特許第6866932号(P6866932)IP Force 特許公報掲載プロジェクト 2015.5.11 β版

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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】6866932
(24)【登録日】2021年4月12日
(45)【発行日】2021年4月28日
(54)【発明の名称】熱延鋼板及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
   C22C 38/00 20060101AFI20210419BHJP
   C22C 38/06 20060101ALI20210419BHJP
   C22C 38/16 20060101ALI20210419BHJP
   C21D 9/46 20060101ALI20210419BHJP
【FI】
   C22C38/00 301W
   C22C38/06
   C22C38/16
   C21D9/46 T
【請求項の数】3
【全頁数】20
(21)【出願番号】特願2019-555379(P2019-555379)
(86)(22)【出願日】2018年11月22日
(86)【国際出願番号】JP2018043272
(87)【国際公開番号】WO2019103120
(87)【国際公開日】20190531
【審査請求日】2020年2月27日
(31)【優先権主張番号】特願2017-225676(P2017-225676)
(32)【優先日】2017年11月24日
(33)【優先権主張国】JP
(73)【特許権者】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100099759
【弁理士】
【氏名又は名称】青木 篤
(74)【代理人】
【識別番号】100123582
【弁理士】
【氏名又は名称】三橋 真二
(74)【代理人】
【識別番号】100187702
【弁理士】
【氏名又は名称】福地 律生
(74)【代理人】
【識別番号】100162204
【弁理士】
【氏名又は名称】齋藤 学
(74)【代理人】
【識別番号】100195213
【弁理士】
【氏名又は名称】木村 健治
(72)【発明者】
【氏名】平島 哲矢
(72)【発明者】
【氏名】豊田 武
【審査官】 伊藤 真明
(56)【参考文献】
【文献】 特開昭61−170518(JP,A)
【文献】 国際公開第2014/171427(WO,A1)
【文献】 国際公開第2016/136810(WO,A1)
【文献】 特開昭61−159528(JP,A)
【文献】 特開2000−290748(JP,A)
(58)【調査した分野】(Int.Cl.,DB名)
C22C 38/00−38/60
C21D 9/46− 9/48
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量%で、
C:0.01%以上0.20%以下、
Si:1.0%以下、
Mn:3.0%以下、
P:0.040%以下、
S:0.004%以下、
Al:0.10%以下、
N:0.004%以下、
を含有し、残部がFe及び不純物からなる組成を有し、
同一粒内の平均方位差が0.5°以上5.0°以下である第1のフェライトを30体積%以上70体積%以下含み、
ベイナイト及び同一粒内の平均方位差が0°以上0.5°未満である第2のフェライトのうち少なくとも1種の組織と、前記第1のフェライトとを合計で95体積%以上含み、
残部組織が5体積%以下であり、
前記第1のフェライトの平均結晶粒径が0.5μm以上5.0μm以下であり、前記少なくとも1種の組織の平均結晶粒径が1.0μm以上10μm以下であり、前記残部組織が存在する場合、前記残部組織の平均結晶粒径が1.0μm以上10μm以下であることを特徴とする、熱延鋼板。
【請求項2】
更に、質量%で、
Nb:0.01%以上0.20%以下、
Ti:0.01%以上0.15%以下、
Mo:0.01%以上1.0%以下、
Cu:0.01%以上0.5%以下、及び
Ni:0.01%以上0.5%以下
のうちから選ばれる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に記載の熱延鋼板。
【請求項3】
(a)請求項1又は請求項2に記載の組成を有する鋼素材を鋳造後冷却することなくそのまま熱間圧延するか又は一旦室温まで冷却し、次いで1100℃以上1350℃以下に加熱して熱間圧延する熱間圧延工程であって、前記熱間圧延工程が鋳造後の鋼素材を複数の圧延スタンドに連続して通過させることによって仕上圧延することを含み、前記仕上圧延の全ての圧延スタンドにおける圧延温度がA点以上であり、かつ前記仕上圧延の最終パスを含む2パス以上の連続した圧延が、圧延温度:A点以上Ae3点未満、ひずみ速度:1.0〜50/秒、及びパス間時間:10秒以内の条件下で行われ、前記条件を満たす全てのパスの総ひずみ量が1.4以上4.0以下である熱間圧延工程、
(b)仕上圧延された鋼板を20℃/秒以上50℃/秒以下の平均冷却速度で冷却する冷却工程であって、前記冷却が前記熱間圧延工程後10秒以内に開始される冷却工程、並びに
(c)前記鋼板を300℃以上600℃以下の温度範囲で巻き取る巻取り工程
を含むことを特徴とする、請求項1又は請求項2に記載の熱延鋼板の製造方法。
ここで、A点は下記(式1)で求められる温度であり、Ae3点は下記(式2)で求められる温度である。
A(℃)=910−310C−80Mn−20Cu−55Ni−80Mo (式1)
Ae3(℃)=919−266C+38Si−28Mn−27Ni+12Mo (式2) 式中、C、Si、Mn、Cu、Ni及びMoは各元素の含有量(質量%)である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、自動車の構造部品や骨格、ホイールディスクの素材として好適な、伸びフランジ性と形状凍結性に優れた引張強度440MPa以上の熱延鋼板及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【0002】
