JP4644075B2 - 穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、主としてプレス加工されて使用される自動車等の足回り部品や構造材料に好適な穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法に関するものである。
自動車の車体構造に使用される鋼板には高い加工性と強度が要求される。プレス加工性と高強度とを兼備した高強度薄鋼板として、フェライト・マルテンサイト組織を有する複合組織鋼や残留オーステナイト鋼などが知られている。複合組織鋼板は、フェライト地にマルテンサイトを分散させた鋼板であって、低降伏比で引張強度が高く、しかも伸び特性にも優れているが、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトの界面が破壊の起点となるため、穴拡げ性が劣るという欠点がある。また、残留オーステナイト鋼板は、組織中に残留オーステナイトを生成させ、この残留オーステナイトが加工変形中に誘起変態して優れた延性を発揮するものであるが、やはり穴拡げ性に劣るという欠点を有している。
このため、穴拡げ性と延性を両立する技術として，特許文献１〜３に、フェライトを主体としたフェライト・ベイナイト組織からなる高強度薄鋼板が開示されている。ところが、自動車のさらなる軽量化指向、部品の複雑化等を背景に更に高い穴拡げ性が求められ上記技術では対応しきれない高度な加工性、高強度化が要求されている。
特開２００２−１８０１８８号公報
特開２００２−１８０１８９号公報
特開２００２−１８０１９０号公報
本発明は上記した従来の問題点を解決するためになされたものであって、延性を確保しつつ、優れた穴拡げ性をもつ高強度薄鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。
穴拡げ特性は、組織の均一性に依存する特性である。一般に高強度鋼板はＭｎなど合金添加量が高いため、板内にMn偏析起因のバンド状の組織が見られる。従来の穴拡げ性の改善の検討は、ベースとなる正常部の組織制御に関するもので、偏析起因で発生する板内組織の不均一性についての検討はなされていなかった。本発明者らは、このバンド状組織が穴拡げ性を劣化させると考え、偏析起因のバンド状組織と穴拡げ性との関連に付いて鋭意研究を重ね、高強度薄鋼板において、板厚ｔの1/8t〜3/8tの範囲におけるＭｎのミクロ偏析が、式(１)を満たすように制御することで、著しく穴拡げ性を改善できることを見出すことでこの発明をなすにいたったのである。
０．１０≧σ/Ｍｎ ・・・（１）
ここでＭｎは添加量、σはＭｎミクロ偏析測定における標準偏差である。
０．１０≧σ/Ｍｎ ・・・（１）
ここでＭｎは添加量、σはＭｎミクロ偏析測定における標準偏差である。
本発明の穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板は、質量％にて、
Ｃ：０．０１％以上、０．２０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ａｌ：０．０１０％以上、２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上、３．０％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
組織が、フェライト相分率が５０％以上、残ベイナイトのフェライト・ベイナイト組織であって、
板厚ｔの1/8t〜3/8ｔの範囲でのＭｎミクロ偏析が、式（１）を満たす範囲にあることを特徴とするものである。
０．１０≧σ/Ｍｎ ・・・（１）
ここでＭｎは添加量、σはＭｎミクロ偏析測定における標準偏差である。
Ｃ：０．０１％以上、０．２０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ａｌ：０．０１０％以上、２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上、３．０％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
組織が、フェライト相分率が５０％以上、残ベイナイトのフェライト・ベイナイト組織であって、
板厚ｔの1/8t〜3/8ｔの範囲でのＭｎミクロ偏析が、式（１）を満たす範囲にあることを特徴とするものである。
０．１０≧σ/Ｍｎ ・・・（１）
ここでＭｎは添加量、σはＭｎミクロ偏析測定における標準偏差である。
上記した発明において鋼組成中にさらに、
Ｎｂ：０．００５％以上、０．１０％以下、Ｔｉ：０．０３％以上、０．２０％以下、Ｖ：０．００５％以上、０．１０％以下、Ｍｏ：０．０２％以上、０．５％以下、Ｃｒ：０．１％以上、５．０％以下、Ｃｏ：０．０１％以上、５．０％以下、Ｗ：０．０１％以上、５．０％以下の１種または２種以上を含有することができ、
鋼組成中にさらに、
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を０．０００５％以上、０．０５％以下含有することができ、
鋼組成中にさらに、
Ｃｕ：０．０４％以上、２．０％以下、Ｎi：０．０２％以上、１．０％以下、Ｂ：０．０００３％以上、０．００７０％以下の１種または２種以上を含有することができる。
