JP2013224477A - 加工性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】良好な穴広げ性を有するとともに、加工性に優れた高強度薄鋼板を、その有利な製造方法と共に提供する。
【解決手段】質量％で、C ：0.05〜0.20％、Si：0.10％以下、Mn：0.2〜1.7％、P ：0.10％以下、S：0.10％以下、Al：0.01〜0.10％、N ：0.010％以下を含有し、かつ、〔％Mn〕／〔％C〕≧2.0を満足し、残部がFe及び不可避不純物の組成からなり、鋼中の、フェライトの面積率が90％以上、パーライトの面積率が1〜10％、パーライトのラメラ間隔が0.5μm以下であることを特徴とする。ただし、〔％M〕は、鋼中のM元素の含有量（質量％）を示す。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、C ：0.05〜0.20％、Si：0.10％以下、Mn：0.2〜1.7％、P ：0.10％以下、S：0.10％以下、Al：0.01〜0.10％、N ：0.010％以下を含有し、かつ、〔％Mn〕／〔％C〕≧2.0を満足し、残部がFe及び不可避不純物の組成からなり、鋼中の、フェライトの面積率が90％以上、パーライトの面積率が1〜10％、パーライトのラメラ間隔が0.5μm以下であることを特徴とする。ただし、〔％M〕は、鋼中のM元素の含有量（質量％）を示す。
【選択図】なし
Description
本発明は、自動車のドアやフードなどのパネル部品をはじめ、自販機、デスク、家電・OA機器、建材などで焼付塗装をおこなう部品に最適な焼付硬化性と成形性に優れた高強度薄鋼板と、その製造方法に関する。
なお、本発明において、薄鋼板とは、板厚が2.0mm以下の冷延鋼板を意味する。
なお、本発明において、薄鋼板とは、板厚が2.0mm以下の冷延鋼板を意味する。
近年、地球環境に対する関心の高まりを受けて、製造の際にCO2排出量の大きい鋼板の使用を削減したいという要望が増している。また、自動車分野などでは、車体を軽くすることで燃費を向上させるとともに、排ガスを低減するというニーズが益々大きくなっている。
そのため、鋼板を高強度化し薄肉化することが有効であると考えられる。ただし、鋼板を非常に高強度化する場合、穴広げ性が低下したり、プレス成形時に割れが発生するという問題があった。
ここで、加工性に優れた鋼板として、例えば特許文献１には、重量％でC：0.02〜0.20%、Mn：0.8〜2.0％、B／C≧0.04、B−0.7×N：0.0003〜0.0050％を含む鋼を、熱間圧延に際しAr3点以上で仕上圧延後、30〜150℃/sの冷却速度で冷却し、680℃以下で巻き取ったのち冷延、焼鈍することで、降伏比を下げ加工性を高めた390〜590MPa級鋼板の製造方法が開示されている。
しかしながら、特許文献１の技術では、穴広げ性が低下するため、プレス成型時、打ち抜き断面や剪断面から割れが発生する、という問題があった。
上述したとおり、従来の技術では、良好な穴広げ性を有するとともに、加工性に優れた高強度薄鋼板を提供することは困難であった。
本発明は、上記した従来技術が抱える問題を有利に解決するもので、穴広げ性及び加工性に優れた高強度薄鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することを目的とする。
本発明は、上記した従来技術が抱える問題を有利に解決するもので、穴広げ性及び加工性に優れた高強度薄鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することを目的とする。
発明者らは、上述した課題を解決すべく、鋭意検討を重ねた。その結果、巻取温度を500℃以上として巻取ったのち、酸洗、冷延をおこない、焼鈍をおこなうに際し、500℃から均熱までの温度域を0.2℃/s以上の加熱速度で加熱し、均熱温度を700〜900℃、均熱時間を10〜1000sとしたのち、3℃/s以上の冷却速度で500℃まで冷却することで、製造された薄鋼板について、良好な穴広げ性を有するとともに、加工性に優れた高強度薄鋼板が得られることを見出した。
なお、発明によりとくに穴広げ率が向上できるメカニズムは本発明を規定するものではないが、次のように考えられる。
すなわち、Cに対するMn量を大きくし、焼鈍、冷却時に生成するパーライトのラメラ間隔を小さくすることで、剪断時に歪がフェライトとセメンタイトの界面に集中するのを抑制し、ボイドの発生を防止できる結果、プレス成型時の割れ発生の抑制が可能となる。
すなわち、Cに対するMn量を大きくし、焼鈍、冷却時に生成するパーライトのラメラ間隔を小さくすることで、剪断時に歪がフェライトとセメンタイトの界面に集中するのを抑制し、ボイドの発生を防止できる結果、プレス成型時の割れ発生の抑制が可能となる。
本発明は、上記の知見に基づき完成されたもので、その要旨構成は次のとおりである。
（１）質量％で、C ：0.05〜0.20％、Si：0.10％以下、Mn：0.2〜1.7％、P ：0.10％以下、S：0.10％以下、Al：0.01〜0.10％、N ：0.010％以下を含有し、かつ、〔％Mn〕／〔％C〕≧2.0を満足し、残部がFe及び不可避不純物の組成からなり、
鋼中の、フェライトの面積率が90％以上、パーライトの面積率が1〜10％、パーライトのラメラ間隔が0.5μm以下であることを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板。
ただし、〔％M〕は、鋼中のM元素の含有量（質量％）を示す。
（１）質量％で、C ：0.05〜0.20％、Si：0.10％以下、Mn：0.2〜1.7％、P ：0.10％以下、S：0.10％以下、Al：0.01〜0.10％、N ：0.010％以下を含有し、かつ、〔％Mn〕／〔％C〕≧2.0を満足し、残部がFe及び不可避不純物の組成からなり、
