JP2015034327A - 高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度冷延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】伸びと伸びフランジ性に優れ、高降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２７％、Ｓｉ：０．８〜２．４％、Ｍｎ：２．３〜３．５％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．０１０％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を有し、フェライトの平均結晶粒径が５μｍ以下、フェライトの体積分率が３〜２０％、残留オーステナイトの体積分率が５〜２０％、マルテンサイトの体積分率が５〜２０％であり、残部にベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトを含み、かつ、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面内２０００μｍ２当たりにおける結晶粒径が２μｍ以下の残留オーステナイト、マルテンサイト、もしくはこれらの混合相の合計の個数が１５０個以上であるミクロ組織を有することを特徴とする高強度冷延鋼板。【選択図】なし

Description

本発明は、高強度冷延鋼板およびその製造方法に関し、特に自動車などの構造部品の部材の用途に好適な高強度冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
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、車体の軽量化による燃費向上が大きな課題となっている。このため、自動車用部品への高強度鋼板の適用による薄肉化が進められている。特に、引張強さ（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の自動車用部品への適用が進められている。
自動車の構造用部材や補強用部材といった自動車用部品に使用される高強度鋼板には、成形性に優れることが要求される。特に、複雑な形状を有する部品に用いられる高強度鋼板には、伸びあるいは伸びフランジ性（穴広げ性ともいう）といった特性のいずれかが優れているだけでなく、その両方が優れていることが求められる。さらに、上記構造部材や補強用部材などの自動車用部品には、優れた衝突吸収エネルギー特性が求められている。衝突吸収エネルギー特性を向上させるためには、使用する鋼板の降伏比を高めることが有効である。降伏比の高い鋼板を用いた自動車用部品は、低い変形量であっても効率よく衝突エネルギーを吸収することが可能となる。なお、ここで降伏比（ＹＲ）とは、引張強さ（ＴＳ）に対する降伏応力（ＹＳ）の比を示す値であり、ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳで求められる。
従来、高強度と成形性とを兼ね備えた高強度薄鋼板として、フェライト・マルテンサイト組織のデュアルフェーズ鋼（ＤＰ鋼）が知られている。主相をフェライトとして、マルテンサイトを分散させた複合組織鋼であるＤＰ鋼は、低降伏比でＴＳも高く、伸びにも優れている。しかしながら、変形時にフェライトとマルテンサイトの界面に応力が集中することでクラックが発生しやすく、伸びフランジ性に劣るという欠点を有していた。そこで伸びフランジ性にも優れるＤＰ鋼として、特許文献１では、焼戻しマルテンサイトとフェライトからなる二相組織を有し、焼戻しマルテンサイトの硬さとその面積率、焼戻しマルテンサイト中のセメンタイト粒子の分布状態を規定することで、伸びと伸びフランジ性のバランスを確保しつつ、ＴＳ１１８０ＭＰａ以上の高強度化を図る技術が開示されている。
また、高強度と優れた延性を兼ね備えた鋼板として、残留オーステナイトの変態誘起塑性（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）を利用したＴＲＩＰ鋼板が挙げられる。このＴＲＩＰ鋼板は、残留オーステナイトを含有した鋼板組織を有しており、マルテンサイト変態開始温度以上の温度で加工変形させると、応力によって残留オーステナイトがマルテンサイトに誘起変態して大きな伸びが得られる。しかし、このＴＲＩＰ鋼板は、打抜き加工時に残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することで、フェライトとの界面にクラックが発生し、穴広げ性（伸びフランジ性）に劣るという問題点があった。そこで、伸びフランジ性にも優れるＴＲＩＰ鋼板として、特許文献２では、残留オーステナイト：少なくとも５％、ベイニティック・フェライト：少なくとも６０％、ポリゴナル・フェライト：２０％以下（０％含む）を満たす鋼組織を有する、伸びおよび伸びフランジ性に優れたＴＳが９８０ＭＰａ以上の高強度を達成した低降伏比高強度冷延鋼板が開示されている。また、特許文献３には、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの面積率を規制した、マルテンサイトの面積率が５０％以上である組織を有し、マルテンサイトの硬さ分布が制御された、ＴＳが９８０ＭＰａ以上の優れた伸びおよび伸びフランジ性を有する高強度鋼板が開示されている。
特開２０１１−０５２２９５号公報 特開２００５−２４０１７８号公報 特開２０１１−０４７０３４号公報
しかしながら、一般に、ＤＰ鋼のようにマルテンサイト変態を利用した鋼では、マルテンサイト変態時にフェライト中に可動転位が導入されるため低降伏比となり、衝突吸収エネルギー特性が低くなってしまう。さらに、特許文献１の鋼板では、成形性、特に伸びが不十分であった。また、特許文献２の鋼板は、９８０ＭＰａ以上の高強度は達成しているものの、１１８０ＭＰａ以上という高強度領域で伸びと伸びフランジ性を高めたものではない。また、特許文献３の鋼板では、伸びと伸びフランジ性が不十分であった。