Ｎｂ：０．００５％以上、０．１０％以下、Ｔｉ：０．０３％以上、０．２０％以下、Ｖ：０．００５％以上、０．１０％以下、Ｍｏ：０．０２％以上、０．５％以下、Ｃｒ：０．１％以上、５．０％以下、Ｃｏ：０．０１％以上、５．０％以下、Ｗ：０．０１％以上、５．０％以下の１種または２種以上を含有することができ、
鋼組成中にさらに、
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を０．０００５％以上、０．０５％以下含有することができ、
鋼組成中にさらに、
Ｃｕ：０．０４％以上、２．０％以下、Ｎi：０．０２％以上、１．０％以下、Ｂ：０．０００３％以上、０．００７０％以下の１種または２種以上を含有することができる。
本発明の穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法は、
請求項１〜５の何れかに記載の高強度薄鋼板をスラブから製造する高強度薄鋼板の製造方法であって、
連続鋳造後冷却途中のスラブを、スラブの厚みｔの1/4ｔの位置における平均冷却速度を１００℃／min以上として、液相線温度から固相線温度の間を冷却した後に、そのまま又は１１００℃以上に再加熱し、
次いで、熱延仕上げ温度をＡｒ３以上、９７０℃以下として熱間圧延を行い、引き続き２０℃/sec以上の平均冷却速度で冷却し、４５０℃超、６００℃以下の温度で巻き取って、熱延鋼板となすことを特徴とするものである。
請求項１〜５の何れかに記載の高強度薄鋼板をスラブから製造する高強度薄鋼板の製造方法であって、
連続鋳造後冷却途中のスラブを、スラブの厚みｔの1/4ｔの位置における平均冷却速度を１００℃／min以上として、液相線温度から固相線温度の間を冷却した後に、そのまま又は１１００℃以上に再加熱し、
次いで、熱延仕上げ温度をＡｒ３以上、９７０℃以下として熱間圧延を行い、引き続き２０℃/sec以上の平均冷却速度で冷却し、４５０℃超、６００℃以下の温度で巻き取って、熱延鋼板となすことを特徴とするものである。
また、本発明の穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法は、
請求項１〜５の何れかに記載の高強度薄鋼板をスラブから製造する高強度薄鋼板の製造方法であって、
連続鋳造後冷却途中のスラブを、スラブの厚みｔの1/4ｔの位置における平均冷却速度を１００℃／min以上として、液相線温度から固相線温度の間を冷却した後に、そのまま又は１１００℃以上に再加熱し、
次いで、熱延仕上げ温度をＡｒ３以上、９７０℃以下として熱間圧延を行い、引き続き２０℃/sec以上の平均冷却速度で８００〜６００℃まで冷却したうえ、２〜７秒空冷を行い、さらに２０℃/sec以上の平均冷却速度で冷却し、４５０℃超、６００℃以下の温度で巻き取って、熱延鋼板となすことを特徴とするものである。
請求項１〜５の何れかに記載の高強度薄鋼板をスラブから製造する高強度薄鋼板の製造方法であって、
連続鋳造後冷却途中のスラブを、スラブの厚みｔの1/4ｔの位置における平均冷却速度を１００℃／min以上として、液相線温度から固相線温度の間を冷却した後に、そのまま又は１１００℃以上に再加熱し、
次いで、熱延仕上げ温度をＡｒ３以上、９７０℃以下として熱間圧延を行い、引き続き２０℃/sec以上の平均冷却速度で８００〜６００℃まで冷却したうえ、２〜７秒空冷を行い、さらに２０℃/sec以上の平均冷却速度で冷却し、４５０℃超、６００℃以下の温度で巻き取って、熱延鋼板となすことを特徴とするものである。
また、本発明の穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法は、
請求項１〜５の何れかに記載の高強度薄鋼板をスラブから製造する高強度薄鋼板の製造方法であって、
連続鋳造後冷却途中のスラブを、スラブの厚みｔの1/4ｔの位置における平均冷却速度を１００℃／min以上として、液相線温度から固相線温度の間を冷却した後に、そのまま又は１１００℃以上に再加熱し、
次いで、熱延仕上げ温度をＡｒ３以上、９７０℃以下として熱間圧延を行い、その後６５０℃以下の温度域まで平均で１０〜２００℃/secの冷却速度で冷却した後６５０℃以下の温度で巻き取って熱延鋼板となし、
当該熱延鋼板を、酸洗後圧下率４０％以上の冷間圧延を施し、最高温度を０．１×（Ａｃ３−Ａｃ１）＋Ａｃ１以上、Ａｃ ３ ＋５０℃以下の温度で焼鈍した後に、８〜１００℃/secの平均冷却速度で３００℃以上、３７０℃未満の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で１秒〜１０００秒保持して、冷延鋼板となすことを特徴とするものである。
請求項１〜５の何れかに記載の高強度薄鋼板をスラブから製造する高強度薄鋼板の製造方法であって、
連続鋳造後冷却途中のスラブを、スラブの厚みｔの1/4ｔの位置における平均冷却速度を１００℃／min以上として、液相線温度から固相線温度の間を冷却した後に、そのまま又は１１００℃以上に再加熱し、
次いで、熱延仕上げ温度をＡｒ３以上、９７０℃以下として熱間圧延を行い、その後６５０℃以下の温度域まで平均で１０〜２００℃/secの冷却速度で冷却した後６５０℃以下の温度で巻き取って熱延鋼板となし、
