JP6843246B2 - 低温域におけるバーリング性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

低温域におけるバーリング性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、主に自動車シャーシ部品のメンバー類、ロアアーム、ホイールディスクなどに用いられる高強度鋼板に関するものであり、より詳細には、低温域におけるバーリング性に優れた高強度鋼板及びその製造方法に関するものである。
従来の自動車シャーシ部品用高強度鋼板（熱延鋼板）では、成形性を向上させるために、フェライト−ベイナイトの二相複合組織鋼に製造して伸びフランジ性を向上させたり、フェライト−マルテンサイトの二相複合組織鋼に製造して強度と延性をともに向上させたりしている。
例えば、特許文献１では、鋼スラブを熱間圧延した直後に特定の冷却条件に従ってフェライト変態域で数秒間維持した後、ベイナイトが形成されるようにベイナイト形成温度領域で巻取って金属組織（微細組織）をポリゴナルフェライトとベイナイトの混合組織に形成させることにより、強度及び伸びフランジ性をともに確保しようとしている。
また、特許文献２〜４に示されているように、Ｓｉ−ＭｎまたはＭｎ−Ｐ−Ｃｒ成分系を基本に熱間圧延した後にフェライト変態域で数秒間維持し、その後にマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）以下に制御する方法と、特許文献５に示されているように、Ｓｉ−Ｍｎ−Ｃｒ系またはＳｉ−Ｍｎ−Ｃｒ−Ｍｏ系成分系を用いてフェライト変態域で数秒間維持した後、マルテンサイト変態開始温度以上の温度で巻取る方法で、強度と延性がともに優れたフェライト−マルテンサイトの複合組織鋼を製造している。
ところが、上記フェライト−マルテンサイトの二相複合組織鋼は、実際に伸びフランジ性に劣り、伸びフランジ性が求められる自動車シャーシ部品には使用が制限されている。
一方、フェライト−ベイナイトの二相複合組織を有する鋼を製造するために主に活用する合金成分であるシリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）、アルミニウム（Ａｌ）、モリブデン（Ｍｏ）などは、上記鋼の強度と伸びフランジ性を向上させるのに効果的であることが知られている。しかし、このような物性を向上させるために上記合金成分を多く添加すると、合金成分の偏析（ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）と微細組織の不均一を招くという欠点がある。
特に、冷却時に鋼の硬化能が急激に増加して冷却条件に応じて微細組織の変化が敏感に発生して、第２相の分率が鋼板の位置（部位）によって偏差が大きくなり、低温域における伸びフランジ性に劣るという問題がある。
それだけでなく、第２相のないフェライト単相を含む鋼でも、その物性を向上させるために合金成分を不適切に活用すると、析出相が粒界に過剰に形成されるか、または微細な炭化物が結晶粒界に形成されて、低温域における伸びフランジ性が著しく低下するため、成形時の温度依存性が大きくなり、生産性が低下して経済的に不利となる問題がある。
日本国公開特許第１９９４−２９３９１０号公報 日本国公開特許第１９９５−２７８７３１号公報 日本国公開特許第１９９７−２４１７９０号公報 日本国公開特許第１９９４−０４９５９１号公報 米国登録特許第４５０２８９７号明細書
本発明の一側面は、合金組成及び製造条件を最適化することにより、常温及び低温域における優れたバーリング性を有する高強度鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２〜０．１０％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１〜０．３０％、マンガン（Ｍｎ）：１．０〜１．７％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．１０％、クロム（Ｃｒ）：０．００５〜０．２％、モリブデン（Ｍｏ）：０．００５〜０．３％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．０５％、硫黄（Ｓ）：０．００１〜０．０１％、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．０６％、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１３％、バナジウム（Ｖ）：０．００５〜０．２％、ボロン（Ｂ）：０．０００３〜０．００２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、下記関係式１で表される［Ｃ］＊が−０．０１５〜０．０１５を満たし、前記Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＢは下記関係式２を満たし、