鋼中の、フェライトの面積率が90％以上、パーライトの面積率が1〜10％、パーライトのラメラ間隔が0.5μm以下であることを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板。
ただし、〔％M〕は、鋼中のM元素の含有量（質量％）を示す。
（２）さらに質量％で、B：0.0002〜0.0030％、Cr：0.002〜0.10％、Ni：0.002〜0.10％及びCu：0.002〜0.10％のうちから選択される一種又は二種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の加工性に優れた高強度薄鋼板。
（３）さらに質量％で、Ti 、Nb、V、Ta、W及びMoのうちから選択される一種又は二種以上を、それぞれ0.002〜0.050％含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の加工性に優れた高強度薄鋼板。
（４）さらに質量％で、Sb：0.005〜0.050％を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度薄鋼板。
（５）さらに質量％で、Ca及びREMのうちから選択される一種又は二種をそれぞれ0.0005〜0.01％含有することを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度薄鋼板。
（６）引張強度（ＴＳ）が390MPa以上、伸び（ＥＬ）が30％以上、穴広げ率が40％以上であることを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度薄鋼板。
（７）鋼板の表面に、めっき層をさらに備えることを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載の加工性に優れた高強度薄鋼板。
（８）上記（１）〜（５）のいずれかに記載の組成からなる鋼素材に対し、熱間圧延後、冷却してコイルに巻き取り、ついで酸洗後、冷間圧延した後に焼鈍を行って薄鋼板を製造するに当たり、
前記熱間圧延後の巻取り温度を500℃以上とし、前記焼鈍を、500℃から均熱温度域までの加熱速度：0.2℃／s以上、均熱温度：700〜900℃、均熱時間：10〜1000s、均熱温度から500℃までの冷却速度：3℃／s以上の条件で行うことを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
前記熱間圧延後の巻取り温度を500℃以上とし、前記焼鈍を、500℃から均熱温度域までの加熱速度：0.2℃／s以上、均熱温度：700〜900℃、均熱時間：10〜1000s、均熱温度から500℃までの冷却速度：3℃／s以上の条件で行うことを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（９）前記均熱後の冷却過程において、200〜500℃で30s以上保持することを特徴とする上記（８）に記載の加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（１０）
前記焼鈍後に、板厚減少率が0.1〜3.0％である調質圧延を施すことを特徴とする上記（８）又は（９）に記載の加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
前記焼鈍後に、板厚減少率が0.1〜3.0％である調質圧延を施すことを特徴とする上記（８）又は（９）に記載の加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（１１）前記500℃まで冷却した後、めっき処理を施すことを特徴とする上記（８）〜（１０）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（１２）前記めっき処理の後、該めっき層にさらに合金化処理を施すことを特徴とする上記（１１）に記載の加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
本発明によれば、良好な穴広げ性を有するとともに、加工性に優れた高強度薄鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することが可能となる。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、薄鋼板の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
まず、本発明において、薄鋼板の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
C：0.05〜0.20％
Cはパーライトを生成して高強度化に寄与できる。そのためCは0.05％以上とする必要があり、好ましくは0.10％以上、より好ましくは0.12%以上、さらに好ましくは0.14%以上である。
一方、多量のCはパーライト分率の増加やベイナイト、マルテンサイト相の生成を招き、伸びや穴広げ性などの成形性が著しく低下することから、C量は0.20％以下とする必要があり、好ましくは0.18%以下、より好ましくは0.16％以下である。
Cはパーライトを生成して高強度化に寄与できる。そのためCは0.05％以上とする必要があり、好ましくは0.10％以上、より好ましくは0.12%以上、さらに好ましくは0.14%以上である。
一方、多量のCはパーライト分率の増加やベイナイト、マルテンサイト相の生成を招き、伸びや穴広げ性などの成形性が著しく低下することから、C量は0.20％以下とする必要があり、好ましくは0.18%以下、より好ましくは0.16％以下である。
Si：0.10％以下