当該熱延鋼板を、酸洗後圧下率４０％以上の冷間圧延を施し、最高温度を０．１×（Ａｃ３−Ａｃ１）＋Ａｃ１以上、Ａｃ ３ ＋５０℃以下の温度で焼鈍した後に、８〜１００℃/secの平均冷却速度で３００℃以上、３７０℃未満の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で１秒〜１０００秒保持して、冷延鋼板となすことを特徴とするものである。
本発明の高強度薄鋼板は、Ｍｎのミクロ偏析が従来よりも著しく小さいので、Ｍｎの偏析が圧延方向に伸ばされたＭｎバンドが起こりにくい。従って、Ｍｎバンド起因のバンド状組織を回避することができるので、穴拡げ性が従来の高強度薄鋼板よりも優れる。
また、本発明の高強度薄鋼板の製造方法は、凝固時の冷却速度を高めた熱延鋼板を製造により、通常のスラブよりも凝固組織を微細にしてＭｎのミクロ偏析を小さいものとすることができる。よって、Ｍｎバンドが小さく組織が均一であるので、従来よりも穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板を製造することができる。
また、本発明の高強度薄鋼板の製造方法は、上記の熱延鋼板を圧延、焼鈍して冷延鋼板を製造するので、従来よりもＭｎのミクロ偏析が小さく組織が均一である。したがって、従来よりも穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板を製造することができる。
本発明においては、凝固時の冷却速度が100℃/minより高くできれば、どのような手法で鋳造しても良い。例えば、連続鋳造において、スラブ厚を薄くすることや、インゴット鋳造において、インゴットのサイズを小さくすること、また、通常のスラブのうち、冷却速度の速い表層部分を切り出し、これを用いても良い。
また、本発明の高強度薄鋼板の製造方法は、凝固時の冷却速度を高めた熱延鋼板を製造により、通常のスラブよりも凝固組織を微細にしてＭｎのミクロ偏析を小さいものとすることができる。よって、Ｍｎバンドが小さく組織が均一であるので、従来よりも穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板を製造することができる。
また、本発明の高強度薄鋼板の製造方法は、上記の熱延鋼板を圧延、焼鈍して冷延鋼板を製造するので、従来よりもＭｎのミクロ偏析が小さく組織が均一である。したがって、従来よりも穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板を製造することができる。
本発明においては、凝固時の冷却速度が100℃/minより高くできれば、どのような手法で鋳造しても良い。例えば、連続鋳造において、スラブ厚を薄くすることや、インゴット鋳造において、インゴットのサイズを小さくすること、また、通常のスラブのうち、冷却速度の速い表層部分を切り出し、これを用いても良い。
本発明の穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板は、板厚ｔの1/8t〜3/8tの範囲におけるＭｎのミクロ偏析が、式(１)を満たすことを特徴とする。
０．１０≧σ/Ｍｎ ・・・（１）
ここで、Ｍｎは添加量、σはＭｎミクロ偏析測定における標準偏差である。標準偏差σは、ＥＰＭＡ（Ｘ線マイクロアナライザー）を用いて、板厚断面を研磨した試料を板厚方向に線分析することにより得られたＭｎ濃度分布データから求めた。
０．１０≧σ/Ｍｎ ・・・（１）
ここで、Ｍｎは添加量、σはＭｎミクロ偏析測定における標準偏差である。標準偏差σは、ＥＰＭＡ（Ｘ線マイクロアナライザー）を用いて、板厚断面を研磨した試料を板厚方向に線分析することにより得られたＭｎ濃度分布データから求めた。
σが、０．１０＜σ/Ｍｎの場合には、Ｍｎ濃度のばらつきが大きく、Ｍｎのミクロ偏析が十分小さくない。このためＭｎのミクロ偏析が圧延方向に伸ばされて比較的大きなＭｎバンドを形成するので、組織を均一なものとすることができない。また、板厚方向に強度が大きくばらつくことになって、穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板を得ることができない。したがって、Ｍｎのミクロ偏析は、０．１０≧σ/Ｍｎ、の関係を満たさねばならない。成形性の要求が高い場合には、ミクロ偏析は、(２)式を満たすものとするのが望ましい。これによって、組織をさらに均一化して穴拡げ性を高めることができるからである。
０．０５≧σ/Ｍｎ ・・・（２）
この条件は冷却の遅い板厚ｔの1/8t〜3/8tの範囲において満たされる必要がある。なお、高強度薄鋼板とは、高強度薄鋼板または高強度薄鋼板をいう。
０．０５≧σ/Ｍｎ ・・・（２）
この条件は冷却の遅い板厚ｔの1/8t〜3/8tの範囲において満たされる必要がある。なお、高強度薄鋼板とは、高強度薄鋼板または高強度薄鋼板をいう。
以下に本発明の高強度薄鋼板の化学成分の限定理由を説明する。
Ｃは、ベイナイトを形成して鋼の強度を高めるのに重要な元素である。Ｃの含有量が０．０１％未満では強度を十分高めることができない。一方、０．２０％を超えると延性の低下が大きくなる。従って、本発明におけるＣの範囲は、０．０１％以上、０．２０％以下とする。なお、穴拡げ性の要求が高い場合にはＣの上限は、０．０５％とするのが望ましい。
