JP5352963B2 - 形状凍結性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、主として自動車の車体用として好適な剛性、例えば引張り強さが590MPa以上かつ板幅方向ヤング率が235GPa以上である剛性を有し、しかも形状凍結性を有する高張力鋼板およびその製造方法に関する。本発明の高張力薄鋼板は、自動車のサイドシル、センターピラー、サイドフレームおよびクロスメンバーなど、剛性の板厚感受性指数、すなわち部品剛性が部材のヤング率と板厚のλ乗の積に比例するとしたときのλが１に近いコラム状の構造用部材を典型例とする、剛性と形状凍結性が必要とされる用途に広く適するものである。
近年、地球環境問題への関心の高まりを受けて、自動車でも排ガス規制が行われるなど、種々の方策がとられている。かような規制を満足するには、自動車における車体の軽量化は極めて重要な課題である。この車体の軽量化は、例えば鋼板を高強度化して板厚を減少させることによって図ることができる。最近では、鋼板の高強度化が顕著に進んだ結果、板厚2.0mmを下回るような薄鋼板の使用が増加してきており、さらなる軽量化のために、かような薄鋼板を使用するには、鋼板の薄肉化による車体剛性の低下を同時に抑制することが不可欠になってきている。
この車体剛性には、車体の構造が最も大きな影響をもつが、基本的な構造を変更することは容易ではない。そこで、スポット溶接がなされている部品に対しては、溶接点の増加や、ウエルドボンドによる接合あるいはレーザ溶接への切り替えなど、溶接条件を変更することが有効であるが、コストが増加するという問題を伴う。
また、剛性が必要な部分に樹脂などを貼り付ける方法もあるが、やはりコスト増を招くことになる。さらに、部品の形状や断面形状を変えることも有効ではあるが、設計上やプレス加工上の諸問題があり、実施するのは容易でない。
一方、部品に使用される素材の剛性を高めれば、部品形状や溶接条件を変更することなく、部品の剛性を高めることができる。とくに、曲げ剛性が必要な部品に対しては、素材の曲げ剛性を高めることが必要となり、そのためには、ヤング率を高めることが重要となる。さらに、鋼板の高強度化では、プレス形状の保持も問題になることから、鋼板を高強度化する場合には、ヤング率を高めるとともに、プレス加工後の形状凍結性も向上させる必要がある。
ここで、ヤング率は、集合組織に大きく支配され、体心立方格子である鋼の場合は、原子の稠密方向である＜111＞方向に高く、逆に原子密度の小さい＜100＞方向に小さいことが知られている。一般に、結晶方位の配向性がなく、異方性のない通常の鉄のヤング率はおよそ210GPa程度であることが知られているが、結晶方位に異方性を持たせ、特定方向の原子密度を高めることによって、その方向のヤング率を高めることができる。一方、自動車の剛性を考える場合、各部品には、様々な方向から荷重が加わるため、特定方向のみでなく、各方向の荷重に対応して剛性が向上することが求められる。
ヤング率に関しては、これまで、集合組織を制御することによって特定方向の値を高めた鋼板についての検討が種々なされてきている。例えば、特許文献１では、Ｃ量が0.05mass％以下の低炭素鋼にSiとAlを添加してAr３変態点を高めることによって、熱間圧延において、Ar３変態点以下での圧下率を60％以上とし、それにより{211}＜110＞を発達させて圧延直角方向のヤング率を高めた、熱延鋼板の製造方法が開示されている。
ところが、特許文献１には、形状凍結性について何ら触れるところがなく、剛性の向上に併せて優れた形状凍結性を与えることはできない。さらに、特許文献１の技術による高ヤング率化は、熱間圧延で薄鋼板を製造することから、板厚が2.0mmを下回るような高強度鋼板を低温仕上圧延により安定的に製造することも難しいという問題があった。さらに、フェライト域での圧延を行うことによって、結晶粒が粗大化してしまい、加工性が著しく低下するという問題もあった。
ここに、鋼板の形状凍結性に関しては、特許文献２に、組織をフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの複合組織とし、降伏点を300MPa以下とする技術が、開示されている。
特開平９−53118号公報
特開2005−281867号公報
特許文献２に記載された技術では、降伏点を低くすることにて形状凍結性を高めているが、Ｃ量が低く強度が低いことから、これを高強度化する必要がある。しかしながら、この高強度化を進めると当然降伏点は高くなることから、単に降伏点を低くする手法では、高張力化と形状凍結性確保の両立は困難であった。
そこで、本発明は、高張力および形状凍結性の確保を両立させた鋼板について、その有利な製造方法に併せて提供することを目的とする。
発明者らは、上述した問題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、MnおよびAl量を規制し、また所定の条件のフェライト組織とすることによって、高張力および優れた形状凍結性の両立が可能であることを見出し、本発明を完成するに到った。
すなわち、本発明の要旨構成は次の通りである。
１．Ｃ：0.05〜0.14mass％、Si：0.5mass％以下、Mn：1.5〜3.0mass％、Ｐ：0.05mass％以下、Ｓ：0.01mass％以下、Al：0.2〜1.5mass％、Ｎ：0.01mass％以下およびNb：0.02〜0.1mass％を、下記(１)式に示す関係を満たす範囲にて含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライト面積率（以下、フェライト分率と示す）が50％以上および平均フェライト粒径が3.0μm以下であり、圧延方向および板厚方向の平均フェライト粒径をそれぞれdLおよびdNとしたとき、比dN／dLが0.70以上であり、さらに圧延方向の個々のフェライト粒径に関して自然対数を採った値の標準偏差をσAとしたとき、σA≦0.65の関係式を満たすことを特徴とする形状凍結性に優れた高張力鋼板。
