JP5304435B2 - 穴広げ性に優れた熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、穴広げ性に優れた熱延鋼板及びその製造方法に関するものである。
自動車の燃費向上・安全性の向上を達成するため、自動車用鋼板の高強度化・薄肉化が強く求められている。自動車用鋼板には部位によって様々な成型性が必要であるが、特にサスペンションアーム等の足廻り部品にはバーリング加工などが施されるため、素材である熱延鋼板には高い穴広げ性が要求される。また複雑な形状の部品が多く、様々な加工がなされるため、伸びも共に優れていることが要求される。
近年では、特に高強度化が進められており、フェライトを主相とし、Ｔｉ、Ｎｂの炭化物等を微細分散させて、強度と穴広げなどの加工性との両立を図った鋼板が提案されている（例えば、特許文献１、２）。しかし、これらは、強度の上昇に限界があり、また、加工性も十分ではなかった。
また、Ｔｉ、Ｍｏ等の炭化物を利用し、更なる高強度化を図った鋼板も提案されている（例えば、特許文献３〜５）。
しかし、特許文献３にて提案された鋼板は多量のＭｏを含有し、特許文献４にて提案された鋼板は多量のＶを含有する。そのため、合金コストが高くなるという問題がある。更に、特許文献５にて提案された鋼板は、結晶粒を微細化するため、熱間圧延の途中に冷却することが必要である。そのため、製造コストが高くなるという問題がある。
本発明は、高価な元素を多量に含有させることなく、また特殊な製造方法を必要とせず、高強度、特に７８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、加工性、特に延性と穴広げ性にも優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法の提供を目的とするものである。
本発明者らは、金属組織を実質的にフェライト単相とし、フェライトをＴｉ及びＮｂの析出物の微細分散によって強化した鋼板の、強度と加工性のバランスを向上させる方法について検討した。その結果、強度と加工性のバランスを向上させるには、フェライトの各結晶粒の強度のばらつきを抑制することが有効であるという知見を得た。更に、このような鋼板を製造するには、フェライト変態の開始温度を低下させ、フェライト変態の開始とほぼ同時にＴｉ及びＮｂの析出物を析出させることが重要であることがわかった。
本発明はこのような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
本発明はこのような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．１００％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｔｉ：０．０５〜０．１５％を含有し、Ｓｉ：１．５０％以下、Ａｌ：０．１５０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１５０％以下、Ｎ：０．０１００％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記（式１）によって求められるＡｅ３［℃］が９００℃以下であり、金属組織が、体積率９５％以上のフェライトと、残部パーライト、ベイナイトの一方又は双方とからなることを特徴とする穴広げ性に優れた熱延鋼板。
Ａｅ３＝９３７−４７７Ｃ＋５６Ｓｉ−２０Ｍｎ−１６Ｃｕ−１５Ｎｉ−５Ｃｒ
＋３８Ｍｏ＋１２５Ｖ＋１３６Ｔｉ−１９Ｎｂ＋１９８Ａｌ＋３３１５Ｂ…（式１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｂは各元素の含有量［質量％］である。
（２） 質量％で、Ｖ：０．２０％以下、Ｍｏ：０．３０％未満、Ｗ：０．０１〜２．００％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。
（３） 質量％で、Ｂ：０．００２０％以下を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。
（４） 質量％で、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｎｉ：０．０１〜２．００％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。
（５） 質量％で、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。
Ａｅ３＝９３７−４７７Ｃ＋５６Ｓｉ−２０Ｍｎ−１６Ｃｕ−１５Ｎｉ−５Ｃｒ
＋３８Ｍｏ＋１２５Ｖ＋１３６Ｔｉ−１９Ｎｂ＋１９８Ａｌ＋３３１５Ｂ…（式１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｂは各元素の含有量［質量％］である。
（２） 質量％で、Ｖ：０．２０％以下、Ｍｏ：０．３０％未満、Ｗ：０．０１〜２．００％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。
（３） 質量％で、Ｂ：０．００２０％以下を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。
（４） 質量％で、Ｃｒ：０．０１〜２．００％、Ｎｉ：０．０１〜２．００％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。