自動車用鋼材の機械的性質を高める手法として、その鋼材の組織中の結晶粒を微細化することが有効であることが知られている。結晶粒の微細化については種々の研究・開発が行われている。
【0003】
例えば、特許文献1には、重量%で、C:0.05〜0.30%、Si:0.30〜2.0%、Mn:1.0〜2.5%、Al:0.003〜0.100%未満、Ti:0.05〜0.30%を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなるスラブを、950℃以上1100℃以下の温度に加熱後、1パス当たりの圧下率が20%以上となる圧延を少なくとも2回以上行い、仕上圧延温度がAr3変態点以上となる熱間圧延を行った後、20℃/秒以上の冷却速度で冷却し、350℃から550℃の温度範囲で巻き取ることで、平均結晶粒径10μm未満のポリゴナルフェライトが体積率で75%以上、かつ残留オーステナイトが体積率で5〜20%の組織からなることを特徴とする超微細粒を有する延性、靱性、疲労特性、強度延性バランスに優れた高張力熱延鋼板を製造することが提案されている。
【0004】
また、特許文献2には、重量%で、C:0.01〜0.2%、Si:2.0%以下、Mn:3.0%以下、P:0.5%以下、Ti:0.03〜0.2%、Al:0.10%以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、フェライトを主相とし、主相と第2相粒子からなる熱延鋼板であって、前記フェライトの平均粒径が4μm未満であり、前記第2相粒子が、パーライト、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの1種または2種以上を含有し、下記(1)式で表される応力−歪曲線の加工硬化係数Cが0.17以下で、かつ降伏伸びYELが1.5%以下であることを特徴とする形状凍結性に優れた熱延鋼板が提案されている。
σ=A×(ε+B)c (1)
σ:真応力(MPa)、ε:真ひずみ、A、B:定数、C:加工硬化係数
【0005】
また、特許文献3には、質量%で、C:0.03〜0.9%、Si:0.01〜1.0%、Mn:0.01〜5.0%、Al:0.001〜0.5%、N:0.001〜0.1%、Nb:0.003〜0.5%、Ti:0.003〜0.5%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ、C%+(12/14)N%≧(12/48)Ti%+(12/48)Nb%+0.03%を満たす鋼片を鋳造まま、圧延するかもしくは圧延することなくそのまま一度500℃〜室温までの温度に冷却した後に、Ac3点−100℃〜Ac3点未満の温度に加熱し、圧延するかもしくは圧延することなくそのまま500℃〜室温までの温度に冷却速度を0.1〜50℃/秒として冷却し、再び700℃以下550℃以上の温度に加熱し、700℃以下550℃以上の温度で熱間圧延を行うに際して、1パスの圧下率を20%以上として1パスまたはパス間時間を10秒以内とした連続する2パス以上の加工を、歪速度を1〜200/秒、総歪量を0.8以上5以下となる条件で行った後、放冷することを特徴とする結晶粒の微細な高張力鋼の製造方法が提案されている。特許文献3の実施例では、この方法により、フェライトの結晶粒径が最小で0.6μmまで微細化されることが具体的に示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0006】
【特許文献1】特許第3242303号公報
【特許文献2】特開2000−290750号公報
【特許文献3】特許第4006112号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0007】
材料の高強度化は一般的に伸びフランジ性や形状凍結性等の材料特性を劣化させるため、これらの材料特性を劣化させずに高強度化を図ることが高強度の熱延鋼板を開発する上で重要となる。
【0008】
しかしながら、特許文献1に記載の高張力熱延鋼板では、組織がフェライトと残留オーステナイトの複合組織となっており、組織間の硬度差に起因して伸びフランジ性が低いという課題や、フェライトが主相のため降伏点伸びが大きく、形状凍結性が悪いという課題があった。
【0009】
また、特許文献2に記載の熱延鋼板では、組織がフェライトと第2相粒子(パーライト、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの1種または2種以上)のため、組織間の硬度差に起因して伸びフランジ性が低いという課題があった。
【0010】
また、特許文献3に記載の高張力鋼の製造方法では、圧延前に冷却工程を挟むことで炭化物等の析出が促進される虞があり、その後の再加熱工程もAc3点−100℃〜Ac3点未満の比較的低い温度であるため、このような析出物が析出した場合にはその固溶が難しく、最終的に得られる組織において粗大な析出物が残留して、結果として必ずしも十分に高い伸びフランジ性を達成できない場合があった。
【0011】
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、伸びフランジ性と形状凍結性に優れた引張強度440MPa以上の熱延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0012】
本発明者らは、上記した目的を達成するために、結晶粒の微細化、熱延鋼板中のフェライトと残部組織の硬度差を低減させる手法、及び形状凍結性の向上について鋭意研究した。その結果、フェライトとベイナイトのように組織間の硬度差が大きい複相組織鋼においても、同一粒内のフェライトの平均方位差が大きい場合には、伸びフランジ性が改善されることを見出した。また、熱延鋼板の製造プロセスにおいて圧延温度、ひずみ速度、パス間時間及び総ひずみ量を最適化することにより、圧延中にフェライト変態を生じさせてフェライトの平均結晶粒径を5.0μm以下まで微細化できることを見出した。そして、このようにして生じたフェライト中には高密度の転位が導入されているため転位強化が生じ、同一粒内のフェライト平均方位差も大きいため、フェライトとベイナイト等との複相組織鋼においても高い伸びフランジ性を有することが可能となることを見出した。さらに、フェライト中に高密度の転位が導入されているため降伏点伸びが小さく、形状凍結性に優れることを見出した。