記
2.0≦Mn／Al≦12・・・（1）
１．Ｃ：0.05〜0.14mass％、Si：0.5mass％以下、Mn：1.5〜3.0mass％、Ｐ：0.05mass％以下、Ｓ：0.01mass％以下、Al：0.2〜1.5mass％、Ｎ：0.01mass％以下およびNb：0.02〜0.1mass％を、下記(１)式に示す関係を満たす範囲にて含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライト面積率（以下、フェライト分率と示す）が50％以上および平均フェライト粒径が3.0μm以下であり、圧延方向および板厚方向の平均フェライト粒径をそれぞれdLおよびdNとしたとき、比dN／dLが0.70以上であり、さらに圧延方向の個々のフェライト粒径に関して自然対数を採った値の標準偏差をσAとしたとき、σA≦0.65の関係式を満たすことを特徴とする形状凍結性に優れた高張力鋼板。
記
2.0≦Mn／Al≦12・・・（1）
２．前記１において、前記成分組成は、さらにTi：0.01〜0.2mass％およびＶ：0.01〜0.2mass％を含有することを特徴とする形状凍結性に優れた高張力鋼板。
３．前記１または２において、前記成分組成は、さらにCr：0.05〜1.0mass％、Ni：0.05〜1.0mass％、Mo：0.05〜1.0mass％およびCu：0.1〜2.0mass％のいずれか１種以上を含有することを特徴とする形状凍結性に優れた高張力鋼板。
４．前記１、２あるいは３において、前記成分組成は、さらにＷ：0.1〜2.0mass％を含有することを特徴とする形状凍結性に優れた高張力鋼板。
５．Ｃ：0.05〜0.14mass％、Si：0.5mass％以下、Mn：1.5〜3.0mass％、Ｐ：0.05mass％以下、Ｓ：0.01mass％以下、Al：0.2〜1.5mass％、Ｎ：0.01mass％以下およびNb：0.02〜0.1mass％を、下記(１)式に示す関係を満たす範囲にて含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施すに際し、800〜950℃で仕上げ圧延を終了し、次いで、560℃以上で巻取った後酸洗を行い、40〜70％の圧下率で冷間圧延を行った後、1.0℃／ｓ以上の加熱速度で800〜900℃まで加熱し、かつ当該温度域で300ｓ以下の均熱処理を行う、焼鈍を施し、引き続き620℃までの平均冷却速度を1.0〜15℃／ｓとして冷却することを特徴とする形状凍結性に優れた高張力鋼板の製造方法。
記
2.0≦Mn／Al≦12・・・（1）
記
2.0≦Mn／Al≦12・・・（1）
６．前記５において、前記鋼素材は、さらに
Ti：0.01〜0.2mass％および
Ｖ：0.01〜0.2mass％
を含有することを特徴とする形状凍結性に優れた高張力鋼板の製造方法。
Ti：0.01〜0.2mass％および
Ｖ：0.01〜0.2mass％
を含有することを特徴とする形状凍結性に優れた高張力鋼板の製造方法。
７．前記５または６において、前記鋼素材は、さらに
Cr：0.05〜1.0mass％、
Ni：0.05〜1.0mass％、
Mo：0.05〜1.0mass％および
Cu：0.1〜2.0mass％
のいずれか１種以上を含有することを特徴とする形状凍結性に優れた高張力鋼板の製造方法。
Cr：0.05〜1.0mass％、
Ni：0.05〜1.0mass％、
Mo：0.05〜1.0mass％および
Cu：0.1〜2.0mass％
のいずれか１種以上を含有することを特徴とする形状凍結性に優れた高張力鋼板の製造方法。
８．前記５、６あるいは７において、前記鋼素材は、さらに
Ｗ：0.1〜2.0mass％
を含有することを特徴とする形状凍結性に優れた高張力鋼板の製造方法。
Ｗ：0.1〜2.0mass％
を含有することを特徴とする形状凍結性に優れた高張力鋼板の製造方法。
ここで、本発明により、鋼板の幅方向のヤング率と形状凍結性を高めることができるメカニズムは、次のように考えられる。すなわち、熱間圧延とその後の巻取り処理において、フェライト変態を促進し、冷間圧延にて鋼板幅方向の高ヤング率化に有利な（112）［1-10］を発達させ、その後の焼鈍では、Nbにて昇温過程の再結晶を抑制し、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進するとともに、その後の冷却過程では、冷却速度とMnおよびAl量とを調整することによって、フェライトの変態開始温度を800〜700℃に調整し、620℃以上で全フェライトの80％以上の変態を完了させる。その結果、フェライトの粒径並びに粒径分布を前記の通りに制御することができ、焼鈍後のフェライトの方位に関し、（112）［1−10］を発達させると共に形状凍結性を向上させることができる。
なお、本発明が対象とする鋼板の中には、冷延鋼板の他に、合金化を含む溶融亜鉛めっき材や電気亜鉛めっき材などの表面処理を施した鋼板も含む。
本発明によれば、従来は両立することが難しかった、高い剛性と優れた形状凍結性とを共に向上することができ、工業上極めて有効な効果がもたらされる。
次に、本発明の高張力鋼板について、まず、成分組成における各化学成分の限定理由から順に説明する。
Ｃ：0.05〜0.15mass％、
Ｃは、オーステナイトを安定化させる元素であり、冷間圧延後の焼鈍時における冷却過程において、焼入れ度を高め、低温変態相の生成を大きく促進することによって、高強度化に大きく寄与することができる。このような効果を得るため、Ｃの含有量は、0.05mass％以上とする必要がある。
Ｃ：0.05〜0.15mass％、
Ｃは、オーステナイトを安定化させる元素であり、冷間圧延後の焼鈍時における冷却過程において、焼入れ度を高め、低温変態相の生成を大きく促進することによって、高強度化に大きく寄与することができる。このような効果を得るため、Ｃの含有量は、0.05mass％以上とする必要がある。
