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JP6780804B1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度鋼板およびその製造方法 Download PDF

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JP6780804B1 JP2020510629A JP2020510629A JP6780804B1 JP 6780804 B1 JP6780804 B1 JP 6780804B1 JP 2020510629 A JP2020510629 A JP 2020510629A JP 2020510629 A JP2020510629 A JP 2020510629A JP 6780804 B1 JP6780804 B1 JP 6780804B1
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秀和 南
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崇 小林
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Abstract

強度延性バランスおよび材質安定性に優れる高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。特定の鋼組成の含有量を限定、かつ製造条件を最適化した、フェライトと硬質相からなり、フェライトが面積率で３０％以上７０％以下、硬質相はベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイト（０％を含む）および残留オーステナイト（０％を含む）を含み、フェライトの最大粒径ｄmaxが２.５μm以下であり、フェライトの面積率ＡＦとフェライト平均粒径ｄＦがＡＦ［％］／ｄＦ［μｍ］≧１５である鋼組織を有する高強度鋼板。

Description

本発明は、自動車の構造部材などに好適な、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上であって、延性および材質安定性に優れる高強度鋼板およびその製造方法に関する。
近年、環境問題の高まりからＣＯ２排出規制が厳格化しており、自動車分野においては燃費向上を目的とした車体の軽量化が課題となっている。そのために自動車部品への高強度鋼板の適用による薄肉化が進められており、ＴＳ９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の適用が進められている。プレス成形により製造される自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度鋼板には、高強度と優れた延性を兼備することが求められる。さらに、高強度鋼板を部材に使用する際の課題として、鋼板の高強度化により鋼板のスプリングバックが大きくなることに起因するプレス成形時の形状凍結性の著しい低下がある。そのため、プレス技術の分野では、形状凍結性を確保するために、プレス成形時に、離型後の形状変化量を予め予測し、形状変化量を見込んでプレス金型形状を設計することが広く行われている。しかしながらプレス素材である鋼板のＴＳ変動が多くなると、スプリングバックの変動も多くなり、同じ金型でプレス成形しても同じ形状の部品を得ることが困難となり、プレス成形後に一個一個形状を板金加工する等の手直しが不可欠となり、量産効率を著しく低下させる。従って、ＴＳの変動量を限りなく小さくすること、すなわち材質安定性の向上が要求されている。
例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％未満、Ｍｎ：１．６〜３．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：１．５％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有する７８０ＭＰａ以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。当該鋼板は、ポリゴナルフェライト組織および低温変態生成組織を有し、上記低温変態生成組織は少なくともベイナイトを含み、マルテンサイトを更に含んでいても良い。鋼板の表面から０．１ｍｍ深さの板面について、板幅方向位置を変えて合計２０視野を顕微鏡で観察し、各視野における５０μｍ×５０μｍの領域について画像解析を行ったとき、下記（ａ）〜（ｄ）の要件をすべて満足する。
（ａ）ポリゴナルフェライト面積率の最大値（Ｆｍａｘ）≦８０％
（ｂ）ポリゴナルフェライト面積率の最小値（Ｆｍｉｎ）≧１０％
（ｃ）Ｆｍａｘ−Ｆｍｉｎ≦４０％
（ｄ）低温変態生成組織中に占めるマルテンサイト面積率の最大値（Ｍｍａｘ）≦５０％
特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．２５％、Ｓｉ：０．３〜２．５０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０９％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：２．５％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％、Ｏ：０．０００５〜０．００７％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる延性及び耐遅れ破壊特性の良好な引張最大強度９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板を開示している。当該鋼板の鋼板組織はフェライトを主とし、１μｍ以下のブロックサイズより構成されるマルテンサイトを含み、フェライトの体積率が６０％以上であり、マルテンサイト中のＣ濃度が０．３〜０．９％であり、引張最大強度（ＴＳ）と降伏応力（ＹＳ）との比からなる降伏比（ＹＲ）が０．７５以下である。