【0013】
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を重ねて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次の通りである。
[1]質量%で、
C:0.01%以上0.20%以下、
Si:1.0%以下、
Mn:3.0%以下、
P:0.040%以下、
S:0.004%以下、
Al:0.10%以下、
N:0.004%以下、
を含有し、残部がFe及び不純物からなる組成を有し、
同一粒内の平均方位差が0.5°以上5.0°以下である第1のフェライトを30体積%以上70体積%以下含み、
ベイナイト及び同一粒内の平均方位差が0°以上0.5°未満である第2のフェライトのうち少なくとも1種の組織と、前記第1のフェライトとを合計で95体積%以上含み、
残部組織が5体積%以下であり、
前記第1のフェライトの平均結晶粒径が0.5μm以上5.0μm以下であり、前記少なくとも1種の組織の平均結晶粒径が1.0μm以上10μm以下であり、前記残部組織が存在する場合、前記残部組織の平均結晶粒径が1.0μm以上10μm以下であることを特徴とする、熱延鋼板。
[2]更に、質量%で、
Nb:0.01%以上0.20%以下、
Ti:0.01%以上0.15%以下、
Mo:0.01%以上1.0%以下、
Cu:0.01%以上0.5%以下、及び
Ni:0.01%以上0.5%以下
のうちから選ばれる1種又は2種以上を含有することを特徴とする、上記[1]に記載の熱延鋼板。
[3](a)上記[1]又は[2]に記載の組成を有する鋼素材を鋳造後冷却することなくそのまま熱間圧延するか又は一旦室温まで冷却し、次いで1100℃以上1350℃以下に加熱して熱間圧延する熱間圧延工程であって、前記熱間圧延工程が鋳造後の鋼素材を複数の圧延スタンドに連続して通過させることによって仕上圧延することを含み、前記仕上圧延の全ての圧延スタンドにおける圧延温度がA点以上であり、かつ前記仕上圧延の最終パスを含む2パス以上の連続した圧延が、圧延温度:A点以上Ae3点未満、ひずみ速度:1.0〜50/秒、及びパス間時間:10秒以内の条件下で行われ、前記条件を満たす全てのパスの総ひずみ量が1.4以上4.0以下である熱間圧延工程、
(b)仕上圧延された鋼板を20℃/秒以上50℃/秒以下の平均冷却速度で冷却する冷却工程であって、前記冷却が前記熱間圧延工程後10秒以内に開始される冷却工程、並びに
(c)前記鋼板を300℃以上600℃以下の温度範囲で巻き取る巻取り工程
を含むことを特徴とする、熱延鋼板の製造方法。
ここで、A点は下記(式1)で求められる温度であり、Ae3点は下記(式2)で求められる温度である。
A(℃)=910−310C−80Mn−20Cu−55Ni−80Mo (式1)
Ae3(℃)=919−266C+38Si−28Mn−27Ni+12Mo (式2)
式中、C、Si、Mn、Cu、Ni及びMoは各元素の含有量(質量%)である。
【発明の効果】
【0014】
本発明によれば、高強度でかつ伸びフランジ性と形状凍結性に優れた熱延鋼板を得ることができ、本発明を自動車の構造部品等に適用すれば、自動車の安全性を確保するための高強度をプレス成型性などの加工性を低下させることなく得ることができる。
【発明を実施するための形態】
【0015】
<熱延鋼板>
本発明の熱延鋼板は、所定の組成を有し、同一粒内の平均方位差が0.5°以上5.0°以下である第1のフェライトを30体積%以上70体積%以下含み、ベイナイト及び同一粒内の平均方位差が0°以上0.5°未満である第2のフェライトのうち少なくとも1種の組織と、前記第1のフェライトとを合計で95体積%以上含み、残部組織が5体積%以下であり、前記第1のフェライトの平均結晶粒径が0.5μm以上5.0μm以下であり、前記少なくとも1種の組織の平均結晶粒径が1.0μm以上10μm以下であり、前記残部組織が存在する場合、前記残部組織の平均結晶粒径が1.0μm以上10μm以下であることを特徴としている。
【0016】
以下、本発明の熱延鋼板について具体的に説明する。まず、本発明の熱延鋼板の化学成分(組成)の限定理由について説明する。なお、以下の化学成分を表す%は、すべて質量%を意味する。
【0017】
[C:0.01%以上0.20%以下]
Cは、所望の強度にするための固溶強化元素として活用する。そのためには最低でも0.01%以上が必要である。C含有量は0.02%以上、0.04%以上又は0.05%以上であってもよい。一方、0.20%を超えるCは、加工性及び溶接性を劣化させる。従って、C含有量は0.20%以下とする。C含有量は0.18%以下、0.16%以下又は0.15%以下であってもよい。
【0018】
[Si:1.0%以下]
Siは靱性を劣化させる粗大な酸化物やセメンタイトを抑制し、固溶強化にも寄与する元素であるが、含有量が1.0%を超えると熱延鋼板の表面性状が著しく劣化し、化成処理性や耐食性の低下を招く。したがって、Si含有量は1.0%以下とする。好ましくは0.9%以下又は0.8%以下である。Si含有量は0%であってもよく、例えば0.01%以上、0.02%以上又は0.4%以上であってもよい。
【0019】
[Mn:3.0%以下]
Mnは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。一方、Mnが3.0%を超えると、その効果が飽和するばかりか、凝固偏析によるバンド状組織を形成して加工性及び耐遅れ破壊特性を劣化させる。従って、Mn含有量は3.0%以下とする。好ましくは2.8%以下又は2.0%以下とする。Mn含有量は0%であってもよく、例えば0.5%以上、1.0%以上又は1.4%以上であってもよい。