一方、Ｃ量が多くなると、硬質な低温変態相の分率が大きくなり、鋼が極端に高強度化するとともに、加工性が劣化してしまう。また、多量のＣ添加は、冷間圧延および、その後の焼鈍工程において、剛性向上に有利な集合組織の発達を抑制してしまう。さらに、多量のＣ添加は、溶接性の劣化も招く。以上の理由から、Ｃの含有量は0.15mass％以下とする必要があり、好ましくは0.11mass％以下とする。
Si：0.5mass％以下
Siは、多量に含有すると、鋼板の溶接性を劣化させるとともに、熱間圧延の加熱時において、スラブ表面においてファイヤライトの生成を促進することにて、いわゆる赤スケールと呼ばれる表面模様の発生を助長することになる。さらに、冷延鋼板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が化成処理性を劣化させ、また溶融亜鉛めっき鋼板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が不めっきを誘発する。以上の理由から、Siの含有量は0.5mass％以下とする必要があり、好ましくは0.3mass％以下とする。
一方、Siはフェライトを安定化させる元素であり、冷間圧延後の焼鈍工程における冷却過程において、フェライト変態を促進することで剛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には、0.1mass％以上で添加することが望ましい。
Siは、多量に含有すると、鋼板の溶接性を劣化させるとともに、熱間圧延の加熱時において、スラブ表面においてファイヤライトの生成を促進することにて、いわゆる赤スケールと呼ばれる表面模様の発生を助長することになる。さらに、冷延鋼板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が化成処理性を劣化させ、また溶融亜鉛めっき鋼板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が不めっきを誘発する。以上の理由から、Siの含有量は0.5mass％以下とする必要があり、好ましくは0.3mass％以下とする。
一方、Siはフェライトを安定化させる元素であり、冷間圧延後の焼鈍工程における冷却過程において、フェライト変態を促進することで剛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には、0.1mass％以上で添加することが望ましい。
Mn:1.5〜3.0mass％
Mnは、オーステナイト安定化元素であり、冷間圧延後の焼鈍工程における冷却過程において、焼入れ性を高め、低温変態相の生成を大きく促進することで、高強度化に大きく寄与する。また、固溶強化元素として作用することによって、鋼の高強度化にも寄与する。さらに、冷却過程で生成するフェライトを細粒化することによって、集合組織制御による剛性向上の効果も有する。このような効果を得るためには、Mnの含有量を1.5mass％以上とする必要がある。
Mnは、オーステナイト安定化元素であり、冷間圧延後の焼鈍工程における冷却過程において、焼入れ性を高め、低温変態相の生成を大きく促進することで、高強度化に大きく寄与する。また、固溶強化元素として作用することによって、鋼の高強度化にも寄与する。さらに、冷却過程で生成するフェライトを細粒化することによって、集合組織制御による剛性向上の効果も有する。このような効果を得るためには、Mnの含有量を1.5mass％以上とする必要がある。
一方、多量のMn添加は、冷間圧延後の焼鈍工程における冷却過程において、フェライト変態を抑制することから、剛性の向上に有利な集合組織を発達させることができなくなってしまう。さらに、多量のMn添加は鋼板の溶接性も劣化させてしまう。また、熱間圧延および冷間圧延時の圧延荷重を増加させることになり、製造コストの上昇を招いてしまう。したがって、Mn含有量は3.0mass％以下とする必要があり、より好ましくは2.5mass％以下とする。
Ｐ：0.05mass％以下
Ｐは、粒界に偏析して、鋼板の延性および靭性を低下させるとともに、溶接性も劣化させる。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板として使用される場合には、Ｐにより合金化速度が遅滞してしまう。したがって、Ｐの含有量は0.05mass％以下とする必要がある。一方、Ｐは固溶強化元素として高強度化に有効な元素であり、また、フェライト安定化元素として、オーステナイト中へのＣ濃化を促進する作用も有する。さらに、Siを添加した鋼においては、赤スケールの発生を抑制する作用も有する。このような作用を得るためには、Ｐの含有量を0.01mass％以上とすることが好ましい。
Ｐは、粒界に偏析して、鋼板の延性および靭性を低下させるとともに、溶接性も劣化させる。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板として使用される場合には、Ｐにより合金化速度が遅滞してしまう。したがって、Ｐの含有量は0.05mass％以下とする必要がある。一方、Ｐは固溶強化元素として高強度化に有効な元素であり、また、フェライト安定化元素として、オーステナイト中へのＣ濃化を促進する作用も有する。さらに、Siを添加した鋼においては、赤スケールの発生を抑制する作用も有する。このような作用を得るためには、Ｐの含有量を0.01mass％以上とすることが好ましい。
Ｓ：0.01mass％以下
Ｓは、熱間での延性を著しく低下させるために、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、強度にほとんど寄与しないばかりか、不純物元素として粗大なMnSを形成することにより、延性および穴広げ性を低下させる。これらの問題はＳ量が0.01mass％を超えると顕著となるため、Ｓ量は0.01mass％以下とする必要がある。さらに、穴広げ性をとくに向上させる観点からは、0.005mass％以下とすることが好ましい。