特開２０１０−２０９４２８号公報 特開２０１１−１１１６７１号公報
しかしながら、特許文献１に開示の技術では引張強さ（ＴＳ）×全伸び（Ｅｌ）は１５１５０ＭＰａ・％以下である。また、特許文献１および特許文献２では、材質安定性については考慮されていない。
本発明は、かかる事情に鑑み開発されたもので、ＴＳが９８０ＭＰａ以上であって、延性かつ材質安定性に優れる高強度鋼板を得るとともに、高強度鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
なお、本発明において、延性に優れるとは、ＴＳ×Ｅｌの値が１７０００ＭＰａ・％以上とする。また、材質安定性は、コイルおよび切り板を用いて評価できる。コイルを用いることが可能な場合、同じコイル内の圧延方向で５０ｍ以上離れた位置におけるＴＳを１０か所以上調査する。コイルを用いることが困難な場合、切り板内で圧延方向および幅方向の異なる位置におけるＴＳを１０ヵ所以上調査する。各々調査したＴＳの中で最大ＴＳと最小ＴＳの差をＴＳ変動とし、ＴＳ変動(ΔＴＳ＝最大ＴＳ−最小ＴＳ)が４５ＭＰａ未満の場合を材質安定性に優れると判定した。
発明者らは、ＴＳが９８０ＭＰａ以上であって、ＴＳ×Ｅｌ≧１７０００ＭＰａ・％を有するとともに、ＴＳ変動の少ない材質安定性に優れる高強度鋼板およびその製造方法を得るべく鋭意検討を重ねたところ、以下のことを見出した。
鋼組織が、フェライトと硬質相からなり、前記フェライトが面積率で３０％以上７０％以下、硬質相はベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトを含み、さらに、フェライトの最大粒径ｄmaxが２.５μm以下であり、
かつ、フェライトの面積率ＡＦとフェライト平均粒径ｄＦがＡＦ［％］／ｄＦ［μｍ］≧１５を満たすことで、９８０ＭＰａ以上のＴＳ、１７０００ＭＰａ・％以上のＴＳ×Ｅｌを有し、さらに、材質安定性にも優れた高強度鋼板となることが分かった。
また、合金元素を適正に調整して、冷間圧延時の付与張力の最大値が９８ＭＰａ以上で圧延し、焼鈍温度として７２０℃以上ＴＲ温度（℃）（＝９４４−２０３×［％Ｃ］１／２＋４５×［％Ｓｉ］−３０×［％Ｍｎ］＋１５０×［％Ａｌ］−２０×［％Ｃｕ］＋１１×［％Ｃｒ］＋４００×［％Ｔｉ］）以下に加熱し、該温度域で１０ｓ以上保熱した。次いで、室温まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却することにより９８０ＭＰａ以上のＴＳ、１７０００ＭＰａ・％以上のＴＳ×Ｅｌを有し、さらに、材質安定性にも優れた高強度鋼板の製造が可能となることが分かった。なお、［％Ｘ］は鋼板の成分元素Ｘの質量％とし、含有しない場合は０（ゼロ）とする。
本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．３０％以上２．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以上３．４０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上１．０００％以下、Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下およびＮｂ：０．０１％以上０．１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、フェライトと硬質相からなり、前記フェライトが面積率で３０％以上７０％以下、前記硬質相はベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイト（０％を含む）および残留オーステナイト（０％を含む）を含む鋼組織を有し、さらに、フェライトの最大粒径ｄｍａｘが２．５μｍ以下であり、かつ、フェライトの面積率ＡＦとフェライトの平均粒径ｄＦがＡＦ［％］／ｄＦ［μｍ］≧１５を満たす高強度鋼板。
［２］さらに、質量％で、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ａｓ：０．５００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１００％以下、Ｃａ：０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下、Ｚｎ：０．０２０％以下、Ｃｏ：０．０２０％以下、Ｚｒ：０．０２０％以下およびＲＥＭ：０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種以上の元素を含有する［１］に記載の高強度鋼板。
［３］表面に亜鉛系めっき皮膜を有する［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
［４］前記亜鉛系めっき皮膜は溶融亜鉛めっき皮膜または合金化溶融亜鉛めっき皮膜である［３］に記載の高強度鋼板。
［５］［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延、酸洗し、付与張力の最大値が９８ＭＰａ以上で冷間圧延し、その後、焼鈍温度として７２０℃以上ＴＲ温度以下に加熱し、該温度域で１０ｓ以上保熱したのち、次いで、室温まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却する高強度鋼板の製造方法。
記
ＴＲ温度（℃）＝９４４−２０３×［％Ｃ］１／２＋４５×［％Ｓｉ］−３０×［％Ｍｎ］＋１５０×［％Ａｌ］−２０×［％Ｃｕ］＋１１×［％Ｃｒ］＋４００×［％Ｔｉ］
なお、［％Ｘ］は鋼板の成分元素Ｘの質量％とし、含有しない場合は０（ゼロ）とする。
［６］表面に亜鉛めっき処理を施す［５］に記載の高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、ＴＳ９８０ＭＰａ以上、ＴＳ×Ｅｌ＝１７０００ＭＰａ・％以上を有し、さらに、ＴＳ変動(ΔＴＳ：最大ＴＳ-最少ＴＳ)が４５ＭＰａ未満の材質安定性にも優れた高強度鋼板を得ることができる。