上記したように、１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、優れた衝突吸収エネルギー特性を得られるよう高降伏比を保ちつつ、優れた伸びおよび伸びフランジを確保することは困難であった。そこで、これら特性を兼ね備えた鋼板の開発が望まれていた。
本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであって、伸びおよび伸びフランジ性に優れ、高降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、鋭意検討を重ねた結果、フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイトの鋼板組織の体積分率を特定の比率で制御し、かつ、フェライトの平均粒径、マルテンサイト、残留オーステナイト、もしくはこれらの混合相の大きさと数を制御することで、高降伏比を確保しつつ、高い伸びに加えて優れた伸びフランジ性を併せて得られることを見出した。この発明は、上記の知見に立脚するものである。
まず、本発明者らは、鋼板のミクロ組織と、上記したような引張強さ、降伏比、伸び、伸びフランジ性といった特性との関係について検討し、以下のように考察した。
ａ）鋼板組織中にマルテンサイトもしくは残留オーステナイトが存在した場合、穴広げ試験において、打抜き加工時にフェライトとの界面にボイドが発生し、その後の穴広げ過程でボイド同士が連結、進展することで、き裂が発生する。このため、良好な伸びフランジ性を確保することが困難となる。
ｂ）転位密度の高いベイナイトや焼戻しマルテンサイトを鋼板組織内に含有させることで、降伏強度が上昇するため、高降伏比を得ることが可能であり、また、伸びフランジ性を良好とすることができる。しかしながら、この場合、伸びが低下する。
ｃ）伸びを向上するためには、軟質なフェライトや残留オーステナイトを含有することが有効であるが、引張強さや伸びフランジ性が低下する。
そこで、発明者らはさらに鋭意検討を重ね、鋼中にＳｉを適量添加することでフェライトを固溶強化し、さらにマルテンサイトまたは残留オーステナイト、もしくはこれらの混合相の結晶粒径を微細化して鋼中に分散させることで、打抜き加工時に発生するボイドの数を抑制することができ、伸びや降伏比を確保しつつ、穴広げ性（伸びフランジ性）を向上することができるという知見を得た。
上記知見に基づき、検討を重ねた結果、Ｓｉ含有量を質量％で０．８〜２．４％の範囲とし、所定の条件で２回の焼鈍を施すことで、フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイトの体積分率を制御し、さらに結晶粒径が２μｍ以下のマルテンサイト、残留オーステナイト、またはこれらの混合相を鋼中に細かく分散させることができ、高降伏比を確保しつつ、伸びと穴広げ性を向上させることが可能であることを見出した。
本発明は上記知見に基づくものであり、本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２７％、Ｓｉ：０．８〜２．４％、Ｍｎ：２．３〜３．５％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．０１０％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を有し、フェライトの平均結晶粒径が５μｍ以下、フェライトの体積分率が３〜２０％、残留オーステナイトの体積分率が５〜２０％、マルテンサイトの体積分率が５〜２０％であり、残部にベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトを含み、かつ、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面内２０００μｍ２当たりにおける結晶粒径が２μｍ以下の残留オーステナイト、マルテンサイト、もしくはこれらの混合相の合計の個数が１５０個以上であるミクロ組織を有することを特徴とする高強度冷延鋼板。
［２］さらに、質量％で、Ｖ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．１０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする前記［１］に記載の高強度冷延鋼板。
［３］さらに、質量％で、Ｂ：０．００５０％以下を含有することを特徴とする前記［１］または［２］に記載の高強度冷延鋼板。
［４］さらに、質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする前記［１］〜［３］のいずれか１つに記載の高強度冷延鋼板。
［５］さらに、質量％で、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする前記［１］〜［４］のいずれか１つに記載の高強度冷延鋼板。
［６］前記［１］〜［５］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施した後、８００℃以上の第１均熱温度で３０秒以上保持し、第１均熱温度から３℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で３２０〜５００℃まで冷却し、３２０〜５００℃の第１保持温度域で３０秒以上保持した後室温まで冷却する第１の焼鈍を施し、その後、３〜３０℃／ｓの平均加熱速度で７５０℃以上の第２均熱温度まで加熱して３０秒以上保持し、第２均熱温度から３℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で１２０〜３２０℃まで冷却し、次いで３２０〜５００℃の第２保持温度域に加熱して３０秒以上保持した後、室温まで冷却する第２の焼鈍を施すことを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
本発明によれば、鋼板の成分組成およびミクロ組織を制御することにより、高強度で、高降伏比を有し、伸びと伸びフランジ性が共に優れた高強度冷延鋼板を安定して得ることができる。
まず、本発明の高強度冷延鋼板の成分組成の限定理由を説明する。なお、本明細書において、鋼の成分組成の「％」表示は、質量％を意味する。
