JP4622783B2 - 剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、主として自動車のサイドシル、センターピラー、サイドフレーム、クロスメンバーなど、剛性の板厚感受性指数が1に近いコラム状の構造部材に好適な、780MPa以上の引張強度TSを有し、剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法に関する。

近年、地球環境問題への関心の高まりを受けて、自動車の排ガス規制が行われるなど、自動車における車体の軽量化は極めて重要な課題となっている。車体の軽量化には、鋼板の高強度化により板厚を減少させること(薄肉化)が有効な方法であるが、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いる。

しかし、さらなる高強度化によって軽量化を図るためには、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。剛性には車体構造が最も大きな影響を与えるので、構造上剛性の低下を抑制することが効果的であるが、基本的な構造を変更することは容易ではない。また、スポット溶接がなされる部材に対しては、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も有効であるが、コストが増加するという問題を伴う。さらに、剛性が必要な部分に樹脂などを貼り付けるなどの方法もあるがコスト増を招く。さらにまた、部材の断面などの形状を変えることも有効ではあるが、設計上の問題やプレス上の問題などがある。

そこで、部材に使用される鋼板の剛性を高めれば、部材形状や溶接条件を変更することなく、部材の剛性を高めることができることになる。特に、自動車のコラム状の構造部材に対しては、自動車の走行中に曲げ荷重がかかることから、曲げ剛性を高めることが必要であり、それには鋼板のヤング率を高めることが有効である。

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。結晶方位に異方性のない通常の鉄のヤング率E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で、その方向のヤング率を高めることができる。

鋼板のヤング率に関しては、これまで、集合組織を制御することで特定方向のヤング率を高めた鋼板の検討が種々なされてきている。例えば、特許文献1には、NbあるいはTiを添加した極低炭素鋼を用い、熱間圧延時にAr₃変態点〜(Ar₃変態点+150℃)での圧下率を85%以上とし、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進することで、熱間圧延後に{311}<011>および{332}<113>を発達させ、その後の冷間圧延、再結晶焼鈍により{211}<011>を発達させて、圧延方向に対して直角方向のヤング率を高める技術が開示されている。特許文献2には、Nbが添加されたC量が0.05質量%以下の低炭素鋼を、950℃以下の仕上圧延開始温度、(Ar₃変態点-50℃)〜(Ar₃変態点+100℃)の仕上圧延終了温度で熱間圧延し、オーステナイトの再結晶を抑制することで、ヤング率を低下させる{100}の発達を抑制し、圧延方向に対して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。特許文献3には、SiとAlを添加してAr₃変態点を高めたC量が0.05質量%以下の低炭素鋼を、Ar₃変態点以下での圧下率を60%以上として熱間圧延し、{211}<110>を発達させることで、圧延方向に対して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。特許文献4には、固溶(C+N)が10ppm以上の鋼を、200〜500℃の温度域で20%以上の圧下率で圧延し、再結晶焼鈍を行うことで、(110)[001]方位を発達させ、圧延方向に対して45〜67.5°の方向でのヤング率を高める方法が開示されている。

なお、下記の非特許文献1は、後述の[発明を実施するための最良の形態]で述べるODF解析のためのADC法に関する。
特開平5-255804号公報 特開平5-247530号公報 特開平9-53118号公報 特開昭58-9932号公報 Phys. Status Solid (b), 134 (1986) 447

しかしながら、上記の従来技術には、次のような問題がある。すなわち、特許文献1の技術では、C量が0.01%以下の極低炭素鋼を用いるため開示されるTSがせいぜい450MPa程度と低く、さらなる高強度化を図れない。特許文献2の技術でも、開示されるTSがせいぜい545MPa程度と低く、高強度化は難しい。特許文献3の技術では、フェライト域での圧延を行うため結晶粒が粗大化してしまい、加工性が著しく低下する。特許文献4の技術では、200〜500℃で温間圧延を行う必要があり、また、通常の熱間圧延に比べて圧延荷重が非常に高くなることから、製造コストが著しく増大する。