以下、本発明の高強度鋼板およびその製造方法を、成分組成、鋼組織、および製造方法に分けて詳細に説明する。
先ず、成分組成の適正範囲およびその限定理由について説明する。なお、以下の説明において、鋼の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
［Ｃ：０．０５％以上０．２０％以下］
Ｃは、硬質相の硬さを上昇させ、鋼板の高強度化に寄与する元素である。ＴＳ９８０ＭＰa以上を得るには、少なくともＣを０．０５％以上含有させる必要がある。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、焼鈍温度の変化に対するフェライトと硬質相の割合が急激に変化しＴＳが変動するため材質安定性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．２０％以下とした。したがって、Ｃ含有量は、０．０５％以上０．２０％以下とし、好ましくは０．０７％以上０．１５％以下とする。
［Ｓｉ：０．３０％以上２．５０％以下］
Ｓｉは、フェライトの硬さを上昇させ、フェライトと硬質相との硬度差を減少させる。これにより、フェライトと硬質相の割合が変化した際のＴＳの変動を抑制することができる。上記効果を得るには、Ｓｉを０．３０％以上含有させる必要がある。一方、Ｓｉ含有量が２．５０％を超えると、焼鈍時の冷却中にフェライト変態が促進する。冷却中にフェライト変態が促進すると、冷却速度の変化に対するフェライトと硬質相の割合が急激に変化しＴＳが変動するため材質安定性が低下する。したがって、本発明では、Ｓｉ含有量は０．３０％以上２．５０％以下とし、好ましくは０．５０％以上１．００％以下とする。
［Ｍｎ：１．５０％以上３．４０％以下］
Ｍｎは、鋼板の強度確保のために有効である。また、Ｍｎは焼入れ性を向上させるため、焼鈍時の冷却過程でのパーライトやベイナイトの生成を抑制し、オーステナイトからマルテンサイトへの変態を容易にする。ここで、Ｍｎの含有量が１．５０％未満では、焼鈍時の冷却過程でベイナイトが生成し、延性および材質安定性が低下する。一方、Ｍｎ含有量が３．４０％を超えると、冷却中のフェライト変態が抑制され、焼鈍後の硬質相の面積率が増大するため、材質安定性が低下する。したがって、Ｍｎ量は１．５０％以上３．４０％以下とし、好ましくは１．７０％以上３．２０％以下とする。
［Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下］
Ｐは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて添加できる元素である。こうした効果を得るためには、Ｐの含有量を０．００１％以上にする必要がある。一方、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させるため、延性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．００１％以上０．１００％以下とし、好ましくは０．００５％以上０．０５０％以下とする。
［Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下］
Ｓは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として鋼板中に存在して局部変形能を低下させるため、延性が低下する。そのため、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする必要がある。なお、Ｓ含有量の下限に特に限定は無いが、生産技術上の制約からは、Ｓ量は通常０．０００１％以上である。したがって、Ｓ含有量は０．０００１％以上０．０２００％以下とする。
［Ａｌ：０．０１０％以上１．０００％以下］
Ａｌは、焼鈍時の冷却工程での炭化物の生成を抑制し、マルテンサイトの生成を促進することができる元素であり、鋼板の強度確保のために有効である。こうした効果を得るには、Ａｌ含有量を０．０１０％以上にする必要がある。一方、Ａｌ含有量が１．０００％を超えると、鋼板中の介在物が多くなり、局部変形能が低下し、延性が低下する。従って、Ａｌ含有量は０．０１０％以上１．０００％以下とし、好ましくは０．０２０％以上０．５００％以下とする。
［Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下］
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを形成する。また、Ｂが添加された場合にはＢＮを形成する。Ｎの含有量が多いと粗大な窒化物が多量に生じるため、局部変形能が低下し、延性が低下する。従って、本発明では、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。一方、生産技術上の制約から、Ｎ含有量は０．０００５％以上にする必要がある。従って、Ｎ含有量は０．０００５％以上０．０１００％以下とし、好ましくは０．０００５％以上０．００７０％以下、より好ましくは０．０００５％以上０．００５０％以下とする。
［Ｎｂ：０．０１％以上０．１００％以下］
Ｎｂは、材質安定性に有効である。Ｎｂは、Ｃと結合してＮｂＣを形成し、焼鈍時の再結晶を抑制し、かつ焼鈍後のフェライトの粒径の粗大化を抑制し、フェライトの硬さを上昇させる。これにより、フェライトと硬質相の割合が変化した際のＴＳの変化を抑制することができる。上記効果を得るには、Ｎｂを０．０１％以上含有させる。一方で、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると延性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。したがって、Ｎｂ量は０．０１％以上０．１００％以下とする。好ましくは０．０２％以上０．０８％以下、より好ましくは０．０３％以上０．０６％以下とする。
