JP2019505668A - 高降伏比型高強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明の好ましい一実施形態は、連続焼鈍工程を含む冷延鋼板の製造方法により製造される冷延鋼板であって、重量％で、Ｃ：０．１〜０．１５％、Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）、Ｍｎ：２．３〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１０％、Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下（０％は除く）、Ｃｒ：０．３〜０．９％、Ｂ：０．００１０〜０．００３０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含み、下記関係式（１）を満たし、［関係式１］１６５０≦５５４１．４Ｃ＋２３９Ｍｎ＋１６９．１Ｃｒ＋０．７４ＳＳ−１．３６ＲＣＳ≦１６８８［ここで、Ｃ、Ｍｎ及びＣｒは各元素の含有量を重量％で示した値であり、ＳＳは連続焼鈍温度（℃）を示し、ＲＣＳは連続焼鈍時の冷却終了温度（℃）を示す。］微細組織は、面積％で９０％以上のマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトと、１０％以下のフェライト及びベイナイトとを含み、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトのうち焼戻しマルテンサイトの分率は、面積％で９０％以上であり、上記マルテンサイト中のＣ＋Ｍｎ濃度（ａ）とフェライト及びベイナイト中のＣ＋Ｍｎ濃度（ｂ）の比率（ｂ／ａ）が０．６５以上である、高降伏比型高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供する。
Description
本発明は、主に自動車の衝突及び構造部材に用いられる高降伏比（ＹＲ）型高強度冷延鋼板及びその製造方法に関し、より詳細には、幅方向、長さ方向のウェーブの発生のない形状品質及び曲げ特性に優れた高降伏比（ＹＲ）型高強度冷延鋼板及びその製造方法に関する。
最近、自動車用鋼板としては各種の環境規制及びエネルギー使用規制によって燃費向上や耐久性向上のためにより高い強度の鋼板が求められている。
特に、最近では、自動車の衝撃安全性に関する規制が広がるにつれ、車体の耐衝撃性向上のためにメンバー、シートレール及びピラーなどの構造部材に降伏強度に優れた高強度鋼が採用されている。
上記構造部材は引張強度に対して降伏強度が高いほど、即ち、降伏比（引張強度／降伏強度）が高いほど衝撃エネルギー吸収能に有利であるという特性を有している。
しかし、一般に鋼板の強度が増加するほど伸び率が減少することにより、成形加工性が低下するという問題が発生するため、これを補完することができる材料の開発が求められている。
通常、鋼を強化する方法には固溶強化、析出強化、結晶粒微細化による強化、変態強化などがある。しかし、上記方法のうち固溶強化及び結晶粒微細化による強化は引張強度４９０ＭＰａ級以上の高強度鋼を製造するのが非常に難しいという欠点がある。
一方、析出強化型高強度鋼はＣｕ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖなどのような炭・窒化物形成元素を添加することにより炭・窒化物を析出させて鋼板を強化させたり微細析出物による結晶粒成長の抑制によって結晶粒を微細化させて強度を確保したりする技術である。
上記技術は低い製造コストに比べて高い強度が容易に得られるという利点を有しているが、微細な析出物によって再結晶温度が急激に上昇するため、十分な再結晶を起こして延性を確保するためには高温焼鈍を行う必要性があるという欠点がある。
また、フェライト基地に炭・窒化物を析出させて強化する析出強化鋼は６００ＭＰａ級以上の高強度鋼を得るのが困難であるという問題がある。
一方、変態強化型高強度鋼としてはフェライト基地に硬質のマルテンサイトを含ませたフェライト−マルテンサイト２相組織鋼、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ（変態誘起塑性）鋼又はフェライトと硬質のベイナイト又はマルテンサイト組織で構成されるＣＰ（複相）鋼などの多様な鋼が開発されてきた。
また、衝突安全性を確保するための構造部材への適用においては、高温で成形後に水冷するダイとの直接接触による急冷によって、最終強度を確保するホットプレスフォーミング鋼が脚光を浴びているが、設備投資、熱処理及び工程コストが高いため、適用範囲が広くない。
最近では、衝突時の乗客の安全性をより向上させるために車両において正面衝突特性を考慮したバンパービーム部品又は側面衝突に有利なシルサイド部品の超高強度化が進んでいる。