（５） 質量％で、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。
（６） 下記（式２）で計算されるＢｓ点が７００℃以下であることを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。
Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０（Ｍｎ＋Ｍｏ）−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ…（式２）
（式２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒは、各元素の含有量［質量％］である。
（７） 下記（式２）で計算されるＢｓ点が６００℃未満であることを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。
Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０（Ｍｎ＋Ｍｏ）−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ…（式２）
（式２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒは、各元素の含有量［質量％］である。
Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０（Ｍｎ＋Ｍｏ）−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ…（式２）
（式２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒは、各元素の含有量［質量％］である。
（７） 下記（式２）で計算されるＢｓ点が６００℃未満であることを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。
Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０（Ｍｎ＋Ｍｏ）−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ…（式２）
（式２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒは、各元素の含有量［質量％］である。
（８） 上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片を１０５０〜１３００℃に加熱した後、仕上温度ＦＴ［℃］を９５０〜１０５０℃として熱間圧延を行い、３０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、５５０〜７００℃の範囲内であり、かつ下記（式２）のＢｓ［℃］以上である巻取温度ＣＴ［℃］で巻き取ることを特徴とする穴広げ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０（Ｍｎ＋Ｍｏ）−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ…（式２）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒは各元素の含有量［質量％］である。
（９） 上記（６）に記載の化学成分を有する鋼片を１０５０〜１３００℃に加熱した後、仕上温度ＦＴ［℃］を９５０〜１０５０℃として熱間圧延を行い、３０℃/ｓ以上の冷却速度で冷却し、７００℃以下、かつ下記（式２）のＢｓ［℃］以上である巻取温度ＣＴ［℃］で巻き取ることを特徴とする穴広げ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０（Ｍｎ＋Ｍｏ）−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ…（式２）
（式２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒは各元素の含有量［質量％］である。
（１０） 上記（７）に記載の化学成分を有する鋼片を１０５０〜１３００℃に加熱した後、仕上温度ＦＴ［℃］を９５０〜１０５０℃として熱間圧延を行い、３０℃/ｓ以上の冷却速度で冷却し、６００℃未満、かつ下記（式２）のＢｓ［℃］以上である巻取温度ＣＴ［℃］で巻き取ることを特徴とする穴広げ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０（Ｍｎ＋Ｍｏ）−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ…（式２）
（式２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒは各元素の含有量［質量％］である。
Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０（Ｍｎ＋Ｍｏ）−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ…（式２）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒは各元素の含有量［質量％］である。