本発明の高強度鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ａｓ：０．５００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｔａ：０．１００％以下、Ｃａ：０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下、Ｚｎ：０．０２０％以下、Ｃｏ：０．０２０％以下、Ｚｒ：０．０２０％以下およびＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌの略）：０．０２００％以下から選ばれる１種以上を任意に含有してもよい。なお、鋼板の成分組成の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
ＴｉおよびＶは、熱間圧延時あるいは焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させる。ＴｉおよびＶの含有量がそれぞれ０．１００％を超えると、母相であるフェライトや、焼戻しマルテンサイトおよびマルテンサイトの下部組織もしくは旧オーステナイト粒界に粗大な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物が多量に析出し、局部変形能が低下し、延性が低下する。したがって、ＴｉおよびＶを添加する場合、その含有量はそれぞれ０．１００％以下とし、好ましくは０．００１％以上０．１００％以下、より好ましくは０．００１％以上０．０５０％以下とする。
Ｂは、マルテンサイト変態開始温度を低下させることなく、焼入れ性を向上させることができる元素であり、焼鈍時の冷却過程でのパーライトやベイナイトの生成を抑制し、オーステナイトからマルテンサイトへの変態を容易にすることが可能である。Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、熱間圧延中に鋼板内部に割れが生じるため、延性が大きく低下する。したがって、Ｂを添加する場合、その含有量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．０００１％以上０．０１００％以下、より好ましくは０．０００１％以上０．００５０％以下、さらに好ましくは０．０００１％以上０．００３０％以下とする。
Ｍｏは、焼入れ性を向上させることができる元素であり、焼戻しマルテンサイトおよび焼入れマルテンサイトを生成させるのに有効な元素である。Ｍｏ含有量が０．５０％を超えてもさらなる効果は得難い上、介在物等の増加を引き起こして表面や内部に欠陥などを引き起こし、延性が大きく低下する。したがって、Ｍｏを添加する場合、０．５０％以下とし、好ましくは０．０１％以上０．５０％以下、より好ましくは０．０２％以上０．３５％以下、さらにより好ましくは０．０２％以上０．２５％以下とする。
ＣｒおよびＣｕは、固溶強化元素としての役割のみならず、焼鈍（冷延鋼板に対する加熱および冷却処理）時の冷却過程において、オーステナイトを安定化し、焼戻しマルテンサイトおよびマルテンサイトの生成を容易にする。ＣｒおよびＣｕの含有量が１．００％を超えると、熱間圧延中に表層割れを起こす恐れがある上、介在物等の増加を引き起こして表面や内部に欠陥などを引き起こし、延性が大きく低下する。したがって、ＣｒおよびＣｕを添加する場合、その含有量はそれぞれ１．００％以下とする。好ましくは０．０１％以上１．００％以下、より好ましくは０．０１％以上０．５０％以下とする。
Ｎｉは、固溶強化及び変態強化により高強度化に寄与する。Ｎｉを０．５０％を超えて過剰に添加すると、熱間圧延中に表層割れを起こす恐れがある上、介在物等の増加を引き起こして表面や内部に欠陥などを引き起こし、延性が大きく低下する。したがって、Ｎｉを添加する場合、その含有量は、０．５０％以下とする。好ましくは０．０１％以上０．５０％以下とする。
Ａｓは、耐食性向上に有効な元素である。Ａｓを０．５００％を超えて過剰に添加した場合、赤熱脆性が促進する上に、介在物等の増加を引き起こして表面や内部に欠陥などを引き起こし、延性が大きく低下する。したがって、Ａｓを添加する場合、その含有量は０．５００％以下の範囲とする。好ましくは０．００１％以上０．５００％以下とする。
ＳｂおよびＳｎは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる、鋼板表面から板厚方向に数十μｍ程度の領域の脱炭を抑制する観点から、必要に応じて添加する。このような窒化や酸化を抑制すると、鋼板表面におけるマルテンサイトの生成量が減少するのを防止して、鋼板の強度の確保に有効だからである。これらいずれの元素についても、０．２００％を超えて過剰に添加すると延性の低下を招く。したがって、ＳｂおよびＳｎを添加する場合、その含有量は、それぞれ０．２００％以下とする。好ましくは０．００１％以上０．２００％以下とする。
Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様に、炭化物や炭窒化物を生成して高強度化に寄与する。加えて、Ｔａには、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を生成して、析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による鋼板の強度向上への寄与率を安定化させる効果がある。そのため、Ｔａを含有することが好ましい。Ｔａを０．１００％を超えて過剰に添加しても、析出物安定化効果が飽和する上に、介在物等の増加を引き起こして表面や内部に欠陥などを引き起こし、延性が大きく低下する。したがって、Ｔａを添加する場合、その含有量は、０．１００％以下とする。好ましくは０．００１％以上０．１００％以下とする。