このような部品は主に既存のプレスフォーミング工法ではなく、ロールフォーミング方法を利用して製造している。
一般プレスフォーミング及びホットプレスフォーミングに比べて生産性が高いロールフォーミング工法は、多段ロールフォーミングによって複雑な形状を製作する方法であり、通常、伸び率が低い超高強度素材の部品成形への適用が拡大されている。
主に水冷却設備を備えた連続焼鈍炉で製造され、微細組織はマルテンサイトを焼戻した焼戻しマルテンサイト組織を示す。水冷却時の幅方向、長さ方向の温度偏差によって形状品質が劣り、ロールフォーミング適用において作業性の劣化及び位置による材質のばらつきなどを示すという欠点がある。
一例として、特開２０１０−０９０４３２号公報は焼戻しマルテンサイトを活用して高強度と高延性をともに得るのみならず、連続焼鈍後の板の形状にも優れた冷延鋼板の製造方法に関するものであり、これは炭素（Ｃ）の含量が０．２％以上と高く、溶接性の劣化と共に、多量のＳｉの含有による炉内でのデント発生の可能性があるという問題がある。
また、特開２０１１−２４６７４６号公報では、曲げ加工特性の改善のためにＭｎを１．５％未満で含有するマルテンサイト鋼の介在物間の間隔を制限する方案を提供しているが、この場合にも低い合金成分によって硬化能が劣り、冷却において非常に高い冷却速度が求められ、これにより、形状品質が非常に劣る恐れがあるという問題がある。
韓国公開特許第２０１４−００３１７５２号公報と韓国公開特許第２０１４−００３１７５３号公報では、既存の水冷マルテンサイト鋼の形状品質の改善と溶融めっきのために相変態を制御して強度と形状品質を確保する技術を提供しており、また、韓国公開特許第２０１４−００３０９７０号公報では、マルテンサイト鋼の降伏強度を高める方法を提供している。
しかし、上記技術は高合金型マルテンサイト鋼に関するものであり、低合金型の水冷マルテンサイト鋼に比べて形状品質には優れるが、ロールフォーミング性の改善及び衝突時の衝突特性の向上のための重要な特性である曲げ特性が劣るという欠点があり、これの改善が求められている。
本発明の好ましい一実施形態は、幅方向、長さ方向のウェーブの発生のない形状品質及び曲げ特性に優れた高降伏比（ＹＲ）型高強度冷延鋼板を提供することを目的とする。
本発明の好ましい他の実施形態は、鋼組成と製造条件を制御することにより幅方向、長さ方向のウェーブの発生のない形状品質及び曲げ特性に優れた高降伏比（ＹＲ）型高強度冷延鋼板を製造する方法を提供することを目的とする。
本発明の好ましい一実施形態によれば、連続焼鈍工程を含む冷延鋼板の製造方法により製造される冷延鋼板であって、重量％で、Ｃ：０．１〜０．１５％、Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）、Ｍｎ：２．３〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１０％、Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下（０％は除く）、Ｃｒ：０．３〜０．９％、Ｂ：０．００１０〜０．００３０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含み、下記関係式（１）を満たし、
［関係式１］
１６５０≦５５４１．４Ｃ＋２３９Ｍｎ＋１６９．１Ｃｒ＋０．７４ＳＳ−１．３６ＲＣＳ≦１６８８
［ここで、Ｃ、Ｍｎ及びＣｒは各元素の含有量を重量％で示した値であり、ＳＳは連続焼鈍温度（℃）を示し、ＲＣＳは連続焼鈍時の冷却終了温度（℃）を示す。］
微細組織は、面積％で９０％以上のマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトと、１０％以下のフェライト及びベイナイトとを含み、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトのうち焼戻しマルテンサイトの分率は、面積％で９０％以上であり、上記マルテンサイト中のＣ＋Ｍｎ濃度（ａ）とフェライト及びベイナイト中のＣ＋Ｍｎ濃度（ｂ）の比率（ｂ／ａ）が０．６５以上である高降伏比型高強度冷延鋼板が提供される。
［関係式１］
１６５０≦５５４１．４Ｃ＋２３９Ｍｎ＋１６９．１Ｃｒ＋０．７４ＳＳ−１．３６ＲＣＳ≦１６８８
［ここで、Ｃ、Ｍｎ及びＣｒは各元素の含有量を重量％で示した値であり、ＳＳは連続焼鈍温度（℃）を示し、ＲＣＳは連続焼鈍時の冷却終了温度（℃）を示す。］
微細組織は、面積％で９０％以上のマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトと、１０％以下のフェライト及びベイナイトとを含み、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトのうち焼戻しマルテンサイトの分率は、面積％で９０％以上であり、上記マルテンサイト中のＣ＋Ｍｎ濃度（ａ）とフェライト及びベイナイト中のＣ＋Ｍｎ濃度（ｂ）の比率（ｂ／ａ）が０．６５以上である高降伏比型高強度冷延鋼板が提供される。