Ｃ：０．１５〜０．２７％
Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトといった第２相の形成に関与して高強度化に寄与する。Ｃ量が０．１５％未満では、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトを確保することが困難となる。このため、Ｃ量は０．１５％以上とする必要がある。好ましくは、０．１６％以上である。一方、Ｃ量が０．２７％を超えると、フェライト、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイトの硬度差が大きくなるため、伸びフランジ性が低下する。このため、Ｃ量は０．２７％以下とする必要がある。好ましくは、０．２５％以下である。
Ｓｉ：０．８〜２．４％
Ｓｉはフェライト生成元素であり、固溶強化に有効な元素でもある。本発明において、フェライトを確保し、高い引張強さと優れた伸びを得るためには、Ｓｉ量は０．８％以上とする必要がある。好ましくは、１．２％以上である。一方、Ｓｉ量が２．４％を超えると、化成処理性が低下する。このため、Ｓｉ量は２．４％以下とする必要がある。好ましくは２．１％以下である。
Ｍｎ：２．３〜３．５％
Ｍｎは固溶強化に有効な元素であり、また、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトといった第２相の形成に関与して、高強度化に寄与する元素である。また、オーステナイトを安定化させる元素であり、第２相の分率を制御する上で必要な元素である。これらの効果を得るためには、Ｍｎ量は２．３％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ量が３．５％を超えると、マルテンサイトの体積率が大きくなりすぎ、伸びフランジ性が低下する。このため、Ｍｎ量は３．５％以下とする必要がある。好ましくは、Ｍｎ量は３．３％以下である。
Ｐ：０．０８％以下
Ｐは固溶強化により高強度化に寄与するが、過剰に添加された場合には、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させ、また、溶接性を低下させる。そのため、Ｐの含有量は０．０８％以下とする必要がある。好ましくは０．０５％以下である。
Ｓ：０．００５％以下
本発明において、Ｓ量が０．００５％を超えて多くなると、ＭｎＳなどの硫化物が多く生成し、伸びフランジ性が低下する。このため、Ｓ量は０．００５％以下とする必要がある。好ましくは０．００４５％以下である。なお、Ｓの含有量には特に下限は無いが、極低Ｓ量化には製鋼コストの上昇を伴うため、Ｓ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには０．０１％以上含有することが必要であるが、０．０８％を超えて含有しても効果が飽和するため、０．０８％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは粗大な窒化物を形成し、曲げ性や伸びフランジ性を劣化させる傾向がある。Ｎ量が０．０１０％を超えるとこの傾向が顕著となるため、Ｎ量は０．０１０％以下とする必要がある。好ましくは、０．００５０％以下であり、Ｎ含有量は低くすることが好ましい。
また、本発明では、以下の理由により、上記の成分に加えてさらに、Ｖ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．１０％以下から選択される１種以上や、Ｂ：０．００５０％以下や、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下から選択される１種以上や、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下から選択される１種以上を個別にあるいは同時に添加してもよい。
Ｖ：０．１０％以下
Ｖは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与する。このような作用を得るためには、Ｖの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。一方、０．１０％を超えて多量のＶを添加しても、強度上昇効果は小さく、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｖの含有量は０．１０％以下とする。
Ｎｂ：０．１０％以下
ＮｂもＶと同様に、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与するため、必要に応じて添加することができる。このような効果を発揮させるためには、Ｎｂの含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。一方、０．１０％を超えて多量にＮｂを添加すると、伸びが著しく低下するため、Ｎｂの含有量は０．１０％以下とする。
Ｔｉ：０．１０％以下
ＴｉもＶと同様に、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与するため、必要に応じて添加することができる。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉの含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。一方、０．１０％を超えて多量にＴｉを添加すると、伸びが著しく低下するため、Ｔｉの含有量は０．１０％以下とする。
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは焼入れ性を向上する元素であり、第２相を生成することで高強度化に寄与する元素である。このような効果を発揮させるためには、Ｂの含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えても、効果が飽和する。このため、Ｂの含有量は０．００５０％以下とする。好ましくは０．００４０％以下である。