微細組織として、面積分率９７％以上（１００％を含む）のフェライト相を含み、単位面積１ｃｍ２内で観察される直径１０μｍ以上のＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ及びＶのうち一つ以上を含む粗大な複合析出物の個数が１×１０７以下、単位面積１ｃｍ２内の結晶粒界で観察される直径１０μｍ以上のオーステナイト相の個数が１×１０４以下である、低温域におけるバーリング性に優れた高強度鋼板を提供する。
［関係式１］
［Ｃ］＊＝［Ｃ］−（［Ｃ］×Ａ）
（ここで、Ａ＝（（［Ｎｂ］／９３）＋（［Ｔｉ］／４８）＋（［Ｖ］／５１）＋（［Ｍｏ］／９６））／（［Ｃ］／１２）であり、各成分は、重量含量を意味する。）
［関係式２］
［Ｍｎ］＋（２．８［Ｍｏ］）＋（１．５［Ｃｒ］）＋（５００［Ｂ］）≦２．５
（ここで、各成分は、重量含量を意味する。）
本発明の他の一側面は、上述の合金組成及び関係式１と２をすべて満たす鋼スラブを１２００〜１３５０℃の温度範囲で再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブを８５０〜１１５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を５５０〜７００℃の温度範囲まで１０〜７０℃／ｓの平均冷却速度で冷却する段階と、上記冷却された熱延鋼板を５５０〜７００℃の温度範囲で巻取る段階と、上記巻取り後０．０１〜１０℃／ｓの冷却速度で強制冷却する段階と、を含む、低温域におけるバーリング性に優れた高強度鋼板の製造方法を提供する。
本発明によると、常温のみならず、低温域におけるバーリング性に優れた鋼板を提供することができ、上記本発明の鋼板は、優れた強度及び伸びフランジ性が求められる素材、例えば、自動車のシャーシ部品などに適切に適用することができるという効果がある。
本発明の一実施形態による発明鋼及び比較鋼の常温及び低温域におけるＨＥＲ（％）×ＴＳ（ＭＰａ）の値を示すグラフである。
本発明者らは、熱延鋼板の常温及び低温域におけるバーリング性を確保するに当たり、合金組成及び微細組織の影響について鋭意研究した。その結果、結晶粒界における粗大な析出物（複合析出物を含む）の形成を抑制し、上記結晶粒界で主に観察されるＭＡ相の形成を抑制する場合、常温及び低温域におけるバーリング性に優れた高強度鋼板を提供することができることを確認し、本発明を完成するに至った。
特に、本発明は、合金組成のうち析出物形成元素であるＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ及びＶのうち１種以上を含む粗大な複合析出物の個数を制御するとともに、結晶粒界で観察されるＭＡ相の分率及び粗大なオーステナイト相の個数を制御することで、意図する物性を有する高強度鋼板を提供することに技術的意義がある。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の一側面による低温域におけるバーリング性に優れた高強度鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２〜０．１０％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１〜０．３０％、マンガン（Ｍｎ）：１．０〜１．７％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．１０％、クロム（Ｃｒ）：０．００５〜０．２％、モリブデン（Ｍｏ）：０．００５〜０．３％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．０５％、硫黄（Ｓ）：０．００１〜０．０１％、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．０６％、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１３％、バナジウム（Ｖ）：０．００５〜０．２％、ボロン（Ｂ）：０．０００３〜０．００２％を含むことが好ましい。
以下では、本発明で提供する高強度鋼板の合金組成を上述のように制限する理由について詳細に説明する。このとき、特に言及しない限り、各元素の含量は重量％である。
Ｃ：０．０２〜０．１０％
炭素（Ｃ）は、鋼を強化させるのに最も経済的且つ効果的な元素であり、このようなＣの添加量が増加すると、析出強化効果またはベイナイト相の分率が増加して引張強度が増加する。
本発明では、上記Ｃの含量が０．０２％未満であると、十分な析出強化効果を得難い。一方、０．１０％を超えると、過剰な炭素（Ｃ）による粗大な炭化物が形成されるか、または熱間圧延後に巻取り温度まで冷却する際に冷却速度が速い場合は、ＭＡ相（マルテンサイト相とオーステナイト相）が形成されて強度が上昇しすぎるとともに、成形性及び耐衝撃特性が低下するという問題があり、溶接性にも劣る。