ＣａおよびＭｇは、脱酸に用いる元素であるとともに、硫化物の形状を球状化し、延性、特に局部延性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。ＣａおよびＭｇの少なくとも１元素の含有量が、０．０２００％を超えると、介在物等の増加を引き起こして表面や内部に欠陥などを引き起こし、延性が大きく低下する。したがって、ＣａおよびＭｇを添加する場合、その含有量はそれぞれ０．０２００％以下とする。好ましくは０．０００１％以上０．０２００％以下とする。
Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒは、いずれも硫化物の形状を球状化し、局部延性および伸びフランジ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの少なくとも１元素の含有量が、０．０２０％を超えると、介在物等が増加し、表面や内部に欠陥などを引き起こすため、延性が低下する。したがって、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒを添加する場合、その含有量はそれぞれ０．０２０％以下とする。好ましくは０．００１％以上０．０２０％以下とする。
ＲＥＭは、高強度化ならびに耐食性の向上に有効な元素である。ＲＥＭの含有量が、０．０２００％を超えると、介在物等が増加し、表面や内部に欠陥などを引き起こすため、延性が低下する。したがって、ＲＥＭを添加する場合、その含有量は０．０２００％以下とする。好ましくは０．０００１％以上０．０２００％以下とする。
上記成分以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。
次に、ミクロ組織について説明する。
［フェライトの面積率：３０％以上７０％以下］
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。ＴＳ９８０ＭＰａ以上を確保しつつ、延性を向上、ＴＳ×Ｅｌ≧１７０００ＭＰａ・％を確保するために有効である。フェライトの面積率が３０％未満では、硬質相の面積率が増加するため、延性が低下する。一方、フェライトの面積率が７０％を超えると、引張強さが低下する。したがって、フェライトの面積率は３０％以上７０％以下とし、好ましくは４０％以上６０％以下とする。
硬質相はベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトを含む。ベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトを併せた面積率は３０〜７０％、マルテンサイトの面積率は５％以下および残留オーステナイトの面積率は５％以下が好ましい。なお、マルテンサイトと残留オーステナイトの面積率は、０％であっても良い。
[フェライトの最大粒径ｄｍａｘが２．５μｍ以下]
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。フェライトの粒径の微細化は、フェライトの硬さを上昇させる。これにより、フェライトと硬質相の割合が変化した際のＴＳの変化を抑制することができ、材質安定性が向上する。一方で、フェライトの最大粒径ｄｍａｘが２．５μｍ超では、フェライトの硬さが低下し、フェライトと硬質相の割合が変化した際のＴＳの変化が大きく、材質安定性が低下する。したがって、フェライトの最大粒径ｄｍａｘは２．５μｍ以下とする。
[フェライトの面積率ＡＦとフェライト平均粒径ｄＦが不等式ＡＦ［％］／ｄＦ［μｍ］≧１５を満たす]
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。フェライトの面積率ＡＦとフェライト平均粒径ｄＦは、所望の引張強さを確保するために重要なバラメータである。上記の不等式はフェライトの面積率に対するフェライト平均粒径ｄＦの最大値を決定する物である。上記の不等式を満たす場合、フェライトの面積率の増加による引張強さの低下をフェライトの結晶粒径微細化効果により抑制できる。そのため、フェライトと硬質相の割合が変化した際のＴＳの変化を抑制することができ、材質安定性が向上する。
次に、製造方法について説明する。
本発明の高強度鋼板は、上述した所定の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延、酸洗し、付与張力の最大値が９８ＭＰａ以上で冷間圧延し、その後、焼鈍温度として７２０℃以上ＴＲ温度以下に加熱し、該温度域で１０ｓ以上保熱したのち、次いで、室温まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却することによって製造される。
以下、各工程について詳細に説明する。
本発明において、鋼素材（スラブ）の溶製方法は特に限定されず、転炉や電気炉等、公知の溶製方法いずれもが適合する。鋳造方法も特に限定はされないが、連続鋳造方法が好適である。鋼素材（スラブ）は、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することも可能である。
上記のようにして得られた鋼素材（スラブ）に、熱間圧延を施す。熱間圧延条件は、加熱温度１１００〜１３００℃、熱延終了出側温度８００〜９５０℃、巻取温度７５０℃以下が好ましい。
鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。また、スラブは通常の条件で粗圧延によりシートバーとされるが、加熱温度を低めにした場合は、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。また、スラブを熱間圧延するに際しては、加熱炉でスラブを再加熱した後に熱間圧延しても良いし、温度補償を目的として１２５０℃以上の加熱炉で短時間加熱した後に熱間圧延に供してもよい。熱間圧延方法は特に限定されず、粗圧延と仕上げ圧延による圧延でも、粗圧延を省略した仕上げ圧延だけの圧延としてもよい。また熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に圧延する仕上げ圧延、粗圧延板を一旦巻き取った後に圧延する仕上げ圧延、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延とする仕上げ圧延をしてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下の範囲とすることが好ましい。
このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の高強度鋼板における良好な化成処理性やめっき品質の確保のために重要である。また、酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けても良い。
上記のようにして得られた熱延後酸洗処理板に冷間圧延を施す際、熱延後酸洗処理板のままで冷間圧延を施してもよいし、熱処理を施したのちに冷間圧延を施してもよい。
[冷間圧延時の付与張力の最大値が９８ＭＰａ以上]
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。ここで付与張力とは、圧延時に圧延方向にかかる単位断面積当たりの張力のことである。冷間圧延時の付与張力の最大値が９８ＭＰａ未満では、回復、再結晶による結晶粒微細化効果を発現するのに必要な歪量の確保が困難となり、焼鈍処理後のフェライト粒径が粗大化する。そのため、引張強さの変動が増大し、材質安定性が低下する。したがって、冷間圧延における付与張力の最大値は９８ＭＰａ以上とする。一方、付与張力の最大値が過大になると、コストアップとなるため、付与張力の最大値は３９２ＭＰａ以下が好ましい。より好ましくは９８ＭＰａ以上２９４ＭＰａ以下である。
［焼鈍工程での焼鈍温度：７２０℃以上ＴＲ温度以下］
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。焼鈍工程での焼鈍温度が７２０℃未満では、焼鈍中にオーステナイトの分率を確保できず、最終的に所望の硬質相の面積率が確保されない。そのため、強度確保と、良好な強度と延性のバランスの確保とが困難となる。一方、焼鈍工程での焼鈍温度が下記ＴＲ温度を超えると、オーステナイト単相の温度域での焼鈍となる。そのため、冷却工程でフェライトが生成せず、最終的に所望の面積率のフェライトが得られず延性が低下する。したがって、焼鈍工程での焼鈍温度は７２０℃以上ＴＲ温度以下とし、好ましくは７５０℃以上ＴＲ温度以下とする。
ＴＲ温度（℃）＝９４４−２０３×［％Ｃ］１／２＋４５×［％Ｓｉ］−３０×［％Ｍｎ］＋１５０×［％Ａｌ］−２０×［％Ｃｕ］＋１１×［％Ｃｒ］＋４００×［％Ｔｉ］
によって算出することができる。なお、［％Ｘ］は鋼板の成分元素Ｘの質量％とし、含有しない場合は０（ゼロ）とする。
［焼鈍工程での保熱時間：１０ｓ以上］
焼鈍工程での保熱時間が１０ｓ未満の場合、焼鈍中にオーステナイトの分率を確保できず、最終的に所望のフェライトの面積率を超える。そのため、強度確保と、良好な強度と延性のバランスの確保とが困難となる。なお、焼鈍工程での保熱時間の上限は、特に限定しないが、生産性の観点から６００ｓ以下が好ましい。したがって、焼鈍温度での保熱時間は１０ｓ以上とし、好ましくは３０ｓ以上、より好ましくは３０ｓ以上６００ｓ以下とする。
［室温まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却］
平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では、冷却中にフェライトの粗大化およびパーライトの生成が生じる。そのため、最終的に強度確保と、良好な強度と延性のバランスの確保とが困難となる。なお、平均冷却速度の上限は、特に限定しないが、工業的に可能なのは、１２０℃／ｓまでである。したがって、室温までの平均冷却速度は１０℃／ｓ以上とし、好ましくは１０℃／ｓ以上１２０℃／ｓ以下、より好ましくは１５℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下とする。
保持後の冷却は、特に規定する必要がなく、任意の方法により所望の温度に冷却してよい。なお、上記所望の温度は、室温程度が望ましい。
また、上記の高強度鋼板に調質圧延を施してもよい。調質圧延率は、１．５％を超えると、延性が低下することから、１．５％以下とすることが好適である。なお、調質圧延率の下限は、特に限定しないが、形状矯正効果を得るには、０．１％以上が好ましい。
［めっき鋼板の製造方法］
本発明のめっき鋼板（表面にめっき皮膜を有する高強度鋼板）の製造方法は、高強度鋼板にめっきを施す方法である。めっき処理としては、亜鉛系めっき皮膜を形成する溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき後に当該めっき皮膜の合金化を行う処理である。また、焼鈍と亜鉛めっきを１ラインで連続して行ってもよい。その他、Ｚｎ−Ｎｉ電気合金めっき等の電気めっきにより、めっき層（めっき皮膜）を形成してもよいし、溶融亜鉛−アルミニウム−マグネシウム合金めっきを施してもよい。
なお、溶融亜鉛めっき処理を施すときは、高強度鋼板を、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施した後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．１０質量％以上０．２３質量％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。また、亜鉛めっきの合金化処理を施すときは、溶融亜鉛めっき後に、４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す。６００℃を超える温度で合金化処理を行うと、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、ＴＳが低下する場合がある。したがって、亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、４７０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施すことが好ましく、４７０℃以上５６０℃以下の温度域で合金化処理を施すことがより好ましい。また、電気亜鉛めっき処理を施してもよい。また、めっき付着量は片面あたり２０〜８０ｇ／ｍ２（両面めっき）が好ましく、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）は、下記の合金化処理を施すことによりめっき層中のＦｅ濃度を７〜１５質量％とすることが好ましい。
