JP5320798B2 - 時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板とその製造方法 - Google Patents
時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板とその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5320798B2 JP5320798B2 JP2008102852A JP2008102852A JP5320798B2 JP 5320798 B2 JP5320798 B2 JP 5320798B2 JP 2008102852 A JP2008102852 A JP 2008102852A JP 2008102852 A JP2008102852 A JP 2008102852A JP 5320798 B2 JP5320798 B2 JP 5320798B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- aging
- bake hardenability
- temperature
- strength
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Images
Description
本発明は、時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板とその製造方法に関する。
自動車部材の衝突特性向上を図るため、成形時の歪の導入と焼付け工程での熱処理を利用した焼付け硬化型の鋼板が知られている。この種の鋼板において、焼付け硬化量は、鋼板中に含まれる固溶ＣやＮ量に依存することが知られているので、焼付け硬化量を増大させるためには、固溶ＣやＮ量を如何に多くするかが重要である。（非特許文献１）
鋼板内に多量の固溶Ｃを確保する方法としては、フェライト単相、あるいは、フェライト及びオーステナイトからなる二相域から直接焼入れを行う方法が知られている。この結果、多量の固溶Ｃを鋼板内に確保可能であることから、優れた焼付け硬化性が得られることが知られている。
しかしながら、Ｃはセメンタイトなどの鉄基炭化物として析出し易く、また、フェライト中でのＣの固溶限も少ないことから、穴拡げ性や他の機械特性と同時に固溶Ｃ量を高めることが難しかった。
鋼板内に多量の固溶Ｃを確保する方法としては、フェライト単相、あるいは、フェライト及びオーステナイトからなる二相域から直接焼入れを行う方法が知られている。この結果、多量の固溶Ｃを鋼板内に確保可能であることから、優れた焼付け硬化性が得られることが知られている。
しかしながら、Ｃはセメンタイトなどの鉄基炭化物として析出し易く、また、フェライト中でのＣの固溶限も少ないことから、穴拡げ性や他の機械特性と同時に固溶Ｃ量を高めることが難しかった。
即ち、代表的な薄鋼板製造ラインである連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきラインでの複相組織強化型の高強度鋼板の製造を考えた場合、高温で焼鈍された鋼板は、連続焼鈍ラインであれば、組織制御を行い、高強度と共に延性や穴拡げ性と言った他の特性を具備するために、一旦水冷された後、１００から４５０℃の温度域で保持される、あるいは、焼鈍に引き続いて直ちに２００から４５０℃の温度域で保持されるが、高温にて多量の固溶Ｃを確保していたとしても、この温度域で鉄基炭化物が析出することから、優れた焼付け硬化性を確保するに足りうる固溶Ｃ量を確保することが出来なかった。
一方、Ｎに着目した場合、フェライト中での固溶限は、Ｃに比較し極めて大きいことから、上記のような処理を行ったとしても、十分に固溶Ｎを確保することができるため、特に焼付け硬化性に優れる鋼板としては、固溶Ｎを活用した鋼板が知られている。例えば、特許文献１や特許文献２に記載された鋼板は、鋼板中に０．００５％以上の多量のＮを添加することで、製品板においても多量の固溶Ｎを確保しており、焼付け硬化性に優れることが知られている。
しかしながら、Ｎは、Ｃに比較し拡散しやすいことから、時効劣化が大きいという欠点を有していた。即ち、製造時には良好な成形性（例えば、延性）を有していたとしても、プレス時には、時効劣化が顕著であり、延性劣化が大きく、適用には課題があった。
しかしながら、Ｎは、Ｃに比較し拡散しやすいことから、時効劣化が大きいという欠点を有していた。即ち、製造時には良好な成形性（例えば、延性）を有していたとしても、プレス時には、時効劣化が顕著であり、延性劣化が大きく、適用には課題があった。