本発明の好ましい他の実施形態によれば、重量％で、Ｃ：０．１〜０．１５％、Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）、Ｍｎ：２．３〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１０％、Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下（０％は除く）、Ｃｒ：０．３〜０．９％、Ｂ：０．００１０〜０．００３０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含む鋼スラブを再加熱した後、８００〜９５０℃の熱間仕上げ圧延温度条件で熱間仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を５００〜７５０℃の温度範囲で巻き取る段階と、上記熱延鋼板を４０〜７０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、上記冷延鋼板を７７０℃〜８３０℃の連続焼鈍温度で維持した後、６５０〜７００℃まで１〜１０℃／秒の冷却速度で１次冷却し、５〜２０℃／秒の冷却速度で２５０〜３３０℃の冷却終了温度まで２次冷却し過時効処理する連続焼鈍を行う段階と、上記のように連続焼鈍処理された鋼板を０．１〜１．０％の圧下率でスキンパス圧延する段階とを含み、上記連続焼鈍温度（℃）及び冷却終了温度（℃）は下記関係式（１）を満たす高降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法が提供される。
［関係式１］
１６５０≦５５４１．４Ｃ＋２３９Ｍｎ＋１６９．１Ｃｒ＋０．７４ＳＳ−１．３６ＲＣＳ≦１６８８
［ここで、Ｃ、Ｍｎ及びＣｒは各元素の含有量を重量％で示した値であり、ＳＳは連続焼鈍温度（℃）を示し、ＲＣＳは連続焼鈍時の冷却終了温度（℃）を示す。］
［関係式１］
１６５０≦５５４１．４Ｃ＋２３９Ｍｎ＋１６９．１Ｃｒ＋０．７４ＳＳ−１．３６ＲＣＳ≦１６８８
［ここで、Ｃ、Ｍｎ及びＣｒは各元素の含有量を重量％で示した値であり、ＳＳは連続焼鈍温度（℃）を示し、ＲＣＳは連続焼鈍時の冷却終了温度（℃）を示す。］
本発明の好ましい一実施形態によれば、幅方向、長さ方向のウェーブの発生のない形状品質及び曲げ特性に優れた高降伏比（ＹＲ）型高強度マルテンサイト冷延鋼板を提供することができる。
以下、本発明について説明する。
以下、鋼成分及び成分範囲の限定理由について説明する。
Ｃ：０．１〜０．１５％
鋼中の炭素（Ｃ）は変態組織の強化のために添加される非常に重要な元素である。炭素は高強度化を図り、変態組織鋼においてマルテンサイトの形成を促進する。炭素含量が増加すると、鋼中のマルテンサイト量が増加する。しかし、その量が０．１５％を超えると、溶接性が劣り、クライアントの部品加工において溶接欠陥が発生することがある。炭素含量が０．１％以下と低くなると、強度を十分に確保するのが困難である。
鋼中の炭素（Ｃ）は変態組織の強化のために添加される非常に重要な元素である。炭素は高強度化を図り、変態組織鋼においてマルテンサイトの形成を促進する。炭素含量が増加すると、鋼中のマルテンサイト量が増加する。しかし、その量が０．１５％を超えると、溶接性が劣り、クライアントの部品加工において溶接欠陥が発生することがある。炭素含量が０．１％以下と低くなると、強度を十分に確保するのが困難である。
したがって、Ｃの含量はＣ：０．１〜０．１５％に限定することが好ましい。
Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）
鋼中のシリコン（Ｓｉ）はフェライト変態を促進させ、未変態オーステナイト中に炭素の含有量を上昇させ、フェライトとマルテンサイトの複合組織を形成させ、マルテンサイトの強度上昇を妨げる。また、表面特性に関連して表面スケール欠陥を誘発するのみならず、化成処理性も低下させるため、できるだけ添加を制限することが好ましい。したがって、Ｓｉの含量は０．２％以下（０％を含む）に制限することが好ましい。
鋼中のシリコン（Ｓｉ）はフェライト変態を促進させ、未変態オーステナイト中に炭素の含有量を上昇させ、フェライトとマルテンサイトの複合組織を形成させ、マルテンサイトの強度上昇を妨げる。また、表面特性に関連して表面スケール欠陥を誘発するのみならず、化成処理性も低下させるため、できるだけ添加を制限することが好ましい。したがって、Ｓｉの含量は０．２％以下（０％を含む）に制限することが好ましい。
Ｍｎ：２．３〜３．０％