Ｃは、ベイナイトを形成して鋼の強度を高めるのに重要な元素である。Ｃの含有量が０．０１％未満では強度を十分高めることができない。一方、０．２０％を超えると延性の低下が大きくなる。従って、本発明におけるＣの範囲は、０．０１％以上、０．２０％以下とする。なお、穴拡げ性の要求が高い場合にはＣの上限は、０．０５％とするのが望ましい。
Ｓｉはフェライトを形成して延性を確保するために重要な元素である。しかし、２．０％を超える添加により延性が低下するほか化成処理性も低下するので、Ｓｉの添加量は２．０％以下とする。なお、化成処理性の要求が高い場合には、１．３％以下とするのが望ましい。また、Ｓｉは脱酸のために添加されるが、０．０１ ％未満では脱酸効果が十分でないので、Ｓｉの下限は、０．０１％とするのが望ましい。
Ａｌは、脱酸剤として重要である。この目的のためにはＡｌは０．０１０％以上添加する必要がある。一方、Ａｌを過度に添加しても上記効果は飽和し、かえって鋼を脆化させるため、その上限を２．０％とした。なお、化成処理性の要求が高い場合には、１．５％以下とするのが望ましい。
Ｍｎは鋼の焼入れ性を高めて強度を高めるのに必要である。Ｍｎが０．５％未満では、強度を十分高めることができない。しかし、Ｍｎが３．０％を超えると、Ｍｎバンドが形成されやすいほか、焼入れ性が必要以上に高まるため強度上昇を招きこれにより延性が低下する。なお、伸びの要求が高い場合には、Ｍｎの添加量は２．０％以下とするのが望ましい。
Ｐは含有量が多いと粒界へ偏析するために局部延性を劣化させる。また、溶接性を劣化させる。従って、上限を０．０８％とする。なお、Ｐをいたずらに低減させることは、製鋼段階での精錬時のコストアップにつながるので、下限は０．００１％とするのが望ましい。
Ｓは、ＭｎＳを形成して局部延性、溶接性を著しく劣化させる元素である。従って、上限を０．０１０％とする。なお、下限は精錬コストの問題から０．０００５％とするのが望ましい。
Ｎは、ＡｌＮを析出して結晶粒を微細化するのに重要である。Ｎが０．０１０％を超えて含有すると固溶窒素が残存して延性が低下することとなるので、上限を０．０１０％とする。なお、精錬時のコストの問題から下限を０．００１０％とするのが望ましい。
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖは、微細な炭窒化物を析出して鋼を強化する。また、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｗは焼き入れ性を高めて鋼を強化する。このためにはＮｂ：０．００５％以上、Ｔｉ：０．０３％以上、Ｖ：０．００５％以上、Ｍｏ：０．０２％以上、Ｃｒ：０．１％以上、Ｃｏ：０．０１％以上、Ｗ：０．０１％以上、の１種または２種以上を含有する必要がある。しかし、Ｎｂ：０．１０％超、Ｔｉ：０．２０％超、Ｖ：０．１０％超、Ｍｏ：０．５％超、Ｃｒ：５．０％超、Ｃｏ：５．０％超、Ｗ：５．０％超を添加しても、強度上昇の効果は飽和するのみならず、延性の低下をもたらすこととなる。
鋼板はさらに、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ(希土類元素)の１種または２種以上を、単独または合計で０．０００５以上、０．０２％以下含有することができる。Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、硫化物や酸化物の形状を制御して局部延性や穴拡げ性を向上させる。この目的のためには、これらの元素の１種または２種以上を単独または合計で０．０００５％以上添加する必要がある。しかし、過度の添加は加工性を劣化させるため、その上限を０．０５％とした。
鋼板はさらに、Ｃｕ：０．０４％以上、２．０％以下、Ｎi：０．０２％以上、１．０％以下、Ｂ：０．０００３％以上、０．００７０％以下の１種または２種以上を含有することができる。これらの元素も焼入れ性を向上させて鋼の強度を高めることができるが、Ｃｕ：０．０４％未満、Ｎｉ：０．０２％未満、Ｂ：０．０００３％未満では鋼を強化する効果が小さい。一方、Ｃｕ：２．０％超、Ｎi：１．０％超、Ｂ：０．００７０％超添加しても、強度上昇の効果は飽和するし、延性の低下をもたらすこととなる。
鋼板は、以上の元素のほかＳｎ、Ａｓなどの不可避的に混入する元素を含み、残部鉄からなる。
本発明の穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板は、組織がフェライトを主体とするフェライト・ベイナイトからなる。フェライトの量が少ないと延性の低下が大きくなるため、フェライト相分率を５０％以上とすることが望ましい。また、ベイナイトを存在させ、混合組織化を図ることで強度と延性を両立することが可能となる。なお、ベイナイトには少量の残留オーステナイトを含むことができる。