（９） 上記（６）に記載の化学成分を有する鋼片を１０５０〜１３００℃に加熱した後、仕上温度ＦＴ［℃］を９５０〜１０５０℃として熱間圧延を行い、３０℃/ｓ以上の冷却速度で冷却し、７００℃以下、かつ下記（式２）のＢｓ［℃］以上である巻取温度ＣＴ［℃］で巻き取ることを特徴とする穴広げ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０（Ｍｎ＋Ｍｏ）−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ…（式２）
（式２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒは各元素の含有量［質量％］である。
（１０） 上記（７）に記載の化学成分を有する鋼片を１０５０〜１３００℃に加熱した後、仕上温度ＦＴ［℃］を９５０〜１０５０℃として熱間圧延を行い、３０℃/ｓ以上の冷却速度で冷却し、６００℃未満、かつ下記（式２）のＢｓ［℃］以上である巻取温度ＣＴ［℃］で巻き取ることを特徴とする穴広げ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０（Ｍｎ＋Ｍｏ）−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ…（式２）
（式２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒは各元素の含有量［質量％］である。
本発明によれば、高価な元素を多量に含有させることなく、また特殊な製造方法を必要とせず、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、加工性、特に延性と穴広げ性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供でき、高強度でありながら、伸びと穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板を得ることができ、産業上の貢献が極めて顕著である。
フェライトは転位密度が低いため、金属組織がフェライトからなる鋼（フェライト単相鋼）は、延性及び穴広げ性が高い。したがって、フェライト単相鋼を析出強化すれば、強度と、延性及び穴広げ性とを同時に向上させることが可能であると考えられる。しかし、従来の析出強化型フェライト単相熱延鋼板は、析出物のサイズ、密度、量が部位によって異なるため、強化量が均質ではなく、硬度差が存在していた。これは、熱間圧延後、高温で生成したフェライト内では析出物が成長して粗大化し、低温で生成したフェライト内には微細な析出物が生じているためである。
即ち、金属組織が実質的にフェライト単相であっても、析出挙動が不均一であるため、硬度差の大きい組織となり、穴広げ性は必ずしも向上しないという問題があった。そこで、本発明者らは、フェライトの各結晶粒内の析出状態のばらつきを低減するために検討を行った。その結果、熱間圧延後の冷却中に、Ｎｂ及びＴｉの炭化物がフェライト中に析出する場合、最終的な析出物のサイズや量がフェライトの各結晶粒の生成温度によって変化することがわかった。
具体的には、鋼成分では、析出強化型フェライト単相鋼の穴広げ性を向上させるためには、ＴｉとＮｂを複合添加し、熱間圧延後の冷却時のフェライト変態開始温度を低減させることが重要である。
また、製造方法では、熱間圧延を高温で終了し、冷却速度を制御することにより、変態開始温度が低下し、フェライトの各結晶粒内に、ほぼ均一に、微細な析出物を生成させることが可能であることがわかった。即ち、冷却途中の高温域、具体的には、７００℃超では、冷却速度を大きくして析出物の生成を抑制することが必要である。
また、製造方法では、熱間圧延を高温で終了し、冷却速度を制御することにより、変態開始温度が低下し、フェライトの各結晶粒内に、ほぼ均一に、微細な析出物を生成させることが可能であることがわかった。即ち、冷却途中の高温域、具体的には、７００℃超では、冷却速度を大きくして析出物の生成を抑制することが必要である。
更に、巻取温度を、微細な析出物が生成し、かつベイナイトが生成しない条件にすることが必要であるという知見も得られた。即ち、微細な析出物を生成させるには、巻取温度を５５０〜７００℃の範囲内にすることが必要であり、かつベイナイトの生成を抑制するには、巻取温度をＢｓ点以上にすることが必要である。
以下、本発明について詳細に説明する。
Ｔｉ及びＮｂは、本発明において最も重要な強化元素であり、析出強化及びフェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化に寄与する。７８０ＭＰａ以上の強度を確保するためには、Ｎｂを０．０１０％以上、Ｔｉを０．０５％以上添加することが必要である。強度を更に高めるには、Ｎｂは０．０２０％以上を添加することが好ましく、Ｔｉは０．０８％以上を添加することが好ましい。一方、Ｎｂを０．１００％超、Ｔｉを０．１５％超添加すると、固溶させるために必要な加熱温度が高くなる。また、Ｔｉ、Ｎｂを過剰に添加すると、加熱時に残存した析出物によって、穴拡げ性が劣化し、更には、打ち抜き性が劣化することもある。そのため、Ｎｂ量の上限は０．０８０％以下が好ましく、Ｔｉ量の上限は０．１４％以下が好ましい。更に好ましいＮｂ量の上限は０．０６０％以下であり、更に好ましいＴｉ量の上限は０．１２％以下である。