Ｓは、熱間での延性を著しく低下させるために、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、強度にほとんど寄与しないばかりか、不純物元素として粗大なMnSを形成することにより、延性および穴広げ性を低下させる。これらの問題はＳ量が0.01mass％を超えると顕著となるため、Ｓ量は0.01mass％以下とする必要がある。さらに、穴広げ性をとくに向上させる観点からは、0.005mass％以下とすることが好ましい。
Al：0.2〜1.5mass％
Alは、本発明の重要な元素の１つである。すなわち、Alは、冷間圧延後の焼鈍工程において、フェライトの変態を促進し、その粒径分布を小さくするとともに、アスペクト比を0.7以上とすることによって、フェライトの集合組織制御による高剛性化と形状凍結性の向上とに寄与する。このような効果を得るためには、Alの含有量を0.2mass％以上とする必要がある。
一方、Alは強力なフェライト安定化元素であり、多量に添加した場合には、冷間圧延後の焼鈍工程における昇温過程において、Ac3変態点を大きく上昇させる結果、変態を活用した集合組織制御による高剛性化が抑制されることから、Al含有量の上限は1.5mass％、好ましくは1.0mass％とする。
Alは、本発明の重要な元素の１つである。すなわち、Alは、冷間圧延後の焼鈍工程において、フェライトの変態を促進し、その粒径分布を小さくするとともに、アスペクト比を0.7以上とすることによって、フェライトの集合組織制御による高剛性化と形状凍結性の向上とに寄与する。このような効果を得るためには、Alの含有量を0.2mass％以上とする必要がある。
一方、Alは強力なフェライト安定化元素であり、多量に添加した場合には、冷間圧延後の焼鈍工程における昇温過程において、Ac3変態点を大きく上昇させる結果、変態を活用した集合組織制御による高剛性化が抑制されることから、Al含有量の上限は1.5mass％、好ましくは1.0mass％とする。
Mn/Al：2.0〜12
冷間圧延後の焼鈍工程の冷却過程において、フェライト変態の温度が高いと、変態したフェライトの粒成長が促進されてフェライト粒径が大きくなるとともに、粒径分布も大きくなることから、形状凍結性が低下するとともに、剛性向上に必要な集合組織の発達が抑制される。
冷間圧延後の焼鈍工程の冷却過程において、フェライト変態の温度が高いと、変態したフェライトの粒成長が促進されてフェライト粒径が大きくなるとともに、粒径分布も大きくなることから、形状凍結性が低下するとともに、剛性向上に必要な集合組織の発達が抑制される。
一方、フェライト変態の温度が低いと、フェライト変態が抑制されるとともに、後述するフェライト粒のアスペクト比が1から大きく外れることから、同様に、形状凍結性が低下するとともに、剛性向上に必要な集合組織の発達が抑制されてしまう。したがって、オーステナイト安定化元素であるMnと、フェライト安定化元素であるAlとの量は、そのバランスを制御する必要があり、Mn/Alの比で2.0〜12とする必要がある。なお該式において、MnおよびAlは各々の元素の含有量（mass％）である。
ここで、図１に、Mn/Alと鋼板幅方向のヤング率との関係を整理して示した。図１に示すように、Mn/Alを2.0〜12の範囲内に制御することにより、鋼板幅方向のヤング率を235GPa以上にできることがわかる。なお、図１に示す評価結果を得た鋼板については、後述する実施例（供試体No１，２，４，５，６，12，19，21，23および24）に示した。
Ｎ：0.01mass％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、表面痕が発生する恐れがある。さらに、高温でNbと粗大な窒化物を形成することによって、Nbの添加効果を減少させてしまうことから、製造コストの増大を招いてしまう。したがって、Ｎ量は0.01mass％以下とする必要があり、より好ましくは0.005mass％以下とする必要がある。
Ｎは、多量に含有すると、熱間圧延中にスラブ割れを伴い、表面痕が発生する恐れがある。さらに、高温でNbと粗大な窒化物を形成することによって、Nbの添加効果を減少させてしまうことから、製造コストの増大を招いてしまう。したがって、Ｎ量は0.01mass％以下とする必要があり、より好ましくは0.005mass％以下とする必要がある。
Nb：0.02〜0.10mass％
Nbは、冷間圧延後の焼鈍工程における昇温過程において、加工フェライトの再結晶を抑制することで、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進するとともに、オーステナイト粒を微細化し、さらに、変態後のフェライトも細粒化することで、集合組織制御により剛性を向上させることができる。このような作用を有するために、Nbの含有量を0.02mass％以上とする必要がある。一方、多量のNbを添加しても、熱延時のオーステナイトや冷延後の焼鈍時におけるフェライトの再結晶抑制効果は飽和するとともに、熱間圧延、冷間圧延における圧延荷重の増大も招く。したがって、Nbの含有量は0.10mass％以下とする必要がある。
Nbは、冷間圧延後の焼鈍工程における昇温過程において、加工フェライトの再結晶を抑制することで、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進するとともに、オーステナイト粒を微細化し、さらに、変態後のフェライトも細粒化することで、集合組織制御により剛性を向上させることができる。このような作用を有するために、Nbの含有量を0.02mass％以上とする必要がある。一方、多量のNbを添加しても、熱延時のオーステナイトや冷延後の焼鈍時におけるフェライトの再結晶抑制効果は飽和するとともに、熱間圧延、冷間圧延における圧延荷重の増大も招く。したがって、Nbの含有量は0.10mass％以下とする必要がある。