以下に本発明に係る高強度薄鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度薄鋼板を製造するに際しては、鋳造スラブを、液相線温度から固相線温度の間を１００℃/min以上の平均冷却速度で冷却する。ここでの平均冷却速度は、スラブの中間部（厚みｔのスラブの1/4ｔの位置）における平均冷却速度を指す。本発明においては、凝固時の冷却速度が100℃/minより高くできれば、どのような手法で鋳造しても良い。例えば，連続鋳造において、スラブ厚を薄くすることや、インゴット鋳造において、インゴットのサイズを小さくすること、また、通常のスラブのうち、冷却速度の速い表層部分を切り出し、これを用いても良い。例えば、連鋳スラブの厚さを変化させる場合には、スラブの厚みを、１００〜３０ｍｍとするのが望ましい。厚みが１００を超えるとスラブを十分大きい冷却速度で冷却することができないからであり、３０ｍｍ未満とすると鋳造速度が大きくなって湯面変動、ブレークアウトなどを引き起こし、スラブを安定して鋳造することが困難となるからである。
本発明の高強度薄鋼板を製造するに際しては、鋳造スラブを、液相線温度から固相線温度の間を１００℃/min以上の平均冷却速度で冷却する。ここでの平均冷却速度は、スラブの中間部（厚みｔのスラブの1/4ｔの位置）における平均冷却速度を指す。本発明においては、凝固時の冷却速度が100℃/minより高くできれば、どのような手法で鋳造しても良い。例えば，連続鋳造において、スラブ厚を薄くすることや、インゴット鋳造において、インゴットのサイズを小さくすること、また、通常のスラブのうち、冷却速度の速い表層部分を切り出し、これを用いても良い。例えば、連鋳スラブの厚さを変化させる場合には、スラブの厚みを、１００〜３０ｍｍとするのが望ましい。厚みが１００を超えるとスラブを十分大きい冷却速度で冷却することができないからであり、３０ｍｍ未満とすると鋳造速度が大きくなって湯面変動、ブレークアウトなどを引き起こし、スラブを安定して鋳造することが困難となるからである。
また、液相線温度から固相線温度の間の平均冷却速度が、１００℃/min未満の場合には、溶鋼を急速に凝固させることができずに、Ｍｎのミクロ偏析を、０．１０≧σ/Ｍｎ、の関係を満たすような小さいものとすることができず、穴拡げ性の改善効果が得られない。したがって、当該平均冷却速度は１００℃/min以上とする。特に高い穴拡げ性が求められる場合は、更にミクロ偏析を低減させるために200℃/min以上とすることが望ましい。
冷却後のスラブは、そのまま熱間圧延に供することができる。あるいは、１１００℃未満に冷却されていた場合には、トンネル炉などで１１００℃以上、１３００℃以下に再加熱することができる。１１００℃未満の温度では熱間圧延において仕上げ温度を確保することが困難であり、延性低下の原因となる。また、Ｔｉ、Ｎｂを添加した鋼板では加熱時の析出物の溶解が不十分となるため、強度低下の原因となる。一方、１３００℃超ではスケールの生成が大きくなって鋼板の表面性状を良好なものとすることができないからである。
次いで、仕上げ温度をＡｒ３以上、９７０℃以下としてスラブを熱間圧延する。仕上げ温度が、Ａｒ３未満では（α＋γ）２相域圧延となり、延性の低下があるからであり、９７０℃を超えるとオーステナイト粒径が粗大になってフェライト相分率が低下し、延性が低下するからである。
熱間圧延後、鋼板は２０℃/sec以上の平均冷却速度で冷却し、４５０℃超、６００℃以下の温度で巻き取る。冷却速度が２０℃/sec未満の場合には、延性低下の原因となるパーライトが生成するためである。また、巻取り温度が６００℃超ではフェライトの生成が遅くなるとともにパーライトが生成しやすくなって、所望とするフェライト・ベイナイト組織を得ることができない。パーライト相の生成は穴拡げ性を低下させる。一方、４５０℃以下で巻き取った場合には、組織中にマルテンサイトが生成して穴拡げ性を低下させたり、残留オーステナイト相が増加することで、２次加工割れは発生しやすくなるからである。したがって、鋼板は２０℃/sec以上の冷却速度で冷却したのち、４５０℃超、６００℃以下の温度で巻き取る。
また、鋼板は熱間圧延後、２０℃/sec以上の平均冷却速度で８００〜６００℃まで一次冷却したうえ、２〜７秒空冷を行い、さらに２０℃/sec以上の平均冷却速度で二次冷却し、４５０℃超、６００℃以下の温度で巻き取ることによっても、穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板を製造することができる。熱間圧延後の冷却温度が８００℃以上では、その後の空冷でのフェライトの生成が遅い。一方、６００℃より低い場合には穴拡げ性に有害なパーライトが早期に生成しやすいからである。冷却後は２〜７秒空冷するが、空冷が２秒未満ではフェライト変態を十分にさせることができないからであり、７秒を超えるとパーライトが生成され、穴拡げ性を低下させる。
空冷後は再び２０℃/sec以上の平均冷却速度で冷却した後、４５０℃超、６００℃以下の温度で巻き取る。２０℃/sec以上で巻き取るのは、２０℃/sec未満の冷却速度では、有害なパーライトが生成するからである。４５０℃超、６００℃以下の温度で巻き取る理由は既記した。
以上のようにスラブを高速で冷却した後に、温度を制御して熱間圧延を行って巻き取ることによって、Ｍｎのミクロ偏析が小さく組織が均一で、フェライト・ベイナイト組織を有する高強度薄鋼板を製造することができる。
以上のようにスラブを高速で冷却した後に、温度を制御して熱間圧延を行って巻き取ることによって、Ｍｎのミクロ偏析が小さく組織が均一で、フェライト・ベイナイト組織を有する高強度薄鋼板を製造することができる。