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮させるためには、Ｃｒの含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒの含有量が０．５０％を超えると、過剰にマルテンサイトが生成するため、Ｃｒの含有量は０．５０％以下とする。
Ｍｏ：０．５０％以下
ＭｏはＣｒと同様に第２相を生成することで高強度化に寄与する元素である。また、Ｍｏはさらに一部炭化物を生成して高強度化に寄与する元素でもあり、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮させるためには、Ｍｏの含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏの含有量が０．５０％を超えてもその効果が飽和するため、Ｍｏの含有量は０．５０％以下とする。
Ｃｕ：０．５０％以下
ＣｕもＣｒと同様に第２相を生成することで高強度化に寄与する元素である。また、Ｃｕはさらに固溶強化により高強度化に寄与する元素でもあり、必要に応じて添加することができる。これらの効果を発揮するためには、Ｃｕの含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕの含有量が０．５０％を超えてもその効果が飽和し、またＣｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなるため、Ｃｕの含有量は０．５０％以下とする。
Ｎｉ：０．５０％以下
ＮｉもＣｕと同様に、第２相を生成することで高強度化に寄与し、また、固溶強化により高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮させるためにはＮｉは０．０５％以上含有させることが好ましい。また、Ｃｕと同時に添加すると、Ｃｕ起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、Ｃｕ添加時に特に有効である。一方、Ｎｉの含有量が０．５０％を超えても、その効果が飽和するため、Ｎｉの含有量は０．５０％以下とする。
Ｃａ：０．００５０％以下
Ｃａは、硫化物の形状を球状化して、伸びフランジ性への硫化物の悪影響の改善に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮するためにはＣａの含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａの含有量が０．００５０％を超えても、その効果が飽和するため、Ｃａの含有量は０．００５０％以下とする。
ＲＥＭ：０．００５０％以下
ＲＥＭもＣａと同様、硫化物の形状を球状化して、伸びフランジ性への硫化物の悪影響の改善に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮するためにはＲＥＭの含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、ＲＥＭの含有量が０．００５０％を超えても、その効果が飽和するため、ＲＥＭの含有量は０．００５０％以下とする。
上記した成分組成以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えば、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｏ等が挙げられ、これらの不可避的不純物の許容範囲としては、Ｓｂ：０．０１％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｃｏ：０．１％以下である。また、本発明では、Ｔａ、Ｍｇ、Ｚｒを通常の鋼組成の範囲内で含有しても、その効果は失われない。
次に、本発明の高強度冷延鋼板のミクロ組織について詳細に説明する。
フェライトの平均結晶粒径：５μｍ以下、フェライト体積分率：３〜２０％
フェライトの平均粒径が５μｍを超えると、穴広げ時の打抜き端面に生成したボイドが穴広げ中に連結しやすくなるといったように、打ち抜き端面に生成したボイドが伸びフランジ加工の際連結しやすくなり、良好な伸びフランジ性が得られない。このため、フェライトの平均粒径は５μｍ以下とする。また、フェライトの体積分率が３％未満では、軟質なフェライトが少ないため良好な伸びを確保することができない。そのため、フェライトの体積分率は３％以上とする。好ましくは５％以上である。一方、フェライトの体積分率が２０％を超えると、硬質な第２相が多く存在することとなり、軟質なフェライトとの硬度差が大きい箇所が多く存在し、伸びフランジ性が低下する。また、１１８０ＭＰａ以上の引張強さの確保も困難である。そのためフェライトの体積分率は２０％以下とする。好ましくは１５％以下である。
残留オーステナイトの体積分率：５〜２０％
十分な伸びを確保するため、残留オーステナイトの体積分率は５％以上とする必要がある。好ましくは８％以上である。一方、残留オーステナイトの体積分率が２０％を超えると、伸びフランジ性が低下する。このため、残留オーステナイトの体積分率は２０％以下とする。
マルテンサイトの体積分率：５〜２０％
所望の引張強さを確保するために、マルテンサイトの体積分率は５％以上とする必要がある。一方、良好な伸びフランジ性を確保するために、硬質な組織であるマルテンサイトの体積分率は２０％以下とする必要がある。なお、ここで云うマルテンサイトとは、２回目の焼鈍時に３２０〜５００℃の第２保持温度域での保持後も未変態であるオーステナイトが、室温まで冷却した際に生成するマルテンサイトのことである。
結晶粒径が２μｍ以下の残留オーステナイト、マルテンサイト、もしくはこれらの混合相の合計の個数：１５０個以上