本発明は、TSが780MPa以上、好ましくは980MPa以上で、かつ圧延方向に対して直角方向のヤング率Eが230GPa以上である剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らが、TSが780MPa以上の高強度薄鋼板において、圧延方向に対して直角方向のヤング率について検討したところ、熱間圧延時にフェライト変態を促進させて冷間圧延時に(113)[1-10]〜(223)[1-10]方位を発達させ、焼鈍時の昇温過程でNbにより再結晶を抑制し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させるとともに、Ti、Moによりオーステナイト相中の変態に起因する歪みの回復を抑制させ、その後の冷却で、(113)[1-10]〜(223)[1-10]方位の集合組織をもつフェライトへの再変態を促進させ、かつMoにより、高温域では固溶Cを増してCのオーステナイト中への濃化によるマルテンサイト変態を促進し、さらに低温域では、Tiと複合炭化物を形成することで析出強化に作用することで、高強度化と高剛性化の両立を図れることを見出した。ここで、[1-10]は(1,-1,0)の方向を表す。

本発明は、こうした知見に基づいてなされたものであり、質量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.3%以下、Mn:1.5〜2.5%、P:0.05%以下、S:0.01%以下、Al:1.0%以下、N:0.01%以下、Nb:0.02〜0.1%、Ti:0.01〜0.2%、Mo:0.1〜1.0%を含有し、C、N、S、Nb、Ti、Moの含有量が下記の(1)〜(3)式を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ鋼板の1/4板厚における板面の(113)[1-10]〜(223)[1-10]方位における平均のODF解析強度fが6以上であることを特徴とする剛性に優れた高強度薄鋼板を提供する。
Ti_-1≧0.01・・・・・・・・(1)
Ti_-1/Mo=0.10〜0.50・・・・・(2)
C-(12/47.9)×Ti_-1-(12/92.9)×Nb-(12/95.9)×Mo≧0.01・・・・・(3)
ここで、Ti_-1=Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×Sであり、式中の各元素記号は各元素の含有量(質量%)を表す。

本発明の高強度薄鋼板では、さらに、質量%で、V:0.01〜0.2%を含有できる。その場合は、上記の(3)式に代わり、C、N、S、Nb、Ti、Mo、Vの含有量が下記の(4)式を満たす必要がある。
C-(12/47.9)×Ti_-1-(12/92.9)×Nb-(12/95.9)×Mo-(12/50.9)×V≧0.01・・・・・(4)
ただし、式中の各元素記号は各元素の含有量(質量%)を表す。

本発明の高強度薄鋼板では、さらに、質量%で、Cr:0.05〜1.0%、Ni:0.05〜1.0%、B:0.0005〜0.0030%、Cu:0.1〜2.0%、W:0.1〜2.0%の中から選ばれた少なくとも1種の元素を含有できる。

本発明の高強度薄鋼板は、例えば、上記の組成からなる鋼を、鋳造し、Ar₃変態点以上の仕上圧延終了温度で熱間圧延し、500℃以上の巻取温度で巻取った後、酸洗を行い、45〜85%の範囲の圧下率Rで冷間圧延を行った後、焼鈍を行うに際し、室温から下記の(5)式に定義する温度Ta℃までを平均1℃/s以上の昇温速度で加熱し、Ta〜(Ta+10+R^0.9)℃の温度範囲に下記の(6)式を満たすような時間v(s)滞留させた後、Ta〜600℃の温度範囲を3〜30℃/ｓの平均冷却速度で冷却することを特徴とする剛性に優れた高強度薄鋼板の製造方法により製造できる。
Ta=930-200×C^0.5+40×Si-30×Mn+40×Al-10×Cr+30×Mo-15×Ni-20×Cu+10×W
・ ・・・(5)
ただし、式中の各元素記号は各元素の含有量(質量%)を表す。

ここで、F(w)は、鋼板が温度TaになってからTa〜(Ta+10+R^0.9)℃の温度範囲内に滞留する時間v(s)内の任意の時間w(s)のときの温度(℃)を表す。

本発明により、自動車のサイドシル、センターピラー、サイドフレーム、クロスメンバーなど、剛性の板厚感受性指数が1に近いコラム状の構造部材に好適な、TSが780MPa以上で、かつ圧延方向に対して直角方向のヤング率Eが230GPa以上である剛性に優れた高強度薄鋼板を製造できるようになった。