Ｔｉ及びＮｂは、本発明において最も重要な強化元素であり、析出強化及びフェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化に寄与する。７８０ＭＰａ以上の強度を確保するためには、Ｎｂを０．０１０％以上、Ｔｉを０．０５％以上添加することが必要である。強度を更に高めるには、Ｎｂは０．０２０％以上を添加することが好ましく、Ｔｉは０．０８％以上を添加することが好ましい。一方、Ｎｂを０．１００％超、Ｔｉを０．１５％超添加すると、固溶させるために必要な加熱温度が高くなる。また、Ｔｉ、Ｎｂを過剰に添加すると、加熱時に残存した析出物によって、穴拡げ性が劣化し、更には、打ち抜き性が劣化することもある。そのため、Ｎｂ量の上限は０．０８０％以下が好ましく、Ｔｉ量の上限は０．１４％以下が好ましい。更に好ましいＮｂ量の上限は０．０６０％以下であり、更に好ましいＴｉ量の上限は０．１２％以下である。
Ｃは、本発明では、析出強化に寄与する、重要な元素である。高強度を得るためには、Ｃを０．０１０％以上添加することが必要である。強度を更に高めるには、０．０３０％以上のＣの添加が好ましく、更に好ましいＣ量の下限値は０．０５０％以上である。しかし、Ｃ量が多すぎるとパーライト、セメンタイトが生成し易くなり、穴広げ性を劣化させるため、上限を０．１００％とする。Ｃ量の好ましい上限値は０．０８０％以下であり、更に好ましくは、０．０７５％以下である。
Ｍｎは、変態温度を大きく変化させる元素であり、本発明において非常に重要な元素である。Ｍｎの添加量が１．０％よりも少ないとフェライト変態の開始温度Ａｅ３が上昇するため、フェライトの各結晶粒の硬度差が生じる。また、Ｍｎ量が少ないと、ベイナイト生成温度であるＢｓ点も上昇し、高温で巻き取る必要が生じ、析出物が粗大化して強度が低下するため、好ましい下限は１．５％以上である。更に好ましいＭｎ量の下限値は１．８％以上である。一方、Ｍｎが３．０％よりも多いと、フェライト変態が大きく遅延され、巻き取り中の初期に生成したフェライトの析出物は成長し、巻き取り中の後期に生成したフェライトの析出物は微細になり、フェライトの各結晶粒の硬度差が生じて穴広げ性を劣化させる原因となる。好ましいＭｎ量の上限値は２．８％以下であり、更に好ましくは２．５％以下である。
更に、本発明では、フェライト変態の開始温度を低下させることが必要である。冷却時のフェライト変態の開始温度は、平衡状態でのフェライト変態の開始温度よりも低下するが、本発明では、Ａｅ３［℃］を９００℃以下とすれば、フェライトの結晶粒の硬度差を低減することができるという試験結果に基づいて、フェライト変態の開始温度の指標を、平衡状態でのフェライト変態の開始温度であるＡｅ３［℃］とした。
なお、Ａｅ３［℃］は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｂの含有量［質量％］から、下記（式１）によって求められる。
Ａｅ３＝９３７−４７７Ｃ＋５６Ｓｉ−２０Ｍｎ−１６Ｃｕ−１５Ｎｉ−５Ｃｒ
＋３８Ｍｏ＋１２５Ｖ＋１３６Ｔｉ−１９Ｎｂ＋１９８Ａｌ＋３３１５Ｂ…（式１）
また、上記（式１）では、選択元素であるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂを意図的に添加しない場合は、０として計算すればよい。
Ａｅ３＝９３７−４７７Ｃ＋５６Ｓｉ−２０Ｍｎ−１６Ｃｕ−１５Ｎｉ−５Ｃｒ
＋３８Ｍｏ＋１２５Ｖ＋１３６Ｔｉ−１９Ｎｂ＋１９８Ａｌ＋３３１５Ｂ…（式１）
また、上記（式１）では、選択元素であるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂを意図的に添加しない場合は、０として計算すればよい。
Ｓｉは、脱酸元素であり、過剰に添加すると成形性が低下するため、上限を１．５０％以下とする。好ましくは１．００％以下とする。スケールの生成による、めっきの密着性の低下を抑制するには、０．５０％以下に制限することが好ましい。更に好ましいＳｉ量の上限は、０．２０％以下である。また、Ｓｉは強化に寄与する元素であり、０．０１％以上を添加することが好ましい。
Ａｌは、脱酸元素であるが、フェライト変態の開始温度を大幅に上昇させるため、上限を０．１５０％以下とする。好ましくは、０．０５０％以下とする。更に好ましいＡｌ量の上限は、０．０３０％以下である。下限は、特に限定しないが、０．０００５％以下に低減させることは困難である。
Ｐは、不純物元素であり、０．０４０％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、上限を０．０４０％以下とする。Ｐの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利である。
Ｐは、不純物元素であり、０．０４０％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、上限を０．０４０％以下とする。Ｐの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利である。
Ｓは、不純物元素であり、溶接性、鋳造時及び熱延時の製造性に悪影響を及ぼすことから、上限を０．０１５０％以下とする。また、Ｓを過剰に含有すると、粗大なＭｎＳを形成し、穴広げ性を低下させることから、穴広げ性向上のためには、含有量を０．００５０％以下に制限することが好ましい。Ｓの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。