鋼中のマンガン（Ｍｎ）は延性の損傷なく結晶粒を微細化させ、鋼中の硫黄を完全にＭｎＳとして析出させることで、ＦｅＳの生成による熱間脆性を防止すると共に鋼を強化させる元素であり、かつマルテンサイト相が得られる臨界冷却速度を低くする役割を行う。これにより、マルテンサイトをより容易に形成させることができる。
鋼中のマンガン（Ｍｎ）は延性の損傷なく結晶粒を微細化させ、鋼中の硫黄を完全にＭｎＳとして析出させることで、ＦｅＳの生成による熱間脆性を防止すると共に鋼を強化させる元素であり、かつマルテンサイト相が得られる臨界冷却速度を低くする役割を行う。これにより、マルテンサイトをより容易に形成させることができる。
その含量が２．３％未満の場合は、目標とする強度の確保が困難であり、３．０％を超えると、溶接性、熱間圧延性などの問題が発生する可能性が高いため、上記Ｍｎの含量は２．３〜３．０％の範囲に制限することが好ましい。
Ｐ：０．００１〜０．１０％
鋼中のリン（Ｐ）は固溶強化効果が最も大きい置換型合金元素であり、面内異方性を改善し、強度を向上させる役割を行う。その含量が０．００１％未満の場合は、その効果を十分に確保することができないのみならず、製造コストの問題ももたらすこれに対し、リン（Ｐ）を過剰に添加すると、プレス成形性が劣化し、鋼の脆性が発生する可能性がある。
鋼中のリン（Ｐ）は固溶強化効果が最も大きい置換型合金元素であり、面内異方性を改善し、強度を向上させる役割を行う。その含量が０．００１％未満の場合は、その効果を十分に確保することができないのみならず、製造コストの問題ももたらすこれに対し、リン（Ｐ）を過剰に添加すると、プレス成形性が劣化し、鋼の脆性が発生する可能性がある。
したがって、上記Ｐの含量は０．００１〜０．１０％に制限することが好ましい。
Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）
鋼中の硫黄（Ｓ）は鋼中の不純物元素であり、鋼板の延性及び溶接性を阻害する元素である。その含量が０．０１％を超えると、鋼板の延性及び溶接性を阻害する可能性が高い。
鋼中の硫黄（Ｓ）は鋼中の不純物元素であり、鋼板の延性及び溶接性を阻害する元素である。その含量が０．０１％を超えると、鋼板の延性及び溶接性を阻害する可能性が高い。
したがって、上記Ｓの含量は０．０１％以下（０％を含む）に制限することが好ましい。
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％
鋼中の可溶アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）は鋼中の酸素と結合して脱酸作用を行い、フェライト中の炭素をオーステナイトに分配し、マルテンサイト硬化能を向上させるのに有効な成分である。その含量が０．０１％未満の場合は、上記効果を十分に確保することができず、０．１％を超えると、上記効果は飽和するのみならず、製造コストも増加する。したがって、上記可溶Ａｌの含量は０．０１〜０．１０％に制限することが好ましい。
鋼中の可溶アルミニウム（Ｓｏｌ．Ａｌ）は鋼中の酸素と結合して脱酸作用を行い、フェライト中の炭素をオーステナイトに分配し、マルテンサイト硬化能を向上させるのに有効な成分である。その含量が０．０１％未満の場合は、上記効果を十分に確保することができず、０．１％を超えると、上記効果は飽和するのみならず、製造コストも増加する。したがって、上記可溶Ａｌの含量は０．０１〜０．１０％に制限することが好ましい。
Ｎ：０．０１０％以下（０％は除く）
鋼中の窒素（Ｎ）はオーステナイトを安定化させるのに有効な作用を行う成分である。その含量が０．０１％を超える場合は、ＡｌＮ形成などによる連鋳においてクラックが発生する危険性が増加する可能性がある。
鋼中の窒素（Ｎ）はオーステナイトを安定化させるのに有効な作用を行う成分である。その含量が０．０１％を超える場合は、ＡｌＮ形成などによる連鋳においてクラックが発生する危険性が増加する可能性がある。
したがって、上記Ｎ含量の上限は０．０１０％（０％は除く）に限定することが好ましい。
Ｃｒ：０．３〜０．９％
鋼中のクロム（Ｃｒ）は鋼の硬化能を向上させ、高強度を確保するために添加する成分であり、低温変態相であるマルテンサイトを形成するのに非常に重要な役割を行う元素である。上記Ｃｒの含量が０．３％未満の場合は、上記の効果を確保するのが困難であり、０．９％を超えると、その効果が飽和するのみならず、経済的にも不利である。したがって、上記Ｃｒの含量は０．３〜０．９％に制限することが好ましい。
鋼中のクロム（Ｃｒ）は鋼の硬化能を向上させ、高強度を確保するために添加する成分であり、低温変態相であるマルテンサイトを形成するのに非常に重要な役割を行う元素である。上記Ｃｒの含量が０．３％未満の場合は、上記の効果を確保するのが困難であり、０．９％を超えると、その効果が飽和するのみならず、経済的にも不利である。したがって、上記Ｃｒの含量は０．３〜０．９％に制限することが好ましい。