Siは、多量に添加すると、フェライト−オーステナイト２相域においてオーステナイト中へのC濃化を促進するため、冷却時にベイナイト、マルテンサイト相の生成を招き、伸びや穴広げ性などの成形性が著しく低下する。また、焼鈍時のSi酸化物の生成によりめっき性が阻害される。したがって、Siは0.10％以下とする必要があり、好ましくは0.05％以下、より好ましくは0.03％以下、さらに好ましくは0.01%以下である。
Siは、多量に添加すると、フェライト−オーステナイト２相域においてオーステナイト中へのC濃化を促進するため、冷却時にベイナイト、マルテンサイト相の生成を招き、伸びや穴広げ性などの成形性が著しく低下する。また、焼鈍時のSi酸化物の生成によりめっき性が阻害される。したがって、Siは0.10％以下とする必要があり、好ましくは0.05％以下、より好ましくは0.03％以下、さらに好ましくは0.01%以下である。
Mn：0.2〜1.7％
Mnは、固溶強化により高強度化に寄与するだけでなく、パーライト変態を遅らせることでパーライトのラメラ間隔を小さくすることができる。さらに、有害な鋼中SをMnSとして無害化する作用も有する。このような効果を得るため、Mnの含有量は0.2％以上とする必要があり、好ましくは0.4％以上、さらに好ましくは0.6%以上である。
一方、多量のMnは硬質化による延性の低下を招くだけでなく、焼入れ性を促進することでベイナイトやマルテンサイト相の生成を招き、伸びや穴広げ性などの成形性が著しく低下するだけでなく、焼鈍時にはMn酸化物の生成によりめっき性が阻害される。そのためMnの含有量は1.7%以下とする必要がある。
Mnは、固溶強化により高強度化に寄与するだけでなく、パーライト変態を遅らせることでパーライトのラメラ間隔を小さくすることができる。さらに、有害な鋼中SをMnSとして無害化する作用も有する。このような効果を得るため、Mnの含有量は0.2％以上とする必要があり、好ましくは0.4％以上、さらに好ましくは0.6%以上である。
一方、多量のMnは硬質化による延性の低下を招くだけでなく、焼入れ性を促進することでベイナイトやマルテンサイト相の生成を招き、伸びや穴広げ性などの成形性が著しく低下するだけでなく、焼鈍時にはMn酸化物の生成によりめっき性が阻害される。そのためMnの含有量は1.7%以下とする必要がある。
P：0.10％以下
Pは、粒界に偏析して、延性や靭性を劣化させることから、0.10％以下とする必要があり、好ましくは0.05%以下、より好ましくは0.03%以下、さらに好ましくは0.01%以下である。
Pは、粒界に偏析して、延性や靭性を劣化させることから、0.10％以下とする必要があり、好ましくは0.05%以下、より好ましくは0.03%以下、さらに好ましくは0.01%以下である。
S：0.10％以下
Sは、熱間での延性を著しく低下させることで、熱間割れを誘発し、表面性状を著しく劣化させる。さらに、Sは、不純物元素として粗大なMnSを形成することにより、延性、穴広げ性を低下させる。これらの問題は、S量が0.10％を超えると顕著となるため、極力低減することが望ましい。したがって、Sの含有量は0.10％以下とする必要があり、好ましくは0.05％以下、より好ましくは0.03％以下、さらに好ましくは0.01%以下である。
Sは、熱間での延性を著しく低下させることで、熱間割れを誘発し、表面性状を著しく劣化させる。さらに、Sは、不純物元素として粗大なMnSを形成することにより、延性、穴広げ性を低下させる。これらの問題は、S量が0.10％を超えると顕著となるため、極力低減することが望ましい。したがって、Sの含有量は0.10％以下とする必要があり、好ましくは0.05％以下、より好ましくは0.03％以下、さらに好ましくは0.01%以下である。
Al：0.01〜0.10％
Alは、Nを窒化物として固定することで、固溶Nによる時効劣化を抑制することができる。このような効果を得るためにはAlの含有量は0.01％以上とする必要があり、好ましくは0.03%以上である。
一方、多量のAlは、鋼中アルミ酸化物の増加を招き延性が低下することから、Alの含有量を0.10%以下とする必要がある。
Alは、Nを窒化物として固定することで、固溶Nによる時効劣化を抑制することができる。このような効果を得るためにはAlの含有量は0.01％以上とする必要があり、好ましくは0.03%以上である。
一方、多量のAlは、鋼中アルミ酸化物の増加を招き延性が低下することから、Alの含有量を0.10%以下とする必要がある。
N：0.010％以下
Nは多量に含有すると、熱間圧延中にスラブ割れを伴い、表面疵が発生する恐れがある。したがって、Nの含有量は0.010％以下とする必要があり、好ましくは0.006%以下、より好ましくは0.004%以下、さらに好ましくは0.003%以下である。
Nは多量に含有すると、熱間圧延中にスラブ割れを伴い、表面疵が発生する恐れがある。したがって、Nの含有量は0.010％以下とする必要があり、好ましくは0.006%以下、より好ましくは0.004%以下、さらに好ましくは0.003%以下である。
〔％Mn〕／〔％C〕≧2.0
MnはCと相互作用をもち、Cの拡散を抑制することでパーライトのラメラ間隔を小さくする作用を有する。そのため、Cに対するMnの比（〔％Mn〕／〔％C〕）は2.0以上とする必要があり、好ましくは4.0以上、さらに好ましくは5.0以上である。
なお、〔％M〕は、鋼中のM元素の含有量（質量％）を示す。
MnはCと相互作用をもち、Cの拡散を抑制することでパーライトのラメラ間隔を小さくする作用を有する。そのため、Cに対するMnの比（〔％Mn〕／〔％C〕）は2.0以上とする必要があり、好ましくは4.0以上、さらに好ましくは5.0以上である。
なお、〔％M〕は、鋼中のM元素の含有量（質量％）を示す。
