JP4867258B2

JP4867258B2 - 剛性と加工性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP4867258B2
Application number: JP2005283417A
Authority: JP
Inventors: 太郎木津; 勇人齋藤; 俊明占部; 佳弘細谷
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2005-09-29
Filing date: 2005-09-29
Publication date: 2012-02-01
Anticipated expiration: 2025-09-29
Also published as: JP2007092132A

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剛性と加工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、部材の断面に凹凸を持たせるなどの部材形状を変えることも有効ではあるが、設計上の問題や高強度薄鋼板の加工性の問題などがある。

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。

一方、こうした自動車の構造部材用の高強度薄鋼板には、優れた加工性も必要であり、延性、特に均一伸びに優れることが必要とされる。例えば、延性に優れた高強度薄鋼板として、オーステナイト相の変態誘起塑性(TRIP、Transformation Induced Plasticity)を利用した鋼板が開発されている。この鋼板では、高温からの冷却履歴を制御することで、フェライト相あるいはベイナイト相の生成によるオーステナイト中へのC濃化を促進させ、オーステナイト相が室温まで残留しており、加工変形時の歪誘起により残留オーステナイト相が硬質なマルテンサイト相に変態する現象を利用することで歪の集中を防止して、高い均一伸びが得られる。その一例として、特許文献4には、C量が0.01〜0.3質量%の鋼を、(Ar₃変態点+100)℃以下の温度域において圧下率25%以上で熱間圧延し、残留オーステナイト量を5〜25％含有させるとともに、{100}<011>〜{223}<110>方位群のX線ランダム強度比の平均値を２以上かつ、{554}<225>、{111}<112>および{111}<110>の3方位のX線ランダム強度比の平均値を4以下とし、切り欠き疲労強度に優れるとともに、延性にも優れる自動車用薄鋼板が開示されている。

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2002-322533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質量%以下の極低炭素鋼を用いるため引張強度がせいぜい450MPa程度と低く、さらなる高強度化を図れない。特許文献2の技術では、優れた加工性が得られない。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の自動車用薄鋼板では、高剛性が得られない。

本発明は、圧延方向に対して直角方向の引張強度TSが590MPa以上、好ましくは780MPa以上で、圧延方向に対して直角方向のヤング率Eが225GPa以上であり、かつTS×UEl(均一伸び)が12000以上である剛性と加工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、圧延方向に対して直角方向のTSが590MPa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、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て高剛性化を図れ、同時にオーステナイト中へのCの濃化を促進させて残留オーステナイト相の体積率を高めることにより加工性を大きく向上させることができることを見出した。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:0.07〜0.20%、Si:1.5%以下、Mn:1.0〜2.5%、P:0.05%以下、S:0.01%以下、Al:1.5%以下、N:0.01%以下、Nb:0.02〜0.1%を含有し、C、N、Nbの含有量が下記の(1)式と(2)式を満たすとともに、SiとAlの含有量が下記の(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、体積率で50%以上のフェライト相と体積率で5〜20%の残留オーステナイト相を含有するミクロ組織を有し、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4以上であることを特徴とする剛性と加工性に優れた高強度薄鋼板を提供する。
Nb-(92.9/14)×N≧0.02・・・・・(1)
C-(12/92.9)×Nb_-1≧0.05 ・・・・(2)
Si+Al≧0.5 ・・・・・(3)
ここで、Nb_-1=Nb-(92.9/14)×N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、Ti:0.01〜0.2%、V:0.01〜0.2%の中から選ばれた少なくとも1種の元素を含有できる。その場合は、上記の(1)式と(2)式の代わりに、C、N、S、Nb、Ti、Vの含有量が下記の(4)式と(5)式を満たす必要がある。
Nb-(92.9/14)×Ｎ_-2≧0.02・・・・・(4)
C-(12/92.9)×Nb_-2-(12/47.9)×Ti_-2-(12/50.9)×V≧0.05・・・・・(5)
ここで、N_-2=N-(14/47.9)×Ti (ただし、N_-2≦0のときは、N_-2＝0)、
Nb_-2=Nb-(92.9/14)×N_-2、
Ti_-2=Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×S (ただし、Ti_-2≦0のときは、Ti_-2=0)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、Cr:0.05〜1.0%、Ni:0.05〜1.0%、Mo: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、40〜85%の範囲の圧下率で冷間圧延を行った後、焼鈍を行うに際し、室温から800℃までを平均1℃/s以上の昇温速度で加熱し、加熱温度を900℃以下として800〜900℃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、800〜500℃の温度範囲を1〜100℃/ｓの平均冷却速度で冷却し、500〜350℃の温度範囲に30〜300s滞留させることを特徴とする剛性と加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法により製造できる。