Ｎは、不純物元素であり、含有量が０．０１００％を超えると、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴広げ性を劣化させることから、上限を０．０１００％以下とする。また、Ｎの含有量が増加すると、溶接時のブローホール発生の原因になることから０．００５０％以下に低減することが好ましい。下限は、特に定めないが、Ｎ含有量を０．０００５％未満とするには、製造コストが上昇する。
更に、高強度化のため、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの１種又は２種以上を添加してもよい。
Ｖは、Ｔｉ、Ｎｂと同様、析出強化に寄与する元素であるが、過剰に含有させると、合金コストが上昇するため、上限を０．２０％以下とすることが好ましい。より好ましい上限は０．１５％以下である。一方、析出強化のためには、Ｖを０．００５％以上添加することが好ましい。
Ｖは、Ｔｉ、Ｎｂと同様、析出強化に寄与する元素であるが、過剰に含有させると、合金コストが上昇するため、上限を０．２０％以下とすることが好ましい。より好ましい上限は０．１５％以下である。一方、析出強化のためには、Ｖを０．００５％以上添加することが好ましい。
Ｍｏは、本発明では析出強化に寄与する元素であるが、過剰に含有させると、合金コストが上昇するため、上限を０．３０％未満とすることが好ましい。一方、強度を上昇させるには、０．０５％以上のＭｏを添加することが好ましい。
Ｗは、Ｍｏと同様、本発明では析出強化に寄与する元素であり、過剰に含有させると、合金コストが上昇するため、上限を２．００％以下とすることが好ましい。一方、強度の上昇のため、好ましい下限は０．０１％以上である。
Ｗは、Ｍｏと同様、本発明では析出強化に寄与する元素であり、過剰に含有させると、合金コストが上昇するため、上限を２．００％以下とすることが好ましい。一方、強度の上昇のため、好ましい下限は０．０１％以上である。
Ｂは、粒界の強化に寄与する元素であるが、添加量が０．００２０％を超えるとフェライト変態が遅れ、ベイナイトやマルテンサイトが生成して穴広げ性を劣化させることがある。したがってＢの上限は０．００２０％以下とすることが好ましい。また、粒界の強化により穴広げ性を向上させるためには、０．０００１％以上のＢを添加することが好ましい。
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉは、強化に寄与する元素であり、１種又は２種以上を添加することが好ましい。なお、強度を上昇させるために好ましい下限は、それぞれ、０．０１％以上である。一方、これらの元素を過剰に添加すると、製造性を損なうことがあるため、好ましい上限は、それぞれ、２．００％以下である。
更に、介在物の形態を制御するため、Ｃａ、ＲＥＭの一方又は双方を添加してもよい。
Ｃａ、ＲＥＭは、酸化物や硫化物の形態の制御に有効な元素であり、好ましい下限値は、それぞれ、０．０００５％以上である。一方、過剰に添加すると成形性を損なうことがあるため、好ましい上限は、それぞれ、０．０１００％以下である。
なお、本発明において、ＲＥＭとは、Ｌａ及びランタノイド系列の元素を指すものであり、ミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅ等の系列の元素を複合で含有する。金属ＬａやＣｅを添加してもよい。
Ｃａ、ＲＥＭは、酸化物や硫化物の形態の制御に有効な元素であり、好ましい下限値は、それぞれ、０．０００５％以上である。一方、過剰に添加すると成形性を損なうことがあるため、好ましい上限は、それぞれ、０．０１００％以下である。
なお、本発明において、ＲＥＭとは、Ｌａ及びランタノイド系列の元素を指すものであり、ミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅ等の系列の元素を複合で含有する。金属ＬａやＣｅを添加してもよい。
本発明の熱延鋼板の金属組織は実質的にフェライト単相とする。金属組織を実質的にフェライト単相とするのは、マルテンサイトやベイナイトとの複相組織では成形時に硬質相近傍に歪が集中し易く、穴広げ性が劣化するためである。なお、本発明において、実質的にフェライト単相の金属組織とは、フェライトの体積率が９５％以上であり、残部が、パーライト、ベイナイトの一方又は双方であるものとする。したがって、パーライト、ベイナイトの一方又は双方の体積率の合計は５％以下であり、０％であることが好ましい。
また、ベイナイトの生成を抑制するためには、ベイナイトが生成する温度、即ちＢｓ点を低下させることが好ましい。フェライト単相である組織を得るには、Ｂｓ点を７００℃以下にすることが好ましい。また、巻取温度を６００℃未満に低下させると、打ち抜き加工後の端面の性状を良好にすることができる。巻取温度を６００℃未満にした場合、フェライト単相である組織を得るには、Ｂｓ点を６００℃未満にすることが好ましい。
Ｂｓ［℃］は、後述する（式２）によって、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒの含有量［質量％］から求めることができる。なお、選択元素であるＭｏ、Ｎｉ、Ｃｒを意図的に添加しない場合は、０として計算する。
Ｂｓ［℃］は、後述する（式２）によって、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒの含有量［質量％］から求めることができる。なお、選択元素であるＭｏ、Ｎｉ、Ｃｒを意図的に添加しない場合は、０として計算する。