なお、本発明の残部は、Fe及び不可避不純物である。これは、本発明の作用・効果を損なわない限り、不可避的不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本発明の範囲に含まれることを意味する。
さらに、強度、延性、穴広げ性を向上させることを目的として、次の元素を添加することができる。
B：0.0002〜0.0030％、Cr：0.002〜0.10％、Ni：0.002〜0.10％及びCu：0.002〜0.10％のうちから選択される一種又は二種以上
B、Cr、Ni及びCuはパーライトの生成を遅らせ、パーライトのラメラ間隔を小さくする作用を有する。このような効果を得るため、B、Cr、Ni及びCuの一種又は二種以上を含有し、Bについては0.0002%以上、Cr、Ni及びCuについてはそれぞれ0.002％以上添加することが好ましく、より好ましくは、Bは0.0005%以上、Cr、Ni及びCuはそれぞれ0.005%以上である。
一方、多量のB、Cr、Ni及びCuの添加は、焼入れ性を促進することでベイナイトやマルテンサイト相の生成を招くことから、B、Cr、Ni及びCuを添加する場合には、Bの添加量は0.0030%以下、Cr、Ni及びCuの添加量はそれぞれ0.10％以下とすることが好ましく、より好ましくはBを0.0015%以下、Cr、Ni及びCu はそれぞれ0.05%以下である。
B、Cr、Ni及びCuはパーライトの生成を遅らせ、パーライトのラメラ間隔を小さくする作用を有する。このような効果を得るため、B、Cr、Ni及びCuの一種又は二種以上を含有し、Bについては0.0002%以上、Cr、Ni及びCuについてはそれぞれ0.002％以上添加することが好ましく、より好ましくは、Bは0.0005%以上、Cr、Ni及びCuはそれぞれ0.005%以上である。
一方、多量のB、Cr、Ni及びCuの添加は、焼入れ性を促進することでベイナイトやマルテンサイト相の生成を招くことから、B、Cr、Ni及びCuを添加する場合には、Bの添加量は0.0030%以下、Cr、Ni及びCuの添加量はそれぞれ0.10％以下とすることが好ましく、より好ましくはBを0.0015%以下、Cr、Ni及びCu はそれぞれ0.05%以下である。
Ti 、Nb、V、Ta、W及びMoのうちから選択される一種又は二種以上を、それぞれ0.002〜0.050％
Ti、Nb、V、Ta、W、Moは微細析出物を形成することですることで高強度化に寄与できる。このような効果を得るため、Ti、Nb、V、Ta、W、Moを添加する場合には、一種又は二種以上をそれぞれ0.002％以上添加することが好ましい。
一方、多量にTi、Nb、V、Ta、W、Moを添加すると延性が大きく低下することから、Ti、Nb、V、Ta、W、Moを添加する場合には、一種又は二種以上を、それぞれ0.050％以下とすることが好ましく、より好ましくは0.030%以下である。
Ti、Nb、V、Ta、W、Moは微細析出物を形成することですることで高強度化に寄与できる。このような効果を得るため、Ti、Nb、V、Ta、W、Moを添加する場合には、一種又は二種以上をそれぞれ0.002％以上添加することが好ましい。
一方、多量にTi、Nb、V、Ta、W、Moを添加すると延性が大きく低下することから、Ti、Nb、V、Ta、W、Moを添加する場合には、一種又は二種以上を、それぞれ0.050％以下とすることが好ましく、より好ましくは0.030%以下である。
Sb：0.005〜0.050％
Sbは、熱間圧延時の加熱炉において、表面に偏析しスラブが窒化するのを防止することでNによる延性低下を抑制することができる。このような効果を得るため、Sbを0.005%以上添加することが好ましい。
一方、多量にSbを添加すると製造コストが上昇することから、Sbを添加する場合は0.050%以下とすることが好ましい。
Sbは、熱間圧延時の加熱炉において、表面に偏析しスラブが窒化するのを防止することでNによる延性低下を抑制することができる。このような効果を得るため、Sbを0.005%以上添加することが好ましい。
一方、多量にSbを添加すると製造コストが上昇することから、Sbを添加する場合は0.050%以下とすることが好ましい。
Ca及びREMのうちから選択される一種又は二種をそれぞれ0.0005〜0.01％
Ca及びREMは、硫化物の形態を制御することで延性を向上させることができる。このような効果を得るためCa及びREMの一種又は二種をそれぞれ0.0005％以上添加することが好ましい。一方、多量の添加は製造コストが上昇することから、これらの元素の含有量はそれぞれ0.01％以下とすることが好ましい。
Ca及びREMは、硫化物の形態を制御することで延性を向上させることができる。このような効果を得るためCa及びREMの一種又は二種をそれぞれ0.0005％以上添加することが好ましい。一方、多量の添加は製造コストが上昇することから、これらの元素の含有量はそれぞれ0.01％以下とすることが好ましい。
なお、不純物として、Sn、Mg、Co、As、Pb、Zn、O等を、合計で0.5％以下含んでいても、特性には問題ない。
次に、本発明による高強度薄鋼板の組織及び機械特性値について説明する。
フェライトの面積率：90％以上
フェライトの面積率が小さいと延性が低下するため、フェライトの面積率は90％以上とする必要があり、好ましくは95％以上、より好ましくは98％以上である。
ここで、前記フェライトの面積率とは、鋼組織中に占めるフェライトの割合のことである。例えば、フェライト分率は圧延方向断面を埋め込み、ナイタール腐食後、1000倍で300×300μm2領域の組織観察を行うことで、フェライトの面積率を測定できる。
フェライトの面積率：90％以上
フェライトの面積率が小さいと延性が低下するため、フェライトの面積率は90％以上とする必要があり、好ましくは95％以上、より好ましくは98％以上である。