また、本発明の穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板は、以下のようにして製造することができる。すなわち、上記したような化学成分を有する鋳造スラブを、スラブ中間部の平均冷却速度を１００℃/min以上として、液相線温度から固相線温度の間を冷却した後に、そのまま若しくは１１００℃以上に再加熱する。スラブの冷却において温度を制御する理由は既記したとおりである。
次いで、仕上げ温度をＡｒ３以上、９７０℃以下として熱間圧延を行い、その後６５０℃以下の温度域まで平均で１０〜１００℃/secの冷却速度で冷却した後６５０℃以下の温度で巻き取って、上記したような熱延鋼板となす。仕上げ温度の限定理由は既記したとおりである。熱間圧延後の冷却温度が６５０℃より高い場合には、パーライトが生成し、焼鈍で十分に溶かすことが出来ないため、局部延性、穴拡げ性を低下させる。また、冷却速度が１０℃/sec未満ではパーライトが生成しやすいからであり、１００℃/sec超では巻取り温度の制御が困難となるからである。
以上のようにして製造した熱延鋼板を、酸洗後圧下率４０％以上の冷間圧延を施し、最高温度を０．１×（Ａｃ３−Ａｃ１）＋Ａｃ１以上、Ａｒ３＋５０℃以下の温度で焼鈍した後に、８〜１００℃/secの平均冷却速度で３００〜３７０℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で１秒〜１０００秒保持することによって、穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板を製造することができる。
冷延鋼板の製造において、圧下率が４０％未満では焼鈍後の結晶粒を微細なものとすることができないので、圧下率は４０％以上とする。
また、焼鈍の最高温度は、０．１×（Ａｃ３−Ａｃ１）＋Ａｃ１以上、Ａｃ ３ ＋５０℃以下とする必要がある。最高温度が、０．１×（Ａｃ3−Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）未満の場合には、焼鈍温度で得られるオーステナイト量が少ないので、鋼板中に所望の量のベイナイトを生成させることができない。また、焼鈍温度の高温化はオーステナイトの粗大化を招き，延性が低下する他、製造コストの上昇をまねくために、焼鈍温度の上限をＡｃ ３ ＋５０℃以下とした。
また、焼鈍の最高温度は、０．１×（Ａｃ３−Ａｃ１）＋Ａｃ１以上、Ａｃ ３ ＋５０℃以下とする必要がある。最高温度が、０．１×（Ａｃ3−Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）未満の場合には、焼鈍温度で得られるオーステナイト量が少ないので、鋼板中に所望の量のベイナイトを生成させることができない。また、焼鈍温度の高温化はオーステナイトの粗大化を招き，延性が低下する他、製造コストの上昇をまねくために、焼鈍温度の上限をＡｃ ３ ＋５０℃以下とした。
焼鈍後の冷却は、オーステナイト相からフェライト相への変態を促すために重要である。この冷却速度を８℃／sec未満にするとパーライトが生成されるため局部延性、穴拡げ性が低下する他、強度の低下を生じるために、この冷却速度の下限を８℃／secとした。一方、冷却速度が１００℃／sec超の場合にはフェライト変態を十分進行させることができないので延性が低下する。従って、焼鈍後の冷却速度は、８〜１００℃／secとする。
冷却温度は、３００℃以上、３７０℃以下とする。３００℃未満ではマルテンサイトが発生し穴拡げ性が低下するためであり、３７０℃を超えると残留オーステナイトが増加し、２次加工割れの原因となる。
そして、鋼板をその温度域で１〜１０００秒保持する。１秒未満ででは、ベイナイトを十分生成させることができないからであり、１０００秒までの保持で目的とするベイナイト量を生成させることができるからである。
そして、鋼板をその温度域で１〜１０００秒保持する。１秒未満ででは、ベイナイトを十分生成させることができないからであり、１０００秒までの保持で目的とするベイナイト量を生成させることができるからである。
以上のようにスラブを高速で冷却した後に、温度を制御して熱延鋼板を製造し、この熱延鋼板を冷延、焼鈍することによって、Ｍｎのミクロ偏析が小さく組織が均一で、フェライト・ベイナイト二相組織の高強度薄鋼板を製造することができる。
以下、実施例に基づき本発明を詳細に説明する。
転炉で溶製した表１に示す化学成分の鋼を、鋳造した。このとき、スラブの1/4ｔにおける液相線温度から固相線温度間の冷却速度を表２、３に示すように変化させた。これらのスラブを熱間圧延に供して熱延鋼板、ならびに冷延鋼板を製造した。熱延鋼板の製造条件、材料特性を表２に、冷延鋼板の製造条件、材料特性を表３に示す。
転炉で溶製した表１に示す化学成分の鋼を、鋳造した。このとき、スラブの1/4ｔにおける液相線温度から固相線温度間の冷却速度を表２、３に示すように変化させた。これらのスラブを熱間圧延に供して熱延鋼板、ならびに冷延鋼板を製造した。熱延鋼板の製造条件、材料特性を表２に、冷延鋼板の製造条件、材料特性を表３に示す。
先ず、熱延鋼板製造の試験結果について表１、２により説明する。