穴広げ性の向上にはフェライトの各粒間での硬度ばらつきを小さくすることが有効である。本発明の熱延鋼板は、均質に析出強化された実質的にフェライト単相の金属組織を有するため、極めて穴広げ性に優れている。このような組織とするために、本発明の熱延鋼板では、フェライト変態の開始温度を低下させて、析出物が粗大化した強度の低いフェライトの生成を抑制している。具体的には、Ａｅ３を９００℃以下にして、９００℃超の高温域でのフェライト変態の開始を防止している。これにより、全てのフェライトがほぼ同じ温度域で生成し、フェライト中に析出する析出物サイズや量のばらつきが低減される。
以下、均質に析出物が微細分散したフェライト単相組織を有する、本発明の熱延鋼板の製造方法について説明する。
まず、常法により、鋼を溶製し、鋳造して、鋼片を製造する。鋳造は、生産性の観点から、連続鋳造が好ましい。得られた鋼片を加熱し、熱間圧延し、冷却して巻取る。
熱間圧延の鋼片の加熱温度は、１０５０℃未満では、Ｔｉ、Ｎｂが十分に固溶せず、析出強化に寄与しなくなるため、１０５０℃以上にすることが必要である。一方、加熱温度が１３００℃を超えると、結晶粒径が粗大になるため、上限を１３００℃以下とする。
まず、常法により、鋼を溶製し、鋳造して、鋼片を製造する。鋳造は、生産性の観点から、連続鋳造が好ましい。得られた鋼片を加熱し、熱間圧延し、冷却して巻取る。
熱間圧延の鋼片の加熱温度は、１０５０℃未満では、Ｔｉ、Ｎｂが十分に固溶せず、析出強化に寄与しなくなるため、１０５０℃以上にすることが必要である。一方、加熱温度が１３００℃を超えると、結晶粒径が粗大になるため、上限を１３００℃以下とする。
熱間圧延の仕上げ温度ＦＴ［℃］は、熱延後の冷却時にフェライト変態とＴｉ、Ｎｂの析出物生成のため、極めて重要である。ＦＴは、１０５０℃を超えると、圧延後の再結晶粒が成長し、粗大化してしまう。その結果、析出物の生成核である転位が減少する。そのため、析出物が微細に分散せず強度が低下し、フェライトの硬度がばらついて穴広げ性が低下する。一方、ＦＴが９５０℃よりも低いと、圧延によって導入される転位が析出物の生成核となり、オーステナイト中に析出物が生成して成長し、フェライトの硬度がばらついて穴広げ性が低下する。また、析出強化に寄与するＮｂ、Ｔｉ等の元素の固溶量が減少するため、フェライト中での析出が不十分になり、強度が低下する。
熱間圧延後の冷却速度は、３０℃／ｓ以上にすれば、冷却時に７００℃超での析出が抑制される。その結果、析出物の粗大化により硬度が低下したフェライトの生成を抑制し、部位による硬さのばらつきを抑制することができる。また、冷却速度が３０℃／ｓ未満で冷却すると、析出物の粗大化により強度が低下し、パーライト、セメンタイトが生成して穴広げ性が劣化する。
巻取温度ＣＴ［℃］は、金属組織を実質的にフェライト単相とし、微細な析出物を生成させるために５５０〜７００℃の範囲内にすることが必要である。ＣＴが７００℃を超えると、パーライトが生成し、穴広げ性が劣化する。また、ＣＴが高いと、Ｔｉ、Ｎｂ析出の駆動力が小さくなることに加え、析出物が成長し易くなり、析出強化量が減少するため、６８０℃以下が好ましい。一方、ＣＴが５５０℃未満では、拡散が十分に出来ないため析出量が減少し、強化量が低下する。
析出物の析出は、特に６００〜６５０℃の温度域で進行しやすい。このため、巻取温度ＣＴ［℃］が６００〜６５０℃である場合、粒界に析出した析出物が成長して、粗大になることがある。粒界に生じた粗大な析出物は、切断後や打ち抜き後の端面に見られるハガレと呼ばれる欠陥の原因になることがある。ハガレは、穴広げ性に対する影響は小さいものの、外観上、好ましくない。そのため、巻取温度ＣＴを６００℃未満とすることにより、ハガレの発生を防止することが望ましい。
更に、ベイナイトの生成を避けるためには、ＣＴを、ベイナイトが生成する温度、即ちＢｓ点以上にすることが必要である。Ｂｓ［℃］は、下記（式２）によって、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒの含有量［質量％］から求めることができる。なお、選択元素であるＭｏ、Ｎｉ、Ｃｒを意図的に添加しない場合は、０として計算する。
Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０（Ｍｎ＋Ｍｏ）−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ…（式２）
Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０（Ｍｎ＋Ｍｏ）−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ…（式２）
「実施例１」
表１に示す化学成分を有する鋼を溶解し、鋳造して得られた鋼片を１２００℃に加熱し、表２に示す仕上温度（ＦＴ）で熱間圧延を行い、表２に示す冷却速度（冷速）で冷却し、表２に示す巻取温度（ＣＴ）で巻き取った。なお、表２には、表１の成分組成から上記（式２）によって算出したＢｓ点も併記した。
表１に示す化学成分を有する鋼を溶解し、鋳造して得られた鋼片を１２００℃に加熱し、表２に示す仕上温度（ＦＴ）で熱間圧延を行い、表２に示す冷却速度（冷速）で冷却し、表２に示す巻取温度（ＣＴ）で巻き取った。なお、表２には、表１の成分組成から上記（式２）によって算出したＢｓ点も併記した。
得られた熱延鋼板から試料を採取し、光学顕微鏡を用いて金属組織の観察を行った。試料の調整として、圧延方向の板厚断面を観察面として研磨し、ナイタール試薬又はＳＵＬＣ−Ｇ試薬にてエッチングした。得られたミクロ組織を画像解析して、フェライト、ベイナイト、パーライトの面積率を求めた。