所望の引張強さを確保した上で、良好な伸びフランジ性を確保するには、前記残留オーステナイト、前記マルテンサイトのうち、結晶粒径が２μｍ以下の微細な残留オーステナイト、マルテンサイトを多く存在させることが有利である。なお、これら残留オーステナイト、マルテンサイトは、鋼板の板厚断面における微細組織の組織観察において、これらの混合相の形で観察される場合もある。所望の伸びフランジ性を確保するためには、鋼板断面内、具体的には、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面内の２０００μｍ２当たりにおける、結晶粒径が２μｍ以下の残留オーステナイト、マルテンサイト、もしくはこれらの混合相の合計の個数を１５０個以上とする必要がある。結晶粒径が２μｍ超では、穴広げ等の伸びフランジ加工の際にボイドが連結しやすくなるため、結晶粒径は２μｍ以下とする。また、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面内２０００μｍ２当たりの個数が合計で１５０個未満では引張強さの確保が困難となる。好ましくは１８０個以上である。一方で、４５０個を超えると、穴広げ等の伸びフランジ加工の際にボイドが連結しやすくなるため、好ましくは４５０個以下である。
残部組織：ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトを含む組織
本発明の高強度冷延鋼板は、良好な伸びフランジ性や高降伏比を確保するために、ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトを含有していることが必要である。ベイナイトの体積分率は２０〜５０％、焼戻しマルテンサイトの体積分率は１５〜５０％とすることが好ましい。なお、ここで云うベイナイト相の体積分率とは、観察面に占めるベイニティック・フェライト（転位密度の高いフェライト）の体積割合のことであり、焼戻しマルテンサイトとは、２回目の焼鈍時の冷却停止温度までの冷却中に未変態のオーステナイトが一部マルテンサイト変態し、３２０〜５００℃の第２保持温度域で保持された際に焼戻されるマルテンサイトのことである。
また、上記したフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトおよびマルテンサイト以外に、パーライト、球状セメンタイト等の１種あるいは２種以上が生成される場合があるが、上記のフェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの体積分率、上記のフェライトの平均粒径、残留オーステナイトまたはマルテンサイト、もしくはこれらの混合相の鋼板の板厚断面内において観察される微細結晶粒径および個数が上記範囲を満足し、残部にベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトを含む組織を有していれば、本発明の目的を達成できる。なお、上記したフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトおよびマルテンサイト以外の組織の体積分率は、合計で５％以下が好ましい。
次に、本発明の高強度冷延鋼板の製造法（一実施形態）について説明する。
本発明の高強度冷延鋼板は、例えば、上記した成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施した後、８００℃以上の温度域まで加熱し、８００℃以上の第１均熱温度で３０秒以上保持した後、第１均熱温度から３℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で３２０〜５００℃の第１保持温度域まで冷却し、３２０〜５００℃の第１保持温度域で３０秒以上保持した後、室温まで冷却する第１の焼鈍を施し、その後、３〜３０℃／ｓの平均加熱速度で７５０℃以上の温度域まで加熱し、７５０℃以上の第２均熱温度で３０秒以上保持した後、第２均熱温度から３℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で１２０〜３２０℃の冷却停止温度まで冷却し、次いで３２０〜５００℃の第２保持温度域まで加熱し、３２０〜５００℃の第２保持温度域で３０秒以上保持した後、室温まで冷却する第２の焼鈍を施すことで製造できる。
本発明の製造方法は、２回の焼鈍を施す焼鈍工程に、大きな特徴を有する。焼鈍工程は、再結晶を進行させるとともに、高強度化のため鋼板組織にベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトやマルテンサイトを形成するために実施する。ここで、本発明では、鋼板組織におけるマルテンサイトや残留オーステナイトの結晶粒を微細化させるため、２回の焼鈍を行う。まず、１回目の焼鈍中の冷却途中で未変態のオーステナイトをベイナイト変態させ、マルテンサイトや微細な残留オーステナイトを多く残存させる。しかし、この１回の焼鈍工程のみではマルテンサイト粒径が大きいため、良好な伸びフランジ性を確保することが困難である。そこで、マルテンサイト粒径を微細化するために、第２回目の焼鈍を行う。これにより、第１回目の焼鈍で生成したマルテンサイトや残留オーステナイトが、第２回目の焼鈍中に生成するオーステナイトの核となり、焼鈍中も微細な相を保持することが可能である。すなわち、第１回目の焼鈍でベイナイトやマルテンサイト、残留オーステナイトをある程度均質化した鋼板組織とし、第２回目の焼鈍でさらにマルテンサイトや残留オーステナイトが均一微細分散した組織とすることが可能である。第２回目の焼鈍では焼戻しマルテンサイトを生成するために、一旦、過度に冷却した後に再加熱を行う。このようにすることにより、伸びを劣化させることなく、伸びフランジ性を向上させることが可能である。以下焼鈍条件の限定理由について説明する。
１）第１回目の焼鈍
・第１均熱温度：８００℃以上、保持時間：３０秒以上
第１回目の焼鈍では、フェライトとオーステナイトの２相域もしくはオーステナイト単相域である温度域で均熱する。第１回目の焼鈍の均熱温度である第１均熱温度が８００℃未満では１回目の焼鈍後のベイナイトが少ないため、２回目の焼鈍後に生成するマルテンサイト、残留オーステナイト、またはその混合相の粒径が大きくなり、伸びフランジ性が低下する。そのため、第１均熱温度の下限は８００℃とする。好ましくは８５０℃以上である。また、上記の第１均熱温度において、再結晶の進行および一部もしくは全てオーステナイト変態させるため、第１均熱温度で保持する時間（第１均熱時間ともいう）は３０秒以上とする必要がある。上限は特に限定されないが、６００秒以下が好ましい。
・第１平均冷却速度：３℃／ｓ以上で３２０〜５００℃（第１保持温度域）まで冷却
