JP4995109B2 - 加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車用鋼板等の用途に好適な高強度冷延鋼板及びその製造方法に関するものである。

炭酸ガスの排出量の抑制するため、自動車の燃費の向上を目的とする自動車車体の軽量化が進められている。そのため、自動車の部材には、板厚の低減が可能な高強度鋼板の適用が増えつつある。また、搭乗者の安全性確保のためにも、高強度鋼板が自動車車体に多く使用されるようになってきている。

一方、高強度鋼板を自動車車体に適用するためには優れた加工性も要求される。このような強度と加工性を両立させた鋼材として、フェライトとマルテンサイトを主体とする硬質第２相からなる複合組織を有する二相組織鋼（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼、以下、ＤＰ鋼）が知られている。しかしながら、ＤＰ鋼は主相を軟質なフェライトとし、硬質組織であるベイナイト、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトを用いて強化していることから、降伏比が低い。したがって、部材としての変形を抑えつつ、衝突エネルギーを吸収する部材へのＤＰ鋼の適用には課題があった。

また、フェライトの再結晶を防止し、未再結晶フェライトと硬質第２相からなる組織を有する鋼板が提案されている（例えば、特許文献１）。しかし、フェライトを未再結晶フェライトにすると、強度及び降伏比が高くなるものの、伸びが低いため、成形性が不十分であった。このような問題に対して、結晶粒の微細化や、析出強化とフェライト中の固溶Ｃ量の低減によって、フェライトとパーライトからなる組織を有する鋼板の高強度化と伸びフランジ性の向上の両立を図った鋼板が提案されている（例えば、特許文献２〜４）。しかし、引張強度がいずれも５００ＭＰａ以下であり、５９０ＭＰａを超えるような高強度化は困難であった。

これに対して、本発明者らの一部は、未再結晶フェライトの活用に着目し、軟質のフェライトと硬質第２相の中間の硬度を有する未再結晶フェライトにより、伸びフランジ性を向上させた鋼板を提案した（例えば、特許文献５〜１０）。

しかし、特許文献５で提案されている鋼板は、ＮｂやＴｉの添加による析出強化を活用するものであり、パーライトの活用によって降伏比を高めるものではない。また、特許文献６及び７で提案されている鋼板は、ＮｂやＴｉの添加量が少なく、再結晶抑制効果が小さいため、焼鈍時に急速加熱を行う必要があった。また、特許文献８及び９で提案されている鋼板は、ＮｂやＴｉの添加量が少なく、昇温速度も１０℃／ｓ以下であったため、未再結晶フェライトの活用による効果が十分では無かったと考えられる。また、特許文献１０で提案されている鋼板は、Ｂが必須添加元素であり、合金コストがかかってしまうという問題があった。

特開昭５３−５０１８号公報 特開２００７−１３８２６１号公報 特開２００７−１０７０９９号公報 特開２００１−１５２２８８号公報 特願２００７−００２４９７号 特願２００７−１８１１７６号 特願２００７−２１１９２６号 特願２００６−３４４７１１号 特願２００６−３４４７１２号 特願２００６−３４４７１３号

本発明の課題は、成形性及び穴拡げ性に優れ、更に、降伏比が高く、耐衝突特性にも優れた高強度冷延鋼板の提供、及びこのような鋼板を安定的に生産性を損なうことなく得る製造方法の提供である。

本発明者らは、未再結晶フェライトを積極的に活用し、更に、マルテンサイト、ベイナイトの生成を制限して、フェライトとパーライトからなる金属組織とすることにより、降伏比が高く、且つ成形性及び穴拡げ性にも優れた高強度冷延鋼板を得ることができることを見出した。

また、本発明者らは、マルテンサイト、ベイナイトの生成を抑制して、フェライトとパーライトからなる金属組織とし、更に、未再結晶フェライトを残留させるための製造条件について検討した。その結果、焼入れ性の指標である炭素当量Ｃｅｑ、Ｎｂ及びＴｉの添加量の最適化に加えて、焼鈍工程における再結晶温度からＡｃ₁変態温度までの昇温速度、更にフェライトとオーステナイトが共存する領域であるα＋γ二相域、即ち、Ａｃ₁変態温度以上に加熱した際に、オーステナイトへの変態が進み過ぎないように、鋼板の温度がＡｃ₁変態温度以上である滞留時間及び焼鈍の最高到達温度、その後の冷却速度の最適化が重要であることを見出した。