引張強度（ＴＳ）及び破断伸び（Ｅｌ）は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して評価した。穴広げ試験は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の試験方法に準拠して評価した。結果を表３に示す。表３のλは穴広げ率である。
引張強度（ＴＳ）及び破断伸び（Ｅｌ）は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して評価した。穴広げ試験は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の試験方法に準拠して評価した。結果を表３に示す。表３のλは穴広げ率である。
表３に示したように、製造Ｎｏ．１〜１５は本発明例であり、引張強度（ＴＳ）が高く、延性（ＥＬ）及び穴広げ性（λ）に優れている。
一方、製造Ｎｏ．２１は、鋼ＰのＡｅ３が高く、フェライトの硬度のばらつきに起因して、穴広げ率が低下している。また、製造Ｎｏ．２２は、鋼ＱのＮｂの含有量が少ないため、強度が低下している。製造Ｎｏ．２３は、鋼ＲのＴｉの含有量が少ないため、強度が低下している。更に、製造Ｎｏ．２４は、鋼ＳのＴｉの含有量が多いため、強度が上昇して穴広げ率が低下している。製造Ｎｏ．２５は、鋼ＴのＮｂの含有量が多いため、強度が上昇して穴広げ率が低下している。
製造Ｎｏ．１６〜２０は、製造条件が本発明の範囲外である。
製造Ｎｏ．１６及び１７はＦＴが適正でないため、強度が低下し、フェライトの硬度のばらつきが生じて穴広げ率が低下している。製造Ｎｏ．１８はＣＴが高く、パーライトを生じて穴広げ性が劣化し、析出強化が十分ではないため、強度も低下している。製造Ｎｏ．１９はＣＴがＢｓよりも低く、ベイナイトが生成し、延性が低下している。製造Ｎｏ．２０は冷却速度が遅く、析出物が粗大化して強度が低下し、パーライトを生じて穴広げ性が劣化している。
製造Ｎｏ．１６及び１７はＦＴが適正でないため、強度が低下し、フェライトの硬度のばらつきが生じて穴広げ率が低下している。製造Ｎｏ．１８はＣＴが高く、パーライトを生じて穴広げ性が劣化し、析出強化が十分ではないため、強度も低下している。製造Ｎｏ．１９はＣＴがＢｓよりも低く、ベイナイトが生成し、延性が低下している。製造Ｎｏ．２０は冷却速度が遅く、析出物が粗大化して強度が低下し、パーライトを生じて穴広げ性が劣化している。
「実施例２」
表４に示す化学成分を有する鋼を溶解し、鋳造して得られた鋼片を１２００℃に加熱し、表５に示す仕上温度（ＦＴ）で熱間圧延を行い、表５に示す冷却速度（冷速）で冷却し、表５に示す巻取温度（ＣＴ）で巻き取った。なお、表５には、表４の成分組成から上記（式２）によって算出したＢｓ点も併記した。
表４に示す化学成分を有する鋼を溶解し、鋳造して得られた鋼片を１２００℃に加熱し、表５に示す仕上温度（ＦＴ）で熱間圧延を行い、表５に示す冷却速度（冷速）で冷却し、表５に示す巻取温度（ＣＴ）で巻き取った。なお、表５には、表４の成分組成から上記（式２）によって算出したＢｓ点も併記した。
得られた熱延鋼板から試料を採取し、実施例１と同様に、金属組織を観察し、フェライト、ベイナイト、パーライトの面積率を求めた。また、実施例１と同様にして、引張強度（ＴＳ）、破断伸び（Ｅｌ）、穴広げ率（λ）を評価した。
更に、製造Ｎｏ．２６〜３１の各熱延鋼板について４つの試料を用意し、クリアランスを１２．５％として打ち抜いた端面を観察し、ハガレの有無を確認した。そして、ハガレが見られた場合には、ハガレの見られた部位の長さを測定し、その合計の長さを打ち抜いた端面の全周の長さで除して、各試料のハガレ率を求め、４試料の平均値を算出し、製造Ｎｏ．２６〜３１の各熱延鋼板のハガレ率とした。結果を表６に示す。
更に、製造Ｎｏ．２６〜３１の各熱延鋼板について４つの試料を用意し、クリアランスを１２．５％として打ち抜いた端面を観察し、ハガレの有無を確認した。そして、ハガレが見られた場合には、ハガレの見られた部位の長さを測定し、その合計の長さを打ち抜いた端面の全周の長さで除して、各試料のハガレ率を求め、４試料の平均値を算出し、製造Ｎｏ．２６〜３１の各熱延鋼板のハガレ率とした。結果を表６に示す。
製造Ｎｏ．２６〜３１は、全てＢｓ［℃］以上の巻取温度で巻き取っており、金属組織が体積率９５％以上のフェライトとなっており、引張強度（ＴＳ）が高く、延性（ＥＬ）及び穴広げ性（λ）に優れている。
また、６００℃未満の巻取温度で巻き取った製造Ｎｏ．２６、２８、３０は、ハガレ率が低く、ハガレがほとんど現れていない。一方、６００℃の巻取温度で巻き取った製造Ｎｏ．２７、２９、３１では、ハガレ率が大きくなっている。
また、６００℃未満の巻取温度で巻き取った製造Ｎｏ．２６、２８、３０は、ハガレ率が低く、ハガレがほとんど現れていない。一方、６００℃の巻取温度で巻き取った製造Ｎｏ．２７、２９、３１では、ハガレ率が大きくなっている。
Claims (10)
- 質量％で、
Ｃ：０．０１０〜０．１００％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、
Ｔｉ：０．０５〜０．１５％
を含有し、
Ｓｉ：１．５０％以下、
Ａｌ：０．１５０％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１５０％以下、