鋼Ａ〜Ｏは、化学成分が本発明の範囲内にある鋼である。これに対し、鋼ｐはＣ、Ｍｎが本発明の範囲より高く、鋼ｓはＮｂ、Ｔｉが本発明の範囲より高い。このため試験番号２２，３０に示すとおり、強度は高いが伸び、穴拡げ性が著しく低いものとなった。
鋼ｑはＮが本発明の範囲より高く、鋼ｒはＣｒが本発明の範囲より高く、また、このため試験番号２８，２９に示すとおり、伸びが低いものとなってしまった。
鋼Ａ〜Ｏは、化学成分が本発明の範囲内にある鋼である。これに対し、鋼ｐはＣ、Ｍｎが本発明の範囲より高く、鋼ｓはＮｂ、Ｔｉが本発明の範囲より高い。このため試験番号２２，３０に示すとおり、強度は高いが伸び、穴拡げ性が著しく低いものとなった。
鋼ｑはＮが本発明の範囲より高く、鋼ｒはＣｒが本発明の範囲より高く、また、このため試験番号２８，２９に示すとおり、伸びが低いものとなってしまった。
試験番号５,６,８,１５,１９,２２のものは、鋼は本発明の範囲内にある化学成分を有するが、鋳造時のスラブの冷却において、液相線温度から固相線温度の間の冷却速度が１００℃／minより大幅に小さい。このため式（１）の右辺、即ちＭｎのミクロ偏析の指数σ/Ｍｎが０．１より大きくなってしまい、大きなＭｎバンドが形成されて組織が不均一なものとなって穴拡げ性の低い熱延鋼板となってしまった。
試験番号１０のものは、熱延前の加熱温度ならびに熱延の仕上げ温度が低く、一次冷却後の空冷時間が長く、二次冷却速度が小さく、且つ巻取り温度が本発明の範囲より高い。このため組織中にパーライトが生成して伸び，穴拡げ性の値が小さいものとなった。
試験番号１４のものは、熱延後の一次冷却速度が小さく、空冷開始温度が高く、二次冷却速度も小さい。このため、冷却中にパーライトが生成して伸び、穴拡げ性の値が低いものとなった。
試験番号２４のものは、空冷開始温度が低い。このため十分な量のフェライトを析出させることができず伸びの値が低いものとなった。
試験番号２６のものは、巻取り温度が高いのでパーライトが生成して、伸び、穴拡げ性に劣るものであった。
試験番号１４のものは、熱延後の一次冷却速度が小さく、空冷開始温度が高く、二次冷却速度も小さい。このため、冷却中にパーライトが生成して伸び、穴拡げ性の値が低いものとなった。
試験番号２４のものは、空冷開始温度が低い。このため十分な量のフェライトを析出させることができず伸びの値が低いものとなった。
試験番号２６のものは、巻取り温度が高いのでパーライトが生成して、伸び、穴拡げ性に劣るものであった。
以上のような比較鋼に対して、試験番号１〜４,７,９,１１〜１３,１６〜１８,２０,２１,２３,２５のものは、供試鋼の化学成分が適正であって、スラブの冷却条件、熱延条件、熱延後の冷却条件も本発明の範囲内であったので、Ｍｎのミクロ偏析が小さくフェライトを主体とする均一なフェライト・ベイナイト組織を得ることができた。その結果、強度、延性バランスに優れた高強度薄鋼板を製造することができた。なお、図１には本発明鋼の伸びを比較鋼と比較して、図２には本発明鋼の穴拡げ性を比較鋼と比較して示す。同一強度で見た場合、本発明の薄鋼板は優れた伸びと穴拡げ性を有することが分かる。
次に、冷延鋼板製造の試験結果について表１、３により説明する。
鋼ｐ〜ｓは、既記したとおりＣ、Ｍｎ、Ｎなどの化学成分の少なくとも一種が本発明の範囲より高い。このため試験番号５８〜６１に示すとおり、伸びや穴拡げ性が低いものとなってしまった。
鋼ｐ〜ｓは、既記したとおりＣ、Ｍｎ、Ｎなどの化学成分の少なくとも一種が本発明の範囲より高い。このため試験番号５８〜６１に示すとおり、伸びや穴拡げ性が低いものとなってしまった。
試験番号３７，３８，４６，５０，５３のものは、鋼は本発明の範囲内にある化学成分を有するが、鋳造時のスラブの冷却において、液相線温度から固相線温度の間の冷却速度が１００℃／minより大幅に小さい。このためＭｎのミクロ偏析の指数σ/Ｍｎ（式（１）の右辺）が０．１０より大きく、粗大なＭｎバンドが形成されて組織が不均一なものとなってしまった結果、穴拡げ性の低い冷延鋼板となってしまった。
試験番号３２のものは、焼鈍の最高加熱温度が７００℃と低い。このため十分な再結晶ができず、伸びが低い。
試験番号４０のものは、熱延前の加熱温度および冷延の圧下率が低い。このため、結晶粒が粗大なものとなって、伸びが低い。
試験番号４３、５７のものは、焼鈍後の冷却速度が本発明の範囲より小さい。このため冷却中にパーライトが生成して伸び，穴拡げ性の低いものとなってしまった。
試験番号４０のものは、熱延前の加熱温度および冷延の圧下率が低い。このため、結晶粒が粗大なものとなって、伸びが低い。
試験番号４３、５７のものは、焼鈍後の冷却速度が本発明の範囲より小さい。このため冷却中にパーライトが生成して伸び，穴拡げ性の低いものとなってしまった。
以上のような比較例に対して、試験番号３１，３３〜３６，３９，４１，４２，４４，４５，４７〜４９,５１,５２,５４〜５６のものは、供試鋼の化学成分が適正であって、スラブの冷却条件、熱延条件、冷延の圧下率ならびに焼鈍条件が本発明の範囲内であったので、Ｍｎのミクロ偏析が小さく、フェライトを主体とする均一なフェライト・ベイナイト組織を得ることができた。その結果、伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板を製造することができた。