Ｂ：０．００１０〜０．００３０％
鋼中のＢは焼鈍中に冷却する過程でオーステナイトがパーライトに変態することを遅延させる成分であり、フェライトの形成を抑制し、マルテンサイトの形成を促進する元素である。上記Ｂの含量が０．００１０％未満の場合は、上記の効果を十分に得るのが困難であり、０．００３０％を超えると、過剰な合金鉄による原価の増加が発生する。
鋼中のＢは焼鈍中に冷却する過程でオーステナイトがパーライトに変態することを遅延させる成分であり、フェライトの形成を抑制し、マルテンサイトの形成を促進する元素である。上記Ｂの含量が０．００１０％未満の場合は、上記の効果を十分に得るのが困難であり、０．００３０％を超えると、過剰な合金鉄による原価の増加が発生する。
したがって、上記Ｂの含量は０．００１０〜０．００３０％に限定することが好ましい。
Ｔｉ：０．０１〜０．０３％及びＮｂ：０．０１〜０．０３％、
鋼中のＴｉ及びＮｂは鋼板の強度上昇及び粒径微細化に有効な元素である。上記Ｔｉ及びＮｂの含量が０．０１％未満の場合は、このような効果を十分に確保するのが困難であり、その含量が０．０３％を超えると、製造コストの上昇及び過剰な析出物によって延性を大きく低下させる可能性がある。したがって、Ｔｉ及びＮｂの含量はそれぞれ０．０１〜０．０３％に制限することが好ましい。
鋼中のＴｉ及びＮｂは鋼板の強度上昇及び粒径微細化に有効な元素である。上記Ｔｉ及びＮｂの含量が０．０１％未満の場合は、このような効果を十分に確保するのが困難であり、その含量が０．０３％を超えると、製造コストの上昇及び過剰な析出物によって延性を大きく低下させる可能性がある。したがって、Ｔｉ及びＮｂの含量はそれぞれ０．０１〜０．０３％に制限することが好ましい。
上記した成分以外に残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含む。
本発明の好ましい一実施形態では下記関係式（１）を満たさなければならない。
［関係式１］
１６５０≦５５４１．４Ｃ＋２３９Ｍｎ＋１６９．１Ｃｒ＋０．７４ＳＳ−１．３６ＲＣＳ≦１６８８
［ここで、Ｃ、Ｍｎ及びＣｒは各元素の含有量を重量％で示した値であり、ＳＳは連続焼鈍温度（℃）を示し、ＲＣＳは連続焼鈍時の冷却終了温度（℃）を示す。］
１６５０≦５５４１．４Ｃ＋２３９Ｍｎ＋１６９．１Ｃｒ＋０．７４ＳＳ−１．３６ＲＣＳ≦１６８８
［ここで、Ｃ、Ｍｎ及びＣｒは各元素の含有量を重量％で示した値であり、ＳＳは連続焼鈍温度（℃）を示し、ＲＣＳは連続焼鈍時の冷却終了温度（℃）を示す。］
より好ましくは、炭素とＣｒの含量が本発明の成分範囲を満たす条件で連続焼鈍温度を７７０℃〜８３０℃、冷却終了温度を２５０〜３３０℃の温度範囲で管理し、かつ関係式１のような連続焼鈍温度と冷却終了温度の相関式を利用して連続焼鈍温度（ＳＳ）と冷却終了温度（ＲＣＳ）を制御する。
このような条件を満たさない場合は降伏強度が低く、目標とする降伏比０．７７以上が得られない可能性がある。
本発明の好ましい一例の冷延鋼板の微細組織は、面積％で９０％以上のマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトと、１０％以下のフェライト及びベイナイトとを含むことが好ましい。
上記マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトのうち焼戻しマルテンサイトの分率は、面積％で９０％以上であることが好ましい。
高い降伏比を確保するために適正なマルテンサイト分率を確保することが非常に重要である。
上記マルテンサイト中のＣ＋Ｍｎ濃度（ａ）とフェライト及びベイナイト中のＣ＋Ｍｎ濃度（ｂ）の比率（ｂ／ａ）が０．６５以上であることが好ましい。
本発明の好ましい高降伏比型高強度冷延鋼板の一例によれば、降伏強度９２０ＭＰａ以上、引張強度１２００ＭＰａ以上、降伏比０．７７以上、伸び率６％以上及び曲げ性指数（Ｒ／ｔ：Ｒ：曲率半径、ｔ：試験片の厚さ）３以下を有することができる。
本発明の好ましい高降伏比型高強度冷延鋼板の他の例によれば、引張強度１２００〜１３００ＭＰａを有することができる。
以下、本発明の好ましい他の実施形態である高降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
上記のように組成された鋼スラブを再加熱した後、再加熱されたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る。
上記熱間圧延時の熱間仕上げ圧延温度は８００〜９５０℃に設定することが好ましい。
上記熱間仕上げ圧延温度が８００℃未満の場合は、熱間変形抵抗が急激に増加する可能性が高く、また、熱延コイルの上部、下部及びエッジが単相領域になり、面内異方性の増加及び成形性が劣化する。一方、９５０℃を超えると、厚い酸化スケールが発生するのみならず、鋼板の微細組織も粗大化する可能性が高い。