したがって、本発明では、上記Ｃの含量を０．０２〜０．１０％に制御することが好ましい。より好ましくは０．０３〜０．０８％含むことができる。
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％
シリコン（Ｓｉ）は、溶鋼の脱酸及び固溶強化の効果があり、粗大な炭化物の形成を遅らせて成形性を向上させるのに有利である。
このようなＳｉの含量が０．０１％未満であると、炭化物の形成を遅らせる効果が少なくて成形性を向上させるのが難しくなる。一方、その含量が０．３０％を超えると、熱間圧延時の鋼板表面にＳｉによる赤スケールが形成されて鋼板の表面品質に非常に劣り、延性と溶接性も低下するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｓｉの含量を０．０１〜０．３０％に制御することが好ましい。より好ましくは０．０１〜０．２０％含むことができる。
Ｍｎ：１．０〜１．７％
マンガン（Ｍｎ）は、上記Ｓｉと同様に鋼を固溶強化させるのに効果的な元素である。
しかし、その含量が１．０％未満であると、Ｍｎによる上記効果を十分に得ることができず、一方、その含量が１．７％を超えると、固溶強化の効果が増加しすぎて延性が低下する。また、連続鋳造工程におけるスラブ鋳造時に厚さの中心部における偏析部が大きく発達し、熱間圧延後の冷却時には厚さ方向に不均一な微細組織が形成されて鋼板の伸びフランジ性に劣る。
したがって、本発明では、上記Ｍｎの含量を１．０〜１．７％に制御することが好ましい。より好ましくは１．０〜１．４％含むことができる。
Ａｌ：０．０１〜０．１０％
アルミニウム（Ａｌ）は、主に脱酸のために添加する成分である。
その含量が０．０１％未満であると、上述の効果を十分に得ることができない。一方、その含量が０．１０％を超えると、窒素と結合してＡｌＮが形成されて連続鋳造時のスラブにコーナークラックが発生しやすくなり、介在物形成による欠陥が発生しやすくなる。
したがって、本発明では、Ａｌの含量を０．０１〜０．１０％に制御することが好ましい。
Ｃｒ：０．００５〜０．２％
クロム（Ｃｒ）は、鋼を固溶強化させ、鋼の強度を向上させるのに有効な元素である。
このようなＣｒの含量が０．００５％未満であると、上記Ｃｒによる強度向上効果を十分に得ることができない。一方、その含量が０．２％を超えると、伸びに劣る。また、Ｍｎと同様に厚さの中心部における偏析部が大きく発達し、厚さ方向に不均一な微細組織が形成されて鋼板の伸びフランジ性を劣化させる。
したがって、本発明では、上記Ｃｒの含量を０．００５〜０．２％に制御することが好ましい。より好ましくは０．００５〜０．１％含むことができる。
Ｍｏ：０．００５〜０．３％
モリブデン（Ｍｏ）は、固溶強化の効果に優れるとともに、チタン（Ｔｉ）及びバナジウム（Ｖ）を共に添加する場合、（ＴｉＭｏＶ）Ｃを形成して析出強化にも大きく寄与する。
上述の効果を十分に得るためには、Ｍｏを０．００５％以上添加することが好ましい。但し、上記Ｍｏの析出強化効果はＴｉ、Ｎｂ、Ｖなどに比べて小さく、その含量が０．３％を超えると、むしろ溶接性に劣り、経済的にも不利となる。
したがって、本発明では、上記Ｍｏの含量を０．００５〜０．３％に制御することが好ましい。より好ましくは０．０１〜０．２５％含むことができる。
Ｐ：０．００１〜０．０５％
リン（Ｐ）は、Ｓｉと同様に、固溶強化及びフェライト変態促進効果をともに有する元素である。
このようなＰの含量を０．００１％未満に製造するためには、相当な製造コストが必要とされて経済的に不利であり、且つ 鋼板の強度を十分に得る点においても不利である。一方、その含量が０．０５％を超えると、粒界偏析による脆化が発生し、成形時に微細な亀裂が発生しやすく、延性と耐衝撃特性を大きく悪化させるという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｐの含量を０．００１〜０．０５％に制御することが好ましい。
Ｓ：０．００１〜０．０１％
硫黄（Ｓ）は、鋼中に存在する不純物であり、その含量が０．０１％を超えると、Ｍｎなどと結合して非金属介在物を形成する。これにより、鋼の切断加工時に微細な亀裂が発生しやすくなり、伸びフランジ性と耐衝撃性を大きく阻害するという問題がある。一方、このようなＳの含量を０．００１％未満とするためには、製鋼操業時に相当な時間がかかり、生産性が低下する。
したがって、本発明では、上記Ｓの含量を０．００１〜０．０１％に制限することが好ましい。
Ｎ：０．００１〜０．０１％
窒素（Ｎ）は、上記Ｃと共に代表的な固溶強化元素であり、Ｔｉ、Ａｌなどと結合して粗大な析出物を形成する。
一般に、Ｎの固溶強化効果はＣよりも優れるが、鋼中のＮの量が増加するにつれて靭性が大きく低下するという問題があるため、本発明では、上記Ｎの上限を０．０１％に制限することが好ましい。但し、このようなＮの含量を０．００１％未満に製造するためには、製鋼操業時に相当な時間がかかり、生産性が低下する。