以下に、本発明である高強度薄鋼板およびその製造方法について詳細に説明する。

1)成分(以下の「%」は、「質量%」を表す。)
C: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の冷却過程において焼入れ性を高め、低温変態相の生成を促進することで高強度化に大きく寄与する。このような効果を得るためには、C量を0.05%以上とし、さらに、Nb、Ti、Moで炭化物として固定されない量として上記(3)式の左辺で計算される固溶Cを0.01%以上とする必要がある。一方、C量が0.15%を超えると、硬質な低温変態相が増加して鋼板が極端に高強度化し、その加工性が劣化するとともに、冷間圧延および焼鈍時に剛性向上に有利な集合組織の発達を抑制したり、溶接性の劣化を招く。したがって、C量は0.05〜0.15%、好ましくは0.05〜0.11%とする。

Si:Siは、その量が0.3%を超えるとAr₃変態点を大きく上昇させ、Ar₃変態点以上での圧延を困難にする。また、鋼板の溶接性を劣化させたり、熱延加熱時にスラブ表面でファイヤライトの生成を促進し、いわゆる赤スケールと呼ばれる熱延鋼板の表面欠陥の発生を助長させる。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、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。したがって、Si量は0.3%以下とする。なお、Siはフェライト安定化元素であり、焼鈍時の冷却過程においてフェライト変態を促進して剛性を向上させるとともに、オーステナイト中にCを濃化させてオーステナイトを安定化させ、低温変態相の生成を促進する効果を有する。このような効果を得るためには、Si量を0.1%以上とすることが望ましい。

Mn:Mnは、本発明において重要な元素の1つである。オーステナイト安定化元素であるMnは、焼鈍時の昇温過程においてAc₁変態点を低下させ、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ことができる。また、オーステナイトの粒成長とともに、変態にともなって発生した歪みの回復を抑制することもできる。さらに、Mnは、焼鈍時の冷却過程において焼入れ性を高め、低温変態相の生成を促進したり、固溶強化元素として作用して、高強度化に大きく寄与する。このような効果を得るためには、Mn量を1.5%以上とする必要がある。一方、Mn量が2.5%を超えると、焼鈍時の冷却過程においてフェライト変態を抑制し、剛性の向上に有利な集合組織の発達を妨げる。また、熱間圧延や冷間圧延時の圧延荷重を増加させたり、鋼板の溶接性を劣化させる。したがって、Mn量は1.5〜2.5%、好ましくは1.5〜2.2%とする。

P:Pは、0.05%を超えて含有されると粒界に偏析して鋼板の延性や靭性を低下させるとともに、溶接性を劣化させる。また、本発明の鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、Pは合金化速度を遅滞させる。したがって、P量は0.05%以下とする。なお、Pは固溶強化元素であり、フェライトを安定化してオーステナイト中へのC濃化を促進する作用や、Siを添加した鋼において赤スケールの発生を抑制する作用も有する。そのため、P量は0.01%以上とすることが好ましい。

S:Sは、0.01%を超えて多量に含有されると熱間での延性を著しく低下させ、熱間割れを誘起し、鋼板の表面性状を著しく劣化させる。また、強度にほとんど寄与しないばかりか、粗大なMnSとして析出し、穴広げ性などの延性を低下させる。したがって、S量は0.01%以下とする。なお、S量は少ないほど好ましいが、穴広げ性をより向上させる観点からは0.005%以下とすることがより好ましい。

Al:Alは、フェライト安定化元素であり、1.0%を超えて含有されると鋼のAr₃変態点を大きく上昇させるため、Ar₃変態点以上での圧延を困難にする。したがって、Al量は1.0%以下とする。なお、Alは、焼鈍時の冷却過程においてフェライト生成を促進し、オーステナイト中にCを濃化させてオーステナイトを安定化させ、低温変態相の生成を促進し、高強度化に寄与するので、このためにはAl量は0.2%以上とすることが望ましい。

N:Nは、0.01%を超えて多量に含有されると熱間圧延中にスラブ割れを誘発し、鋼板の表面性状を劣化させる恐れがある。さらに、高温でNbやTiと粗大な窒化物を形成し、NbやTiの添加効果を減少させて製造コストの増大を招く。したがって、N量は0.01%以下、好ましくは0.005%以下とする。

Nb:Nbは、冷間圧延後の焼鈍時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して、剛性向上や高強度化に寄与する。このような作用を有するために、Nb量は0.02%以上とする必要がある。一方、0.1%を超えるNbを添加しても、熱間圧延時のオーステナイトや冷間圧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。しがたって、Nb量は0.02〜0.1%とする。

