけでなく、コストの増加を招く。このため、Ａｌ含有量の上限は０.５％とする。
　なお、ｓｏｌ．Ａｌとは、酸可溶性Ａｌを示し、その含有量には、酸に溶解しないＡｌ２Ｏ３等中に含まれるＡｌ量を含まない。
　（５）Ｃｒ：０.０５％～１.００％
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高める元素である。また、Ｃｒはオーステナイト生成元素であるため、高ひずみ成形時におけるひずみ誘起フェライト変態を抑制し、熱間成形後の部材において安定した硬度分布を得ることを容易にする。しかしながら、Ｃｒ含有量が０.０５％未満では、上記効果を十分に得られない場合がある。したがって、Ｃｒ含有量の下限は０.０５％とする。好ましい下限は０.１％であり、より好ましい下限は０.２％である。一方、Ｃｒ含有量が１.００％を超えると、Ｃｒが鋼中の炭化物に濃化する。その結果、熱間成形に供する際の加熱工程における炭化物の固溶が遅延し、焼入れ性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量の上限は１.００％とする。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０.８％である。
　（６）Ｂ：０.０００５％～０.０１％
　Ｂは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度を安定して確保するために有効な元素である。しかしながら、Ｂ含有量が０.０００５％未満では、上記効果を十分に得られない場合がある。したがって、Ｂ含有量の下限は０.０００５％とする。一方、Ｂ含有量が０.０１％超では、上記効果は飽和し、さらに焼入れ部の靭性劣化を招く。したがって、Ｂ含有量の上限は０.０１％とする。Ｂ含有量の好ましい上限は０.００５％である。
　（７）Ｐ：０.１％以下
　Ｐは、一般に不純物として含有される元素である。しかし、鋼の焼入れ性を高め、さらに、焼入れ後の鋼の強度を安定して確保する作用を有するので、積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐ含有量が０.１％を超えると靭性が著しく劣化する。したがって、Ｐ含有量は０.１％に制限する。Ｐ含有量の好ましい上限は０.０５％である。Ｐ含有量の下限は特に限定する必要はないが、Ｐ含有量の過剰な低減は著しいコスト上昇を招く。このため、Ｐ含有量の下限を０.０００２％としてもよい。
　（８）Ｓ：０.００３５％以下
　Ｓは不純物として含有される元素である。また、特にＭｎＳを形成し、靱性低下および靱性の異方性の主な要因となる。Ｓ含有量が０.００３５％を超えると靭性の劣化が顕著となるので、Ｓ含有量は０.００３５％に制限する。Ｓ含有量の下限は特に限定する必要はないが、Ｓ含有量の過剰な低減は著しいコスト上昇を招くため、Ｓ含有量の下限を０.０００２％としてもよい。
　（９）Ｎ：０.０１％以下
　Ｎは、不純物として含有される元素である。Ｎ含有量が０.０１％を超えると鋼中に粗大な窒化物を形成して局部変形能及び靭性を著しく劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０.０１％に制限する。Ｎ含有量の下限は特に限定する必要はないが、Ｎ含有量の過剰な低減は著しいコスト上昇を招く。このため、Ｎ含有量の下限は０.０００２％としてもよい。Ｎ含有量のさらに好ましい下限は０.０００８％以上である。
　以上の元素に加えて、本実施形態係る鋼板は下記の任意元素を含有していてもよい。これらの元素は必ずしも含有させる必要はない。そのため、含有量の下限を特に制限する必要はなく、それらの下限は０％である。
　（１０）Ｎｉ：０.１５％以下、Ｃｕ：０.０５％以下
　ＮｉおよびＣｕは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度を安定して確保するために有効な元素である。したがって、これらの元素の１種または２種を含有させてもよい。しかし、上記上限値を超えていずれかの元素を含有させても、上記効果は飽和する上、コスト的に不利になる。したがって、各元素の含有量は上記のとおりとする。好ましくはＮｉ含有量が０.１０％以下、Ｃｕ含有量が０.０３％以下である。上記効果をより確実に得るには、Ｎｉ：０.０２％以上およびＣｕ：０.００３％以上からなる群から選択された１種または２種を含有させることが好ましい。