したがって、本発明では、上記Ｎの含量を０．００１〜０．０１％に制御することが好ましい。
Ｎｂ：０．００５〜０．０６％
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｔｉ、Ｖと共に代表的な析出強化元素であり、熱間圧延中に析出して再結晶遅延による結晶粒微細化効果によって鋼の強度と衝撃靭性の向上に効果的である。
このようなＮｂの含量が０．００５％未満であると、上述の効果を十分に得ることができない。一方、その含量が０．０６％を超えると、熱間圧延中に過度な再結晶遅延によって伸びた結晶粒が形成され、粗大な複合析出物が形成されて伸びフランジ性を劣化させるという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｎｂの含量を０．００５〜０．０６％に制御することが好ましい。より好ましくは０．０１〜０．０３％含むことができる。
Ｔｉ：０．００５〜０．１３％
チタン（Ｔｉ）は、Ｎｂ、Ｖと共に代表的な析出強化元素であり、Ｎとの親和力が強いため、鋼中に粗大なＴｉＮを形成する。上記ＴｉＮは、熱間圧延のための加熱過程で結晶粒が成長することを抑制するという効果がある。また、上記Ｎとの反応後に残ったＴｉが鋼中に固溶して炭素と結合することにより、ＴｉＣ析出物が形成されて鋼の強度を向上させるのに有用である。
このようなＴｉの含量が０．００５％未満であると、上述の効果を十分に得ることができない。一方、その含量が０．１３％を超えると、粗大なＴｉＮの形成及び析出物の粗大化によって、成形時に伸びフランジ性を劣化させるという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｔｉの含量を０．００５〜０．１３％に制御することが好ましい。より好ましくは０．０５〜０．１１％含むことができる。
Ｖ：０．００５〜０．２％
バナジウム（Ｖ）は、Ｎｂ、Ｔｉと共に代表的な析出強化元素であり、巻取り後に析出物を形成して鋼の強度を向上させるのに効果的である。
このようなＶの含量が０．００５％未満であると、上述の効果を十分に得ることができない。一方、その含量が０．２％を超えると、粗大な複合析出物が形成されて伸びフランジ性に劣る。また、経済的にも不利である。
したがって、本発明では、上記Ｖの含量を０．００５〜０．２％に制御することが好ましい。
Ｂ：０．０００３〜０．００２％
ボロン（Ｂ）は、鋼中に固溶状況で存在する場合、結晶粒界を安定化させて低温域における鋼の脆性を改善する効果がある。また、固溶Ｎと共にＢＮを形成するため、粗大な窒化物の形成を抑制する効果もある。
このようなＢの含量が０．０００３％未満であると、上述の効果を十分に得ることができない。一方、その含量が０．００２％を超えると、熱間圧延中に再結晶挙動を遅らせ、フェライト相変態を遅らせて析出強化効果が減少するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｂの含量を０．０００３〜０．００２％に制御することが好ましい。
本発明の残りの成分は、鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料または周囲の環境から意図しない不純物が不可避に混入することがあるため、それを排除することはできない。このような不純物は、通常の製造過程における技術者であれば誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を具体的に本明細書に記載しない。
一方、上述の合金組成を有する本発明の低温域におけるバーリング性に優れた高強度鋼板は、下記関係式１で表される［Ｃ］＊が−０．０１５〜０．０１５を満たし、上記Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＢは下記関係式２を満たすことが好ましい。
［関係式１］
［Ｃ］＊＝［Ｃ］−（［Ｃ］×Ａ）
（ここで、Ａ＝（（［Ｎｂ］／９３）＋（［Ｔｉ］／４８）＋（［Ｖ］／５１）＋（［Ｍｏ］／９６））／（［Ｃ］／１２）であり、各合金成分は、重量含量を意味する。）
［関係式２］
［Ｍｎ］＋（２．８［Ｍｏ］）＋（１．５［Ｃｒ］）＋（５００［Ｂ］）≦２．５
（ここで、各合金成分は、重量含量を意味する。）
本発明では、上記関係式１を制御することにより、提供される鋼板の常温及び低温域における優れたバーリング性を確保することができる。
より好ましくは、上記関係式１の値（［Ｃ］＊）が−０．０１５未満であると、低温域におけるバーリング性確保に不利な粗大な複合析出物の個数が増加するという問題があり、一方、上記値が０．０１５を超えると、炭化物が形成されるという問題がある。
したがって、本発明では、関係式１で表される値（［Ｃ］＊）を制御することにより、鋼板の低温打抜きまたは成形時の亀裂の発生及び伝播を抑制し、低温域においても優れたバーリング性を得ることができる。