ここで、前記フェライトの面積率とは、鋼組織中に占めるフェライトの割合のことである。例えば、フェライト分率は圧延方向断面を埋め込み、ナイタール腐食後、1000倍で300×300μm2領域の組織観察を行うことで、フェライトの面積率を測定できる。
パーライトの面積率：1〜10％
パーライトは高強度化のために必要であることから、パーライトの面積率は1％以上とする必要がある。一方、パーライトの面積率が大きくなると、延性、穴広げ性が低下することから、パーライトの面積率は10％以下とする必要があり、好ましくは5％以下、より好ましくは2％以下である。
ここで、前記パーライトの面積率とは、鋼組織中に占めるパーライトの割合のことである。例えば、パーライト分率は圧延方向断面を埋め込み、ナイタール腐食後、1000倍で300×300μm2領域の組織観察を行うことで、パーライトの面積率を測定できる。
フェライト、パーライト以外の組織としては、マルテンサイト及び／又はベイナイトが鋼組織に含まれる可能性があるが、これらは延性、穴広げ性が低下することから、少ないほど好ましい。
パーライトは高強度化のために必要であることから、パーライトの面積率は1％以上とする必要がある。一方、パーライトの面積率が大きくなると、延性、穴広げ性が低下することから、パーライトの面積率は10％以下とする必要があり、好ましくは5％以下、より好ましくは2％以下である。
ここで、前記パーライトの面積率とは、鋼組織中に占めるパーライトの割合のことである。例えば、パーライト分率は圧延方向断面を埋め込み、ナイタール腐食後、1000倍で300×300μm2領域の組織観察を行うことで、パーライトの面積率を測定できる。
フェライト、パーライト以外の組織としては、マルテンサイト及び／又はベイナイトが鋼組織に含まれる可能性があるが、これらは延性、穴広げ性が低下することから、少ないほど好ましい。
パーライトのラメラ間隔：0.5μm
パーライトのラメラ間隔が大きいと穴広げ性が低下することから、パーライトのラメラ間隔は0.5μm以下とし、好ましくは0.3μm以下、より好ましくは0.2μm以下である。
パーライトのラメラ間隔が大きいと穴広げ性が低下することから、パーライトのラメラ間隔は0.5μm以下とし、好ましくは0.3μm以下、より好ましくは0.2μm以下である。
引張強度（ＴＳ）：390MPa以上
本発明の高強度薄鋼板は、引張強度（ＴＳ）が390MPa以上であることが好ましい。ＴＳを390MPa以上とすることで、強度が必要な部材に対し鋼板を薄肉化することができるからである。ここで、ＴＳは、圧延直角方向よりJIS5引張り試験片を切り出し、JIS Z 2241に準拠した引張り試験によって測定することができる。
本発明の高強度薄鋼板は、引張強度（ＴＳ）が390MPa以上であることが好ましい。ＴＳを390MPa以上とすることで、強度が必要な部材に対し鋼板を薄肉化することができるからである。ここで、ＴＳは、圧延直角方向よりJIS5引張り試験片を切り出し、JIS Z 2241に準拠した引張り試験によって測定することができる。
伸び（ＥＬ）：30％以上
本発明の高強度薄鋼板は、伸び（ＥＬ）が30％以上であることが好ましく、より好ましくは35％以上、さらに好ましくは40％以上である。伸びを30％以上とすることで、プレス成型時の割れの発生を抑制することができるからである。ここで、ＥＬは、圧延直角方向よりJIS5引張り試験片を切り出し、JIS Z 2241に準拠した引張り試験によって測定することができる。
本発明の高強度薄鋼板は、伸び（ＥＬ）が30％以上であることが好ましく、より好ましくは35％以上、さらに好ましくは40％以上である。伸びを30％以上とすることで、プレス成型時の割れの発生を抑制することができるからである。ここで、ＥＬは、圧延直角方向よりJIS5引張り試験片を切り出し、JIS Z 2241に準拠した引張り試験によって測定することができる。
穴広げ率：40％以上
穴広げ率が小さいと、プレス形成時、打ち抜き部や剪断部から割れが発生することから、穴広げは40％以上であり、好ましくは50％以上、より好ましくは60％以上である。
穴広げ率が小さいと、プレス形成時、打ち抜き部や剪断部から割れが発生することから、穴広げは40％以上であり、好ましくは50％以上、より好ましくは60％以上である。
また、本発明の高強度鋼板は、表面にめっき皮膜を有するものとしてもよい。鋼板表面にめっき皮膜を形成することにより、薄鋼板の耐食性が向上する。なお、めっき皮膜としては、例えば溶融亜鉛めっき皮膜や合金化溶融亜鉛めっき皮膜の他、電気亜鉛めっき、例えばZn−Ni電気合金めっき等が挙げられる。
次に、本発明の薄鋼板の製造方法について説明する。
本発明では、好適には連続鋳造で得られたスラブを鋼素材とし、熱間圧延後、冷却してコイルに巻き取り、ついで酸洗後、冷間圧延した後、焼鈍を施して薄鋼板を製造する。
そして、前記熱間圧延後の巻取り温度を500℃以上とし、前記焼鈍を、500℃から均熱温度域までの加熱速度：0.2℃／s以上、均熱温度：700〜900℃、均熱時間：10〜1000s、均熱温度から500℃までの冷却速度：3℃／s以上の条件で行うことを特徴とする。
本発明では、好適には連続鋳造で得られたスラブを鋼素材とし、熱間圧延後、冷却してコイルに巻き取り、ついで酸洗後、冷間圧延した後、焼鈍を施して薄鋼板を製造する。
そして、前記熱間圧延後の巻取り温度を500℃以上とし、前記焼鈍を、500℃から均熱温度域までの加熱速度：0.2℃／s以上、均熱温度：700〜900℃、均熱時間：10〜1000s、均熱温度から500℃までの冷却速度：3℃／s以上の条件で行うことを特徴とする。
熱間圧延後の巻取り温度：500℃以上