　（１１）Ｔｉ：０.１％以下、Ｎｂ：０.２％以下
　ＴｉおよびＮｂは、鋼板をＡｃ３点以上に加熱して熱間成形に供する際に、再結晶を抑制し、さらに微細な炭化物を形成して粒成長を抑制し、オーステナイト粒を細粒にする元素である。オーステナイト粒が細粒になると、熱間成形部材の靱性が大きく改善する。また、Ｔｉには、鋼中のＮと優先的に結合することでＴｉＮを生成し、ＢＮの析出によりＢが消費されることを抑制する。その結果としてＴｉを含有させることで、Ｂによる焼入れ性を高めることができる。上記効果を得るため、これらの元素の１種または２種を含有させてもよい。しかし、上記上限値を超えていずれかの元素を含有させると、ＴｉＣやＮｂＣの析出量が増加してＣが消費され、焼入れ後の強度が低下する場合がある。したがって、各元素の含有量は上記のとおりとする。好ましくは、Ｔｉ含有量の上限が０.０８％、Ｎｂ含有量の上限が０.１５％である。なお、上記効果をより確実に得るには、Ｔｉ：０.００５％以上およびＮｂ：０.００５％以上からなる群から選択された１種または２種を含有させることが好ましい。
　上記以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。不純物とは、鉱石やスクラップ等の原材料や、製造環境から混入するものを指す。
　本発明に係る鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板のいずれでもよく、また熱延鋼板又は冷延鋼板に焼鈍を施した焼鈍熱延鋼板または焼鈍冷延鋼板でもよい。
２．金属組織
　（１）清浄度：０．０８％以下
　本実施形態における清浄度はＪＩＳ　Ｇ０５５５に規定された、鋼板中に含まれるＡ系、Ｂ系、Ｃ系介在物量の算術計算での総和で定義される。介在物量が増加すると亀裂伝播が容易になり靱性劣化および靱性の異方性増加を招く。よって清浄度の上限を０．０８％とする。好ましい上限は０．０４％である。本実施形態に係る鋼板ではＡ系介在物であるＭｎＳが主な靱性の異方性低下の要因となる。そのため、特に、Ａ系介在物が０．０６％以下であることが望ましい。さらに好ましくは、Ａ系介在物が０.０３％以下である。
　なお、清浄度は低い方が好ましいが、コストの観点からその下限を０．００３％または０．００５％としてもよい。
　（２）Ｍｎ偏析度α：１．６以下
　Ｍｎは、鋳造時に鋼板の板厚中心部付近に偏析しやすい。この中心偏析が大きい場合、偏析部にＭｎＳ等の介在物が集中し、靱性の低下および靱性の異方性の増加を招く。さらに、焼入時に偏析部に生成するマルテンサイトは硬質なため、靱性が劣化する。またＭｎとＰとの相互作用により、Ｍｎ偏析部には、Ｐ偏析も増加し、これによっても靱性劣化を招く。そのため、下記式１で表されるＭｎ偏析度αを１．６以下とする。Ｍｎ偏析度αは、１．０に近い（すなわち偏析がない）ことが好ましいが、コストの観点から、その下限を１．０３、または１．０５としてもよい。
α＝［板厚中心部での最大Ｍｎ濃度（質量％）］／［表面から板厚の１／４深さ位置での平均Ｍｎ濃度（質量％）］・・・（式１）
　３．めっき層
　本発明に係る熱間成形用鋼板の表面に、耐食性の向上等を目的としてめっき層を形成し、表面処理鋼板としてもよい。めっき層を有しても、本実施形態の効果を損なわない。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき層、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき層等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき層等が例示される。めっき付着量は特に制限されず一般的な範囲内でよい。
　４．製造方法
　次に本発明に係る熱間成形用鋼板の代表的な製造方法について説明する。以下の工程を含む製造方法を用いることによって、容易に本実施形態に係る鋼板を得ることができる。