本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下の通りである。

（１） 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、を含有し、Ｓｉ：１．００％以下、Ａｌ：０．２００％以下、Ｐ：０．１５０％以下、Ｓ：０．０１５０％以下、Ｎ：０．０１００％以下に制限し、更に、Ｎｂ、Ｔｉの一方又は双方を合計で０．０４〜０．０８％含有し、下記（式１）によって求められるＣｅｑが０．４５以下であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織がフェライトとパーライトからなり、前記フェライトが再結晶フェライト、変態フェライトの一方又は双方と未再結晶フェライトからなり、前記未再結晶フェライトの面積率が２０〜５０％であり、前記再結晶フェライト、前記変態フェライトの一方又は双方の面積率が２０〜７９％であり、前記パーライトの面積率が１〜３０％であることを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４ ・・・（式１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、各元素の含有量［質量％］である。

（２） 冷延鋼板の降伏比が、０．７０以上であることを特徴とする上記（１）に記載の加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
（３） 質量％で、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、Ｎｉ：０．１０〜１．５０％のうち、１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）の何れか１項に記載の加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
（４） 上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の冷延鋼板の表面に溶融Ｚｎめっきを設けたことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
（５） 上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の冷延鋼板の表面に合金化溶融Ｚｎめっきを設けたことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。

（６） 上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片を熱間圧延し、酸洗後、冷間圧延を施した後、鋼板を、（Ａｃ₁［℃］−１００℃）からＡｃ₁［℃］までの昇温速度を５℃／ｓ以上としてＡｃ₁［℃］〜｛Ａｃ₁［℃］＋２／３×（Ａｃ₃［℃］−Ａｃ₁［℃］）｝の温度範囲内に昇温し、前記鋼板の温度が該温度範囲内である滞留時間を１０〜３００ｓとして焼鈍し、平均冷却速度を４０℃／ｓ以下として冷却することにより、金属組織がフェライトとパーライトからなり、前記フェライトが再結晶フェライト、変態フェライトの一方又は双方と未再結晶フェライトからなり、前記未再結晶フェライトの面積率が２０〜５０％であり、前記再結晶フェライト、前記変態フェライトの一方又は双方の面積率が２０〜７９％であり、前記パーライトの面積率が１〜３０％である鋼板とすることを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
ここで、Ａｃ₁［℃］及びＡｃ₃［℃］はＣ、Ｍｎ、Ｓｉの含有量［質量％］によって下記（式２）及び（式３）式から求めたＡｃ₁変態温度及びＡｃ₃変態温度である。
Ａｃ₁＝７６１．３＋２１２Ｃ−４５．８Ｍｎ＋１６．７Ｓｉ ・・・（式２）
Ａｃ₃＝９１５−３２５．９Ｃ−３５．９Ｍｎ＋３１．４Ｓｉ ・・・（式３）

（７） 上記（６）記載の冷却後、３５０〜５００℃の温度範囲で３０ｓ以上保持する過時効処理を施すことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（８） 上記（６）記載の冷却後、溶融Ｚｎめっきを施すことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（９） 焼鈍、冷却及び溶融Ｚｎめっきを連続ラインによって施すことを特徴とする上記（８）に記載の加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（１０） 上記（８）又は（９）記載の溶融Ｚｎめっきを施した後に４５０〜６００℃の温度範囲で１０ｓ以上の熱処理を行うことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
（１１） 上記（６）〜（１０）の何れか１項に記載の方法により製造した冷延鋼板に０．１〜５．０％のスキンパス圧延を施すことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。

本発明により、加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の提供が可能になり、特に、生産性を損なわずに安定的に製造できる未再結晶フェライトを積極的に活用した、降伏比が高く、穴拡げ性にも優れた高強度冷延鋼板の提供が可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。

従来、冷延鋼板の金属組織のフェライトの一部を未再結晶フェライトとして残留させるという発想は皆無であった。これは、再結晶が不完全であると冷延鋼板の材質が不均一になると考えられていたためである。

したがって、従来の未再結晶フェライトと硬質第２相からなる冷延鋼板は、未再結晶フェライトの外に焼鈍の加熱時に再結晶したフェライト（再結晶フェライトという。）や焼鈍後の冷却時にオーステナイトから変態したフェライト（変態フェライトという。）が混在したものではなく、フェライトは均質な未再結晶フェライトのみであると考えられる。

また、従来、焼鈍の昇温速度を速くし、鋼板の結晶粒径を微細化する製造方法が提案されているが、この方法は、α＋γ二相域での保持によって未再結晶フェライトを完全にオーステナイトに変態させるものであると考えられる。即ち、この従来技術は、焼鈍により未再結晶フェライトを完全にオーステナイトに変態させた後、冷却時にオーステナイトから再変態したフェライトと硬質第２相からなるＤＰ鋼を、未再結晶フェライトを残留させることなく得るものであると推定される。