ここで、F(w)は、鋼板が800℃になってから800〜900℃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。

なお、本発明により、剛性、および、加工性を高めることができるメカニズムは、本発明を規定するものではないが、つぎのように考えられる。すなわち、熱間圧延において、仕上圧延をAr₃変態点以上で終了し、500℃以上で巻取ることで、熱延鋼板のフェライト分率を高めた上で、冷間圧延での圧下率の適正化を行うことにより、(113)[1-10]〜(223)[1-10]の集合組織を発達させ、さらに、その後の焼鈍において、昇温過程における再結晶をNbで抑制することで、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、オーステナイト相中の変態に起因する歪みの回復を抑制することで、その後の冷却で、(113)[1-10]〜(223)[1-10]の集合組織をもつフェライトへの再変態を促進するとともに、オーステナイト中へのC濃化を促進し、さらに、500〜350℃で保持することで、ベイナイト変態を促進するとともに、さらにオーステナイト中へのC濃化を促進することで、残留オーステナイト相の体積分率を高めることができ、剛性と加工性を大きく向上させることができる。

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、圧延方向に対して直角方向のTSが590MPa以上、圧延方向に対して直角方向のEが225GPa以上であり、かつTS×UElが12000以上である剛性と加工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、残留オーステナイト相の生成には不可欠な元素であるとともに、高強度化にも有効な元素である。そのため、C量は0.07%以上とし、さらに、炭化物として固定されない量として上記(2)式の左辺で計算される固溶C量を0.05%以上とする必要がある。一方、C量が0.20%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、溶接性の劣化も招く。そのため、C量は0.20%以下、好ましくは0.15%以下とする必要がある。

Si、Al:SiとAlは、フェライトを安定化させる元素であり、フェライト生成を促進することでオーステナイト中にCを濃化させることから残留オーステナイト相の生成には不可欠な元素である。そのため、上記(3)式のように、SiとAlの合計含有量を0.5%以上とする必要がある。一方、SiとAlは、Ar₃変態点を上昇させることから、それぞれの量が1.5%を超えると、オーステナイト単相域が消失してしまい、熱間圧延においてオーステナイト域で圧延を終了することを困難にすることから、高剛性化に必要な結晶方位を得ることができなくなる。さらに、こうした多量のSiは鋼板の溶接性を劣化させるとともに、熱延加熱時において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する。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とAlの量は、それぞれ1.5%以下とする必要がある。なお、表面性状を必要とする鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板の場合には、Si量を0.5%以下とすることが好ましく、0.3%以下とすることがより好ましい。

Mn:Mnは、オーステナイトを安定化させる元素であり、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させることができる。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で高剛性化に寄与する。さらに、マルテンサイトの生成開始温度であるMs点を下げ、焼鈍時の冷却途中の保持段階でオーステナイトがマルテンサイト変態するのを抑制し、またパーライトの生成も遅らせることにより、オーステナイトを室温に残留させることができる。さらにまた、固溶強化元素として、高強度化にも有効な元素である。このような効果を得るためには、Mn量は1.0%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することから剛性の向上に有利な集合組織の発達を妨げたり、オーステナイト中へのCの濃化を阻害することで残留オーステナイト相の生成を抑制したり、鋼板の溶接性を劣化させる。したがって、Mn量は2.5%以下とする必要がある。

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%以下とする必要がある。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の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、熱間割れを誘発し、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%以下とする必要がある。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。

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、鋼板の表面疵を発生させる恐れがある。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%以下とする必要がある。

Nb:Nbは、本発明における最も重要な元素である。すなわち、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するとともに、オーステナイト粒を微細化し、さら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寄与する。また、焼鈍時の冷却過程で、フェライト変態を促進することで高剛性化に有利な方位をさらに発達させるとともに、オーステナイト中へのCの濃化を促進することで残留オーステナイトの生成にも寄与する。さらに、微細なNbの析出物は高強度化にも寄与する。このような効果を有するために、Nb量は0.02％以上とし、かつNbは高温で粗大な窒化物を形成してこうした効果を減ずることから、上記(1)式のように、Nにより窒化物として固定されないNb量を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。したがって、Nb量は0.1%以下とする必要がある。