しかし、上述の関係式１を満たしても、上記関係式２の値が２．５を超えるようにＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂの合金成分を過剰に添加すると、熱間圧延後の冷却時にフェライト相変態が遅くなり、微細組織中にＭＡ相が形成される可能性が高い。この場合、常温及び低温域におけるバーリング性に劣るという問題がある。
したがって、本発明では、ＭＡ相の分率を制御するために、上記のようにＭｎ、Ｃｒ、Ｍｎ、及びＢ間の成分関係を関係式２に制限し、それらの値を２．５以下に制御することにより、目標とする物性を有する鋼板を提供することができる。
上述の合金組成及び関係式１と２をすべて満たす本発明の高強度鋼板は、微細組織が面積分率９７％以上（１００％を含む）のフェライト相を含むとともに、単位面積１ｃｍ２内で観察される直径１０μｍ以上のＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖのうち一つ以上を含む粗大な複合析出物の個数が１×１０７以下、単位面積１ｃｍ２内の結晶粒界で観察される直径１０μｍ以上のオーステナイト相の個数が１×１０４以下を満たすことができる。ここで、上記オーステナイト相は、ＭＡ相を構成するオーステナイト相を意味する。
このように、本発明では、複合析出物を微細に形成するとともに、粗大なオーステナイト相の形成を抑制することにより、目標とする常温及び低温域におけるバーリング性に優れた鋼板を提供することができる。
また、本発明の高強度鋼板は、フェライト相以外にＭＡ相を含むことができる。その場合、上記ＭＡ相は、面積分率を３％未満（０％を含む）に制御することが好ましい。上述のように、上記ＭＡ相の分率が高くなると、常温及び低温域におけるバーリング性に劣るという問題がある。
そして、本発明では、上記フェライト相の平均結晶粒サイズ（円相当直径を基準とする）が３〜２０μｍを満たすことが好ましい。
もし、上記フェライト相の平均結晶粒サイズが３μｍ未満であると、鋼の降伏強度が増加しすぎて成形時に不利となるという問題がある。一方、２０μｍを超えると、鋼の衝撃靭性が減少し、微細組織の不均一性が増加する。そのため、低温域での打抜き時に亀裂の発生も増加して低温域におけるバーリング性に劣る。
上述のように、合金組成、関係式及び微細組織をすべて満たす本発明の鋼板は、５９０ＭＰａ以上の引張強度を有し、−３０℃でのＨＥＲ（Ｈｏｌｅ Ｅｘｐａｎｄｉｎｇ Ｒａｔｉｏ）と引張強度の積（ＨＥＲ（％）×ＴＳ（ ＭＰａ））が３５０００ＭＰａ・％以上と、低温域における優れたバーリング性を確保することができるという効果がある。
以下、本発明の他の一側面である、本発明で提供される低温域におけるバーリング性に優れた高強度鋼板を製造する方法について詳細に説明する。
簡単に、本発明は、［鋼スラブ再加熱−熱間圧延−冷却−巻取り−冷却（強制冷却）］を経て目標とする高強度鋼板を製造することができ、各段階の条件については、下記に詳細に説明する。
［再加熱段階］
まず、上述の合金組成及び関係式１と２を満たす鋼スラブを準備した後、それを１２００〜１３５０℃の温度範囲で加熱することが好ましい。
上記再加熱温度が１２００℃未満であると、析出物が十分に再固溶せず、後続する熱間圧延後の工程で析出物の形成が減少し、むしろ粗大なＴｉＮが残存するという恐れがある。一方、その温度が１３５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒の異常粒成長によって強度が低下するという問題がある。
したがって、本発明において上記鋼スラブの再加熱は１２００〜１３５０℃温度範囲で行うことが好ましい。
［熱間圧延段階］
上記に従って再加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造することが好ましい。このとき、仕上げ熱間圧延は８５０〜１１５０℃の温度範囲で行うことが好ましい。
上記仕上げ熱間圧延時の温度が８５０℃未満であると、再結晶遅延による伸びた結晶粒が発達して強度と延性の異方性が大きくなり、成形性にも劣るという問題がある。一方、その温度が１１５０℃を超えると、熱延鋼板の温度が高くなりすぎて結晶粒サイズが粗大となり、表面品質に劣るという問題がある。
したがって、本発明では、上記加熱された鋼スラブの熱間圧延時に仕上げ熱間圧延の温度範囲を８５０〜１１５０℃に制御することが好ましい。
［冷却及び巻取り段階］
上記に従って製造された熱延鋼板を５５０〜７００℃の温度範囲まで冷却した後、その温度範囲で巻取る工程を行うことが好ましい。
もし、５５０℃未満の温度に冷却して巻取ると、鋼中にベイナイト相が不要に形成されて鋼の析出強化効果が大きく減少するとともに、ＭＡ相が形成されて低温域におけるバーリング性に劣るという問題がある。一方、冷却及び巻取り温度が７００℃を超えると、フェライト結晶粒が粗大となり、粗大な炭化物が形成されやすくなって鋼の強度を確保し難く、バーリング性にも劣るという問題がある。
したがって、５５０〜７００℃の温度範囲で冷却した後、巻取り工程を行うことが好ましく、上記冷却時の平均冷却速度が１０〜７０℃／ｓを満たすことが好ましい。