しかし、焼鈍後の冷却時にオーステナイトをフェライトに変態させると、オーステナイトはフェライトとセメンタイトに分解する。そのため、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトからなる硬質第２相と、セメンタイトを含むフェライトからなるＤＰ鋼となる。そのため、焼鈍時の昇温速度を速くして得られた従来のＤＰ鋼は、局部延性の低下がセメンタイトによって更に助長されていると考えられる。

一方、本発明は、Ｎｂ、Ｔｉの添加量と焼鈍条件の最適化により、未再結晶フェライトを活用し、延性や穴拡げ性等の加工性を劣化させることなく、鋼板の強度を高めるものである。未再結晶フェライトは、冷間圧延によって圧延方向に延伸されたフェライトの結晶粒が再結晶せず、粒内の転位が回復したものである。そのため、図１に模式的に示したように、未再結晶フェライト１の粒内には転位の回復によって形成されたサブグレイン２を有することが多い。また、未再結晶フェライトの粒内では、冷間圧延による塑性変形のため結晶方位が連続的に変化している。一方、再結晶フェライト及び変態フェライトは、再結晶又は変態によって、粒内の結晶方位はほぼ均一となり、隣接する結晶粒同士の結晶方位は大きく異なっている。

更に、本発明では、金属組織をフェライトとパーライトからなるものとし、鋼板の降伏強度と引張強度との比、すなわち、降伏比を上昇させ、耐衝突特性を高めている。そのため、焼入れ性の指標である炭素当量Ｃｅｑを制限して、ベイナイト、マルテンサイトの生成を制限している。

したがって、鋼板の成分組成及び焼鈍の条件は本発明において極めて重要であり、再結晶フェライトの細粒化及び未再結晶フェライトを確保するためには、特にＡｃ₁以下での昇温速度、最高到達温度及びＡｃ₁以上での保持時間、加熱後の冷却速度を制限する必要がある。

焼鈍における（Ａｃ₁［℃］−１００℃）からＡｃ₁［℃］までの昇温速度は５℃／ｓ以上とする。昇温速度を５℃／ｓ以上とする温度の下限を（Ａｃ₁［℃］−１００℃）以上としたのは、本発明の鋼の再結晶温度の下限が成分の含有量によって上昇しており、低くとも（Ａｃ₁［℃］−１００℃）以上になるためである。また、昇温速度を５℃／ｓ以上とする温度の上限をＡｃ₁［℃］としたのは、Ａｃ₁［℃］以上の温度ではα−γ変態を生じて、再結晶がほぼ停止するためである。

この温度範囲での昇温速度が５℃／ｓ未満の場合、再結晶が十分に進行し、未再結晶フェライトの面積率が著しく減少する。また、昇温速度の上限は設けないが、昇温速度を２０℃／ｓ超としても、再結晶抑制効果が飽和してしまうので、上限を２０℃／ｓとすることが好ましい。

更に、焼鈍における最高到達温度の下限はＡｃ₁［℃］以上とし、上限は、｛Ａｃ₁［℃］＋２／３×（Ａｃ₃［℃］−Ａｃ₁［℃］）｝とする。最高到達温度がＡｃ₁未満の場合、フェライトからオーステナイトに変態しないため、パーライトの生成が抑制され、降伏強度の上昇が不十分になる。一方、最高到達温度が｛Ａｃ₁［℃］＋２／３×（Ａｃ₃［℃］−Ａｃ₁［℃］）｝超になると、オーステナイト変態が進行しすぎるため、未再結晶フェライトの確保が困難になり、パーライトが増加して、延性を損なうことがある。

また、鋼板の温度がＡｃ₁［℃］以上である温度範囲での滞留時間は１０〜３００ｓとする。これは、以下の理由による。即ち、鋼板の温度がＡｃ₁［℃］以上になる時間が１０ｓ未満であると、α−γ変態が十分に進行しないため、パーライトを確保できず、降伏強度が低下する。一方、Ａｃ₁［℃］以上での滞留時間が３００ｓを超えると、オーステナイト変態が進行しすぎるため、未再結晶フェライトの確保が困難になり、パーライトが増加して、延性を損なうことがある。

なお、Ａｃ₁［℃］及びＡｃ₃［℃］は、それぞれＡｃ₁変態点及びＡｃ₃変態点であり、質量％で表されるＣ、Ｍｎ、Ｓｉの含有量により、下記（式２）及び（式３）から求めた温度である。