【0020】
[P:0.040%以下]
Pは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素であるが、粒界、特に旧オーステナイト粒界に偏析し、低温靱性や加工性の低下を招く元素でもある。このため、P含有量は極力低減することが好ましいが、0.040%までの含有は許容できる。したがって、P含有量は0.040%以下とする。好ましくは0.030%以下、より好ましくは0.020%以下である。P含有量は0%であってもよいが、過度に低減しても精錬コストの増大に見合う効果が得られないため、好ましくは0.001%、0.002%以上、0.003%以上又は0.005%以上である。
【0021】
[S:0.004%以下]
Sは、Mnと結合して粗大な硫化物を形成し、熱延鋼板の加工性を低下させる。そのため、S含有量は極力低減することが好ましいが、0.004%までの含有は許容できる。したがって、S含有量は0.004%以下とする。好ましくは0.003%以下、より好ましくは0.002%以下である。S含有量は0%であってもよいが、過度に低減しても精錬コストの増大に見合う効果が得られないため、好ましくは0.0003%以上、0.0005%以上又は0.001%以上である。
【0022】
[Al:0.10%以下]
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。しかし、Alの過剰な添加は酸化物系介在物の増加を招き、熱延鋼板の靱性を低下させるとともに、疵発生の原因となる。したがって、Al含有量は0.10%以下とする。好ましくは0.09%以下、より好ましくは0.08%以下である。Al含有量は0%であってもよいが、過度に低減しても精錬コストの増大に見合う効果が得られないため、好ましくは0.005%以上、0.008%以上又は0.01%以上である。
【0023】
[N:0.004%以下]
Nは、窒化物形成元素と結合することにより窒化物として析出し、結晶粒の微細化に寄与する。しかし、0.004%を超えると、固溶Nとして存在するようになり、靱性を低下させる。このため、N含有量は0.004%以下とする。好ましくは0.003%以下である。N含有量は0%であってもよいが、過度に低減しても精錬コストの増大に見合う効果が得られないため、好ましくは0.0005%以上、0.0008%以上又は0.001%以上である。
【0024】
以上が本発明の熱延鋼板の基本成分であるが、本発明の熱延鋼板は、例えば靱性向上や高強度化等を目的として、必要に応じて、Nb:0.01%以上0.20%以下、Ti:0.01%以上0.15%以下、Mo:0.01%以上1.0%以下、Cu:0.01%以上0.5%以下、及びNi:0.01%以上0.5%以下のうちから選ばれる1種又は2種以上を含有することができる。
【0025】
[Nb:0.01%以上0.20%以下]
Nbは、炭窒化物の形成を介して鋼板の強度と疲労強度の増加に寄与する元素である。このような効果を発現させるためには、Nb含有量を0.01%以上とする必要がある。例えば、Nb含有量は0.02%以上又は0.03%以上であってもよい。一方、Nb含有量が0.20%を超えると、変形抵抗が増加するため、熱延鋼板の製造時の熱間圧延の圧延荷重が増加し、圧延機への負担が大きくなり過ぎて圧延操業そのものが困難になる恐れがある。また、Nb含有量が0.20%を超えると、粗大な析出物を形成して熱延鋼板の靱性が低下する傾向にある。したがって、Nb含有量は0.20%以下とする。例えば、Nb含有量は0.15%以下又は0.10%以下であってもよい。
【0026】
[Ti:0.01%以上0.15%以下]
Tiは、微細な炭窒化物を形成して結晶粒を微細化することにより、鋼板の強度と疲労強度を向上させる。この様な効果を発現させるためには、Ti含有量を0.01%以上とする必要がある。例えば、Ti含有量は0.02%以上、0.04%以上又は0.05%超であってもよい。一方、Ti含有量が0.15%を超えて過剰になると、上記した効果が飽和する上、粗大な析出物の増加を招き、鋼板の靱性低下を招く。したがって、Ti含有量は0.15%以下とする。好ましくは0.14%以下又は0.10%以下である。
【0027】
[Mo:0.01%以上1.0%以下]
Moは固溶元素として鋼の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためにはMo含有量を0.01%以上とする必要がある。例えば、Mo含有量は0.02%以上又は0.03%以上であってもよい。しかし、Moは、合金コストが高く、1.0%を超えると溶接性を劣化させる。したがって、Mo含有量は1.0%以下とする。好ましくは0.5%以下又は0.4%以下である。
【0028】
[Cu:0.01%以上0.5%以下]
Cuは、固溶して鋼の強度増加に寄与する元素である。この効果を得るためには、Cu含有量を0.01%以上とする必要がある。例えば、Cu含有量は0.05%以上又は0.1%以上であってもよい。しかし、Cu含有量が0.5%を超えると熱延鋼板の表面性状の低下を招く。したがって、Cu含有量は0.5%以下とする。好ましくは0.4%以下又は0.3%以下の範囲とする。
【0029】
[Ni:0.01%以上0.5%以下]
Niは、固溶して鋼の強度増加に寄与し、また、靱性を向上させる元素である。これらの効果を得るためには、Ni含有量を0.01%以上とする必要がある。例えば、Ni含有量は0.02%以上又は0.1%以上であってもよい。しかし、Niは、合金コストが高く、0.5%を超えると溶接性を劣化させる。したがって、Ni含有量は0.5%以下とする。好ましくは0.4%以下又は0.3%以下である。
【0030】
その他の元素については、本発明の効果を妨げない範囲で含まれていてもよい。即ち残部が実質的に鉄であればよい。例えば耐遅れ破壊特性の向上を目的に、Ca、REM(希土類金属:Rare−Earth Metal)等をそれぞれ0.005%以下含有してもよい。熱間加工性を向上させる微量元素等を含有することもできる。