上記平均冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、フェライト相の結晶粒が粗大となり、微細組織が不均一となるという問題がある。一方、平均冷却速度が７０℃／ｓを超えると、マルテンサイト相が形成されやすくなって鋼の低温域におけるバーリング性に劣るという問題がある。
したがって、熱間圧延後に目標温度まで冷却する際に平均冷却速度を１０〜７０℃／ｓに制御することが好ましい。
［冷却（強制冷却）段階］
本発明では、上記に従って巻取りを完了した熱延鋼板を０．０１〜１０℃／ｓの冷却速度で強制冷却することが好ましい。このとき、上記巻取り完了直後３時間以内に冷却を開始することが好ましい。
もし、巻取られた熱延鋼板を５５０℃以上の温度で３時間以上維持すると、鋼中の析出物のサイズが粗大となり、低温域におけるバーリング性に劣るという問題がある。したがって、本発明では、巻取り直後３時間以内に冷却を行うことが好ましく、より好ましくは巻取り直後２時間以内、さらに好ましくは巻取り直後１時間以内に常温〜５５０℃の温度範囲で冷却を行うことが好ましい。
上記冷却時に冷却速度が１０℃／ｓを超えると、冷却中にＭＡ相が形成される恐れがあり、この場合、低温域におけるバーリング性に劣る可能性が高い。一方、冷却速度が０．０１℃／ｓ未満であると、局部的に粗大な析出物が形成されて低温域におけるバーリング性に劣るという問題がある。
上記冷却速度で強制冷却を行うための方法は、特に限定しないが、送風、ミスト、冷媒などを活用して行うことが好ましい。一方、上記冷却時に空冷を行う場合、上記冷却速度を確保することができないため、これは除外することが好ましい。
本発明は、上述の冷却（強制冷却）を完了した後、その熱延鋼板を酸洗処理した後に塗油する段階をさらに含むことができる。
また、上記酸洗処理後には、鋼板の温度が４５０〜７４０℃となるように加熱した後に溶融亜鉛めっきする段階をさらに含むことができる。このとき、上記溶融亜鉛めっきする段階は、マグネシウム（Ｍｇ）：０．０１〜３０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜５０％、残部亜鉛を含むめっき浴で行われることができ、これに限定されるものではない。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものであり、本発明の権利範囲を限定するためのものではないという点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項と、それから合理的に類推される事項によって決定されるものである。
（実施例）
下記表１に示した合金組成を有する鋼スラブを準備した後、それぞれの鋼スラブを１２００〜１３５０℃で再加熱し、その後に熱間圧延して熱延鋼板を製造した。次に、２０〜３０℃／ｓで、表２に示した巻取り温度まで冷却した後に巻取り、上記巻取り直後１時間以内に強制冷却を開始した。上記熱間圧延時の仕上げ圧延温度と強制冷却時の冷却速度は、下記表２に示した。上記強制冷却は、アルゴン（Ａｒ）ガスを用いて熱延鋼板を均一に冷却した。
上記強制冷却を完了した各熱延鋼板について、機械的性質と常温及び低温域ＨＥＲ、そして微細組織を測定して下記表３に示した。
このとき、０．２％オフセット（ｏｆｆ−ｓｅｔ）降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）及び破壊伸び（Ｔ−Ｅｌ）は、圧延方向の直角方向にＪＩＳ ５号規格の試験片を製作した後に測定した。常温及び低温域におけるＨＥＲは、ＪＦＳＴ １００１−１９９６規格に準拠して行い、３回行った後にその平均値を算出して示した。上記低温域におけるＨＥＲは、−３０℃での初期穴の打抜きと穴広げ張試験をすべて行った結果を示した。
そして、鋼中の結晶粒界に形成された析出物は、走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）とＥＤＳを活用し、１０００〜３０００倍の倍率で観察した結果を示した。また、ＭＡ相はラペラ（Ｌｅｐｅｒａ）エッチング後に光学顕微鏡で１，０００倍の倍率で分析し、オーステナイト（Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相の測定は、ＥＢＳＤを用いて相を区分し、３，０００倍の倍率で分析した結果を示した。
Figure 0006843246
 （上記表１においてB*は、その含量を「ｐｐｍ」で示したものである）
Figure 0006843246
Figure 0006843246
 （上記表３において複合析出物の個数は、単位面積１ｃｍ２内で観察される直径１０μｍ以上のＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ及びＶのうち１種以上を含む粗大な複合析出物の個数を意味し、上記オーステナイト相の個数は、単位面積１ｃｍ２内の結晶粒界で観察される直径１０μｍ以上のオーステナイト相の個数を意味する。