Ａｃ₁＝７６１．３＋２１２Ｃ−４５．８Ｍｎ＋１６．７Ｓｉ ・・・（式２）
Ａｃ₃＝９１５−３２５．９Ｃ−３５．９Ｍｎ＋３１．４Ｓｉ ・・・（式３）

また、本発明では、加工性を劣化させることなく、降伏比を高くするため、降伏強度よりも引張強度の向上への寄与が大きいベイナイト、マルテンサイトの生成を制限している。これにより、降伏比は高くなり、引張強度は若干低下する。したがって、パーライトを活用すると、引張強度の上昇が抑制され、降伏比が高くなるため、加工性の劣化は抑制される。更に、未再結晶フェライトは、粒内に転位の回復によって形成されたサブグレインを有しており、未再結晶フェライトの面積率を増加させると、降伏強度が高くなり、降伏比を高めることができる。

また、降伏比を高めるため、本発明では、焼鈍後の平均冷却速度の上限を、４０℃／ｓ以下とすることが必要である。これにより、オーステナイトからパーライトへの変態が促進され、ベイナイトやマルテンサイトの生成が抑制されて、パーライトを十分に確保することができる。

以下、本発明の限定理由について順次説明する。
まず、本発明における鋼成分及びミクロ組織について説明する。なお、鋼成分の％は質量％を意味する。

Ｃは、強度の増加及びパーライトの生成に寄与する元素であり、狙いとする強度レベルに応じて適量を添加する。Ｃ量は、０．０５％未満であると、高強度を得るのが困難となるため、下限を０．０５％とする。一方、Ｃ量が０．２５％を超えると、成形性や溶接性の劣化を招くため、０．２５％を上限とする。

ＭｎはＡｃ₁及び、α−γ変態が完了してオーステナイト単相となる温度であるＡｃ₃変態温度（以下、Ａｃ₃ともいう。）を低下させる元素であり、本発明において極めて重要である。即ち、Ｍｎ量が少ないと、焼鈍温度を高くする必要が生じ、変態が促進されて未再結晶フェライトの確保が困難になる。また、Ｍｎは、Ｓｉと同様、固溶強化に寄与する元素として強度を増加させるためにも有効である。これらの観点から、Ｍｎ量の下限を０．５０％とする。一方、Ｍｎ量が２．５０％を超えると焼入れ性が高くなり、ベイナイト、マルテンサイトが生成するため、２．５０％を上限とする。降伏比の低下を抑制するには、上限を２．００％以下とすることが好ましい。

Ｓｉは脱酸元素であり、固溶体強化元素として強度を増加させるためにも有効である。しかし、Ｓｉ量が１．００％を超えるとＡｃ₁が高くなり過ぎ、焼鈍温度を高くする必要が生じ、変態が促進されて未再結晶フェライトの確保が困難になるため、上限を１．００％以下とする。また、Ｓｉを０．５０％超添加すると溶融Ｚｎめっきを施す際のめっき密着性の低下及び合金化反応の遅延による生産性の低下という問題が生ずることがある。そのため、Ｓｉ量の上限を０．５０％以下とすることが好ましい。Ｓｉ量の下限は規定しないが、０．０１％未満とするには製造コストが高くなるため、下限を０．０１％とすることが好ましい。

Ａｌは脱酸元素であり、変態点を著しく高める元素であるため、上限を０．２００％とする。なお、Ｓｉ脱酸を行う場合、Ａｌの意図的な添加は不要であり、Ａｌ量の下限は規定しない。

Ｐは不純物であり、粒界に偏析するため、鋼板の靭性の低下や溶接性の劣化を招く。更に、溶融Ｚｎめっき時に合金化反応が極めて遅くなり、生産性が低下する。これらの観点から、Ｐ量の上限を０．１５０％とする。下限は特に限定しないが、Ｐは安価に強度を高める元素であるため、０．００５％以上のＰ量を含有させても良い。

Ｓは不純物であり、その含有量が０．０１５０％を超えると、熱間割れを誘発したり、加工性を劣化させるので、上限を０．０１５０％とする。Ｓ量の下限は規定しないが、０．０００１％未満とするには製造コストが高くなる。

Ｎは不純物であり、Ｎ量が０．０１００％を超えると、靭性や延性の劣化、鋼片の割れの発生が顕著になる。なお、Ｎは、Ｔｉ、Ｎｂの窒化物を生成し、析出に寄与する元素であるため、０．００１０％以上を含有させても良い。