なお、前記した成分を除く残部は、Feおよび不可避的不純物であることが好ましい。さらに、強度および剛性や形状凍結性を向上させる場合には、上記化学成分の規定に加え、必要に応じて下記の成分を１種類以上添加してもよい。
Ti：0.01〜0.20mass％
Ｖ：0.01〜0.20mass％
TiおよびＶは、微細な炭窒化物を形成することによって、強度上昇に寄与する。また、冷間圧延後の焼鈍工程における昇温過程において、加工フェライトの再結晶を抑制することにて、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進するとともに、オーステナイト粒を微細化する。さらに、変態後のフェライトも細粒化することにて、形状凍結性を向上させるとともに、集合組織制御により剛性を向上させることができる。このような作用を有するために、TiおよびＶの含有量をそれぞれ0.01mass％以上とすることが好ましい。一方、多量のTiおよびＶを添加しても、冷間圧延後の焼鈍昇温時におけるフェライトの再結晶抑制効果はが飽和することから、TiおよびＶの含有量はそれぞれ0.20mass％以下とすることが好ましい。
Ｖ：0.01〜0.20mass％
TiおよびＶは、微細な炭窒化物を形成することによって、強度上昇に寄与する。また、冷間圧延後の焼鈍工程における昇温過程において、加工フェライトの再結晶を抑制することにて、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進するとともに、オーステナイト粒を微細化する。さらに、変態後のフェライトも細粒化することにて、形状凍結性を向上させるとともに、集合組織制御により剛性を向上させることができる。このような作用を有するために、TiおよびＶの含有量をそれぞれ0.01mass％以上とすることが好ましい。一方、多量のTiおよびＶを添加しても、冷間圧延後の焼鈍昇温時におけるフェライトの再結晶抑制効果はが飽和することから、TiおよびＶの含有量はそれぞれ0.20mass％以下とすることが好ましい。
Cr：0.05〜1.0mass％、Ni：0.05〜1.0mass％、Mo：0.05〜1.0mass％およびCu：0.1〜2.0mass％
Cr、Ni、MoおよびCuは、焼き入れ性を高める元素であり、焼鈍工程における均熱後の冷却過程において、低温変態相の生成を大きく促進することで、高強度化に大きく寄与することができる。このような効果を得るには、Cr、Ni、Mo量はそれぞれ0.05mass％以上、そしてCuは0.1mass％以上で添加することが好ましい。
Cr、Ni、MoおよびCuは、焼き入れ性を高める元素であり、焼鈍工程における均熱後の冷却過程において、低温変態相の生成を大きく促進することで、高強度化に大きく寄与することができる。このような効果を得るには、Cr、Ni、Mo量はそれぞれ0.05mass％以上、そしてCuは0.1mass％以上で添加することが好ましい。
一方、Cr、Ni、MoおよびCuを多量に添加しても、効果が飽和するだけでなく、圧延荷重の増大や合金コストが増加することから、Cr、Ni、Mo量はそれぞれ1.0mass％以下、そしてCu量は2.0mass％以下とすることが好ましい。
Ｗ：0.1〜2.0mass％
Ｗは、固溶元素や炭化物として存在することで、剛性を向上させることができる。この効果を得るためには、Ｗ量を0.1mass％以上とすることが好ましい。一方、多量のＷ添加は、合金コストが増加することから、Ｗ量は2.0mass％以下とすることが好ましい。
Ｗは、固溶元素や炭化物として存在することで、剛性を向上させることができる。この効果を得るためには、Ｗ量を0.1mass％以上とすることが好ましい。一方、多量のＷ添加は、合金コストが増加することから、Ｗ量は2.0mass％以下とすることが好ましい。
さらに、本発明の鋼板は、以下の組識とすることが肝要である。
フェライト分率：50％以上
フェライトは、集合組織制御を制御することで剛性を高めることができる。そのためには、フェライト分率を50％以上とする必要がある。なお、フェライト分率の上限は特に設けないが、形状凍結性の向上や高強度化のためには、マルテンサイト相の活用が有利であり、マルテンサイトの分率を10％以上確保するには、フェライト分率を90％以下とすることが好ましい。
フェライト分率：50％以上
フェライトは、集合組織制御を制御することで剛性を高めることができる。そのためには、フェライト分率を50％以上とする必要がある。なお、フェライト分率の上限は特に設けないが、形状凍結性の向上や高強度化のためには、マルテンサイト相の活用が有利であり、マルテンサイトの分率を10％以上確保するには、フェライト分率を90％以下とすることが好ましい。
平均のフェライト粒径：3.0μm以下
圧延方向の平均フェライト粒径（dL）と板厚方向の平均フェライト粒径（dN）との比dN／dL：0.70以上
圧延方向の個々のフェライト粒径の自然対数の標準偏差σA：0.70以下
フェライト粒径が大きく、また個々のフェライト粒のばらつきが大きく、さらに、フェライト粒径のアスペクト比dN／dLが1から大きく外れ、0.70未満になると、剛性向上に有利な集合組織の発達が阻害されるだけでなく、部材に応力が作用した場合に、応力伝達が不均一になり、特定の粒に応力が集中することで剛性が低下してしまう。さらに、プレス加工時には、粒径分布の中央から外れた粗大粒に応力が集中することによって、内部応力が高まり、形状凍結性が著しく低下してしまう。
圧延方向の平均フェライト粒径（dL）と板厚方向の平均フェライト粒径（dN）との比dN／dL：0.70以上
圧延方向の個々のフェライト粒径の自然対数の標準偏差σA：0.70以下
フェライト粒径が大きく、また個々のフェライト粒のばらつきが大きく、さらに、フェライト粒径のアスペクト比dN／dLが1から大きく外れ、0.70未満になると、剛性向上に有利な集合組織の発達が阻害されるだけでなく、部材に応力が作用した場合に、応力伝達が不均一になり、特定の粒に応力が集中することで剛性が低下してしまう。さらに、プレス加工時には、粒径分布の中央から外れた粗大粒に応力が集中することによって、内部応力が高まり、形状凍結性が著しく低下してしまう。