Ti:Tiは、NやSと高温で粗大な析出物を形成するが、それ以外のTi、すなわち上記(1)式のTi_-1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。また、焼鈍時の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、オーステナイトの粒成長や変態歪みの回復を抑制することで、剛性向上にも寄与する。このような作用を有するためには、Ti量を0.01%以上とし、かつ、上記(1)式のように、Ti_-1を0.01以上とする必要がある。一方、Ti量が0.2%を超えると高温で粗大な炭化物を形成する。したがって、Ti量は0.01〜0.2%とし、かつTi_-1を0.01以上とする。

Mo:MoはTiと複合炭化物を形成することで高強度化に寄与するとともに、焼鈍時の再結晶を抑制し、剛性向上にも寄与する。また、焼鈍時に、高温では炭化物を形成せず、固溶Cを増加させることで、マルテンサイトを増加させ、高強度化にも寄与する。このような効果を得るには、Mo量を0.1%以上とし、かつ上記式(2)のTi_-1/Moを0.1〜0.5とする必要がある。一方、1.0%を超える多量のMo添加は、焼鈍時に、フェライトの生成を抑制し、剛性を低下させる。したがって、Mo量は0.1〜1.0%以下とし、かつTi_-1/Moを0.1〜0.5とする。

残部は、Feおよび不可避的不純物とすることが好ましいが、他の微量元素を含有しても、本願発明の効果を損なうものではない。他の微量元素としては、例えばCa、REM等が挙げられ、これらの元素は、硫化物系介在物の形態を制御することで鋼板の伸びフランジ性向上に寄与する。したがって、特に限定はしないが、この効果を得るためには、Ca、REMのうち1種以上を含み、これらの含有量の合計を0.001%以上とすることが好ましい。また、Ca、REMの含有量の合計が0.01%を超えると効果が飽和することから、これらの含有量の合計は0.01%以下とするのが好ましく、より好ましくは、0.005%以下である。また、不純物元素としては、例えばSb、Sn、Zn、Co等が挙げられ、これらの含有量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。

上記成分元素に加え、下記の元素のうちから選ばれた少なくとも１つの元素を含有させることができる。

V:Vは、微細な炭窒化物として析出することで強度上昇に寄与する。そのためには、V量を0.01%以上とする必要がある。一方、V量が0.2%を超えても強度上昇効果は小さく、合金コストの増加を招く。したがって、V量は0.01〜0.2%とする。なお、Vを添加した場合は、上記(3)式の代わりに上記(4)式の左辺を用いて計算される固溶Cを0.01%以上とする必要がある。

Cr:Crは、セメンタイトの生成を抑制することで焼入れ性を高める元素であり、焼鈍時の冷却過程において低温変態相の生成を促進することで高強度化に大きく寄与する。このような効果を得るには、Cr量を0.05%以上とする必要がある。一方、Cr量が1.0%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、合金コストの増加を招く。したがって、Cr量は0.05〜1.0%とする。なお、本発明の鋼板に溶融亜鉛めっきを施す場合には、表面に生成するCrの酸化物が不めっきを誘発するので、Cr量は0.5%以下とすることが好ましい。

Ni:Niは、オーステナイトを安定化することで焼入れ性を高める元素であり、焼鈍時の冷却過程において低温変態相の生成を促進することで高強度化に大きく寄与する。また、焼鈍時の昇温過程においてAc₁変態点を低下させ、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進し、冷却過程において剛性に有利な低温変態相の方位を発達させる。さらにまた、Cu添加の場合に起こり易い熱間圧延時の割れを防止する。このような作用を得るためには、Ni量を0.05%以上とする必要がある。一方、Ni量が1.0%を超えると、焼鈍時の冷却過程でフェライト変態を抑制し、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たり、合金コストの増加を招く。したがって、Ni量は0.05〜1.0%とする。

B:Bは、オーステナイトからフェライトへの変態を抑制することで焼入れ性を高める元素であり、焼鈍時の冷却過程において低温変態相の生成を促進することで高強度化に大きく寄与する。また、熱間圧延時に加工オーステナイトの再結晶を抑制し、未再結晶オーステナイトからのフェライト変態を促進することで{113}<110>方位を発達させ、焼鈍後の剛性を向上させる。こうした効果を得るためには、B量を0.0005%以上とする必要がある。一方、B量が0.0030%を超えると、焼鈍時の冷却過程でフェライトの変態を抑制して剛性の向上に寄与しなくなる。したがって、B量は0.0005〜0.0030%とする。