　（１）連続鋳造工程（Ｓ１）
　上述の化学組成を有する溶鋼を連続鋳造法により、鋼片（スラブ）にする。この連続鋳造工程では、溶鋼温度を液相線温度から５℃以上高い温度とし、かつ単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を６ｔｏｎ／分以下とし、さらに鋳片が完全凝固する前に中心偏析低減処理を施すことが好ましい。
　連続鋳造時に溶鋼の単位時間あたりの鋳込み量（鋳込み速度）が６ｔｏｎ／分を超えると、鋳型内での溶鋼流動が速いので介在物が補足されやすくなり、スラブ中の介在物が増加する。また溶鋼温度が液相線温度から５℃未満であると粘度が上昇し、介在物が浮上しにくくなり、鋼中の介在物量が増加し、清浄度が悪化（値が増加）する。溶鋼を連続鋳造する際に、溶鋼の温度を液相線温度より８℃以上、鋳込み量を５ｔｏｎ／分を以下とすることがさらに好ましい。
　中心偏析低減処理としては、例えば、鋳片が完全凝固する前の未凝固層に対して電磁撹拌や未凝固層圧下などを行うことにより、濃化部の緩和または排出を行うことができる。
　（２）スラブ均質化処理工程（Ｓ２）
　スラブが完全に凝固した後の偏析低減処理として、さらに、スラブを１１５０℃～１３５０℃に加熱し、１０時間～５０時間の保持を行うスラブ均質化処理を行ってもよい。上記条件でスラブ均質化処理を行うことで、さらに偏析度を低減することができる。なお、加熱温度の好ましい上限は１３００℃、好ましい保持時間の上限は３０時間である。
　（３）熱間圧延工程（Ｓ３）～冷却工程（Ｓ４）～巻き取り工程（Ｓ５）
　上述した連続鋳造工程及び必要に応じてスラブ均質化処理工程を行うことにより得られた鋼片を１０５０℃～１３５０℃とした後に熱間圧延を施し鋼板とする。熱間圧延が完了した鋼板を５秒～２０秒、その温度域で保持する。保持後に水冷にて４００℃～７００℃の温度域まで鋼板を冷却する。次いで、冷却された鋼板について巻き取りを行う。
　鋼片は、鋼板に焼入れを行った後の部材の靭性および局部変形能を劣化させる原因となる非金属介在物を含有する場合がある。したがって、鋼片を熱間圧延に供する際に、これらの非金属介在物を十分に固溶させることが好ましい。上記化学組成の鋼片については、熱間圧延に供する際に１０５０℃以上とすることで上記非金属介在物の固溶が促進される。したがって、熱間圧延に供する鋼片の温度は１０５０℃以上とすることが好ましい。なお、熱間圧延に供する鋼片の温度は１０５０℃以上であればよく、１０５０℃未満となった鋼片を加熱して１０５０℃以上とすればよい。
　仕上げ圧延後に加工オーステナイトままから変態させた場合、圧延集合組織が残留し最終製品において異方性が生じる要因となる。よって、再結晶オーステナイトからの変態となるように、鋼板の圧延完了後、その温度域において５秒以上の保持を行うことが好ましい。製造ラインにて５秒以上の保持を行うためには、例えば、仕上げ圧延後の冷却帯において水冷却をせずに搬送すれば良い。
　巻き取り温度を４００℃以上とすることにより、金属組織中のフェライト面積率を高めることができる。フェライト面積率が高いと、熱延鋼板の強度が抑えられ、後工程で冷間圧延をする際には、荷重制御や鋼板平坦・板厚制御が容易になり、製造能率が高まる。したがって、巻き取り温度は４００℃以上とすることが好ましい。
　一方、巻き取り温度を７００℃以下とすることにより、巻き取り後におけるスケール成長が抑えられ、スケール疵の発生が抑制される。また、巻き取り後におけるコイルの自重による変形も抑えられ、この変形によるコイル表面のすり疵の発生が抑制される。したがって、巻き取り温度は７００℃以下とすることが好ましい。なお、上記変形は、巻き取り後に未変態オーステナイトが残存し、その未変態オーステナイトが巻き取り後にフェライト変態した場合に、フェライト変態による体積膨張とその後の熱収縮により、コイルの巻き取り張力が失われることにより生じる。
　（４）酸洗工程（Ｓ６）
　上記巻き取り工程後の鋼板について、酸洗を行ってもよい。酸洗は常法にしたがって行えばよい。酸洗前または酸洗後において、平坦矯正やスケール剥離促進のためにスキンパス圧延を施してもよく、本実施形態の効果に影響することはない。スキンパス圧延を施す場合の伸び率は特に規定する必要はなく、例えば０.３％以上３.０％未満とすればよい。