【0031】
本発明の熱延鋼板において、上記成分以外の残部は、Fe及び不純物からなる。ここで、不純物とは、熱延鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明の熱延鋼板に対して意図的に添加した成分ではないものを包含するものである。また、不純物とは、上で説明した成分以外の元素であって、当該元素特有の作用効果が本発明に係る熱延鋼板の特性に影響しないレベルで当該熱延鋼板中に含まれる元素をも包含するものである。
【0032】
次に、本発明に係る熱延鋼板の組織の限定理由について説明する。
【0033】
[同一粒内の平均方位差0.5°以上5.0°以下の第1のフェライト:30体積%以上70体積%以下]
本発明の熱延鋼板の組織は、同一粒内の平均方位差が0.5°以上5.0°以下である第1のフェライトを30体積%以上70体積%以下含む。
【0034】
ここで、本発明において「同一粒内の平均方位差」とは、隣接する粒の方位差が15°以上のものを1つの結晶粒と定義した場合に、ある1つの結晶粒内に存在する結晶の乱れを表す指標である。通常のフェライト変態により生じたフェライトでは、同一粒内の平均方位差は0.0°であることがほとんどである。一方、本発明のように圧延中にフェライト変態が生じた場合、フェライトにも加工が施されるため、フェライト粒内に結晶の乱れが生じ、同一粒内の平均方位差が大きくなる。ベイナイトとの硬度差を低減及び降伏点伸びを小さくするためには、同一粒内の平均方位差が0.5°以上である必要がある。一方、同一粒内の平均方位差が5.0°を超えると、フェライトの延性が劣化する。したがって、同一粒内の平均方位差は0.5°以上5.0°以下とする。より好ましくは0.7°以上3.0°以下である。
【0035】
本発明に係る熱延鋼板において、第1のフェライトが30体積%よりも少なくなると、仕上圧延終了段階でのオーステナイト体積率が70%よりも多くなり、その後の冷却工程により生じるベイナイトや同一粒内の平均方位差が0.5°未満の第2のフェライトの分率が増加するため、降伏点伸びが増加して形状凍結性が低下する。よって、第1のフェライトの体積率は30体積%以上とする。また、上記第1のフェライトの体積率を増やすためには熱間圧延時の圧下率を上げるか又は熱間圧延時の温度を低くする必要があるが、70体積%を超えるような条件にした場合には、同一粒内の平均方位差が5.0°を超え、フェライトの延性が劣化し、伸びフランジ性が低下する恐れがある。したがって、第1のフェライトの体積率は30体積%以上70体積%以下とする。好ましくは35体積%以上、40体積%以上若しくは50体積%以上であり、及び/又は65体積%以下若しくは60体積%以下である。
【0036】
[ベイナイト及び同一粒内の平均方位差が0°以上0.5°未満の第2のフェライトのうち少なくとも1種の組織と、第1のフェライトの合計95体積%以上、及び残部組織5体積%以下]
本発明に係る熱延鋼板は、ベイナイト及び同一粒内の平均方位差が0°〜0.5°未満の第2のフェライトのうち少なくとも1種の組織と、第1のフェライトとを合計で95体積%以上、好ましくは98体積%以上又は100体積%含む。残部組織は、特に限定されないが、例えば、マルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方若しくは両方を含むか、又はマルテンサイト及び残留オーステナイトのいずれか一方若しくは両方からなる。残部組織が5体積%を超えると、残部組織と第2のフェライト又はベイナイトとの組織間の硬度差による伸びフランジ性の低下が顕著になり、所望の伸びフランジ性を有することが困難になるか、及び/又は特に残部組織としてのマルテンサイトの体積率が高くなると、降伏比が高くなり、形状凍結性が低下する。したがって、残部組織は5体積%以下とする。より好ましくは2%以下であり、0体積%であってもよい。
【0037】
[第1のフェライトの平均結晶粒径:0.5μm以上5.0μm以下]
本発明において「平均結晶粒径」とは、隣接する粒の方位差が15°以上のものを1つの結晶粒と定義した場合に算出される値とする。第1のフェライトの平均結晶粒径が5.0μmを超えると、所望の強度を得ることが困難になることや、靱性が劣化するため、平均結晶粒径は5.0μm以下である必要がある。一方、平均結晶粒径を0.5μmよりも小さくするためには、圧延時に大ひずみ加工が必要となり、圧延機に大きな負荷がかかるとともに、同一粒内の平均方位差が5.0°を超える可能性が高くなるため。このため、平均結晶粒径は0.5μm以上とする。したがって、第1のフェライトの平均結晶粒径は0.5μm以上5μm以下であり、好ましくは0.7μm以上若しくは1.0μm以上であり、及び/又は4.5μm以下若しくは4.0μm以下である。
【0038】
[ベイナイト及び第2のフェライトのうち少なくとも1種の組織並びに残部組織の平均結晶粒径:1.0μm以上10μm以下]
ベイナイト、第2のフェライト、及び存在する場合には残部組織の平均結晶粒径が10μmよりも大きくなると、強度が低下し、降伏点伸びが増加して形状凍結性が劣化する。このため、これらの組織の平均結晶粒径は10μm以下とする。ただし、特にベイナイトは1.0μm以下に微細化すると著しく高強度化し、第1のフェライトとの硬度差が大きくなり、伸びフランジ性が低下する恐れがある。このため、これらの組織の平均結晶粒径は1.0μm以上とする。好ましくは1.5μm以上若しくは2.0μm以上であり、及び/又は9.0μm以下、8.0μm以下若しくは5.0μm以下である。
【0039】
本発明に係る熱延鋼板において、各相又は組織の同定や平均結晶粒径の算出は、走査型電子顕微鏡で撮像した組織写真を用いた画像処理や後方散乱電子回折像解析(EBSP又はEBSD)によって行うことができる。
【0040】