したがって、熱間仕上げ圧延温度は８００〜９５０℃に限定することが好ましい。
上記熱延鋼板は５００〜７５０℃で巻き取る。
巻取温度が５００℃未満の場合は、過剰なマルテンサイト又はベイナイトが生成され、熱延鋼板の過度な強度上昇をもたらすことにより、冷間圧延において負荷による形状不良などの製造上の問題が発生する可能性がある。これに対し、７５０℃を超えると、表面スケールの増加によって酸洗性が劣化するため、上記巻取温度は５００〜７５０℃に制限することが好ましい。
上記熱延鋼板を酸洗した後に冷間圧延して冷延鋼板を得ることが好ましい。
上記冷間圧延時の圧下率は４０〜７０％であることが好ましい。
圧下率が４０％未満の場合は、再結晶駆動力が弱化し、良好な再結晶粒を得るのに問題が発生する恐れがあり、形状矯正が困難になる可能性がある。
しかし、圧下率が７０％を超えると、鋼板のエッジ部にクラックが発生する可能性が高く、圧延荷重が急激に増加する。
上記冷延鋼板を７７０℃〜８３０℃の焼鈍温度範囲で維持した後、６５０〜７００℃まで１〜１０℃／秒の冷却速度で１次冷却し、５〜２０℃／秒の冷却速度で２５０〜３３０℃の冷却終了温度まで２次冷却して過時効処理する連続焼鈍を行う。
この際、連続焼鈍温度及び冷却終了温度は下記関係式（１）を満たさなければならない。
［関係式１］
１６５０≦５５４１．４Ｃ＋２３９Ｍｎ＋１６９．１Ｃｒ＋０．７４ＳＳ−１．３６ＲＣＳ≦１６８８
［ここで、Ｃ、Ｍｎ及びＣｒは各元素の含有量を重量％で示した値であり、ＳＳは連続焼鈍温度（℃）を示し、ＲＣＳは連続焼鈍時の冷却終了温度（℃）を示す。］
１６５０≦５５４１．４Ｃ＋２３９Ｍｎ＋１６９．１Ｃｒ＋０．７４ＳＳ−１．３６ＲＣＳ≦１６８８
［ここで、Ｃ、Ｍｎ及びＣｒは各元素の含有量を重量％で示した値であり、ＳＳは連続焼鈍温度（℃）を示し、ＲＣＳは連続焼鈍時の冷却終了温度（℃）を示す。］
上記焼鈍温度が上記関係式（１）を満たしても焼鈍温度が７７０℃未満の場合は、フェライトが多量に生成されて降伏強度が低くなるため、降伏比０．７７以上の高降伏比を有する鋼材の製造が困難になる可能性がある。
上記焼鈍温度が８３０℃を超える場合は、高温焼鈍によるオーステナイト結晶粒の大きさの増加によって冷却において生産されるマルテンサイトパケットのサイズが増加し、目標とする引張強度の確保が困難になる。
したがって、上記連続焼鈍温度は７７０℃〜８３０℃の温度範囲で上記関係式（１）を満たすように特定される。
上記連続焼鈍温度で維持された鋼板を６５０〜７００℃まで１〜１０℃／秒の冷却速度で１次冷却する。
上記１次冷却段階はフェライト変態を抑制し、ほとんどのオーステナイトがマルテンサイトに変態するようにするための段階である。
上記１次冷却後、５〜２０℃／ｓの冷却速度で２５０〜３３０℃の冷却終了温度まで２次冷却した後、過時効処理を行う。
上記２次冷却終了温度はコイルの幅方向、長さ方向の形状の確保と共に高降伏比の確保に非常に重要な温度条件であり、冷却終了温度が２５０℃未満の場合は、過時効処理中のマルテンサイト量の過度な増加によって降伏強度、引張強度がともに増加し、延性が非常に劣化する。特に、急冷による形状の劣化が発生し、ロールフォーミング加工時の作業性の劣化などが予想される。
一方、３３０℃を超えると、焼鈍において生成されたオーステナイトがマルテンサイトに変態することができず、高温変態相であるベイナイト、グラニュラーベイナイトなどが多く生成され、降伏強度が急激に劣化するという問題が発生する。このような組織の発生は降伏比の低下を伴い、目標とする高降伏比型超高強度鋼を製造することができないようにする。
上記のように熱処理された鋼板を０．１〜１．０％の圧下率範囲でスキンパス圧延する。
通常、変態組織鋼をスキンパス圧延する場合、引張強度の増加はほぼなく、少なくとも５０ＭＰａ以上の降伏強度の上昇が起こる。圧下率が０．１％未満であると、本発明のような超高強度鋼において形状の制御が非常に難しく、１．０％を超える場合は、高延伸作業によって操業性が大きく不安定になるため、スキンパス圧延時の圧下率は０．１〜１．０％に限定する。
本発明の好ましい高降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法の一例によれば、降伏強度９２０ＭＰａ以上、引張強度１２００ＭＰａ以上、降伏比０．７７以上、伸び率６％以上及び曲げ性指数（Ｒ／ｔ：Ｒ：曲率半径、ｔ：試験片の厚さ）３以下を有する高降伏比型高強度冷延鋼板を製造することができる。
本発明の好ましい製造方法の他の例によれば、引張強度１２００〜１３００ＭＰａを有する高降伏比型高強度冷延鋼板を製造することができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。但し、下記実施例は本発明をより詳細に説明するための例示に過ぎず、本発明の権利範囲を限定しない。