上記した第１均熱温度から第１保持温度域である３２０〜５００℃の温度域までの冷却は、ベイナイトを確保する上で重要である。第１均熱温度から３２０〜５００℃の温度域までの平均冷却速度が３℃／ｓ未満となると、鋼板組織中にフェライト、パーライトや球状セメンタイトが多く生成して、ベイナイトを有する組織とすることが困難となる。このため、第１均熱温度からの平均冷却速度を３℃／ｓ以上とする必要がある。第１平均冷却速度の上限は特に規定はしないが、所望の鋼板組織を得るため、４５℃／ｓ以下とすることが好ましい。
第１均熱温度からの冷却の冷却停止温度が３２０℃未満では、冷却時に塊状マルテンサイトが過剰に生成するため、第２回目の焼鈍でマルテンサイトを微細均一化にすることが困難であり、伸びフランジ性が低下する。一方、該冷却停止温度が５００℃を超えると、パーライトが過剰に増加し、第２回目の焼鈍でもマルテンサイトや残留オーステナイト等を微細均一化することが困難となり伸びフランジ性が低下する。このため、第１均熱温度から３２０〜５００℃の第１保持温度域まで冷却する。好ましくは冷却停止の温度域は３５０〜４５０℃である。
・３２０〜５００℃の第１保持温度域で３０秒以上保持
上記第１冷却速度での冷却を停止した後、３２０〜５００℃の温度域である第１保持温度域で保持し、未変態のオーステナイトをベイナイト変態させ、ベイナイトおよび残留オーステナイトを生成する。冷却後の保持温度が５００℃を超えると、第１回目の焼鈍後の鋼板組織にパーライトが過剰に生成し、また、３２０℃未満ではマルテンサイトが過剰に生成するため、第２回目の焼鈍後に微細なマルテンサイトや残留オーステナイト等を得ることができない。また、第１保持温度域での保持時間が３０秒未満では、未変態のオーステナイトが多いため、１回目の焼鈍後の鋼板組織に塊状のマルテンサイトが多く生成し、第２回目の焼鈍後にマルテンサイト等を微細均一化することができない。このため、３２０〜５００℃の第１保持温度域で３０秒以上保持する。なお、保持時間の上限は特に限定されないが、２０００秒以下が好ましい。また、第１保持温度域での保持後は、室温まで冷却する。
２）第２回目の焼鈍
・３〜３０℃／ｓの平均加熱速度で７５０℃以上の第２均熱温度に加熱
第２回目の焼鈍において、再結晶により生成するフェライトやオーステナイトの核の生成速度を、生成した粒の成長速度よりも速くすることで、焼鈍後の結晶粒を微細化する。第２回目の焼鈍における均熱温度までの平均加熱速度が３０℃／ｓを超えて大きくなると、再結晶が進行しにくくなるため、平均加熱速度の上限は３０℃／ｓとする。また、平均加熱速度が３℃／ｓ未満では、フェライト粒が粗大化して所定の平均粒径が得られない。このため、平均加熱速度は３℃／ｓ以上とする必要がある。
・均熱温度（第２均熱温度）：７５０℃以上、保持時間：３０秒以上
第２回目の焼鈍における均熱温度である第２均熱温度が７５０℃未満では、オーステナイトの生成が少ないため、マルテンサイトや残留オーステナイトの体積分率を十分に確保することができない。このため、第２均熱温度は７５０℃以上とする。なお、第２均熱温度の上限は、特に規定するものではないが、微細なマルテンサイトや残留オーステナイト等を得るため、９００℃以下とすることが好ましい。また第２均熱温度で保持する時間（第２均熱時間ともいう）が３０秒未満ではＭｎ等の元素がオーステナイト中に十分濃化しないため、冷却中に未変態のオーステナイトが粗大化し、伸びフランジ性が低下する。このため、第２均熱温度で３０秒以上保持する。なお、保持時間の上限は特に限定されないが、１５００秒以下が好ましい。
・３℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で１２０〜３２０℃まで冷却
上記した第２均熱温度から、一旦マルテンサイト変態開始温度以下まで冷却して、マルテンサイトを形成する。第２均熱温度からの冷却の冷却停止温度が１２０℃未満では、冷却時にマルテンサイトが過剰に生成して未変態のオーステナイトが減少し、最終的に得られる鋼板において、ベイナイトや残留オーステナイトが減少するため、良好な伸びを確保することができない。一方、第２均熱温度からの冷却の冷却停止温度が３２０℃超えでは、最終的に得られる鋼板において焼戻しマルテンサイトが減少し、良好な伸びフランジ性を確保することができない。このため、第２均熱温度からの冷却の冷却停止温度は１２０〜３２０℃とする。好ましくは１５０〜３００℃である。また、第２均熱温度から上記した冷却停止温度までの冷却の際の平均冷却速度が３℃／ｓ未満だと、最終的に得られる鋼板組織中に、パーライトや球状セメンタイトが過剰に生成する。このため、第２均熱温度から冷却停止温度までの平均冷却速度は３℃／ｓ以上とする。なお、該冷却速度の上限は、特に規定はしないが、所望の鋼板組織を得るため、４０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
・３２０〜５００℃の第２保持温度域で３０秒以上保持
上記した１２０〜３２０℃の冷却停止温度までの冷却の際に生成したマルテンサイトを焼戻すとともに、未変態のオーステナイトをベイナイト変態させてベイナイトおよび残留オーステナイトを鋼板組織中に生成させるために、第２均熱温度からの冷却後に、再度加熱し、３２０〜５００℃の温度域である第２保持温度域で３０秒以上保持する。第２保持温度域が３２０℃未満では、マルテンサイトの焼戻しが不十分となるため良好な伸びフランジ性を確保することが困難となる。また、５００℃超えではパーライトが過剰に生成するため、伸びが低下する。そのため、第２保持温度域は３２０〜５００℃とする。また、第２保持温度域での保持時間が３０秒未満では、ベイナイト変態が十分に進行しないため、未変態のオーステナイトが多く残り、最終的にマルテンサイトが過剰に生成してしまい、伸びフランジ性が低下する。そのため、第２保持温度域での保持時間は３０秒以上とする。なお、上限は特に限定されないが、２０００秒以下が好ましい。また、第２保持温度域での保持後は、室温まで冷却する。
本発明の高強度冷延鋼板は、上記した成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延工程にて粗圧延および仕上圧延を施して熱延鋼板とし、その後、酸洗工程にて熱延鋼板表層のスケールを除去した後、冷間圧延を行い、次いで上記したように２回の焼鈍を施す焼鈍工程を行い製造される。