Ｎｂ及びＴｉは冷間圧延後の焼鈍工程において、冷間加工によって歪みを導入されたフェライトの再結晶を抑制することにより、未再結晶フェライトの残留を促進する元素である。このような効果を得るためには、Ｎｂ及びＴｉの一方又は双方を合計で０．０４％以上添加することが好ましい。一方、Ｎｂ及びＴｉの一方又は双方の合計の含有量が０．０８％を超えると、再結晶抑制効果が飽和するだけでなく、合金コストが過剰になってしまうため、上限を０．０８％とすることが好ましい。

Ｃｅｑは鋼板の焼き入れ性を表す指標である。本発明においてはＣｅｑの値が高くなると、降伏比を低下させるベイナイト、マルテンサイトが生成するため、上限を０．４５とする。Ｃｅｑは、下記（式１）によって求められる。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４ ・・・（式１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、各元素の含有量［質量％］である。なお、選択的に添加されるＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量が好ましい下限値に満たない場合は０として、（式１）よりＣｅｑを求める。また、強度を確保するためには、Ｃｅｑを０．２以上にすることが好ましい。

本発明では、更に、Ｍｏ、Ｂ、Ｃｒ、Ｎｉの１種又は２種以上を含有させても良い。

Ｍｏ、Ｂ、Ｃｒ及びＮｉは、いずれも固溶強化により引張強度及び降伏強度を高める元素であり、必要に応じて１種又は２種以上を添加しても良い。強度向上の効果を得るためには、それぞれ、Ｍｏ：０．１％以上、Ｂ：０．０００５％以上、Ｃｒ：０．１０％以上、Ｎｉ：０．１０％以上を下限として添加することが好ましい。一方、過剰な添加は合金コストの増加を招くため、それぞれの上限を、Ｍｏ：１．０％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．５０％以下、Ｎｉ：１．５０％以下とすることが好ましい。

本発明によって得られる鋼板のミクロ組織は、フェライトとパーライトからなり、フェライトは、未再結晶フェライト、再結晶フェライト及び変態フェライトの総称である。なお、光学顕微鏡による組織観察では、再結晶フェライトと変態フェライトとの差異は明確ではなく、両者を区別することは困難である。

パーライトは、降伏強度の上昇に寄与する一方で、過剰に存在すると著しく延性が低下するため、下限を１％、上限を３０％とする。

ミクロ組織は、圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチし、光学顕微鏡で観察すれば良い。本発明の鋼の金属組織は、フェライトとパーライトからなり、ベイナイト及びマルテンサイトを含まないため、光学顕微鏡によって得られたミクロ組織写真を画像解析することによって、パーライトの面積率を、フェライト以外の相の面積率として求めることができる。

再結晶フェライトと変態フェライトの一方又は双方の面積率は、２０〜７９％とする。これは、再結晶フェライトと変態フェライトの一方又は双方の面積率が、２０％未満では延性が低下し、７９％を超えると強度が低下するためである。

未再結晶フェライトは高強度化に寄与することから、その効果を得るためには２０％以上の未再結晶フェライトを含んでいることが必要である。一方、未再結晶フェライトの面積率が５０％を超えると、著しく延性が低下するため、上限を５０％とする。また、未再結晶フェライトの面積率の増加は降伏比の上昇にも寄与する。そのため、未再結晶フェライトの面積率を２５％以上にすることが好ましい。未再結晶フェライトの面積率を増加させるには、焼鈍の加熱速度を高めるか、最高加熱温度を低下させるか、保持時間を短くすれば良い。

未再結晶フェライトとそれ以外のフェライト、即ち再結晶フェライト及び変態フェライトとは、電子後方散乱解析像（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｂａｃｋ ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ ｐａｔｔｅｒｎ、ＥＢＳＰという。）の結晶方位測定データをＫｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ法（ＫＡＭ法）で解析することにより判別することができる。

未再結晶フェライトの粒内には、転位は回復しているものの、冷延時の塑性変形によって生じた結晶方位の連続的な変化が存在する。一方、未再結晶フェライトを除くフェライト粒内の結晶方位変化は極めて小さくなる。これは、再結晶及び変態により、隣接する結晶粒の結晶方位は大きく異なるものの、１つの結晶粒内では結晶方位が変化していないためである。ＫＡＭ法では、隣接したピクセル（測定点）との結晶方位差を定量的に示すことができるので、本発明では隣接測定点との平均結晶方位差が１°以内且つ、平均結晶方位差が２°以上あるピクセル間を粒界と定義した時に、結晶粒径が３μｍ以上である粒を未再結晶フェライト以外のフェライト、即ち再結晶フェライト及び変態フェライトと定義する。