かような理由から、平均のフェライト粒径は3.0μm以下とする必要があり、より好ましくは2.0μm以下である。下限は設けないが、極端に粒径が小さいと加工性が低下することから、0.5μm以上が好ましい。
同様に、比dN／dLは0.70以上とする必要があり、より好ましくは0.80以上である。上限は1.0が好ましい。
さらに、圧延方向の個々のフェライト粒径の自然対数の標準偏差σAは0.65以下とする必要があり、より好ましくは0.60以下である。
ここで、図２に、後述する実施例における評価結果について、σAと形状凍結性の指標となる縦壁部の開き幅との関係を整理して示す。図２に示すように、σAを0.65以下にすることにより、縦壁部の開き幅を18mm以下にできることがわかる。
なお、図２の評価結果を得た鋼板については、後述する実施例（供試体No.１，２，４〜１３，１６，１７，２０，２１，２３，２４）に示した。但し、供試体No.12は、σAが0.60にて開き幅は19mmであるが、後述の巻取り温度が560℃を下回る事例である。
ここで、図２に、後述する実施例における評価結果について、σAと形状凍結性の指標となる縦壁部の開き幅との関係を整理して示す。図２に示すように、σAを0.65以下にすることにより、縦壁部の開き幅を18mm以下にできることがわかる。
なお、図２の評価結果を得た鋼板については、後述する実施例（供試体No.１，２，４〜１３，１６，１７，２０，２１，２３，２４）に示した。但し、供試体No.12は、σAが0.60にて開き幅は19mmであるが、後述の巻取り温度が560℃を下回る事例である。
また、フェライト粒径について、鋼板の圧延方向断面の30×30μｍ視野でのSEM写真において、圧延方向および板厚方向にそれぞれ２μｍ間隔で直線を引き、切断法により個々のフェライト粒の切断長さをそれぞれ圧延方向および板厚方向毎に測定した。
以上の測定を３視野分行い、圧延方向平均フェライト粒径ｄLおよび板厚方向平均フェライト粒径ｄNを求めた。ここで、各方向の平均フェライト粒径は、それぞれの方向の切断長さを単純に平均化した値である。また、平均フィライト粒径は、圧延方向平均フェライト粒径ｄLおよび板厚方向平均フェライト粒径ｄNの平均値である。さらに、σAは、圧延方向の個々のフィライト切断長さの自然対数を採ったとき、その分布の標準偏差である。
以上の測定を３視野分行い、圧延方向平均フェライト粒径ｄLおよび板厚方向平均フェライト粒径ｄNを求めた。ここで、各方向の平均フェライト粒径は、それぞれの方向の切断長さを単純に平均化した値である。また、平均フィライト粒径は、圧延方向平均フェライト粒径ｄLおよび板厚方向平均フェライト粒径ｄNの平均値である。さらに、σAは、圧延方向の個々のフィライト切断長さの自然対数を採ったとき、その分布の標準偏差である。
次に、本発明の製造条件について説明する。
まず、上述した成分組成に従って、例えば、目的とする強度レベルに応じた化学成分の鋼を溶製する。この溶製方法は、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、冷却してから加熱し、熱間圧延を施す。
まず、上述した成分組成に従って、例えば、目的とする強度レベルに応じた化学成分の鋼を溶製する。この溶製方法は、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、冷却してから加熱し、熱間圧延を施す。
熱間圧延は、仕上げ圧延の終了温度：800〜950℃の条件で仕上げた後、巻取り温度：500℃以上にて巻取り、その後、通常の酸洗、40〜80％の圧下率での冷間圧延を施す。次いで、1.0℃／ｓ以上の加熱速度で800〜900℃まで加熱し、かつ当該温度域で300ｓ以下の均熱処理を行う、焼鈍を施し、引き続き620℃までの平均冷却速度を1.0〜30℃／ｓとして冷却する。620℃まで冷却した後、冷延鋼板の場合は引き続き冷却を行い冷却途中で過時効処理を行ってもよいし、一旦冷却したのち、再加熱して過時効処理を行ってもよい。また、620℃以下まで冷却した後、めっき処理を施して鋼板表面にめっき皮膜を形成してもよい。めっきの種類としては、例えば亜鉛めっきが挙げられ、めっき皮膜を有することにより鋼板の耐食性を向上することができる。
溶融亜鉛めっき鋼板として製造させる場合には、溶融亜鉛中を通板させることでめっきすることもできるし、さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板として製造される場合には、合金化処理のため、500℃以上の再加熱を行うこともできる。
以下、前記製造条件毎に詳しく説明する。
仕上げ圧延の終了温度：800〜950℃
仕上げ圧延の終了温度が950℃を超えると、その後の変態でフェライト粒径が大きくなり、冷間圧延で、剛性向上に有利な方位の発達が抑制されてしまう。したがって、仕上げ圧延の終了温度は950℃以下とする。
仕上げ圧延の終了温度：800〜950℃
仕上げ圧延の終了温度が950℃を超えると、その後の変態でフェライト粒径が大きくなり、冷間圧延で、剛性向上に有利な方位の発達が抑制されてしまう。したがって、仕上げ圧延の終了温度は950℃以下とする。
一方、仕上げ圧延の終了温度が800℃を下回ると、オーステナイト域では圧延荷重が増大し、フェライト域では荷重は低下するもののフェライト粒が粗大化してしまう。そのため、仕上げ圧延の終了温度は800℃以上とする。
巻取り温度：560℃以上
巻取り温度が560℃を下回ると、低温変態相が生成して、その後の冷間圧延において、圧延荷重が増大するだけでなく、剛性を向上させる集合組織を発達させることができなくなってしまう。したがって、巻取り温度は560℃以上とする必要がある。一方、巻取り温度が高いと、熱延段階でのフェライト粒が粗大化することで、剛性を向上させる集合組織の発達が抑制されることから、好ましくは650℃以下とする。