より具体的には、第1のフェライトの体積率は、以下のようにして決定される。鋼板の板幅をWとしたとき、鋼板の幅方向で片端から1/4W(幅)又は3/4W(幅)位置において、鋼板の幅方向を圧延方向からみた断面(幅方向断面)が観察面となるように試料を採取し、鋼板表面から板厚の1/4深さ位置で、鋼板の幅方向200μm×厚さ方向100μmの矩形領域を0.2μmの測定間隔でEBSD解析する。ここでEBSD解析は、例えば、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡とEBSD検出器で構成された装置を用い、200〜300点/秒の解析速度で実施する。ここで、方位差は、上記により測定した各測定点の結晶方位情報に基づき、隣接する測定点同士の結晶方位の差を求めたものである。この方位差が15°以上であるとき、隣接する測定点同士の中間を粒界と判断し、この粒界によって囲まれる領域を本発明において結晶粒と定義する。この結晶粒の同一粒内の方位差を単純平均して平均方位差を計算する。そして、第1のフェライトの結晶粒の面積率を求め、これを第1のフェライトの体積率とする。また、第2のフェライトの体積率についても同様にして決定される。なお、同一粒内の平均方位差の算出は、EBSD解析装置に付属のソフトウェアを用いて求めることができる。また、ベイナイトも同一粒内の平均方位差が0.5°以上となる可能性もあるが、ベイナイトは炭化物を含み、形状がラス状の組織を呈することから、SEM像において炭化物を含みラス状の組織を呈しているものはベイナイトとし、その面積率をベイナイトの体積率とする。
【0041】
本発明における「同一粒内の平均方位差0.5°以上5.0°以下の第1のフェライト」、「同一粒内の平均方位差0°以上0.5°未満の第2のフェライト」「ベイナイト」、及び「残部組織」のそれぞれの平均結晶粒径は、上記のEBSD解析により求めた値を用いて決定される。具体的には、方位差15°以上の境界を粒界として、下記式で算出される値を平均結晶粒径とする。式中、Nは平均結晶粒径の評価領域に含まれる結晶粒の数、Aiはi番目(i=1、2、・・、N)の粒の面積、diはi番目の結晶粒の円相当直径を示す。これらのデータはEBSD解析により容易に求められる。
【数1】
【0042】
本発明によれば、上記の化学成分(組成)及び組織を満たすことで、高強度でかつ伸びフランジ性と形状凍結性に優れた熱延鋼板を得ることができる。したがって、本発明に係る熱延鋼板を自動車の構造部品などに適用した場合には、自動車の安全性確保に必要な高強度をプレス成型性等の加工性の劣化なく得ることができる。
【0043】
<熱延鋼板の製造方法>
次に、本発明に係る熱延鋼板の製造方法について説明する。
【0044】
本発明に係る熱延鋼板の製造方法は、
(a)上で説明した化学成分(組成)を有する鋼素材を鋳造後冷却することなくそのまま熱間圧延するか又は一旦室温まで冷却し、次いで1100℃以上1350℃以下に加熱して熱間圧延する熱間圧延工程であって、前記熱間圧延工程が鋳造後の鋼素材を複数の圧延スタンドに連続して通過させることによって仕上圧延することを含み、前記仕上圧延の全ての圧延スタンドにおける圧延温度がA点以上であり、かつ前記仕上圧延の最終パスを含む2パス以上の連続した圧延が、圧延温度:A点以上Ae3点未満、ひずみ速度:1.0〜50/秒、及びパス間時間:10秒以内の条件下で行われ、前記条件を満たす全てのパスの総ひずみ量が1.4以上4.0以下である熱間圧延工程、
(b)仕上圧延された鋼板を20℃/秒以上50℃/秒以下の平均冷却速度で冷却する冷却工程であって、前記冷却が前記熱間圧延工程後10秒以内に開始される冷却工程、並びに
(c)前記鋼板を300℃以上600℃以下の温度範囲で巻き取る巻取り工程
を含むことを特徴としている。
ここで、A点は下記(式1)で求められる温度であり、Ae3点は下記(式2)で求められる温度である。
A(℃)=910−310C−80Mn−20Cu−55Ni−80Mo (式1)
Ae3(℃)=919−266C+38Si−28Mn−27Ni+12Mo (式2)
式中、C、Si、Mn、Cu、Ni及びMoは各元素の含有量(質量%)である。
【0045】
以下、本発明の製造方法について詳細に説明する。
【0046】
[(a)熱間圧延工程]
熱間圧延工程は、上で説明した化学成分(組成)を有する鋳造後の鋼素材を複数の圧延スタンドに連続して通過させることによって仕上圧延することを含む。また、仕上圧延の前又は仕上圧延における圧延スタンド間の圧延途中でデスケーリングを行ってもよい。本発明の方法では、仕上圧延は、後で説明するように、圧延中にフェライト変態を生じさせるために低ひずみ速度で行われる。したがって、仕上圧延は、このような低ひずみ速度での圧延が容易な連続鋳造と仕上圧延を連結した直送圧延によって行うことが好ましい。しかしながら、一般的な熱延方法であるスラブの再加熱−粗圧延−仕上圧延のような手法を取ってもよい。その場合、スラブ加熱温度は、スラブの均質化のため1100℃以上とし、オーステナイト粒径の粗大化を防止するため1350℃以下とする。また、鋼素材の製造方法は、特定の方法には限定されず、上記した化学成分を有する溶鋼を、転炉等で溶製し、連続鋳造等の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とする常用の方法のいずれも適用することができる。
【0047】
(仕上圧延の全ての圧延スタンドにおける圧延温度:A点以上)
本発明の方法では、仕上圧延は、鋳造したままの鋼素材すなわち鋳造直後の鋼素材又は加熱後の鋼素材を複数の圧延スタンドに連続して通過させることによって行われ、仕上圧延の全ての圧延スタンドにおける圧延温度が下記(式1)で求められるA点以上である。
A(℃)=910−310C−80Mn−20Cu−55Ni−80Mo (式1)
式中、C、Mn、Cu、Ni及びMoは各元素の含有量(質量%)である。
A点未満になると、圧延中のフェライト変態に加え、温度の低温化に伴うフェライト変態が生じるようになる。後者のフェライト変態によって生じるフェライトは結晶粒径が大きく、引張強度や靱性の低下を招く。また、このようなフェライトが生じすることで組織分率の制御も困難になる。よって、全ての圧延スタンドにおける温度はA点以上である必要がある。例えば、全ての圧延スタンドにおける温度は1100℃以下であってもよい。