なお、亜鉛めっきの場合を中心に説明したが、Ｚｎめっき、Ａｌめっき等のめっき金属の種類は特に限定されない。
その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきの合金化処理などの一連の処理は、溶融亜鉛めっきラインであるＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ）で行うのが好ましい。溶融亜鉛めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングが可能である。なお、上記した条件以外のめっき等の条件は、溶融亜鉛めっきの常法に依ることができる。
めっき処理後のスキンパス圧延の圧下率は、０．１％以上２．０％以下の範囲が好ましい。圧下率は０．１％未満では効果が小さく、制御も困難である。また、２．０％を超えると、延性が低下することから、２．０％以下とすることが好適である。調質圧延は、オンラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目標の圧下率の調質圧延を行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを、加熱温度１２００℃、熱延終了出側温度９００℃、巻取温度５００℃で熱間圧延を実施、熱間圧延後に酸洗し、引き続き表２に示した条件で冷間圧延し、板厚１．０〜１．８ｍｍの冷間圧延材とし、引き続き焼鈍処理を施し、高強度冷延鋼板（ＣＲ）を得た。一部の高強度冷延鋼板には亜鉛めっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）を得た。溶融亜鉛めっき浴は、ＧＩでは、Ａｌ：０．１４質量％または０．１９質量％含有亜鉛浴を使用し、また、ＧＡでは、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用し、浴温は４７０℃とした。めっき付着量は、ＧＩでは、片面あたり７２ｇ/ｍ2または４５ｇ/ｍ2（両面めっき）とし、また、ＧＡでは、片面あたり４５ｇ/ｍ2（両面めっき）とする。また、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９質量％以上１２質量％以下とした。
なお、ＴＲ温度（℃）は、以下の式を用いて求めた。
ＴＲ温度（℃）＝９４４−２０３×［％Ｃ］１／２＋４５×［％Ｓｉ］−３０×［％Ｍｎ］＋１５０×［％Ａｌ］−２０×［％Ｃｕ］＋１１×［％Ｃｒ］＋４００×［％Ｔｉ］
なお、［％Ｘ］は鋼板の成分元素Ｘの質量％とし、含有しない場合は０（ゼロ）とする。
以上のようにして得られた高強度冷延鋼板（ＣＲ）、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）を供試鋼として、機械的特性を評価した。
組織および機械的特性を表３に示す。
フェライトの面積率ＡＦおよび硬質相の面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨により平面を平滑化後、３体積％ナイタールで腐食し、１０００〜３０００倍間の適切な倍率で板厚１／４位置のＳＥＭ写真を撮影して測定した。組織の規定は、フェライト、硬質相を目視で判断し、組織分率は画像解析により求め、これを各々の相の面積率とした。
フェライトの平均粒径ｄＦおよびフェライトの最大粒径ｄｍａｘは、鋼板の圧延方向に平行な断面の１０００〜３０００倍間の適切な倍率で板厚１／４位置のＳＥＭ写真を撮影して測定した。なお、フェライトの粒径は、粒界に囲まれている領域を１つの粒と判断し、粒の面積を測定後、面積円相当直径に変換することで測定した。上記の方法で測定したフェライト粒径から、実長さ５０μｍ×５０μｍの領域内のフェライトの粒径の平均をフェライトの平均粒径ｄＦとし、フェライトの粒径の最大値をフェライトの最大粒径ｄｍａｘとした。
ベイニティックフェライトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率は、硬質相の面積率からマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率を引くことによって求めることができる。なお、目視でのベイニティックフェライトと焼戻しマルテンサイトの区別が本製造方法では難しいため、これらの合計面積率を用いている。
マルテンサイトの面積率は以下の方法で求めることができる。鋼板のＬ断面を研磨後、３vol.％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）を、ＳＥＭを用いて２０００倍の倍率で１０視野観察する。なお、上記の組織画像において、マルテンサイトは硬質相内の凸部でかつ組織内部が微細な凹凸を有した組織であり、かつ、内部に炭化物を有さない組織である。それらの値の平均値から、マルテンサイトの面積率を求めることができる。
残留オーステナイトの面積率は、残留オーステナイトの体積率の値を用いる。残留オーステナイトの体積率は、鋼板を板厚１/４位置から０．１ｍｍの面まで研磨後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＣｏＫα線を用いて、ｆｃｃ鉄の{２００}、{２２０}、{３１１}面および、ｂｃｃ鉄の{２００}、{２１１}、{２２０}面の回折ピークの各々の積分強度比を測定し、得られた９つの積分強度比を平均化して求めた。