また、発明例及び比較例において、上記ＭＡ相を除いた残りはフェライト相である。）
上記表１〜３に示すように、本発明で提案する関係式１と２のうち一つ以上の条件を満たしていない比較例１〜７と、合金組成及び関係式が本発明を満たすものの、製造条件（巻取り後に強制冷却する条件）が本発明の範囲を外れる比較例８及び９は、所望の微細組織が得られなかった。したがって、バーリング性に劣ることが確認できる。
具体的に、比較例１、２、４及び５は、関係式１の条件を満たしていない場合である。このうち比較例１及び２では、余剰炭素（Ｃ）によって結晶粒界に炭化物が過剰に形成されて低温域におけるバーリング性に劣った。これは、打抜き及び成形時に、粒界に存在する炭化物で亀裂の発生と伝播が急激に進行するためである。また、比較例４及び５はいずれも、炭素（Ｃ）含量に比べてＴｉ、Ｎｂ、Ｖなどが過剰に添加されて、粗大な複合析出物が結晶粒界を中心に多く形成されたため、低温域におけるバーリング性に劣った。
比較例３は、関係式２を満たしていない場合であって、過度な硬化能によって熱間圧延後の冷却中にＭＡ相が粗大に形成されたため、低温域におけるバーリング性に劣った。
比較例６及び７は、関係式１と２をすべて満たしていない場合であって、比較例６では、粗大な複合析出物と粗大なＭＡ相がいずれも結晶粒界に多く形成されたため、低温域におけるバーリング性が劣った。また、比較例７では、余剰炭素（Ｃ）による粗大な炭化物と硬化能合金元素によって粗大なＭＡ相が多く形成されたため、常温域及び低温域の両方におけるバーリング性に劣ることが確認できる。
一方、比較例８及び９は、巻取り直後の強制冷却時に非常に遅い冷却速度または速い冷却速度が適用された場合である。比較例８では、結晶粒界に粗大な複合析出物が過剰に形成され、比較例９では、粗大なＭＡ相が多く形成された。したがって、比較例８及び９はいずれも低温域におけるバーリング性に劣った。
一方、合金組成、成分関係（関係機１及び２）及び製造条件がすべて本発明で提案する条件を満たす発明例１〜５は、意図する微細組織が形成されたため、目標とする常温及び低温域における優れたバーリング性を確保することができた。
図１は発明鋼（発明例１−５）及び比較鋼（比較例１−７）の常温と低温域におけるＨＥＲ（％）×ＴＳ（ＭＰａ）の値を示したグラフであり、斜線を施した領域が本発明の発明鋼に該当する範囲である。

Claims (9)

  1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２〜０．１０％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１〜０．３０％、マンガン（Ｍｎ）：１．０〜１．７％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．１０％、クロム（Ｃｒ）：０．００５〜０．２％、モリブデン（Ｍｏ）：０．００５〜０．３％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．０５％、硫黄（Ｓ）：０．００１〜０．０１％、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．０６％、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１３％、バナジウム（Ｖ）：０．００５〜０．２％、ボロン（Ｂ）：０．０００３〜０．００２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、下記関係式１で表される［Ｃ］＊が−０．０１５〜０．０１５を満たし、前記Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＢは下記関係式２を満たし、
    微細組織として、面積分率９７％以上（１００％を含む）のフェライト相を含み、単位面積１ｃｍ２内で観察される直径１０μｍ以上のＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ及びＶのうち一つ以上を含む粗大な複合析出物の個数が１×１０７以下、単位面積１ｃｍ２内の結晶粒界で観察される直径１０μｍ以上のオーステナイト相の個数が１×１０４以下である、低温域におけるバーリング性に優れた高強度鋼板。
    ［関係式１］
    ［Ｃ］＊＝［Ｃ］−（［Ｃ］×Ａ）
    （ここで、Ａ＝（（［Ｎｂ］／９３）＋（［Ｔｉ］／４８）＋（［Ｖ］／５１）＋（［Ｍｏ］／９６））／（［Ｃ］／１２）であり、各合金成分は、重量含量を意味する。）
    ［関係式２］
    ［Ｍｎ］＋（２．８［Ｍｏ］）＋（１．５［Ｃｒ］）＋（５００［Ｂ］）≦２．５
    （ここで、各合金成分は、重量含量を意味する。）