ＥＢＳＰ測定は、焼鈍後の試料の平均結晶粒径の１０分の１の測定間隔で、任意の板断面の板厚方向の１／４厚の位置で１００×１００μｍの範囲において行えば良い。このＥＢＳＰ測定の結果、得られた測定点はピクセルとして出力される。ＥＢＳＰの結晶方位測定に供する試料は、機械研磨等によって鋼板を所定の板厚まで減厚し、次いで電解研磨等によって歪みを除去すると同時に、板厚１／４面が測定面となるように作製する。

未再結晶フェライトを含むフェライトの総面積率は、パーライトの面積率の残部であるから、ＥＢＳＰの結晶方位測定に使用した試料をナイタールエッチし、該測定を行った視野の光学顕微鏡写真を同一の倍率で撮影し、得られた組織写真を画像解析して求めれば良い。更に、この組織写真とＥＢＳＰの結晶方位測定の結果を対比させることによって、未再結晶フェライト及び未再結晶フェライト以外のフェライト、即ち、再結晶フェライトと変態フェライトの面積率の合計を求めることもできる。

また、耐衝突特性を向上させるには、降伏比を０．７０以上に高めることが好ましい。降伏強度を上昇させ、降伏比を０．７０以上に高めると、耐衝突特性が顕著に向上する。好ましくは０．７５以上、更に好ましくは０．８０以上である。なお、降伏比を高めるには、未再結晶フェライトの面積率を増加させることが好ましい。

耐食性が要求される用途に適用する場合は、溶融Ｚｎめっきを設けることが好ましい。更に、耐食性の向上が要求される場合は、合金化処理を施した合金化溶融Ｚｎめっきを設けることが好ましい。

次に、製造方法及びその好ましい条件について説明する。

熱間圧延に供する鋼片は常法で製造すれば良く、鋼を溶製し、鋳造すれば良い。生産性の観点からは、連続鋳造が好ましく、薄スラブキャスター等で製造しても良い。また、鋳造後直ちに熱間圧延を行う連続鋳造―直接圧延のようなプロセスでも良い。熱間圧延は常法で行えば良く、圧延温度、圧下率、冷却速度、巻取温度等の条件は特に規定しない。熱間圧延後、鋼板を冷間圧延、焼鈍し、冷延鋼板とする。

冷間圧延の圧下率は特に規定しないが、１０％未満の冷間圧延率では、板厚制御が難しく形状不良の原因となるため、その下限を１０％以上とすることが好ましい。一方、冷間圧延率が９０％超になると、圧延ロールへの負荷が大きくなる上、再結晶が促進されて未再結晶フェライトを確保するために、焼鈍の昇温速度を大きくすることが必要になる。そのため、冷間圧延の圧下率の上限は、９０％以下とすることが好ましい。

本発明において、冷間圧延後の焼鈍は極めて重要であり、上述の条件で行うことが必要である。焼鈍は、昇温速度、加熱時間を制御するため、連続焼鈍設備によって行うことが好ましい。また、昇温速度を速くするために、高周波加熱装置、通電加熱装置を併用しても良い。焼鈍において、Ａｃ₁以上での滞留時間は、鋼板の温度がＡｃ₁以上である時間の合計であり、加熱炉の設定温度と炉の長さ、通板速度によって制御することができる。

焼鈍後の冷却速度は、水等、冷媒の吹付け、送風、ミスト等による強制冷却により、適宜制御すれば良い。また、平均冷却速度は、強制冷却の開始から停止までの冷却速度である。強制冷却は、連続焼鈍ラインで焼鈍を行う際には、室温で停止しても良いが、２００〜３５０℃で停止することが多い。なお、焼鈍後、過時効処理を施す場合には、３５０〜５００℃の範囲内で冷却を停止しても良い。連続焼鈍−溶融Ｚｎめっきラインで焼鈍を行う場合は、４００〜５００℃まで冷却することが多い。

焼鈍後は、３５０〜５００℃に保持する過時効処理を行うことが好ましい。冷却後の鋼板に残留オーステナイトが存在していた場合、３５０〜５００℃の温度範囲で、３０ｓ以上保持する過時効処理を行うと、残留オーステナイトがフェライトとセメンタイトに分解されるため、降伏比を上昇させることができる。

焼鈍後、必要に応じて、過時効処理、溶融Ｚｎめっき又は合金化溶融Ｚｎめっきを施しても良い。また、Ｚｎめっきの組成は特に限定するものではなく、Ｚｎの他、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｎｉ等を必要に応じて添加しても構わない。なお、めっきは、焼鈍と別工程で行っても良いが、生産性の観点から、焼鈍とめっきを連続して行う、連続焼鈍−溶融Ｚｎめっきラインによって行うことが好ましい。この場合も、未再結晶フェライトを確保するためには、焼鈍を上記の条件で行うことが必要である。