巻取り温度が560℃を下回ると、低温変態相が生成して、その後の冷間圧延において、圧延荷重が増大するだけでなく、剛性を向上させる集合組織を発達させることができなくなってしまう。したがって、巻取り温度は560℃以上とする必要がある。一方、巻取り温度が高いと、熱延段階でのフェライト粒が粗大化することで、剛性を向上させる集合組織の発達が抑制されることから、好ましくは650℃以下とする。
冷間圧延の圧下率：40〜70％
熱間圧延工程後に冷間圧延を行うに際し、圧下率を最適化することによって、剛性の向上に有効な（112）［1−10］方位に回転させることができる。このような方位を発達させるには冷間圧延の圧下率を40〜70％とする必要がある。
熱間圧延工程後に冷間圧延を行うに際し、圧下率を最適化することによって、剛性の向上に有効な（112）［1−10］方位に回転させることができる。このような方位を発達させるには冷間圧延の圧下率を40〜70％とする必要がある。
焼鈍時の昇温速度：1.0℃／ｓ以上
昇温速度が極端に遅いと、焼鈍途中でフェライトの再結晶が進行することから、焼鈍時の昇温速度は1.0℃／ｓ以上とする必要がある。昇温速度の上限はとくに設けないが、急速加熱は製造コストが増大することから30℃／ｓ以下で昇温するのが好ましい。
昇温速度が極端に遅いと、焼鈍途中でフェライトの再結晶が進行することから、焼鈍時の昇温速度は1.0℃／ｓ以上とする必要がある。昇温速度の上限はとくに設けないが、急速加熱は製造コストが増大することから30℃／ｓ以下で昇温するのが好ましい。
焼鈍時の加熱温度：800〜900℃
焼鈍時には、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を進行させるとともに、オーステナイトの粒成長を抑制して変態歪を残留させ、冷却時にその変態歪を解放するようフェライト変態させることによって、冷間圧延で発達した剛性向上方位をさらに発達させることができる。加熱温度（均熱温度ともいう）が900℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化して変態歪が消失し、その後の冷却過程で剛性の向上に有利な集合組織の発達が阻害されることから、焼鈍時の加熱温度は900℃以下とする必要がある。
一方、加熱温度が低いと変態が完了せず、未再結晶フェライトが残ってしまうことから、加熱温度は800℃以上とする必要がある。
焼鈍時には、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を進行させるとともに、オーステナイトの粒成長を抑制して変態歪を残留させ、冷却時にその変態歪を解放するようフェライト変態させることによって、冷間圧延で発達した剛性向上方位をさらに発達させることができる。加熱温度（均熱温度ともいう）が900℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化して変態歪が消失し、その後の冷却過程で剛性の向上に有利な集合組織の発達が阻害されることから、焼鈍時の加熱温度は900℃以下とする必要がある。
一方、加熱温度が低いと変態が完了せず、未再結晶フェライトが残ってしまうことから、加熱温度は800℃以上とする必要がある。
焼鈍時の均熱時間：300ｓ以下
均熱時には、オーステナイトの粒成長を抑制する必要があることから、均熱時間は300S以下とする必要があり、より好ましくは150ｓ以下とする。下限はとくに設けないが、オーステナイト変態が完了する必要があることから、均熱時間は10ｓ以上であることが望ましい。
均熱時には、オーステナイトの粒成長を抑制する必要があることから、均熱時間は300S以下とする必要があり、より好ましくは150ｓ以下とする。下限はとくに設けないが、オーステナイト変態が完了する必要があることから、均熱時間は10ｓ以上であることが望ましい。
均熱後の冷却：620℃まで1.0〜15℃／s
均熱後の冷却速度が大きいと、フェライトの変態開始温度が低くなり、フェライト変態が抑制されるとともに、フェライト粒のアスペクト比が１から大きく外れることから、形状凍結性が低下するとともに、剛性向上に必要な集合組織の発達が抑制されてしまう。したがって、均熱後の冷却速度は15℃/s以下とする必要がある。
均熱後の冷却速度が大きいと、フェライトの変態開始温度が低くなり、フェライト変態が抑制されるとともに、フェライト粒のアスペクト比が１から大きく外れることから、形状凍結性が低下するとともに、剛性向上に必要な集合組織の発達が抑制されてしまう。したがって、均熱後の冷却速度は15℃/s以下とする必要がある。
一方、均熱後の冷却速度が小さいと、フェライト変態開始温度が高くなり、フェライトが粗大化するとともに、粒径分布が大きくなり、形状凍結性が低下するとともに、剛性向上に必要な集合組織の発達が抑制される。したがって、均熱後の冷却速度は1.0℃／s以上とする必要がある。また、620℃未満の低温で変態するフェライトは、変態の駆動力が大きく、均熱時の変態歪の緩和を主とした変態が起こりにくく、剛性向上に有利な方位が発達しにくくなる。したがって、剛性を向上させるには620℃までに全フェライトの大部分である80mass％以上について変態が完了する必要があり、このため均熱後の冷却は620℃までを1.0〜15℃／sの速度で冷却する必要がある。なおここで、冷却速度は均熱温度から620℃までの平均冷却速度である。
ここで、図３に、Mn/Alおよび均熱後の冷却速度と形状凍結性の指標となる縦壁部の開き幅との関係を整理して示す。図３に示すように、Mn/Alを上述した範囲とした上で該冷却速度を1.0〜30℃／sにすることにより、縦壁部の開き幅を19mm以下にできることがわかる。なお、図３の評価結果を得た鋼板については、後述する実施例（供試体No１，２，４，５，６，12，13，14，19，21，23，24）に示した。