　（５）冷間圧延工程（Ｓ７）
　上記酸洗工程により得られた酸洗鋼板には、必要に応じて冷間圧延を施してもよい。冷間圧延方法は常法にしたがって行えばよい。冷間圧延の圧下率は通常の範囲内でよく、一般的には３０％～８０％である。
　（６）焼鈍工程（Ｓ８）
　上記巻き取り工程（Ｓ５）で得られた熱延鋼板または上記冷間圧延工程（Ｓ７）で得られた冷延鋼板には、必要に応じて７００℃～９５０℃の焼鈍を施すことができる。
　熱延鋼板および冷延鋼板に７００℃以上の温度域に保持する焼鈍を施すことにより、熱延条件の影響を低減させることができ、焼入れ後の特性のさらなる安定化を図ることが可能となる。また、冷延鋼板については、再結晶により鋼板が軟質化し、熱間成形前における加工性を向上させることができる。したがって、熱延鋼板または冷延鋼板に焼鈍を施す場合には、７００℃以上の温度域に保持することが好ましい。
　一方、焼鈍温度を９５０℃以下とすることにより、焼鈍に要するコストを抑制するとともに高い生産性を確保することが可能となる。また、組織の粗粒化を抑制できるので、焼入れ後においてより良好な靭性を確保できる。したがって、熱延鋼板または冷延鋼板に焼鈍を施す場合には、９５０℃以下の温度域に保持することが好ましい。
　焼鈍を施す場合の焼鈍後の冷却は、５５０℃までを３℃／秒～２０℃／秒の平均冷却速度で冷却することが好ましい。上記平均冷却速度を３℃／秒以上とすることにより、粗大パーライトや粗大セメンタイトの生成が抑制され、焼入れ後の特性を向上させることができる。また、上記平均冷却速度を２０℃／秒以下とすることにより、材質の安定化を図ることが容易になる。
　（７）めっき工程（Ｓ９）
　鋼板表面にめっき層を形成し、めっき鋼板とする場合は、電気めっきおよび溶融めっきともに常法に従って行えばよい。溶融亜鉛めっきの場合は、連続溶融亜鉛めっき設備を使用し、設備内で上記焼鈍工程とこれに連続させためっき処理とを実施してもよく、また、上記焼鈍工程から独立させて、めっき処理を実施してもよい。溶融亜鉛めっきは、さらに合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっきとしてもよい。合金化処理を施す場合には、合金化処理温度を４８０℃～６００℃とすることが好ましい。合金化処理温度を４８０℃以上とすることで、合金化処理むらを抑制することができる。また、合金化処理温度を６００℃以下とすることで、製造コストを抑制するとともに高い生産性を確保することができる。溶融亜鉛めっき後は、平坦矯正のため必要に応じスキンパス圧延を施してもよい。スキンパス圧延の伸び率は常法に従えばよい。
　本鋼板中の介在物量と偏析度は熱間圧延までの工程でほぼ決定され、熱間成形前後では実質的に変化しない。したがって、熱間成形前の鋼板の化学組成、介在物量（清浄度）、偏析度が本実施形態の範囲を満たしていれば、それから熱間プレスにより製造された熱間プレス部材も同様に本実施形態の範囲を満たす。
　表１に示す化学組成を有する鋼を試験用転炉で溶製し、試験用連続鋳造機にて連続鋳造を実施した。表２に示すように、連続鋳造工程において、鋳造時には鋳込み速度及び溶鋼加熱温度差（溶鋼温度－液相線温度）を種々変更した。またスラブ凝固過程において、電磁撹拌を行った。さらに、スラブ最終凝固部において連続鋳造機内の上下対のロール間隔を狭める未凝固層圧下（押出）により中心偏析部の排出を行った。比較として一部、電磁攪拌及び／または押出（中心偏析低減処理）を行わないスラブも作成した。その後１３００℃にて２０時間のスラブ均質化処理を行った。一部はスラブ均質化処理を省略した。このようにして作成したスラブを用いて熱間圧延を行い、その後に冷却して巻き取り、板厚５.０ｍｍまたは２.９ｍｍの熱延鋼板を得た。この時の熱間圧延条件は、スラブの加熱温度が１２５０℃、圧延開始温度１１５０℃、圧延終了温度９００℃、巻き取り温度６５０℃であった。熱間圧延は多パス圧延で実施し、圧延終了後に１０秒の保持を行った。熱間圧延後の冷却は水冷により実施した。比較のため一部は保持を行わなかった。