本発明において使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法によっても可能である。
熱間圧延工程にて、鋳造後の鋼スラブを再加熱することなく、若しくは好ましくは１１００℃以上に再加熱して、粗圧延、仕上げ圧延からなる熱間圧延を施して熱延鋼板とし、巻き取る。本発明では、スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは保熱をおこなった後に直ちに熱間圧延する、あるいは鋳造後そのまま圧延する直送圧延・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。
スラブを加熱する際の加熱温度は、１１００℃未満になると圧延負荷が増大し、生産性が低下し、１３００℃を超えると加熱コストが増大するため、１１００〜１３００℃が好ましい。
また、熱間圧延の仕上げ圧延における仕上げ圧延終了温度がオーステナイト単相域の温度を下回ると、鋼板内の組織の不均一性および材質の異方性が大きくなり、焼鈍後の伸び及び伸びフランジ性が劣化しやすくなる。このため、仕上げ圧延終了温度はオーステナイト単相域の温度とし、オーステナイト単相域にて熱間圧延を終了することが好ましく、仕上げ圧延終了温度は８３０℃以上とすることが好ましい。一方、仕上げ圧延終了温度が９５０℃超では、熱延鋼板の鋼組織が粗大になり、焼鈍後の特性が低下するため、仕上げ圧延終了温度は９５０℃以下とすることが好ましい。すなわち、熱間圧延における仕上げ圧延終了温度は８３０〜９５０℃とすることが好ましい。
上記の熱間圧延により得た熱延鋼板は、冷却後、巻き取る。熱間圧延後の冷却方法は特に限定はない。また、巻取り温度においても特に限定するものではないが、巻取り温度が７００℃超では粗大なパーライトが顕著に形成されるために焼鈍後の成形性に影響を及ぼすことから、巻取り温度の上限は７００℃が好ましい。さらに好ましくは６５０℃以下である。巻取り温度の下限も特に限定はしないが、低温になりすぎると、硬質なベイナイトやマルテンサイトが過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大するため、４００℃以上が好ましい。
上記した熱間圧延工程後、酸性工程にて酸洗を行い、熱延鋼板表層のスケールを除去するのが好ましい。酸洗工程は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。次いで、酸洗後の熱延鋼板を、冷間圧延して所定の板厚の冷延板とする冷間圧延工程を行う。冷間圧延の条件は特に限定されず常法で実施すればよい。また、冷間圧延負荷を低下するため、冷間圧延工程前に中間焼鈍を施しても良い。中間焼鈍の時間・温度は特に限定されるものではないが、例えばコイルの状態でバッチ焼鈍を行う場合は、４５０〜８００℃にて、１０分〜５０時間焼鈍するのが好ましい。
冷間圧延工程後、上記したように２回の焼鈍を行う焼鈍工程を施し、高強度冷延鋼板とする。なお、焼鈍工程の後に調質圧延を実施しても良い。調質圧延を実施する際の伸長率の好ましい範囲は０．１〜２．０％である。
また、本発明の範囲内であれば、上記した焼鈍工程中もしくは焼鈍工程の後に、溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板としてもよく、また、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板としても良い。さらに本冷延鋼板を電気めっきし、電気めっき鋼板としても良い。
以下、本発明の実施例を説明する。ただし、本発明は、もとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
表１に示す化学成分（成分組成）の鋼を溶製して鋳造し、スラブを製造し、スラブ加熱温度：１２００℃、仕上げ圧延終了温度：９００℃の条件で熱間圧延を行い、板厚：３．２ｍｍの熱延鋼板とした後、１００℃／ｓの冷却速度で５５０℃まで冷却し、その後、２０℃／ｓの冷却速度で冷却し、４７０℃の巻取り温度で巻取り相当処理を施した。ついで、得られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延を施し、冷延板（板厚：１．４ｍｍ）を製造した。その後、得られた冷延板を表２に示す第１均熱温度まで加熱し、第１均熱温度で第１均熱時間保持して焼鈍した後、表２に示す第１平均冷却速度（冷速１）で第１保持温度まで冷却し、表２に示す第１保持時間保持した後、室温まで冷却した。なお、表２に示す第１保持時間は、第１保熱温度域（３２０〜５００℃）での保持時間である。その後、表２に示す平均加熱速度で加熱し、第２均熱温度まで加熱し、第２均熱温度で第２均熱時間保持した後、表２に示す第２平均冷却速度（冷速２）で冷却停止温度まで冷却し、その後、表２に示す第２保持温度に加熱し、表２に示す時間（第２保持時間）保持した後、室温まで冷却した。なお、表２に示す第２保持時間は、第２保持温度域（３２０〜５００℃）での保持時間である。
このようにして製造した鋼板について、以下のように各特性を評価した。結果を表３に示す。
［引張特性］
製造した鋼板から、ＪＩＳ５号引張試験片を圧延直角方向が長手方向（引張方向）となるように採取し、引張試験（ＪＩＳ Ｚ２２４１（１９９８））により、降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）を測定するとともに、降伏比（ＹＲ）を求めた。
［伸びフランジ性］
製造した鋼板から採取した試験片について、日本鉄鋼連盟規格（ＪＦＳ Ｔ１００１（１９９６））に準拠し、クリアランス１２．５％にて、１０ｍｍφの穴を打抜き、かえりがダイ側になるように試験機にセットした後、６０°の円錐ポンチで成形することにより穴広げ率（λ）を測定した。λ（％）が、４０％以上を有するものを良好な伸びフランジ性を有する鋼板とした。
［鋼板組織］