熱間圧延後の巻取り温度が低いと、フェライト変態時にオーステナイト中へのC濃化が起こりにくく、冷延後の焼鈍工程においてパーライトの生成が抑制されてしまう。また、ベイナイトやマルテンサイトなど硬質な低温変態相の生成により、鋼板が硬質化し、その後の冷延時における荷重も高くなってしまうことから、操業上の困難をともなう。したがって、巻取り温度は500℃以上とする必要があり、好ましくは550℃以上、より好ましくは600℃以上である。巻取り温度の上限は特に設けないが、巻取り温度が高いとスケール生成が促進され鋼板歩留まりが低下するだけでなく、酸洗時のスケール残りに起因した表面欠陥などが発生することから、750℃以下とすることが好ましく、より好ましくは700℃以下、さらに好ましくは650℃以下である。
熱間圧延後の巻取り温度が低いと、フェライト変態時にオーステナイト中へのC濃化が起こりにくく、冷延後の焼鈍工程においてパーライトの生成が抑制されてしまう。また、ベイナイトやマルテンサイトなど硬質な低温変態相の生成により、鋼板が硬質化し、その後の冷延時における荷重も高くなってしまうことから、操業上の困難をともなう。したがって、巻取り温度は500℃以上とする必要があり、好ましくは550℃以上、より好ましくは600℃以上である。巻取り温度の上限は特に設けないが、巻取り温度が高いとスケール生成が促進され鋼板歩留まりが低下するだけでなく、酸洗時のスケール残りに起因した表面欠陥などが発生することから、750℃以下とすることが好ましく、より好ましくは700℃以下、さらに好ましくは650℃以下である。
焼鈍における500℃から均熱温度域までの加熱速度：0.2℃／s以上
焼鈍時の昇温速度が小さいと、昇温途中でセメンタイトの固溶が進行し、Cが拡散することでC濃化が抑制され冷却過程でのパーライトの生成が抑制されてしまう。セメンタイトの固溶は500℃以上で顕著となることから、500℃から均熱までを0.2℃／s以上で昇温する必要があり、好ましくは0.5℃／ｓ以上、より好ましくは1℃／s以上、さらに好ましくは3 ℃／s以上である。昇温速度の上限は特に設けず、IHなどを使って100℃／s以上で加熱しても構わないが、特別な加熱装置を用いない場合には30℃／s以下で十分である。
焼鈍時の昇温速度が小さいと、昇温途中でセメンタイトの固溶が進行し、Cが拡散することでC濃化が抑制され冷却過程でのパーライトの生成が抑制されてしまう。セメンタイトの固溶は500℃以上で顕著となることから、500℃から均熱までを0.2℃／s以上で昇温する必要があり、好ましくは0.5℃／ｓ以上、より好ましくは1℃／s以上、さらに好ましくは3 ℃／s以上である。昇温速度の上限は特に設けず、IHなどを使って100℃／s以上で加熱しても構わないが、特別な加熱装置を用いない場合には30℃／s以下で十分である。
焼鈍における均熱温度：700〜900℃
均熱温度が低いと、再結晶が完了せず延性が大きく低下するだけでなく、オーステナイト変態しないことでC濃化が抑制され、冷却過程でのパーライトの生成が抑制されてしまう。したがって、均熱温度は700℃以上とする必要があり、好ましくは750℃以上である。
一方、均熱温度が高くなると、粒が粗大化し強度が低下することから、均熱温度は900℃以下とする必要があり、好ましくは850℃以下である。
均熱温度が低いと、再結晶が完了せず延性が大きく低下するだけでなく、オーステナイト変態しないことでC濃化が抑制され、冷却過程でのパーライトの生成が抑制されてしまう。したがって、均熱温度は700℃以上とする必要があり、好ましくは750℃以上である。
一方、均熱温度が高くなると、粒が粗大化し強度が低下することから、均熱温度は900℃以下とする必要があり、好ましくは850℃以下である。
焼鈍における均熱時間：10〜1000s
均熱時間が短いと再結晶が完了せず伸びが著しく低下してしまうことから、均熱時間は10s以上とする必要があり、好ましくは30s以上、より好ましくは100s以上である。
一方、均熱時間が長いと、フェライト粒が粗大化し、強度が低下してしまうことから、均熱時間は1000s以下とする必要があり、好ましくは500s以下、より好ましくは300s以下、さらに好ましくは200s以下である。
均熱時間が短いと再結晶が完了せず伸びが著しく低下してしまうことから、均熱時間は10s以上とする必要があり、好ましくは30s以上、より好ましくは100s以上である。
一方、均熱時間が長いと、フェライト粒が粗大化し、強度が低下してしまうことから、均熱時間は1000s以下とする必要があり、好ましくは500s以下、より好ましくは300s以下、さらに好ましくは200s以下である。
焼鈍における均熱温度から500℃までの冷却速度：3℃／s以上
均熱からの冷却速度が小さいとフェライト粒が粗大化し強度が低下するだけでなく、パーライトのラメラ間隔が大きくなってしまう。このような影響は500℃以上で顕著なことから、均熱から500℃までの冷却速度は3℃／s以上とする必要があり、好ましくは5℃／s以上、より好ましくは10℃／s以上である。冷却速度の上限はとくに規定しないが、急速冷却するには特殊な装置を必要とすることから30℃／s程度で十分である。
均熱からの冷却速度が小さいとフェライト粒が粗大化し強度が低下するだけでなく、パーライトのラメラ間隔が大きくなってしまう。このような影響は500℃以上で顕著なことから、均熱から500℃までの冷却速度は3℃／s以上とする必要があり、好ましくは5℃／s以上、より好ましくは10℃／s以上である。冷却速度の上限はとくに規定しないが、急速冷却するには特殊な装置を必要とすることから30℃／s程度で十分である。
加熱、均熱後の冷却過程において、200〜500℃で30s以上保持
加熱、均熱後の冷却過程において、低温で保持することでセメンタイトを析出させ固溶Cを減らすことで延性および耐時効性を向上させることができる。このような固溶Cの低減は200〜500℃での保持で顕著になることから、200〜500℃で30s以上保持することが好ましく、より好ましくは100s以上、さらに好ましくは150s以上である。保持時間の上限にとくに制限はないが、600s程度で十分である。