　なお、鋳込み速度は、実機生産設備と本実施例で用いた試験用連続鋳造機では、設備の大きさが異なる。そのため、表２には、サイズファクターを考慮して、実機生産設備における鋳込み速度に換算した値を記載している。また、表２中の溶鋼加熱温度差とは、溶鋼温度から液相線温度を引いた値である。
　得られた熱延鋼板に、常法にしたがって酸洗処理を施して酸洗鋼板とした。板厚５.０ｍｍの酸洗鋼板については、冷間圧延を施すことにより２.９ｍｍの冷延鋼板とした。一部の熱延鋼板には電気めっきを施した。一部の冷延鋼板には、連続焼鈍設備において再結晶焼鈍（焼鈍温度８００℃、焼鈍時間６０秒間）を施し、さらにその一部についてその後に電気亜鉛めっきを施した。さらに、熱延鋼板および冷延鋼板の一部について連続溶融亜鉛めっき設備において焼鈍（焼鈍温度８００℃、焼鈍時間６０秒間）および溶融亜鉛めっきを施した。溶融亜鉛めっき浴の温度は４６０℃とし、一部は５４０℃で２０秒間の合金化処理を施すことにより、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　製造した鋼板を供試材とし、熱間プレス試験装置を用いて熱間プレス成形を実施した。ブランクサイズ：１５０ｍｍ角、打ち抜き穴径：３６ｍｍ（クリアランス１０％）で打ち抜きを行った鋼板を、加熱炉内で鋼板表面温度を９００℃になるまで加熱し、その温度にて４分間保持した後、加熱炉より取り出した。その後、７５０℃になるまで放冷により冷却し、７５０℃に到達した時点で熱間バーリング成形を施し、下死点で１分間保持を行った。熱間バーリング成形条件は以下の通りである。
　パンチ形状：円錐、
　パンチ径：６０ｍｍ、
　プレス速度：４０ｍｍ／秒、
　成形後の冷却は下死点にて１分間保持する金型冷却により行った。
　熱間プレスした鋼板の圧延方向に平行な断面について、バーリング部（２０％以上の塑性ひずみを受けた高ひずみ成形部）およびフランジ部（塑性ひずみ量が５％以下である低ひずみ成形部）の断面の板厚の１／４深さ位置の硬さをビッカース硬度計で測定した。測定荷重は９８ｋＮであった。測定方法はＪＩＳ　Ｚ２２４４に準拠した。この硬度測定を同じ板厚位置にて２００μｍピッチで移動しながら合計５回実施した。各部材について得られた５個のビッカース硬度値の平均値を求め、平均硬さ（Ｈｖ）とした。バーリング部の平均硬さとフランジ部の平均硬さとの差（ΔＨｖ＝［フランジ部Ｈｖ］－［バーリング部Ｈｖ］）を求め、ΔＨｖが４０以下の場合を硬さ合格と判定した。硬さの調査結果を表３に示す。
　なお、ひずみ量は、加工された鋼板の各位置の板厚を測定し、加工前の板厚に対する加工後の板厚の減少量から求めた。
　また、製造した鋼板を供試材とし、靭性値（靭性の絶対値）及び靭性の異方性について調査を行った。
　調査は、以下の要領で行った。まず、上記２．９ｍｍの鋼板を、加熱炉内で鋼板表面温度が９００℃に到達するまで加熱し、その温度にて４分間保持した後、加熱炉より取り出した。次いで、７５０℃になるまで放冷により冷却し、７５０℃に到達した時点で平板金型にて上下からはさみ、１分間保持を行った。その後、供試材からの表裏面を研削し、２．５ｍｍの厚さにした。サンプルの長手方向が、圧延方向と圧延直角方向となるように、シャルピー衝撃試験サンプルを採取した。この際ノッチは２ｍｍ深さのＶノッチであった。試験温度は室温としてＪＩＳＺ　２２４２に準じて衝撃試験を行った。圧延方向の衝撃値（吸収エネルギー／断面積）と圧延直角方向の衝撃値との比を異方性の指標とした。
　結果を表３に示す。試験の結果、長手圧延方向の衝撃値が７０Ｊ／ｃｍ２以上、かつ衝撃値比０．６５以上であれば、が特性良好であると判定した。
　鋼板の清浄度はＪＩＳ　Ｇ０５５５に準拠して調査した。各試験番号の鋼板について５箇所から供試材を切り出して、板厚の１／８、１／４、１／２、３／４及び７／８の各位置において、点算法にて清浄度を調査した。各板厚位置での結果のうち、清浄度の値が最も大きい数値をその供試材の清浄度とした。清浄度はＡ系、Ｂ系、Ｃ系介在物の総和とした。