Cu:Cuは、焼入れ性を高める元素であり、焼鈍時の冷却過程において低温変態相の生成を促進することで高強度化に大きく寄与する。この効果を得るためには、Cu量を0.1%以上とする必要がある。一方、Cu量が2.0%を超えると熱間での延性を低下させて、熱間圧延時の割れにともなう表面欠陥を誘発するとともに、焼入れ性の効果も飽和する。したがって、Cu量は0.1〜2.0%とする。なお、Cuを添加する場合、前述のように熱間圧延時の割れを防止するため、Niも添加することが好ましい。

W: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。この効果を得るためには、W量を0.1%以上とする必要がある。一方、その量が2.0%を超えると合金コストが増加することから、W量は0.1〜2.0%とする。

2)集合組織
(113)[1-10]〜(223)[1-10]方位の集合組織を発達させることで、特に圧延方向に対して直角方向の剛性を向上させることができることから、鋼板の1/4板厚における板面の(113)[1-10]〜(223)[1-10]方位における平均のODF(Orientation Distribution Function)解析強度fを6以上とする必要がある。

ここで、(113)[1-10]〜(223)[1-10]方位における平均のODF解析強度fは、加工歪みの影響を除去するため化学研磨により1/4板厚まで減厚したのち、シュルツ法により(110)、(200)、(211)極点図を求め、非特許文献1に記載されたADC法によりODF解析を行い、φ₁=0°、φ₂=45°において、Φが25°、30°、35°、45°のときの解析強度の平均値である。

本発明が対象とする薄鋼板の中には、熱延鋼板や冷延鋼板の他に、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まれる。

3)製造方法
本発明の高強度薄鋼板は、例えば、上記のような成分組成からなる鋼を、スラブ鋳造し、熱間圧延を行い熱延鋼板とし、巻取った後、酸洗し、冷間圧延を行って冷延鋼板とし、焼鈍を行って製造されるが、以下にその詳細を説明する。

3-1)仕上圧延終了温度
熱間圧延時の仕上圧延の圧延終了温度(仕上圧延終了直後の温度)がAr₃変態点を下回ると、フェライト粒が粗大化したり、巻取温度が低い場合には未再結晶の組織となって、剛性を向上させる集合組織を発達させることができない。したがって、仕上圧延終了温度はAr₃変態点以上とする必要がある。なお、仕上圧延を行うに際し、Ar₃変態点直上での圧延を行うと{112}<111>の結晶方位からなる未再結晶のオーステナイト組織を発達させ、その後の冷却過程において{112}<111>未再結晶オーステナイトからフェライト変態させることで{113}<110>のフェライト方位を発達させることができ、冷間圧延、焼鈍後に(113)[1-10]〜(223)[1-10]方位を高めることができ、剛性をより向上させることができる。それには、(Ar₃変態点+100)℃以下における合計圧下率を50%以上で仕上圧延を行い、かつ仕上圧延終了温度をAr₃変態点〜(Ar₃変態点+50)℃の温度範囲とすることが好ましい。また、仕上圧延を行うに際し、潤滑圧延を行うと高剛性化に不利な剪断歪による集合組織の発達を抑制できる。

3-2)巻取温度
熱間圧延後の鋼板を巻取るにあたり、巻取温度が500℃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、剛性を向上させる集合組織を発達させることができない。したがって、巻取温度は500℃以上とする必要がある。一方、巻取温度が高いと、冷間圧延前のフェライト粒が粗大化し、剛性を向上させる集合組織の発達を抑制することから、巻取温度は650℃以下とすることが好ましい。

巻取り後の熱延鋼板は、スケールを除去するため冷間圧延前に酸洗を行う必要がある。なお、酸洗条件は通常の条件で行えばよい。

3-3)冷間圧延時の圧下率
酸洗後の熱延鋼板を冷間圧延する際に、その圧下率を最適化することで、剛性の向上に有効な(113)[1-10]〜(223)[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圧下率を45〜85%とする必要がある。圧下率が45％未満あるいは85％を超えると(113)[1-10]〜(223)[1-10]方位への回転が不十分となり、剛性を向上させることが困難となる。