（実施例１）
下記表１のように組成される鋼スラブを真空溶解し、加熱炉で１２００℃の再加熱温度で１時間加熱し、熱間圧延を行って熱延鋼板を得た後巻き取った。この際、熱間圧延は８８０℃の温度範囲で終了し、巻取温度は６８０℃に設定した。上記熱延鋼板を酸洗し、冷間圧下率を５０％として冷間圧延を行って冷延鋼板を得た。冷間圧延された冷延鋼板は下記表１の条件で連続焼鈍を行い、最終的に圧延率０．２％でスキンパス圧延を行った。連続焼鈍時の１次冷却速度は２℃／ｓｅｃであり、１次冷却終了温度は６５０℃であり、２次冷却速度は１５℃／ｓｅｃであった。
下記表１のように組成される鋼スラブを真空溶解し、加熱炉で１２００℃の再加熱温度で１時間加熱し、熱間圧延を行って熱延鋼板を得た後巻き取った。この際、熱間圧延は８８０℃の温度範囲で終了し、巻取温度は６８０℃に設定した。上記熱延鋼板を酸洗し、冷間圧下率を５０％として冷間圧延を行って冷延鋼板を得た。冷間圧延された冷延鋼板は下記表１の条件で連続焼鈍を行い、最終的に圧延率０．２％でスキンパス圧延を行った。連続焼鈍時の１次冷却速度は２℃／ｓｅｃであり、１次冷却終了温度は６５０℃であり、２次冷却速度は１５℃／ｓｅｃであった。
上記のように製造された冷延鋼板からＪＩＳ ５号引張試験片を製作し、材質特性（降伏強度、引張強度、降伏比、伸び率）及び微細組織を観察し、その結果を下記表２に示した。
一方、焼鈍温度８２０℃、冷却終了温度（ＲＣＳ）３３０℃の条件で製造された鋼材（発明鋼３）の微細組織を観察し、その結果を図１に示し、発明鋼３に対して焼鈍温度８２０℃、冷却終了温度（ＲＣＳ）４１０℃の条件で製造された鋼材（比較鋼２）の微細組織を観察し、その結果を図２に示した。
上記表１及び２に示されたように、本発明の成分範囲と製造条件を満たす場合、降伏強度９２０ＭＰａ以上、引張強度１２００ＭＰａ以上、降伏比０．７７以上及び伸び率６％以上及び曲げ性指数（Ｒ／ｔ：Ｒ：曲率半径、ｔ：試験片の厚さ）３以下を有する高降伏比型高強度鋼を製造することができることが分かる。
一方、本発明の関係式（１）を満たさない比較鋼１〜５の場合は本発明の成分範囲を満たさず、降伏比が低く、比較鋼４は伸び率も低いことが分かる。
図１に示されたように、発明鋼３の微細組織はマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトで構成されていることが分かり、このような組織は降伏強度９２０ＭＰａ以上、降伏比０．７７の高強度鋼を確保するのに非常に有利な組織である。
一方、図２に示されたように、比較鋼２の微細組織はマルテンサイト＋焼戻しマルテンサイト組織のみならず、高温の微細組織（グラニュラーベイナイトなど）も１５％以上存在することが分かり、このような組織を有する鋼材は上記表２からも分かるように降伏強度が９２０ＭＰａ以下である低降伏比を有する可能性がある。
したがって、本発明の材質特性を確保するためには化学成分のみならず焼鈍温度と冷却終了温度の制御も非常に重要であることが分かる。
即ち、本発明の成分条件を満たしても焼鈍温度及び冷却終了温度が関係式（１）を満たさない場合は、降伏強度が９２０ＭＰａ以下と低く、特に降伏比が非常に低いため、本発明で目標とする特性を満たさない。これは鋼中にフェライトが発生するか、又はグラニュラーベイナイトのような高温変態相が生成されるためである。
（実施例２）
上記実施例１の発明鋼２において５５４１．４Ｃ＋２３９Ｍｎ＋１６９．１Ｃｒ＋０．７４ＳＳ−１．３６ＲＣＳの変化による引張強度の変化を調査し、その結果を図３に示した。
［ここで、Ｃ、Ｍｎ及びＣｒは各元素の含有量を重量％で示した値であり、ＳＳは連続焼鈍温度（℃）を示し、ＲＣＳは連続焼鈍時の冷却終了温度（℃）を示す。］
上記実施例１の発明鋼２において５５４１．４Ｃ＋２３９Ｍｎ＋１６９．１Ｃｒ＋０．７４ＳＳ−１．３６ＲＣＳの変化による引張強度の変化を調査し、その結果を図３に示した。
［ここで、Ｃ、Ｍｎ及びＣｒは各元素の含有量を重量％で示した値であり、ＳＳは連続焼鈍温度（℃）を示し、ＲＣＳは連続焼鈍時の冷却終了温度（℃）を示す。］
図３に示されたように、５５４１．４Ｃ＋２３９Ｍｎ＋１６９．１Ｃｒ＋０．７４ＳＳ−１．３６ＲＣＳの値が本発明の範囲の場合は引張強度が１２００〜１３００ＭＰａであることが分かる。
また、上記実施例１の発明鋼２においてｂ／ａ［マルテンサイト中のＣ＋Ｍｎ濃度（ａ）とフェライト及びベイナイト中のＣ＋Ｍｎ濃度（ｂ）の比率］の変化による曲げ性指数（Ｒ／ｔ）の変化を調査し、その結果を図４に示した。
図４に示されたように、ｂ／ａ値が本発明の範囲を満たす場合には曲げ特性に優れることが分かる。
上記構造部材は引張強度に対して降伏強度が高いほど、即ち、降伏比（降伏強度／引張強度）が高いほど衝撃エネルギー吸収能に有利であるという特性を有している。
Ｃ：０．１〜０．１５％