加熱、均熱後の冷却過程において、低温で保持することでセメンタイトを析出させ固溶Cを減らすことで延性および耐時効性を向上させることができる。このような固溶Cの低減は200〜500℃での保持で顕著になることから、200〜500℃で30s以上保持することが好ましく、より好ましくは100s以上、さらに好ましくは150s以上である。保持時間の上限にとくに制限はないが、600s程度で十分である。
焼鈍後の調質圧延における板厚減少率：0.1〜3.0％
焼鈍後に調質圧延を行うことで、降伏点伸びを小さくし、プレス成型時のしわの発生を抑制するとともに、均一に歪を導入することで打ち抜き、剪断時の歪の集中を抑制することができる。そのため、焼鈍後に調質圧延を行うことが好ましく、その際の板厚減少率は0.1％以上とすることが好ましく、より好ましくは0.5%以上である。
一方、板厚減少率が大きくなると加工硬化により延性が低下することから、焼鈍後の調質圧延における板厚減少率は3.0%以下とすることが好ましく、より好ましくは2.0%以下、さらに好ましくは1.5％以下である。なお、調質圧延においては、圧延ロールによる圧下を加えてもよいし、鋼板にテンションを加えた引張りによる加工を加えてもよい。さらに、圧延と引張りの複合でもよい。
焼鈍後に調質圧延を行うことで、降伏点伸びを小さくし、プレス成型時のしわの発生を抑制するとともに、均一に歪を導入することで打ち抜き、剪断時の歪の集中を抑制することができる。そのため、焼鈍後に調質圧延を行うことが好ましく、その際の板厚減少率は0.1％以上とすることが好ましく、より好ましくは0.5%以上である。
一方、板厚減少率が大きくなると加工硬化により延性が低下することから、焼鈍後の調質圧延における板厚減少率は3.0%以下とすることが好ましく、より好ましくは2.0%以下、さらに好ましくは1.5％以下である。なお、調質圧延においては、圧延ロールによる圧下を加えてもよいし、鋼板にテンションを加えた引張りによる加工を加えてもよい。さらに、圧延と引張りの複合でもよい。
発明の実施に当たり、溶製方法は、通常の転炉法、電炉法等、適宜適用することができる。溶製された鋼は、スラブに鋳造後そのまま、あるいは、温片や冷片のスラブを再加熱し、熱間圧延を施す。熱間圧延で加熱する場合には、1100〜1250℃程度で加熱すればよい。
粗圧延後の仕上げ圧延ではオーステナイト域で圧延を終了するのが好ましい。
仕上げ圧延後、巻取りまでの冷却速度も、特に規定しないが、空冷以上の冷速があれば十分であるが、20℃／s以上の急冷や100℃／s以上の超急冷をおこなってもよい。
粗圧延後の仕上げ圧延ではオーステナイト域で圧延を終了するのが好ましい。
仕上げ圧延後、巻取りまでの冷却速度も、特に規定しないが、空冷以上の冷速があれば十分であるが、20℃／s以上の急冷や100℃／s以上の超急冷をおこなってもよい。
その後、通常の酸洗後に、冷間圧延を行うに際しては、50〜80％程度の冷圧率で圧延をおこなえばよい。焼鈍に際し、500℃までの昇温過程における昇温速度は任意だが、遅いと作業効率が低下するため3℃／ｓ以上の昇温速度で焼鈍すればよい。
また、冷却途中において必要に応じて420〜500℃の亜鉛めっき浴に浸漬することで溶融亜鉛めっきを施すこともできる。
さらに、めっき浴浸漬後に460〜570℃程度の温度まで再加熱をおこない1s以上、より好ましくは5s以上保持することで亜鉛と鉄を合金化させる、いわゆる合金化処理を行うこともできる。
めっきに際しては亜鉛以外に、Alめっきや亜鉛とAlの複合めっきなどを行うこともできる。また、焼鈍途中でめっきを施さなかった場合には、電気亜鉛めっきやNiめっきなどを施してもよく、冷延鋼板やめっき鋼板の上に、化成処理などにより皮膜を形成することも可能である。
さらに、めっき浴浸漬後に460〜570℃程度の温度まで再加熱をおこない1s以上、より好ましくは5s以上保持することで亜鉛と鉄を合金化させる、いわゆる合金化処理を行うこともできる。
めっきに際しては亜鉛以外に、Alめっきや亜鉛とAlの複合めっきなどを行うこともできる。また、焼鈍途中でめっきを施さなかった場合には、電気亜鉛めっきやNiめっきなどを施してもよく、冷延鋼板やめっき鋼板の上に、化成処理などにより皮膜を形成することも可能である。
以下、実施例について説明する。
表１にスラブの化学組成、表２に鋼板の製造条件を示す。表１の成分組成になる溶鋼を、連続鋳造してスラブ（鋼素材）とした。得られたスラブを、表２の条件に従って、熱間圧延し、冷却してコイルに巻き取り、ついで酸洗後、冷間圧延した後に焼鈍し、高強度薄鋼板を製造した。また、一部（大部分）の鋼板には、焼鈍後、調質圧延を施した。
表１にスラブの化学組成、表２に鋼板の製造条件を示す。表１の成分組成になる溶鋼を、連続鋳造してスラブ（鋼素材）とした。得られたスラブを、表２の条件に従って、熱間圧延し、冷却してコイルに巻き取り、ついで酸洗後、冷間圧延した後に焼鈍し、高強度薄鋼板を製造した。また、一部（大部分）の鋼板には、焼鈍後、調質圧延を施した。
なお、めっき処理については、ＧＡは合金化溶融亜鉛めっき、ＧＩは溶融亜鉛めっき、ＥＧは電気亜鉛めっきを示し、ＧＡ及びＧＩは焼鈍時の冷却途中で、ＥＧは焼鈍後に、めっき処理を施した。
各鋼板の鋼組織は、圧延方向断面についてSEMを用いて1000倍で観察し、100×100μm領域5視野から画像解析により面積率を求めた。パーライトのラメラ間隔は、観察された個々のパーライトについて平均のラメラ間隔を求め、さらに各パーライトの平均値を算出した。
また、降伏点（ＹＰ）引張強度（ＴＳ）及び伸び（ＥＬ）を測定するための引張試験には、圧延直角方向よりJIS5号引張り試験片を切り出し、JIS Z 2241に準拠して行った。
さらに、穴広げ率については、JIS Z 2256に準拠して算出を行った。