3-4)焼鈍時の昇温速度
焼鈍時の昇温速度が極端に遅いと、昇温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室温からTa℃までの平均で1℃/s以上とする必要がある。なお、昇温速度は、特に上限を設けるものではないが、大きな昇温速度を得るには急速加熱設備等が必要となり製造コストが上昇するため、平均で30℃/s未満とすることが好ましい。

3-5)焼鈍時の加熱温度
焼鈍時の加熱温度は、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必要があることから、Ac₃変態点に影響を及ぼすC、Si、Mn、Al、Cr、Mo、Ni、Cu、Wの含有量から求まる上記(5)式のTa=930-200×C^0.5+40×Si-30×Mn+40×Al-10×Cr+30×Mo-15×Ni-20×Cu+10×W(℃)以上の温度とする必要がある。なお、Taは、昇温時のオーステナイト変態の完了の目安となる温度であり、発明者らの求めた回帰式である。一方、加熱温度が高い場合には、オーステナイトが粗大化し、剛性を高めることができなくなり、また、この傾向は圧下率が低いほど顕著であることから、加熱温度は(Ta+10+R^0.9)℃以下とする必要がある。

3-6)焼鈍加熱時の滞留時間
焼鈍時の加熱温度が高いところで、長時間滞留させるとオーステナイトが粗大化し、曲げ剛性を高めることができなることから、焼鈍加熱時に鋼板をTa〜(Ta+10+R^0.9)℃の温度範囲に上記(6)式を満たすような時間ｖ(s)滞留させる必要がある。なお、Ta〜(Ta+10+R^0.9)℃の温度範囲では、上記滞留時間ｖ(s)を満足しさえすればよく、この温度範囲における熱履歴は、特に規定する必要はなく、製造設備に合わせ設定すればよい。ここで、上記(6)式は、オーステナイトが粗大化し過ぎず剛性を確保することができるための滞留時間を求めた実験式である。

3-7)焼鈍時の冷却速度
焼鈍時の加熱後の冷却は、(113)[1-10]〜(223)[1-10]方位をもつフェライトを生成、成長させる必要があることから、Ta〜600℃の温度範囲を30℃/s以下の平均冷却速度で冷却する必要がある。一方、平均冷却速度が3℃/sを下回る場合には、フェライト粒が大きくなるとともに、粒径分布の分散も大きくなり、優れた剛性が得られない。したがって、加熱後は、Ta〜600℃の温度範囲を3〜30℃/sの平均冷却速度で冷却する必要がある。なお、600℃未満の冷却は、特に規定する必要はなく、製造設備に合わせ設定すればよい。

焼鈍後は、形状を矯正するとともに、加工により結晶が回転することでさらに剛性を向上させることができるので、0.3%以上の伸び率で調質圧延を行うことができる。

発明の実施に当たっては、目的とする強度レベルに応じた化学成分の鋼を、通常の転炉法、電炉法などで溶製する。溶製された鋼は、スラブに鋳造後、そのまま、あるいは一旦冷却して再加熱して熱間圧延される。焼鈍時には、冷却途中で過時効処理を行ってもよいし、一旦冷却した後、再加熱して過時効処理を行ってもよい。溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、溶融亜鉛中に浸漬させることでめっきすることもできるし、浸漬後、めっき層の合金化処理のため500℃以上の加熱を行うこともできる。

表1に示す成分組成を有する鋼A〜Nを溶製し、スラブに鋳造した。なお、表中のAr₃変態点は、発明者らが求めた実験式である900-200×C^0.5+40×Si-30×Mn+40×Al-10×Cr+30×Mo-15×Ni-20×Cu+10×Wより求めた(ただし、各元素記号は各元素の含有量を表す。)。このスラブは、その後、再加熱して表2に示す熱間圧延条件で熱延鋼板とした。この熱延鋼板は、その後、酸洗し、表2に示す圧下率Rで冷間圧延し、表2に示す焼鈍条件で焼鈍を行い、板1〜23を作製した。なお、焼鈍では、冷却途中で350℃で150ｓの時効処理を行って冷延鋼板を、あるいは冷却途中の470℃で溶融亜鉛めっきし、500〜550℃に再加熱して合金化処理を行い合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。