表1に供試体の化学組成、製造条件および特性値を示す。表１に示す化学組成を有する鋼スラブを溶製したのち、1250℃で１時間のスラブ加熱を施し、熱間粗圧延後に、表２に示す仕上げ温度（FT）で仕上げ圧延を行い、その後、表２に示す巻取り温度（CT）にて巻き取った。得られる熱延板の板厚は1.7〜8.0mmとし、酸洗後、種々の圧下率の冷間圧延により板厚1.2mmとした。冷間圧延後は、表２に示す条件で加熱、そして均熱を行い、620℃までは表２中の冷却速度で冷却した。その後は、冷却途中の350℃で150ｓの時効処理を行って冷延板とするか、あるいは、冷却途中の470℃で溶融亜鉛めっきを行って500℃以上に再加熱する、合金化処理にて合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。
以上の製造工程において、得られた冷却板あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板について組織観察を行うとともに、機械的特性、部品剛性および形状凍結性を調査した。その結果を、表３に示す。
まず、組織観察は、鋼板の圧延方向断面をナイタール腐食した後、走査型電子顕微鏡（SEM）観察を行い、30×30μm域の写真を３枚撮ったのち、画像処理によりフェライトの分率（フェライトの面積率）、また切片法により平均粒径、比dN／dLおよび圧延方向の粒径分布を、上述したように求めた。
まず、組織観察は、鋼板の圧延方向断面をナイタール腐食した後、走査型電子顕微鏡（SEM）観察を行い、30×30μm域の写真を３枚撮ったのち、画像処理によりフェライトの分率（フェライトの面積率）、また切片法により平均粒径、比dN／dLおよび圧延方向の粒径分布を、上述したように求めた。
また、機械的特性は、圧延直角方向である板幅方向からJIS５号引張試験片を切り出し、引張速度１mm／minでの引張試験を行って求めた。
ヤング率は、板幅方向を長手方向として10×60mmの試験片を切り出し、横振動型の共振周波数測定装置を用いて、American Society for Testing Materialsの基準（C1259）に従い測定した。
さらに、部品剛性は、内径30×50mm、長さ800mmのコラム型部品を作製して評価した。コラム型部品における片ハット部と底板とは、スポット溶接でつなぎ、長手方向は圧延直角方向とし、その両端にフランジを取り付け、片持ち梁の方法にて、押込み荷重が300Nのときのたわみ量を測定した。
そして、形状凍結性は、長手方向を圧延方向として350×80mの試験片を切り出し、ポンチ幅99mm、ダイ幅103mm、ダイ深さ（縦壁部対応）95mmで片ハット部品のプレスを行い、縦壁部の開き幅を測定した。
Claims (8)
- Ｃ：0.05〜0.14mass％、
Si：0.5mass％以下、
Mn：1.5〜3.0mass％、
Ｐ：0.05mass％以下、
Ｓ：0.01mass％以下、
Al：0.2〜1.5mass％、
Ｎ：0.01mass％以下および
Nb：0.02〜0.1mass％
を、下記(１)式に示す関係を満たす範囲にて含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライト面積率が50％以上および平均フェライト粒径が3.0μm以下であり、圧延方向および板厚方向の平均フェライト粒径をそれぞれdLおよびdNとしたとき、比dN／dLが0.70以上であり、さらに圧延方向の個々のフェライト粒径に関して自然対数を採った値の標準偏差をσAとしたとき、σA≦0.65の関係式を満たすことを特徴とする形状凍結性に優れた高張力鋼板。
記
2.0≦Mn／Al≦12・・・（1） - 請求項１において、前記成分組成は、さらに
Ti：0.01〜0.2mass％および
Ｖ：0.01〜0.2mass％
を含有することを特徴とする形状凍結性に優れた高張力鋼板。 - 請求項１または２において、前記成分組成は、さらに
Cr：0.05〜1.0mass％、
Ni：0.05〜1.0mass％、
Mo：0.05〜1.0mass％および
Cu：0.1〜2.0mass％
のいずれか１種以上を含有することを特徴とする形状凍結性に優れた高張力鋼板。 - 請求項１、２あるいは３において、前記成分組成は、さらに
Ｗ：0.1〜2.0mass％
を含有することを特徴とする形状凍結性に優れた高張力鋼板。 - Ｃ：0.05〜0.14mass％、
Si：0.5mass％以下、
Mn：1.5〜3.0mass％、
Ｐ：0.05mass％以下、
Ｓ：0.01mass％以下、
Al：0.2〜1.5mass％、
Ｎ：0.01mass％以下および
Nb：0.02〜0.1mass％
を、下記(１)式に示す関係を満たす範囲にて含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施すに際し、800〜950℃で仕上げ圧延を終了し、次いで、560℃以上で巻取った後酸洗を行い、40〜70％の圧下率で冷間圧延を行った後、1.0℃／ｓ以上の加熱速度で800〜900℃まで加熱し、かつ当該温度域で300ｓ以下の均熱処理を行う、焼鈍を施し、引き続き620℃までの平均冷却速度を1.0〜15℃／ｓとして冷却することを特徴とする形状凍結性に優れた高張力鋼板の製造方法。
記
2.0≦Mn／Al≦12・・・（1） - 請求項５において、前記鋼素材は、さらに
Ti：0.01〜0.2mass％および
Ｖ：0.01〜0.2mass％
を含有することを特徴とする形状凍結性に優れた高張力鋼板の製造方法。 - 請求項５または６において、前記鋼素材は、さらに
Cr：0.05〜1.0mass％、
Ni：0.05〜1.0mass％、
Mo：0.05〜1.0mass％および
Cu：0.1〜2.0mass％
のいずれか１種以上を含有することを特徴とする形状凍結性に優れた高張力鋼板の製造方法。 - 請求項５、６あるいは７において、前記鋼素材は、さらに
Ｗ：0.1〜2.0mass％
を含有することを特徴とする形状凍結性に優れた高張力鋼板の製造方法。
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