合金化処理を行う場合は、４５０〜６００℃の温度範囲で行うことが好ましい。これは、４５０℃未満では合金化が十分に進行せず、また、６００℃超では過度に合金化が進行し、めっき層が脆化して、プレス等の加工によってめっきが剥離する等の問題を誘発することがあるためである。合金化処理の時間は、１０ｓ未満では合金化が十分に進行しないことがあるため、１０ｓ以上とすることが好ましい。また、合金化処理の時間の上限は特に規定しないが、生産効率の観点から１００ｓ以内とすることが好ましい。
また、生産性の観点から、連続焼鈍−溶融Ｚｎめっきラインに合金化処理炉を連続して設け、焼鈍、めっき及び合金化処理を連続して行うことが好ましい。

表１に示す組成を有する鋼を溶製し、鋳造して得られた鋼片を、１２５０℃で再加熱した後、常法に従って熱間圧延を行った。この時、仕上げ温度は９００℃、巻取温度は６００℃とした。その後、６０％の圧下率で冷間圧延を施した後、表２に示す条件で焼鈍を行った。なお、表１の［−］は、成分を意図的に添加していないことを意味する。また、表１には、Ａｃ₁［℃］、Ａｃ₃［℃］及びＣｅｑの計算値も示した。表２の昇温速度は、（Ａｃ₁［℃］−１００℃）からＡｃ₁［℃］までの温度の上昇に要した時間によって計算した。表２の冷却速度は、強制冷却を行った温度範囲と所要時間から求めた。

表２に示す冷延鋼板のうち、製造Ｎｏ．２及び６については、焼鈍工程後、Ｚｎめっき浴に浸漬後、製造Ｎｏ．６については更に５００℃で２０ｓ間の合金化処理を施した。更に、表２に示す冷延鋼板のうち、製造Ｎｏ．９については、焼鈍後、３００℃まで冷却し、３００℃で４００ｓ保持する過時効処理を行った後、１０℃／ｓで室温まで冷却した。また、製造Ｎｏ．１３は、１．０％のスキンパス圧延を施した例である。

製造後の冷延鋼板から、幅方向（ＴＤ方向という。）を長手方向としてＪＩＳ Ｚ ２２０１の５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠してＴＤ方向の引張特性を評価した。なお、ｔ−Ｅｌ［％］は破断伸びであり、降伏比は、降伏強度を引張強度で除した値である。また、穴拡げ試験は日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の試験方法に準拠して行ない、穴拡げ率λを評価した。

ミクロ組織は、圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチ、必要に応じてレペラーエッチ、ピクラールエッチし、光学顕微鏡で観察した。なお、光学顕微鏡による観察の結果、一部の鋼板の金属組織にベイナイト、マルテンサイトが観察された。そのため、得られたミクロ組織写真を画像解析し、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトの面積率を求めた。以下では、ベイナイト、マルテンサイトの一方又は双方の面積率の合計を、低温変態相面積率という。未再結晶フェライトの面積率は、ＥＢＳＰによって測定した。

結果を表３に示す。ここで、表３に示した金属組織の残部は、再結晶フェライトと変態フェライトの一方又は双方の合計の面積率である。表３に示したように、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延及び冷延し、更に、適切な条件で焼鈍することにより、更に、過時効処理、Ｚｎめっき、合金化処理、スキンパス圧延を施しても加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板を得ることが可能である。

一方、鋼Ｎｏ．ＧはＣ量が少ないため、強度が低下している。また、鋼Ｎｏ．ＨはＣｅｑが高いため、焼き入れ性が高くなりすぎて、低温変態相面積率が増加し、降伏比及び穴拡げ率λが低下している。鋼Ｎｏ．ＩはＮｂ及びＴｉ量が少ないため、未再結晶フェライトが少なくなり、強度及び降伏比が低下し、穴拡げ率λが低下している。

また、製造Ｎｏ．３は、（Ａｃ₁［℃］−１００℃）からＡｃ₁［℃］までの昇温速度が遅く、未再結晶フェライトが少なくなり、強度が低下している。製造Ｎｏ．４は、焼鈍の最高到達温度が高く、製造Ｎｏ．７は、Ａｃ₁［℃］以上での滞留時間が長いため、未再結晶フェライトが少なく、強度が低下している。また、これらは、パーライトが増加しているため、同等の強度を有する鋼板と比較すると、延性がやや低下している。