また、時効した鋼板にプレス形成を行う場合、ストレチャーストレインと呼ばれる表面欠陥が生じる場合があり、表面欠陥を生じやすいという問題も有していた。この結果、この種の時効鋼板では、適用部材が限られている場合や、使用期限が定められる場合があり、その適用には課題があった。また、この種の時効鋼板では、海外など、遠隔地への輸送を考えた場合、輸送期間が長いことから、更に制限が設けられていた。
このように鋼板において時効劣化が少なく高い焼付け硬化性を得ることは難しい。
これらの課題、即ち、高い焼付け硬化性と耐時効劣化を解決した鋼板として、非特許文献２、３、あるいは、特許文献３、４に開示のＣｒやＭｏを添加した鋼板が知られている。
「鉄と鋼」 第９号（１９８２）Ｐ１１６９ 「鉄と鋼」 ｖｏｌ．８８（２００２）Ｎｏ.１１，Ｐ１０６ 「鉄と鋼」 ｖｏｌ．９１（２００５）Ｎｏ.２，Ｐ４８ 特開２００６−８３４７１号公報
特開２００５−１５４９０６号公報
特許第３７９３３５１号公報
特開２００７−３１８４０号公報
このように鋼板において時効劣化が少なく高い焼付け硬化性を得ることは難しい。
これらの課題、即ち、高い焼付け硬化性と耐時効劣化を解決した鋼板として、非特許文献２、３、あるいは、特許文献３、４に開示のＣｒやＭｏを添加した鋼板が知られている。
「鉄と鋼」 第９号（１９８２）Ｐ１１６９ 「鉄と鋼」 ｖｏｌ．８８（２００２）Ｎｏ.１１，Ｐ１０６ 「鉄と鋼」 ｖｏｌ．９１（２００５）Ｎｏ.２，Ｐ４８
これらの課題を克服し得る鋼板として、鋼板中にＣｒやＭｏを添加した鋼板が存在する。これら元素は、室温でのＮやＣの拡散を阻害するものの、自動車の車体焼付け工程での熱処理温度に相当する１７０℃でのＣやＮの拡散を阻害し難いことから、これら元素を添加することで、鋼板において高い焼付け硬化性と優れた耐時効劣化性を得られることが知られている。
しかしながら、優れた焼付け硬化性を確保するためには、冷却過程でのセメンタイトや鉄系窒化物の生成を抑制する必要があり、高い冷却速度での冷却が必要であり、比較的小さい冷却速度しか確保できない製造ラインでの製造には課題があった。
また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のように、合金化処理を行う場合にも、炭化物や窒化物が析出してしまう、あるいは、含まれる固溶ＣやＮが粒界へと拡散するため、粒内の固溶Ｃを十分に確保できず焼付け硬化性に劣るという問題を有していた。
しかしながら、優れた焼付け硬化性を確保するためには、冷却過程でのセメンタイトや鉄系窒化物の生成を抑制する必要があり、高い冷却速度での冷却が必要であり、比較的小さい冷却速度しか確保できない製造ラインでの製造には課題があった。
また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のように、合金化処理を行う場合にも、炭化物や窒化物が析出してしまう、あるいは、含まれる固溶ＣやＮが粒界へと拡散するため、粒内の固溶Ｃを十分に確保できず焼付け硬化性に劣るという問題を有していた。
加えて、５９０ＭＰａを超える高強度鋼板は、強化のためマルテンサイトやベイナイトなどの硬質組織を多く含み、フェライト中にも転位が多量に導入されていて、固溶Ｃに比較し転位が多く含まれることから、フェライト主体の鋼板と同様の固溶ＣやＮ量を確保したのでは、十分な量の焼付け硬化量を確保できない問題がある。
このように、５９０ＭＰａ以上の高強度と高い焼付け硬化性と良好な耐時効性を全て満たすことはきわめて難しい。
このように、５９０ＭＰａ以上の高強度と高い焼付け硬化性と良好な耐時効性を全て満たすことはきわめて難しい。
本発明者等は、高強度鋼板について鋭意検討を進めた結果、高温焼鈍の際に十分な固溶Ｃを確保し、これを炭化物として析出させることなく、室温でも多量の固溶Ｃ量を確保する手法、あるいは、フェライト中での固溶限がＣに比較し、十分多いＮを活用するという従来の手法とは全く異なる手法を用いて、フェライト中の固溶Ｃを高め、優れた焼付け硬化性と耐時効性の両立手法を確立した。
具体的には、鋼板の焼鈍後に行う３００〜４５０℃での付加的な熱処理により、ベイナイトやマルテンサイトといった硬質組織中に含まれるＣをフェライト中へ拡散させ、フェライト中の固溶Ｃ量を増加させる方法である。この結果、後工程での鉄基炭化物析出や固溶Ｃの拡散による固溶Ｃ量の低下を伴わないことから、高い固溶Ｃ量を容易に確保出来ることを見出した。また、同時に組織制御を行うことで、延性や穴拡げ性を高めることも可能となった。