Ｎ：０．０１００％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
下記（式１）によって求められるＡｅ３［℃］が９００℃以下であり、
金属組織が、体積率９５％以上のフェライトと、残部パーライト、ベイナイトの一方又は双方とからなることを特徴とする穴広げ性に優れた熱延鋼板。
Ａｅ３＝９３７−４７７Ｃ＋５６Ｓｉ−２０Ｍｎ−１６Ｃｕ−１５Ｎｉ−５Ｃｒ
＋３８Ｍｏ＋１２５Ｖ＋１３６Ｔｉ−１９Ｎｂ＋１９８Ａｌ＋３３１５Ｂ…(式１)
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｂは各元素の含有量［質量％］である。 - 質量％で、
Ｖ：０．２０％以下、
Ｍｏ：０．３０％未満、
Ｗ：０．０１〜２．００％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。 - 質量％で、
Ｂ：０．００２０％以下
を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。 - 質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜２．００％、
Ｎｉ：０．０１〜２．００％
の１種又は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１項に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。 - 質量％で、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。 - 下記（式２）で計算されるＢｓ点が７００℃以下であることを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。
Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０（Ｍｎ＋Ｍｏ）−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ…（式２）
（式２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒは、各元素の含有量［質量％］である。 - 下記（式２）で計算されるＢｓ点が６００℃未満であることを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の穴広げ性に優れた熱延鋼板。
Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０（Ｍｎ＋Ｍｏ）−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ…（式２）
（式２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒは、各元素の含有量［質量％］である。 - 請求項１〜５の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片を１０５０〜１３００℃に加熱した後、仕上温度ＦＴ［℃］を９５０〜１０５０℃として熱間圧延を行い、
３０℃/ｓ以上の冷却速度で冷却し、
５５０〜７００℃の範囲内であり、かつ下記（式２）のＢｓ［℃］以上である巻取温度ＣＴ［℃］で巻き取ることを特徴とする穴広げ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０（Ｍｎ＋Ｍｏ）−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ…（式２）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒは各元素の含有量［質量％］である。 - 請求項６に記載の化学成分を有する鋼片を１０５０〜１３００℃に加熱した後、仕上温度ＦＴ［℃］を９５０〜１０５０℃として熱間圧延を行い、
３０℃/ｓ以上の冷却速度で冷却し、
７００℃以下、かつ下記（式２）のＢｓ［℃］以上である巻取温度ＣＴ［℃］で巻き取ることを特徴とする穴広げ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０（Ｍｎ＋Ｍｏ）−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ…（式２）
（式２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒは各元素の含有量［質量％］である。 - 請求項７に記載の化学成分を有する鋼片を１０５０〜１３００℃に加熱した後、仕上温度ＦＴ［℃］を９５０〜１０５０℃として熱間圧延を行い、
３０℃/ｓ以上の冷却速度で冷却し、
６００℃未満、かつ下記（式２）のＢｓ［℃］以上である巻取温度ＣＴ［℃］で巻き取ることを特徴とする穴広げ性に優れた熱延鋼板の製造方法。
Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０（Ｍｎ＋Ｍｏ）−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ…（式２）
（式２）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒは各元素の含有量［質量％］である。
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