機械的特性は、試験片の長手が、鋼板の圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）となるように採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠し、引張試験によりＴＳおよびＥｌを測定した。本発明において、延性に優れるとは、ＴＳ×Ｅｌの値が１７０００ＭＰａ・％以上とした。
材質安定性は、コイルおよび切り板を用いて評価した。コイルの場合、同じコイル内の圧延方向で５０ｍ以上離れた位置におけるＴＳを１０ヵ所以上調査した。切り板の場合、圧延方向および幅方向の異なる位置におけるＴＳを１０ヵ所以上調査した。各々調査したＴＳの中で最大ＴＳと最少ＴＳの差をＴＳ変動とし、ＴＳ変動(ΔＴＳ＝最大ＴＳ−最小ＴＳ)が４５ＭＰａ未満の場合を材質安定性に優れると判定した。
本発明例では、ＴＳが９８０ＭＰａ以上であって、延性および材質安定性に優れている。一方、比較例では、延性または材質安定性のいずれか一つ以上が劣っている。
以上、本発明の実施の形態について説明したが、本発明は、本実施の形態による本発明の開示の一部をなす記述により限定されるものではない。すなわち、本実施の形態に基づいて当業者等によりなされる他の実施の形態、実施例及び運用技術などは全て本発明の範疇に含まれる。例えば、上記した製造方法における一連の熱処理においては、熱履歴条件さえ満足すれば、鋼板に熱処理を施す設備等は特に限定されるものではない。
Figure 0006780804
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本発明によれば、９８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、ＴＳ×Ｅｌ≧１７０００ＭＰa・％を有するとともに、ＴＳ変動(ΔＴＳ：最大ＴＳ−最小ＴＳ)が４５ＭＰａ未満の材質安定性に優れる高強度鋼板の製造が可能になる。また、本発明の製造方法に従って得られた高強度鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することによって車体軽量化による燃費向上および材料歩留りの向上を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。

Claims (6)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０５％以上０．２０％以下、
    Ｓｉ：０．３０％以上２．５０％以下、
    Ｍｎ：１．５０％以上３．４０％以下、
    Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．０１０％以上１．０００％以下、
    Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下および
    Ｎｂ：０．０１％以上０．１００％以下
    を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    フェライトと硬質相からなり、
    前記フェライトが面積率で３０％以上７０％以下、
    前記硬質相はベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイト（０％を含む）および残留オーステナイト（０％を含む）を含む鋼組織を有し、
    さらに、フェライトの最大粒径ｄｍａｘが２.５μｍ以下であり、
    かつ、フェライトの面積率ＡＦとフェライトの平均粒径ｄＦが
    ＡＦ［％］／ｄＦ［μｍ］≧１５
    を満たし、ＴＳが９８０ＭＰａ以上、ＴＳ×Ｅｌが１７０００ＭＰａ・％以上、ＴＳ変動(ΔＴＳ＝最大ＴＳ−最小ＴＳ)が４５ＭＰａ未満である、高強度鋼板。
  2. さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．０５０％以下、
    Ｖ：０．１００％以下、
    Ｂ：０．０１００％以下、
    Ｍｏ：０．５０％以下、
    Ｃｒ：１．００％以下、
    Ｃｕ：１．００％以下、
    Ｎｉ：０．５０％以下、
    Ａｓ：０．５００％以下、
    Ｓｂ：０．２００％以下、
    Ｓｎ：０．２００％以下、
    Ｔａ：０．１００％以下、
    Ｃａ：０．０２００％以下、
    Ｍｇ：０．０２００％以下、
    Ｚｎ：０．０２０％以下、
    Ｃｏ：０．０２０％以下、
    Ｚｒ：０．０２０％以下
    およびＲＥＭ：０．０２００％以下
    のうちから選ばれる少なくとも１種以上の元素を含有する請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 表面に亜鉛系めっき皮膜を有する請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 前記亜鉛系めっき皮膜は溶融亜鉛めっき皮膜または合金化溶融亜鉛めっき皮膜である請求項３に記載の高強度鋼板。
  5. 鋼スラブを熱間圧延、酸洗し、付与張力の最大値が９８ＭＰａ以上で冷間圧延し、その後、焼鈍温度として７２０℃以上ＴＲ温度以下に加熱し、該温度域で１０ｓ以上保熱したのち、次いで、室温まで平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却する請求項１又は２に記載の高強度鋼板の製造方法。
    記
    ＴＲ温度（℃）＝９４４−２０３×［％Ｃ］１／２＋４５×［％Ｓｉ］−３０×［％Ｍｎ］＋１５０×［％Ａｌ］−２０×［％Ｃｕ］＋１１×［％Ｃｒ］＋４００×［％Ｔｉ］
    なお、［％Ｘ］は鋼板の成分元素Ｘの質量％とし、含有しない場合は０（ゼロ）とする。
  6. 表面に亜鉛めっき処理を施す請求項５に記載の高強度鋼板の製造方法。
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