【0048】
(仕上圧延の最終パスを含む2パス以上の連続した圧延の圧延温度:A点以上Ae3点未満)
この圧延温度が下記(式2)で求められるAe3点以上になると、圧延中にフェライト変態をさせることが困難になるため、Ae3点未満とする。
Ae3(℃)=919−266C+38Si−28Mn−27Ni+12Mo (式2)
式中、C、Si、Mn、Ni及びMoは各元素の含有量(質量%)である。
また、A点未満になると、圧延中のフェライト変態に加え、温度の低温化に伴うフェライト変態が生じるようになる。後者のフェライト変態によって生じるフェライトは結晶粒径が大きく、引張強度や靱性の低下を招く。また、このようなフェライトが生じすることで組織分率の制御も困難になる。したがって、仕上圧延の最終パスを含む2パス以上の連続した圧延の圧延温度はA点以上Ae3点未満とする。
【0049】
(仕上圧延の最終パスを含む2パス以上の連続した圧延のひずみ速度:1.0〜50/秒)
圧延中にフェライト変態を生じさせるためには、ひずみ速度が低速の方が好ましい。ひずみ速度が50/秒を超えた場合、フェライト変態をさせるのに必要な圧下量が大きくなり、圧延機への負荷が増加する。また、加工発熱が大きくなり、圧延温度がAe3点以上となる可能性が高くなる。よって、ひずみ速度は50/秒以下とする。また、ひずみ速度が1.0/秒未満の場合、圧延機のロールによる抜熱の影響が大きくなり、圧延温度がA点未満となる可能性が高くなる。したがって、ひずみ速度は1.0/秒以上50/秒以下とする。より好ましくは1.5/秒以上、30/秒以下である。
【0050】
(仕上圧延の最終パスを含む2パス以上の連続した圧延のパス間時間:10秒以内)
パス間時間は、圧延スタンド間でのひずみの回復や再結晶挙動に影響を与える。パス間時間が10秒を超えると、スタンド間でのひずみの回復及び再結晶が生じ、前の圧延パスで蓄積したひずみが解放されてしまうため、圧延中にフェライト変態を生じさせることが困難になる。したがって、パス間時間は10秒以内とする。好ましくは8.5秒以内、7秒以内又は5秒以内である。例えば、パス間時間は1秒以上であってよい。
【0051】
(総ひずみ量:1.4以上4.0以下)
上記仕上圧延の最終パスを含む2パス以上の連続した圧延が、圧延温度:A点以上Ae3点未満、ひずみ速度:1.0〜50/秒、及びパス間時間:10秒以内の条件を満たす全てのパスの総ひずみ量は1.4以上4.0以下とする。この総ひずみ量は圧延中のフェライト変態量と、残部ベイナイトやフェライトの微細化に大きな影響を与える。総ひずみ量が1.4未満では、十分な量のフェライト変態を生じさせることが困難であり、また、残部ベイナイトやフェライトの結晶粒径が粗大化する。一方、総ひずみ量が4.0を超えると、圧延中に生じたフェライトの同一粒内の平均方位差が5.0°を超え、フェライトの延性が劣化する。したがって、当該総ひずみ量は1.4以上4.0以下とする。好ましくは1.6以上3.5以下である。
【0052】
上記の圧延条件が連続しない場合には、圧延中にフェライト変態を生じさせることができなくなるか及び/又は圧延中に生じたフェライトがオーステナイトへ逆変態を起こし、結果として最終組織における第1のフェライト分率が低下し、得られる熱延鋼板の形状凍結性が劣化する。また、最終パスが圧延条件を満足しない場合も、最終パスでフェライトからオーステナイトへの逆変態が生じ、最終組織における第1のフェライト分率が低下し、また、フェライトの回復が生じるため降伏点伸びが大きくなり、形状凍結性が劣化する。あるいはまた、最終パスの圧延温度がA点未満になると、圧延中のフェライト変態に加え、温度の低温化に伴うフェライト変態が生じるようになり、後者のフェライト変態によって生じるフェライトは結晶粒径が大きく、引張強度の低下を招く。したがって、仕上圧延の最終パスを含む2パス以上の連続した圧延は、圧延温度:A点以上Ae3点未満、ひずみ速度:1.0〜50/秒、及びパス間時間:10秒以内の条件下でかつ当該条件を満たす全てのパスの総ひずみ量が1.4以上4.0以下となるように行うことが必要である。
【0053】
(粗圧延)
本発明の方法では、例えば、板厚調整等のために、仕上圧延の前に鋼素材に対して粗圧延を行ってもよい。粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。
【0054】
[(b)冷却工程]
本発明の方法によれば、仕上圧延された鋼板は、冷却工程において、20℃/秒以上50℃/秒以下の平均冷却速度で冷却され、当該冷却は上記の熱間圧延工程後10秒以内に開始される。熱間圧延工程終了後から冷却開始までに10秒を超えると、フェライトの回復が生じて降伏点伸びが大きくなり、得られる熱延鋼板の形状凍結性が低下する。好ましくは、冷却は熱間圧延工程後9秒以内又は8秒以内に開始される。また、平均冷却速度が20℃/秒未満では、圧延中に生じたフェライト中のひずみが回復して軟化し、降伏点伸びが大きくなり、形状凍結性が劣化する。また、冷却速度が50℃/秒を超えるとマルテンサイトが生成しやすくなる。したがって、熱間圧延工程後の冷却の平均冷却速度は20℃/秒以上50℃/秒以下とする。好ましくは30℃/s以上45℃/s以下である。
【0055】
[(c)巻取り工程]
上記冷却工程において冷却停止温度まで冷却された鋼板は、巻取り工程において300℃以上600℃以下の温度範囲で巻き取られる。冷却工程後に直ちに鋼板の巻取りが行われるため、巻取温度は冷却停止温度にほぼ等しい。巻取温度が600℃を超えると、第1のフェライトに回復が生じ、強度が低下するとともに、降伏点伸びが増加して形状凍結性が低下する。また、300℃未満ではマルテンサイトが生成し、降伏比が増加して形状凍結性が低下する。従って、冷却停止温度となる巻取温度は300℃以上600℃以下とする。例えば、巻取温度は320℃以上若しくは350℃以上であってもよく、及び/又は580℃以下若しくは550℃以下であってもよい。
【0056】