なお、図３には本発明鋼の伸びを比較鋼と比較して、図４には本発明鋼の穴拡げ性を比較鋼と比較して示す。本発明に係る冷延鋼板は比較鋼に対して優れた伸びと穴拡げ性を有することが分かる。
なお、図３には本発明鋼の伸びを比較鋼と比較して、図４には本発明鋼の穴拡げ性を比較鋼と比較して示す。本発明に係る冷延鋼板は比較鋼に対して優れた伸びと穴拡げ性を有することが分かる。
Claims (7)
- 質量％にて、
Ｃ：０．０１％以上、０．２０％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ａｌ：０．０１０％以上、２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上、３．０％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
組織が、フェライト相分率が５０％以上、残ベイナイトのフェライト・ベイナイト組織であって、
板厚ｔの1/8t〜3/8ｔの範囲でのＭｎミクロ偏析が、式（１）を満たす範囲にあることを特徴とする穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。
０．１０≧σ/Ｍｎ ・・・（１）
ここでＭｎは添加量、σはＭｎミクロ偏析測定における標準偏差である。 - 鋼組成中にさらに、
Ｎｂ：０．００５％以上、０．１０％以下、Ｔｉ：０．０３％以上、０．２０％以下、Ｖ：０．００５％以上、０．１０％以下、Ｍｏ：０．０２％以上、０．５％以下、Ｃｒ：０．１％以上、５．０％以下、Ｃｏ：０．０１％以上、５．０％以下、Ｗ：０．０１％以上、５．０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。 - 鋼組成中にさらに、
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を０．０００５％以上、０．０５％以下含有することを特徴とする請求項１または２に記載の穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。 - 鋼組成中にさらに、
Ｃｕ：０．０４％以上、２．０％以下、Ｎi：０．０２％以上、１．０％以下、Ｂ：０．０００３％以上、０．００７０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れかに記載の穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板。 - 請求項１〜４の何れかに記載の高強度薄鋼板をスラブから製造する高強度薄鋼板の製造方法であって、
連続鋳造後冷却途中のスラブを、スラブの厚みｔの1/4ｔの位置における平均冷却速度を１００℃／min以上として、液相線温度から固相線温度の間を冷却した後に、そのまま又は１１００℃以上に再加熱し、
次いで、熱延仕上げ温度をＡｒ ３ 以上、９７０℃以下として熱間圧延を行い、引き続き２０℃/sec以上の平均冷却速度で冷却し、４５０℃超、６００℃以下の温度で巻き取って、熱延鋼板となすことを特徴とする穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。 - 請求項１〜４の何れかに記載の高強度薄鋼板をスラブから製造する高強度薄鋼板の製造方法であって、
連続鋳造後冷却途中のスラブを、スラブの厚みｔの1/4ｔの位置における平均冷却速度を１００℃／min以上として、液相線温度から固相線温度の間を冷却した後に、そのまま又は１１００℃以上に再加熱し、
次いで、熱延仕上げ温度をＡｒ ３ 以上、９７０℃以下として熱間圧延を行い、引き続き２０℃/sec以上の平均冷却速度で８００〜６００℃まで冷却したうえ、２〜７秒空冷を行い、さらに２０℃/sec以上の平均冷却速度で冷却し、４５０℃超、６００℃以下の温度で巻き取って、熱延鋼板となすことを特徴とする穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。 - 請求項１〜５の何れかに記載の高強度薄鋼板をスラブから製造する高強度薄鋼板の製造方法であって、
連続鋳造後冷却途中のスラブを、スラブの厚みｔの1/4ｔの位置における平均冷却速度を１００℃／min以上として、液相線温度から固相線温度の間を冷却した後に、そのまま又は１１００℃以上に再加熱し、
次いで、熱延仕上げ温度をＡｒ ３ 以上、９７０℃以下として熱間圧延を行い、その後６５０℃以下の温度域まで平均で１０〜１００℃/secの冷却速度で冷却した後６５０℃以下の温度で巻き取って熱延鋼板となし、
当該熱延鋼板を、酸洗後圧下率４０％以上の冷間圧延を施し、最高温度を０．１×（Ａｃ ３ −Ａｃ １ ）＋Ａｃ １ 以上、Ａｃ ３ ＋５０℃以下の温度で焼鈍した後に、８〜１００℃/secの平均冷却速度で３００℃以上、３７０℃未満の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で１秒〜１０００秒保持して、冷延鋼板となすことを特徴とする穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
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