製造Ｎｏ．１２は、焼鈍の最高到達温度からの平均冷却速度が速いため、パーライトの割合が少なく、低温変態相面積率が高くなり、高強度ではあるものの、降伏比が低下し、穴拡げ率λが低下している。

製造Ｎｏ．１５は、焼鈍の最高到達温度が低く、製造Ｎｏ．１８は、Ａｃ₁［℃］以上での滞留時間が短く、パーライトが十分に得られなかったため、降伏比が低下している。

未再結晶フェライトの模式図である。

符号の説明

１ 未再結晶フェライト
２ サブグレイン

Claims (11)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０５〜０．２５％、
   Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、
   を含有し、
   Ｓｉ：１．００％以下、
   Ａｌ：０．２００％以下、
   Ｐ ：０．１５０％以下、
   Ｓ ：０．０１５０％以下、
   Ｎ ：０．０１００％以下
   に制限し、更に、
   Ｎｂ、Ｔｉの一方又は双方を合計で０．０４〜０．０８％
   含有し、下記（式１）によって求められるＣｅｑが０．４５以下であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織がフェライトとパーライトからなり、前記フェライトが再結晶フェライト、変態フェライトの一方又は双方と未再結晶フェライトからなり、前記未再結晶フェライトの面積率が２０〜５０％であり、前記再結晶フェライト、前記変態フェライトの一方又は双方の面積率が２０〜７９％であり、前記パーライトの面積率が１〜３０％であることを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
   Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４ ・・・（式１）
   ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、各元素の含有量［質量％］である。
2. 冷延鋼板の降伏比が、０．７０以上であることを特徴とする請求項１に記載の加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
3. 質量％で、
   Ｍｏ：０．１〜１．０％、
   Ｂ ：０．０００５〜０．０１００％、
   Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、
   Ｎｉ：０．１０〜１．５０％
   のうち、１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２の何れか１項に記載の加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
4. 請求項１〜３の何れか１項に記載の冷延鋼板の表面に溶融Ｚｎめっきを設けたことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
5. 請求項１〜３の何れか１項に記載の冷延鋼板の表面に合金化溶融Ｚｎめっきを設けたことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板。
6. 請求項１〜３の何れか１項に記載の化学成分を有する鋼片を熱間圧延し、酸洗後、冷間圧延を施した後、鋼板を、（Ａｃ₁［℃］−１００℃）からＡｃ₁［℃］までの昇温速度を５℃／ｓ以上としてＡｃ₁［℃］〜｛Ａｃ₁［℃］＋２／３×（Ａｃ₃［℃］−Ａｃ₁［℃］）｝の温度範囲内に昇温し、前記鋼板の温度が該温度範囲内である滞留時間を１０〜３００ｓとして焼鈍し、平均冷却速度を４０℃／ｓ以下として冷却することにより、金属組織がフェライトとパーライトからなり、前記フェライトが再結晶フェライト、変態フェライトの一方又は双方と未再結晶フェライトからなり、前記未再結晶フェライトの面積率が２０〜５０％であり、前記再結晶フェライト、前記変態フェライトの一方又は双方の面積率が２０〜７９％であり、前記パーライトの面積率が１〜３０％である鋼板とすることを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
   ここで、Ａｃ₁［℃］及びＡｃ₃［℃］はＣ、Ｍｎ、Ｓｉの含有量［質量％］によって下記（式２）及び（式３）式から求めたＡｃ₁変態温度及びＡｃ₃変態温度である。
   Ａｃ₁＝７６１．３＋２１２Ｃ−４５．８Ｍｎ＋１６．７Ｓｉ ・・・（式２）
   Ａｃ₃＝９１５−３２５．９Ｃ−３５．９Ｍｎ＋３１．４Ｓｉ ・・・（式３）
7. 請求項６記載の冷却後、３５０〜５００℃の温度範囲で３０ｓ以上保持する過時効処理を施すことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
8. 請求項６記載の冷却後、溶融Ｚｎめっきを施すことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
9. 焼鈍、冷却及び溶融Ｚｎめっきを連続ラインによって施すことを特徴とする請求項８に記載の加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
10. 請求項８又は９記載の溶融Ｚｎめっきを施した後に４５０〜６００℃の温度範囲で１０ｓ以上の熱処理を行うことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
11. 請求項６〜１０の何れか１項に記載の方法により製造した冷延鋼板に０．１〜５．０％のスキンパス圧延を施すことを特徴とする加工性及び耐衝突特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。

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