鋼板のフェライト、マルテンサイトの体積分率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍、５０００倍の倍率で観察し、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて求めた。具体的には、ポイントカウント法（ＡＳＴＭ Ｅ５６２−８３（１９８８）に準拠）により、面積率を測定し、その面積率を体積分率とした。フェライトの平均結晶粒径は、上述のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、鋼板組織写真から、予め各々のフェライト結晶粒を識別しておいた写真を取り込むことでフェライトの面積が算出可能であり、その円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。
残留オーステナイトの体積分率は、鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度により求めた。ＭｏのＫα線を線源として、加速電圧５０ｋｅＶにて、Ｘ線回折法（装置：Ｒｉｇａｋｕ社製ＲＩＮＴ２２００）によって、鉄のフェライトの｛２００｝面、｛２１１｝面、｛２２０｝面と、オーステナイトの｛２００｝面、｛２２０｝面、｛３１１｝面のＸ線回折線の積分強度を測定し、これらの測定値を用いて、「Ｘ線回折ハンドブック」（２０００年）理学電機株式会社、ｐ．２６、６２−６４に記載の計算式から残留オーステナイトの体積分率を求めた。
結晶粒径が２μｍ以下の残留オーステナイト、マルテンサイト、もしくはこれらの混合相の個数は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて５０００倍の倍率で観察し、２０００μｍ２の部分でコントラストが白い部分かつ２μｍ以下の相をカウントすることにより求めた。
また、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）、ＦＥ−ＳＥＭ（電界放出型走査電子顕微鏡）により鋼板組織を観察し、フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト以外の鋼組織の種類を決定した。
表３に示す結果から、本発明例は何れもフェライトの体積分率が３〜２０％、フェライトの平均粒径が５μｍ以下であり、残留オーステナイトを体積分率で５〜２０％、マルテンサイトを体積分率で５〜２０％、残部がベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトを含む複合組織を有し、かつ、圧延方向に平行な板厚断面内で観察される結晶粒径が２μｍ以下の残留オーステナイトまたはマルテンサイト、もしくはこれらの混合相が２０００μｍ２当たり１５０個以上であった。本発明例は、いずれも１１８０ＭＰａ以上の引張強さと、７５％以上の降伏比を確保しつつ、１７．５％以上の伸びと４０％以上の穴広げ率が得られている。一方、比較例は、鋼成分や鋼板組織が本発明範囲を満足せず、その結果、引張強さ、降伏比、伸び、伸びフランジ性の少なくとも１つの特性が劣る。
Figure 2015034327
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Claims (6)

  1. 質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２７％、Ｓｉ：０．８〜２．４％、Ｍｎ：２．３〜３．５％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．０１０％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を有し、フェライトの平均結晶粒径が５μｍ以下、フェライトの体積分率が３〜２０％、残留オーステナイトの体積分率が５〜２０％、マルテンサイトの体積分率が５〜２０％であり、残部にベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトを含み、かつ、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面内２０００μｍ２当たりにおける結晶粒径が２μｍ以下の残留オーステナイト、マルテンサイト、もしくはこれらの混合相の合計の個数が１５０個以上であるミクロ組織を有することを特徴とする高強度冷延鋼板。
  2. さらに、質量％で、Ｖ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．１０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
  3. さらに、質量％で、Ｂ：０．００５０％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
  4. さらに、質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板。
  5. さらに、質量％で、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板。
  6. 請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施した後、８００℃以上の第１均熱温度で３０秒以上保持し、第１均熱温度から３℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で３２０〜５００℃まで冷却し、３２０〜５００℃の第１保持温度域で３０秒以上保持した後室温まで冷却する第１の焼鈍を施し、その後、３〜３０℃／ｓの平均加熱速度で７５０℃以上の第２均熱温度まで加熱して３０秒以上保持し、第２均熱温度から３℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で１２０〜３２０℃まで冷却し、次いで３２０〜５００℃の第２保持温度域に加熱して３０秒以上保持した後、室温まで冷却する第２の焼鈍を施すことを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
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