そして、上記した方法で、鋼板の1/4板厚における板面の(113)[1-10]〜(223)[1-10]方位における平均のODF解析強度fを、また、圧延方向に対して直角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)に従いヤング率E(GPa)を測定した。さらに、圧延方向に対して直角方向の引張特性値(降伏強度YP、引張強度TS、伸びEl)を、JIS 5 号引張試験片を用い、引張速度1mm/分で求めた。

結果を表2、図1〜2に示す。本発明例は、いずれもTSが780MPa以上、Eが230GPa以上であり、剛性に優れた高強度薄鋼板であることがわかる。

圧延方向に対して直角方向のヤング率EとTi_-1/Moとの関係を示す図である。 圧延方向に対して直角方向のヤング率Eと(113)[1-10]〜(223)[1-10]方位における平均のODF解析強度fとの関係を示す図である。

Claims (6)

1. 質量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.3%以下、Mn:1.5〜2.5%、P:0.05%以下、S:0.01%以下、Al:1.0%以下、N:0.01%以下、Nb:0.02〜0.1%、Ti:0.01〜0.2%、Mo:0.1〜1.0%を含有し、C、N、S、Nb、Ti、Moの含有量が下記の(1)〜(3)式を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ鋼板の1/4板厚における板面の(113)[1-10]〜(223)[1-10]方位における平均のODF解析強度fが6以上であることを特徴とする剛性に優れた高強度薄鋼板；
   Ti_-1≧0.01・・・・・・・・(1)
   Ti_-1/Mo=0.10〜0.50・・・・・(2)
   C-(12/47.9)×Ti_-1-(12/92.9)×Nb-(12/95.9)×Mo≧0.01・・・・・(3)
   ここで、[1-10]は(1,-1,0)の方向を表し、Ti_-1=Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×Sであり、式中の各元素記号は各元素の含有量(質量%)を表す。
2. さらに、質量%で、V:0.01〜0.2%を含有し、上記の(3)式に代わり、C、N、S、Nb、Ti、Mo、Vの含有量が下記の(4)式を満たすことを特徴とする請求項1に記載の剛性に優れた高強度薄鋼板；
   C-(12/47.9)×Ti_-1-(12/92.9)×Nb-(12/95.9)×Mo-(12/50.9)×V≧0.01・・・・・(4)
   ただし、式中の各元素記号は各元素の含有量(質量%)を表す。
3. さらに、質量%で、Cr:0.05〜1.0%、Ni:0.05〜1.0%、B:0.0005〜0.0030%の中から選ばれた少なくとも1種の元素を含有することを特徴とする請求項1または請求項2に記載の剛性に優れた高強度薄鋼板。
4. さらに、質量%で、Cu:0.1〜2.0%を含有することを特徴とする請求項1から請求項3のいずれか1項に記載の剛性に優れた高強度薄鋼板。
5. さらに、質量%で、W:0.1〜2.0%を含有することを特徴とする請求項1から請求項4のいずれか1項に記載の剛性に優れた高強度薄鋼板。
6. 請求項1から請求項5のいずれか1項に記載の組成からなる鋼を、鋳造し、Ar₃変態点以上の仕上圧延終了温度で熱間圧延し、500℃以上の巻取温度で巻取った後、酸洗を行い、45〜85%の範囲の圧下率Rで冷間圧延を行った後、焼鈍を行うに際し、室温から下記の(5)式に定義する温度Ta℃までを平均1℃/s以上の昇温速度で加熱し、Ta〜(Ta+10+R^0.9)℃の温度範囲に下記の(6)式を満たすような時間v(s)滞留させた後、Ta〜600℃の温度範囲を3〜30℃/ｓの平均冷却速度で冷却することを特徴とする剛性に優れた高強度薄鋼板の製造方法；
   Ta=930-200×C^0.5+40×Si-30×Mn+40×Al-10×Cr+30×Mo-15×Ni-20×Cu+10×W
   ・ ・・・(5)
   ただし、式中の各元素記号は各元素の含有量(質量%)を表す。
   

   

   ここで、F(w)は、鋼板が温度TaになってからTa〜(Ta+10+R^0.9)℃の温度範囲内に滞留する時間v(s)内の任意の時間w(s)のときの温度(℃)を表す。

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