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。

Ti、V:Tiと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。また、冷間圧延後の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、オーステナイト粒を微細化し、さら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を向上させる。また、焼鈍時の冷却途中でフェライト変態を促進し、残留オーステナイト相の生成を促進する。さらに、TiはNを窒化物として固定することで、Nbが窒化物として固定されるのを抑制する。このような作用を有するために、TiとＶの量は、それぞれ0.01%以上とする必要がある。一方、0.2%を超えるTi、Ｖを添加しても、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ことから、TiとＶの量は、それぞれ0.2％以下とする必要がある。

なお、TiとＶを含有させる場合は、上記(1)式と(2)式の代わりに、C、N、S、Nb、Ti、Vの含有量が上記(4)式と(5)式を満たすように、すなわち上記(1)式の代わりに上記(4)式を、上記(2)式の代わりに上記(5)式を満たすようにする必要がある。

Cr、Ni、Mo、B: Cr、Ni、MoおよびBは、焼入れ性を高め、組織を微細化することで高強度化に寄与する。このような効果を得るには、Cr、Ni、Moの量は、それぞれ0.05%以上と、またB量は0.0005%以上とする必要がある。一方、Cr、Ni、Moの量が、それぞれ1.0%を超えると、またB量が0.0030%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、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、Cr、Ni、Moの量は、それぞれ1.0%以下と、またB量は0.0030%以下とする必要がある。

Cu:Cuは、微細な析出物を形成することで高強度化に寄与する。この効果を得るためには、Cu量は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。したがって、Cu量は2.0%以下とする必要がある。なお、Cuを添加する場合、熱間圧延時の割れが発生し易いが、これを防止するためには、前述のNiを合わせて添加するのが好ましい。

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量は0.1%以上とする必要がある。一方、W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2.0%以下とする必要がある。

2)ミクロ組織
フェライト相は、剛性向上に有利な集合組織の発達や、オーステナイト中へのCの濃化促進による残留オーステナイト相の生成に効果を有することから、体積率で50%以上とする必要がある。なお、後述する残留オーステナイト相やマルテンサイト等の低温変態相の量を増加させて加工性の向上や高強度化できるので、フェライト相の体積率は90%以下とすることが好ましい。また、加工性、特に延性の向上の観点から、TRIP効果を有する残留オーステナイト相を存在させることが効果的であるが、それには残留オーステナイト相は、体積率で5%以上とする必要がある。一方、その体積率が20%を超えると、C量の増加により溶接性が低下することから残留オーステナイト相は、体積率で20%以下とする必要がある。なお、本発明においては、上記フェライト相、残留オーステナイト相の体積率を満足すればよく、その他の相については、特に規定する必要はない。

3)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ヤング率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は4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。

4)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。

4-1)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、組織を細粒化し、冷間圧延時に剛性向上に有利な集合組織を発達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。

4-2)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。

4-3)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40〜85%とする必要がある。一方、圧下率が高い場合は、圧延荷重が高くなり操業上のコストが増加することから、圧下率は60%以下とすることが好ましく、50%以下とすることがより好ましい。

4-4)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し、剛性が低下することから、焼鈍時の昇温速度は室温から800℃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。

4-5)焼鈍時の加熱温度
焼鈍時の加熱温度が800℃未満だと、焼鈍後に未再結晶組織が残り、加工性が著しく低下するので、加熱温度は800℃以上とする必要がある。一方、加熱温度が900℃を超えると、剛性の向上に有効な集合組織の発達が阻害されるとともに、オーステナイトが粗大化し、その後の冷却でフェライトの生成や残留オーステナイト相の生成が抑制されるので、高剛性化や加工性向上を図れないため加熱温度は900℃以下とする必要がある。

4-6)焼鈍加熱時の滞留時間
焼鈍時の加熱温度が本発明範囲内であっても、長時間滞留させると剛性の向上に有効な集合組織の発達が阻害されるとともに、オーステナイトが粗大化することから、800〜900℃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。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。

4-7)焼鈍時の冷却条件
焼鈍時の加熱後の冷却は、フェライト変態を促進して剛性向上に有利な集合組織を発達させるとともに、オーステナイト中へのCの濃化を促進して残留オーステナイト相の生成を促進させるために、800〜500℃の温度範囲の平均冷却速度は100℃/s以下、好ましくは30℃/s以下とする必要がある。一方、平均冷却速度が1℃/s未満だと、粒が粗大化して高強度化に不利になることから、800〜500℃の温度範囲の平均冷却速度は1℃/s以上とする必要がある。