鋼中の炭素（Ｃ）は変態組織の強化のために添加される非常に重要な元素である。炭素は高強度化を図り、変態組織鋼においてマルテンサイトの形成を促進する。炭素含量が増加すると、鋼中のマルテンサイト量が増加する。しかし、その量が０．１５％を超えると、溶接性が劣り、クライアントの部品加工において溶接欠陥が発生することがある。炭素含量が０．１％未満と低くなると、強度を十分に確保するのが困難である。
鋼中の炭素（Ｃ）は変態組織の強化のために添加される非常に重要な元素である。炭素は高強度化を図り、変態組織鋼においてマルテンサイトの形成を促進する。炭素含量が増加すると、鋼中のマルテンサイト量が増加する。しかし、その量が０．１５％を超えると、溶接性が劣り、クライアントの部品加工において溶接欠陥が発生することがある。炭素含量が０．１％未満と低くなると、強度を十分に確保するのが困難である。
Claims (4)
- 連続焼鈍工程を含む冷延鋼板の製造方法により製造される冷延鋼板であって、
重量％で、Ｃ：０．１〜０．１５％、Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）、Ｍｎ：２．３〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１０％、Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下（０％は除く）、Ｃｒ：０．３〜０．９％、Ｂ：０．００１０〜０．００３０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含み、下記関係式（１）を満たし、
［関係式１］
１６５０≦５５４１．４Ｃ＋２３９Ｍｎ＋１６９．１Ｃｒ＋０．７４ＳＳ−１．３６ＲＣＳ≦１６８８
［ここで、Ｃ、Ｍｎ及びＣｒは各元素の含有量を重量％で示した値であり、ＳＳは連続焼鈍温度（℃）を示し、ＲＣＳは連続焼鈍時の冷却終了温度（℃）を示す。］
微細組織は、面積％で９０％以上のマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトと、１０％以下のフェライト及びベイナイトとを含み、
マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトのうち焼戻しマルテンサイトの分率は、面積％で９０％以上であり、
前記マルテンサイト中のＣ＋Ｍｎ濃度（ａ）とフェライト及びベイナイト中のＣ＋Ｍｎ濃度（ｂ）の比率（ｂ／ａ）が０．６５以上である、高降伏比型高強度冷延鋼板。 - 前記冷延鋼板は９２０ＭＰａ以上の降伏強度、１２００ＭＰａ以上の引張強度、０．７７以上の降伏比、６％以上の伸び率及び３％以下の曲げ性指数（Ｒ／ｔ：Ｒ：曲率半径、ｔ：試験片の厚さ）を有する、請求項１に記載の高降伏比型高強度冷延鋼板。
- 前記冷延鋼板は１２００〜１３００ＭＰａの引張強度及び０．７７以上の降伏比を有する、請求項１に記載の高降伏比型高強度冷延鋼板。
- 重量％で、Ｃ：０．１〜０．１５％、Ｓｉ：０．２％以下（０％を含む）、Ｍｎ：２．３〜３．０％、Ｐ：０．００１〜０．１０％、Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下（０％は除く）、Ｃｒ：０．３〜０．９％、Ｂ：０．００１０〜０．００３０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、残部Ｆｅ及びその他の不純物を含む鋼スラブを再加熱した後、８００〜９５０℃の熱間仕上げ圧延温度条件で熱間仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を５００〜７５０℃の温度範囲で巻き取る段階と、
前記熱延鋼板を４０〜７０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
前記冷延鋼板を７７０℃〜８３０℃の連続焼鈍温度で維持した後、６５０〜７００℃まで１〜１０℃／秒の冷却速度で１次冷却し、５〜２０℃／秒の冷却速度で２５０〜３３０℃の冷却終了温度まで２次冷却し過時効処理する連続焼鈍を行う段階と、
前記のように連続焼鈍処理された鋼板を０．１〜１．０％の圧下率でスキンパス圧延する段階と、
を含み、
前記連続焼鈍温度（℃）及び冷却終了温度（℃）は下記関係式（１）を満たす、高降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法。
［関係式１］
１６５０≦５５４１．４Ｃ＋２３９Ｍｎ＋１６９．１Ｃｒ＋０．７４ＳＳ−１．３６ＲＣＳ≦１６８８
［ここで、Ｃ、Ｍｎ及びＣｒは各元素の含有量を重量％で示した値であり、ＳＳは連続焼鈍温度（℃）を示し、ＲＣＳは連続焼鈍時の冷却終了温度（℃）を示す。］
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