　Ｍｎ偏析度はＥＰＭＡによりＭｎの成分面分析を行うことにより求めた。各試験番号の鋼板について５箇所から供試材を切り出し、板厚の１／４、１／２の各位置において５００倍の倍率で１０視野測定し、各視野のＭｎ偏析度の平均値を採用した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　試験番号１６～１９、２１、２２では、いずれも低ひずみ変形部であるフランジ部の平均硬さに比べて高ひずみ変形部であるバーリング部の平均硬さが著しく低下し、ΔＨｖの値は４１～９９と大きくなった。これは、バーリング加工により起こるひずみ誘起フェライト変態によってバーリング部が軟化してしまったためである。このような場合、製造された熱間成形品は局所的に硬さが異なり、成形品の強度が一様とならず部分的に低強度となるので、製品としての信頼性が損なわれる。
　また、試験番号４、８、１０、１２、１５、１８、２０、２３、２４では、化学組成、清浄度または偏析度が本発明の範囲を外れているため、圧延方向衝撃値及び／または衝撃値比が十分でなかった。
　これに対し、本発明の化学組成を有する鋼板は、冷延工程の有無、焼鈍工程の有無、及びめっき種によらず、いずれもΔＨｖが－４～２４であり、フランジ部の平均硬さとバーリング部の平均硬さとの差が小さく、高ひずみ成形時の硬さおよび強度の安定性に優れていた。
　また、熱間圧延後の靭性及び靭性の異方性についても十分な値を示していた。
　本発明の鋼板は、バーリング成形のような高ひずみ成形を伴う熱間成形が施された場合であっても、成形部におけるひずみ誘起フェライト変態が抑制されるので、熱間成形後において安定した硬度分布を有し、熱間成形後の靱性に優れ靱性の異方性が低い鋼板が得られる。この鋼板は、例えば、自動車のボデー構造部材、足回り部材等を始めとする機械構造部材等の素材として好適であるので、本発明は産業上極めて有益である。

Claims (4)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０.１８％～０.２７５％、
    　Ｓｉ：０.０２％～０.１５％、
    　Ｍｎ：１.８５％～２.７５％、
    　ｓｏｌ.Ａｌ：０.０００２％～０.５％、
    　Ｃｒ：０.０５％～１.００％、
    　Ｂ：０.０００５％～０.０１％
    　Ｐ：０.１％以下、
    　Ｓ：０.００３５％以下、
    　Ｎ：０.０１％以下、
    　Ｎｉ：０～０.１５％、
    　Ｃｕ：０～０.０５％、
    　Ｔｉ：０～０.１％、
    　Ｎｂ：０～０.２％、
    を含有し、
    　残部がＦｅおよび不純物であり；
    　金属組織における清浄度が０．０８％以下であり；
    　下記式１で表されるＭｎの偏析度であるαが、１．６以下であり；
    　熱間成形において、５％以下の塑性ひずみを受けた低ひずみ成形部と、２０％以上の塑性ひずみを受けた高ひずみ成形部との、前記熱間成形後の平均硬さの差ΔＨｖが４０以下である
    ことを特徴とする鋼板。
    α＝（前記鋼板の板厚中心部での、単位が質量％の最大Ｍｎ濃度）／（前記鋼板の表面から板厚の１／４の深さ位置での、単位が質量％の平均Ｍｎ濃度）・・・式１
  2. 　前記化学組成が、さらに前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｉ：０．０２％～０.１５％およびＣｕ：０．００３％～０.０５％からなる群から選択された１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記化学組成が、さらに前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．００５％～０.１％およびＮｂ：０．００５％～０.２％からなる群から選択された１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の鋼板。
  4. 　前記鋼板の表面に、さらにめっき層を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鋼板。
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