また、ベイナイト変態を進行させ、オーステナイト中のCの濃度を高めるために、500〜350℃の温度範囲に30s以上滞留させる必要がある。一方、この温度範囲に300sを超えて滞留させると、オーステナイト中よりフェライトと炭化物が析出し、オーステナイト相の量が減少するとともに、C濃度も低下する。したがって、500〜350℃の温度範囲での滞留時間は300s以下とする必要がある。

なお、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℃以上の再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〜Iを溶製し、スラブに鋳造した後、スラブを再加熱して表2に示す熱延条件で熱延鋼板を作製した。ここで、表1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。)。その後、酸洗し、表2に示す圧下率で冷間圧延し、表2に示す焼鈍条件で行い冷延鋼板を、あるいは冷却途中の470℃で溶融亜鉛めっき後、500〜550℃に再加熱して合金化処理を行って合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造して、鋼板1〜21の試料を作製した。

そして、鋼板の板厚断面を研磨後ナイタール腐食してSEM観察を行い、3ヶ所の30×30μm域を画像処理して、フェライト相の面積率を測定し、これをフェライト相の体積率とした。また、残留オーステナイト相の体積率は、加工歪みの影響を除去するため機械研削と化学研磨により試料の板厚1/4部まで研磨し、X線回折装置を用いて、オーステナイト相の(200)、(220)、(311)面、およびフェライト相の(200)、(211)、(220)面の積分強度から計算した。さらに、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。さらにまた、圧延方向に対して直角方向の引張特性値を、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、いずれも圧延方向に対して直角方向のTSが590MPa以上、Eが225GPa以上であり、かつTS×UElも12000以上であり、剛性と加工性に優れた高強度薄鋼板であることがわかる。

TS×UElと残留オーステナイト相の体積率Vγ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

質量%で、C:0.07〜0.20%、Si:1.5%以下、Mn:1.0〜2.5%、P:0.05%以下、S:0.01%以下、Al:1.5%以下、N:0.01%以下、Nb:0.02〜0.1%を含有し、C、N、Nbの含有量が下記の(1)式と(2)式を満たすとともに、SiとAlの含有量が下記の(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、体積率で50%以上のフェライト相と体積率で5〜20%の残留オーステナイト相を含有するミクロ組織を有し、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4以上であることを特徴とする剛性と加工性に優れた高強度薄鋼板；
Nb-(92.9/14)×N≧0.02・・・・・(1)
C-(12/92.9)×Nb_-1≧0.05 ・・・・(2)
Si+Al≧0.5 ・・・・・(3)
ここで、[1-10]は(1,-1,0)の方向を表し、Nb_-1=Nb-(92.9/14)×Nであり、式中の各元素記号は各元素の含有量(質量%)を表す。
さらに、質量%で、Ti:0.01〜0.2%、V:0.01〜0.2%の中から選ばれた少なくとも1種の元素を含有し、上記の(1)式と(2)式の代わりに、C、N、S、Nb、Ti、Vの含有量が下記の(4)式と(5)式を満たすことを特徴とする請求項1に記載の剛性と加工性に優れた高強度薄鋼板；
Nb-(92.9/14)×Ｎ_-2≧0.02・・・・・(4)
C-(12/92.9)×Nb_-2-(12/47.9)×Ti_-2-(12/50.9)×V≧0.05・・・・・(5)
ここで、N_-2=N-(14/47.9)×Ti (ただし、N_-2≦0のときは、N_-2＝0)、
Nb_-2=Nb-(92.9/14)×N_-2、
Ti_-2=Ti-(47.9/14)×N-(47.9/32.1)×S (ただし、Ti_-2≦0のときは、Ti_-2=0)であり、
式中の各元素記号は各元素の含有量(質量%)を表す。
さらに、質量%で、Cr:0.05〜1.0%、Ni:0.05〜1.0%、Mo: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。
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項に記載の剛性と加工性に優れた高強度薄鋼板。
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項に記載の剛性と加工性に優れた高強度薄鋼板。
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、40〜85%の範囲の圧下率で冷間圧延を行った後、焼鈍を行うに際し、室温から800℃までを平均1℃/s以上の昇温速度で加熱し、加熱温度を900℃以下として800〜900℃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、800〜500℃の温度範囲を1〜100℃/ｓの平均冷却速度で冷却し、500〜350℃の温度範囲に30〜300s滞留させることを特徴とする請求項1から請求項5のいずれか1項に記載の剛性と加工性に優れた高強度薄鋼板の製造方法；

ここで、F(w)は、鋼板が800℃になってから800〜900℃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。