  2. 前記鋼板は、ＭＡ相（マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）相とオーステナイト（Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相）を面積分率で３％未満（０％を含む）含む、請求項１に記載の低温域におけるバーリング性に優れた高強度鋼板。
  3. 前記フェライト相は、平均結晶粒サイズが３〜２０μｍである、請求項１又は２に記載の低温域におけるバーリング性に優れた高強度鋼板。
  4. 前記鋼板は、５９０ＭＰａ以上の引張強度を有し、−３０℃でのＨＥＲ（Ｈｏｌｅ Ｅｘｐａｎｄｉｎｇ Ｒａｔｉｏ）と引張強度の積（ＨＥＲ（％）×ＴＳ（ＭＰａ））が３５０００ＭＰａ・％以上である、請求項１から３のいずれか１項に記載の低温域におけるバーリング性に優れた高強度鋼板。
  5. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２〜０．１０％、シリコン（Ｓｉ）：０．０１〜０．３０％、マンガン（Ｍｎ）：１．０〜１．７％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜０．１０％、クロム（Ｃｒ）：０．００５〜０．２％、モリブデン（Ｍｏ）：０．００５〜０．３％、リン（Ｐ）：０．００１〜０．０５％、硫黄（Ｓ）：０．００１〜０．０１％、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．０１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．０６％、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１３％、バナジウム（Ｖ）：０．００５〜０．２％、ボロン（Ｂ）：０．０００３〜０．００２％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、下記関係式１で表される［Ｃ］＊が−０．０１５〜０．０１５を満たし、前記Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＢは下記関係式２を満たす鋼スラブを１２００〜１３５０℃の温度範囲で再加熱する段階と、
    前記再加熱された鋼スラブを８５０〜１１５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
    前記熱延鋼板を５５０〜７００℃の温度範囲まで１０〜７０℃／ｓの平均冷却速度で冷却する段階と、
    前記冷却された熱延鋼板を５５０〜７００℃の温度範囲で巻取る段階と、
    前記巻取り後、０．０１〜１０℃／ｓの冷却速度で強制冷却する段階と、
    を含み、
    得られる鋼板は、微細組織として、面積分率９７％以上（１００％を含む）のフェライト相を含み、単位面積１ｃｍ ２ 内で観察される直径１０μｍ以上のＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ及びＶのうち一つ以上を含む粗大な複合析出物の個数が１×１０ ７ 以下、単位面積１ｃｍ ２ 内の結晶粒界で観察される直径１０μｍ以上のオーステナイト相の個数が１×１０ ４ 以下である、低温域におけるバーリング性に優れた高強度鋼板の製造方法。
    ［関係式１］
    ［Ｃ］＊＝［Ｃ］−（［Ｃ］×Ａ）
    （ここで、Ａ＝（（［Ｎｂ］／９３）＋（［Ｔｉ］／４８）＋（［Ｖ］／５１）＋（［Ｍｏ］／９６））／（［Ｃ］／１２）であり、各合金成分は、重量含量を意味する。）
    ［関係式２］
    ［Ｍｎ］＋（２．８［Ｍｏ］）＋（１．５［Ｃｒ］）＋（５００［Ｂ］）≦２．５
    （ここで、各合金成分は、重量含量を意味する。）
  6. 前記巻取り後の強制冷却する段階は、巻取り直後３時間以内に開始するものである、請求項５に記載の低温域におけるバーリング性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  7. 前記強制冷却された熱延鋼板を酸洗処理した後に塗油する段階をさらに含む、請求項５又は６に記載の低温域におけるバーリング性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  8. 前記酸洗処理後の鋼板の温度が４５０〜７４０℃となるように加熱した後、溶融亜鉛めっきする段階をさらに含む、請求項７に記載の低温域におけるバーリング性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  9. 前記溶融亜鉛めっきする段階は、マグネシウム（Ｍｇ）：０．０１〜３０％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１〜５０％、残部亜鉛を含むめっき浴で行われるものである、請求項８に記載の低温域におけるバーリング性に優れた高強度鋼板の製造方法。
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