なお、巻取り後、熱延鋼板には常法に従って調質圧延を施してもよく、また、酸洗を施して表面に形成されたスケールを除去してもよい。或いは更に、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっき等のめっき処理や、化成処理を施してもよい。
【0057】
本発明の熱延鋼板について説明したのと同じ組成を有する鋼素材を鋳造後、上で説明したように熱間圧延、その後の冷却及び巻取り操作を実施することで、第1のフェライトを30体積%以上70体積%以下含み、ベイナイト及び第2のフェライトのうち少なくとも1種の組織と前記第1のフェライトとを合計で95体積%以上含み、残部組織が5体積%以下であり、前記第1のフェライトの平均結晶粒径が0.5μm以上5.0μm以下であり、前記少なくとも1種の組織の平均結晶粒径が1.0μm以上10μm以下であり、前記残部組織が存在する場合、前記残部組織の平均結晶粒径が1.0μm以上10μm以下である熱延鋼板を確実に製造することができる。それゆえ、上記の製造方法によれば、伸びフランジ性と形状凍結性に優れた引張強度440MPa以上の熱延鋼板を提供することが可能である。
【0058】
以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。
【実施例】
【0059】
表1に示す化学成分の溶鋼を転炉で溶製した。次いで、これらの鋼素材を表2に示す熱間圧延、冷却及び巻取り条件により板厚3.0mmの熱延鋼板を製造した。表1に示す成分以外の残部はFe及び不純物である。また、製造した熱延鋼板から採取した試料を分析した成分組成は、表1に示す鋼の成分組成と同等であった。
【0060】
【表1】
【0061】
【表2-1】
【0062】
【表2-2】
【0063】
表2中の「加熱温度」はスラブを再加熱する場合の温度であり、「直送」は連続鋳造と仕上圧延を連結させた直送圧延で仕上圧延を実施したことを表す。また、「F1」〜「F7」は仕上圧延における圧延スタンドを示しており、各欄における「圧延温度」はスタンド入側の温度を示しており、「パス間時間」は当該スタンドを出た直後から、次のスタンドに到達するまでの時間を表す。また、「T」は熱間圧延工程後(仕上圧延終了後)から冷却開始までの時間を表す。また、仕上圧延後の冷却は水冷によるものとし、途中に空冷区間を有しない水冷設備に鋼板を通過させることにより行った。冷却時の冷却速度は、水冷設備導入時から水冷設備導出時に至るまでの鋼板の温度降下幅を、水冷設備に対する鋼板の所要通過時間で除した平均速度で表す。
【0064】
得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察(走査型電子顕微鏡及びEBSD)、引張試験、穴広げ試験を行った。組織観察は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡(JEOL製JSM−7001F)とEBSD検出器(TSL製HIKARI検出器)で構成された装置を用い、200〜300点/秒の解析速度で実施し、同一粒内の平均方位差の算出は、EBSD解析装置に付属のソフトウェア(OIM AnalysisTM)を用いて求めた。また、前記穴広げ試験は、試験片に10mmφの打ち抜き穴(初期穴:穴径d0=10mm)を開け、バリを上にして頂角60度の円錐ポンチで板厚を貫通する割れが発生するまで初期穴を押し上げ、割れ発生時の穴計d1mmを測定し、下記式にて穴広げ率λ(%)を求めるものである。これらの結果を表3に示す。
λ=100×(d1−d0)/d0
【0065】
【表3】
【0066】
表3中の「α1相」は同一粒内の平均方位差が0.5°以上5.0°以下の第1のフェライトを表し、「B相」はベイナイトを表し、「α2相」は同一粒内の平均方位差が0.5°未満の第2のフェライトを表す。また、「残部組織」としてはマルテンサイトと残留オーステナイトを含んでいた。表3より、実施例の熱延鋼板は、いずれも引張強度が440MPa以上であって伸びフランジ性と形状凍結性に優れていることがわかる。なお、ここで言う伸びフランジ性に優れるとは、λが90%以上であることを意味し、形状凍結性に優れるとは、降伏比が70%以下でかつ降伏点伸びが1.0%未満であることを意味する。
【0067】
一方、本発明の範囲を外れる比較例の熱延鋼板は、引張強度、伸びフランジ性及び/又は形状凍結性が劣化している。比較例4は、仕上圧延の最終パス等の圧延温度がAe3点以上であるために圧延中にフェライト変態が生じなかった。結果として、降伏点伸びが増加しており、形状凍結性が劣化している。比較例5は、冷却速度が20℃/秒よりも遅いため、α1相に回復が生じてα2相の分率が増加し、結果として強度が低下し、降伏点伸びが増加して形状凍結性が劣化している。比較例10は、巻取温度(冷却停止温度)が300℃未満のため、残部組織のマルテンサイト分率が増加し、すなわち残部組織が5体積%を超えて増加し、結果として降伏比が70%を超えており、形状凍結性が劣化している。比較例13は、熱間圧延工程後(仕上圧延完了)から冷却開始までに10秒超経過しており、α1相に回復が生じてα2相の分率が増加し、降伏点伸びが増加しており、形状凍結性が劣化している。
【0068】
比較例16は、仕上圧延中に圧延温度がA点未満になっており、圧延中に温度低下に伴うフェライトが生成したため、α1相の粒径が5.0μmを超えて大きくなっており、引張強度が低下している。比較例23は、巻取温度が600℃を超えており、α1相に回復が生じてα2相の分率が増加し、強度が低下するとともに、降伏点伸びが増加しており、形状凍結性が劣化している。比較例28は、総ひずみ量が1.4未満となっており、α1相の体積率が30%未満に減少し、降伏点伸びが増加しているため、形状凍結性が劣化している。比較例29は、熱間圧延、冷却及び巻取りの各条件は満足しているが、C量が多いため、組織中のセメンタイト量が多くなり、穴広げ性が低下しており、伸びフランジ性が劣化している。同様に、比較例30は、熱間圧延、冷却及び巻取りの各条件は満足しているが、Mn量が多いため、組織中にバンド組織が形成され、穴広げ性が低下しており、伸びフランジ性が劣化している。