測定・算出した結果については表３に示す。引張強度（ＴＳ）が390MPa以上、伸び（ＥＬ）が30％以上、穴広げ率が40％以上の場合、特性が優れるとした。
また、降伏点（ＹＰ）引張強度（ＴＳ）及び伸び（ＥＬ）を測定するための引張試験には、圧延直角方向よりJIS5号引張り試験片を切り出し、JIS Z 2241に準拠して行った。
さらに、穴広げ率については、JIS Z 2256に準拠して算出を行った。
測定・算出した結果については表３に示す。引張強度（ＴＳ）が390MPa以上、伸び（ＥＬ）が30％以上、穴広げ率が40％以上の場合、特性が優れるとした。
表３の結果から、発明例に係る鋼板（No.3〜10及び17〜20）は、いずれの特性についても良好な値を示すことがわかった。
一方、比較例に係る鋼板（No.11〜16び21〜27）は、いずれかの特性が発明例に比べて劣っていることがわかった。
一方、比較例に係る鋼板（No.11〜16び21〜27）は、いずれかの特性が発明例に比べて劣っていることがわかった。
また、図１に鋼板No.1、3〜10、13、16及び17〜20について、〔％Mn〕／〔％C〕と、パーライトのラメラ間隔との関係を示す。図１から、〔％Mn〕／〔％C〕≧2.0とすることでラメラ間隔≦0.5μmとできることがわかった。
また、図2に鋼板No.1、3〜10、13、16、17〜20について、パーライトのラメラ間隔と、穴広げ率との関係を示す。ラメラ間隔≦0.5μmとすることで穴広げ率≧40％とできる。
また、図2に鋼板No.1、3〜10、13、16、17〜20について、パーライトのラメラ間隔と、穴広げ率との関係を示す。ラメラ間隔≦0.5μmとすることで穴広げ率≧40％とできる。
本発明によれば、良好な穴広げ性を有するとともに、加工性に優れた高強度薄鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することが可能となり、産業上格段の効果を奏する。
Claims (12)
- 質量％で、C ：0.05〜0.20％、Si：0.10％以下、Mn：0.2〜1.7％、P ：0.10％以下、S：0.10％以下、Al：0.01〜0.10％、N ：0.010％以下を含有し、かつ、〔％Mn〕／〔％C〕≧2.0を満足し、残部がFe及び不可避不純物の組成からなり、
鋼中の、フェライトの面積率が90％以上、パーライトの面積率が1〜10％、パーライトのラメラ間隔が0.5μm以下であることを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板。
ただし、〔％M〕は、鋼中のM元素の含有量（質量％）を示す。 - さらに質量％で、B：0.0002〜0.0030％、Cr：0.002〜0.10％、Ni：0.002〜0.10％及びCu：0.002〜0.10％のうちから選択される一種又は二種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の加工性に優れた高強度薄鋼板。
- さらに質量％で、Ti 、Nb、V、Ta、W及びMoのうちから選択される一種又は二種以上を、それぞれ0.002〜0.050％含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の加工性に優れた高強度薄鋼板。
- さらに質量％で、Sb：0.005〜0.050％を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の加工性に優れた高強度薄鋼板。
- さらに質量％で、Ca及びREMのうちから選択される一種又は二種をそれぞれ0.0005〜0.01％含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の加工性に優れた高強度薄鋼板。
- 引張強度（ＴＳ）が390MPa以上、伸び（ＥＬ）が30％以上、穴広げ率が40％以上であることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の加工性に優れた高強度薄鋼板。
- 鋼板の表面に、めっき層をさらに備えることを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載の加工性に優れた高強度薄鋼板。
- 請求項１〜５のいずれかに記載の組成からなる鋼素材に対し、熱間圧延後、冷却してコイルに巻き取り、ついで酸洗後、冷間圧延した後に焼鈍を行って薄鋼板を製造するに当たり、
前記熱間圧延後の巻取り温度を500℃以上とし、前記焼鈍を、500℃から均熱温度域までの加熱速度：0.2℃／s以上、均熱温度：700〜900℃、均熱時間：10〜1000s、均熱温度から500℃までの冷却速度：3℃／s以上の条件で行うことを特徴とする加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。 - 前記均熱後の冷却過程において、200〜500℃で30s以上保持することを特徴とする請求項８に記載の加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍後に、板厚減少率が0.1〜3.0％である調質圧延を施すことを特徴とする請求項８又は９に記載の加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
- 前記500℃まで冷却した後、めっき処理を施すことを特徴とする請求項８〜１０のいずれかに記載の加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
- 前記めっき処理の後、該めっき層にさらに合金化処理を施すことを特徴とする請求項１１に記載の加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
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