従来、固溶Ｃを活用するのであれば、フェライト中のＣの固溶限の大きい高温で焼鈍し、焼き入れを行い、固溶Ｃを確保することが一般的であった。しかしながら、固溶Ｃを確保するために、高温から焼き入れる必要があることから、冷却過程で除冷を行い、多量のフェライトを形成させ、延性を高めることが行い難かった。あるいは、一旦室温まで冷却を行い、マルテンサイトを形成させ、その後、２００〜４５０℃の温度範囲にて焼き戻しを行う場合も、延性を高めることは難しかった。
加えて、マルテンサイト形成に伴いフェライト中には、多量の転位が導入され、これらが鉄基炭化物の核生成サイトとなることから、固溶Ｃは減少しやすく、焼付け硬化性を確保し難いという問題を有していた。また、マルテンサイト中においても、多量の転位を含み、かつ、Ｃを過飽和に含むことから、フェライト中に比べ鉄基炭化物はより析出しやすい問題がある。
本発明は前記背景に鑑みてなされたもので、従来とは全く異なる手法によって、高強度鋼板におけるフェライト中の固溶Ｃを高め、優れた焼付け硬化性と耐時効性を両立させることができる技術の提供を目的とする。
加えて、マルテンサイト形成に伴いフェライト中には、多量の転位が導入され、これらが鉄基炭化物の核生成サイトとなることから、固溶Ｃは減少しやすく、焼付け硬化性を確保し難いという問題を有していた。また、マルテンサイト中においても、多量の転位を含み、かつ、Ｃを過飽和に含むことから、フェライト中に比べ鉄基炭化物はより析出しやすい問題がある。
本発明は前記背景に鑑みてなされたもので、従来とは全く異なる手法によって、高強度鋼板におけるフェライト中の固溶Ｃを高め、優れた焼付け硬化性と耐時効性を両立させることができる技術の提供を目的とする。
本発明の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板は前記事情に鑑みてなされたもので、質量％で、Ｃ：０．０５％〜０．２０％、Ｓｉ：０．３〜１．５０％、Ｍｎ：１．３〜２．６％、Ｐ：０．００１〜０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．０００５〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．００４０％、Ｏ：０．００１５〜０．００７％、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、鋼板組織が主相と硬質組織と残部組織からなり、前記主相がフェライトからなり、前記硬質組織がベイナイトまたはベイナイトとマルテンサイトからなり、前記残部組織が残留オーステナイトからなり、前記硬質組織の平均粒径が１．５μｍ以下とされ、前記主相と硬質組織が接した状態で分散され、焼付け処理後のＢＨが６０ＭＰａ以上であり、引張最大強さが５４０ＭＰａ以上であることを特徴とする。
本発明の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板は、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００５％未満を含有することを特徴とする。
本発明の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする。
本発明の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板は、さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．１４％含有することを特徴とする。
本発明の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板は、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする。
本発明の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板は、前記主相と硬質組織と残部組織の順に体積率が小さくされたことを特徴とする。
本発明の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板は、前記硬質組織の体積率が４〜４５％、前記残留オーステナイトの体積率が２〜１３％、前記硬質組織の平均粒径が０．５〜１．０μｍ、焼付け処理後のＢＨが７０〜９１ＭＰａ、引張最大強さが５９２〜１０４５ＭＰａであることを特徴とする。
本発明の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板は、ベイナイトまたはマルテンサイトからフェライトにＣが拡散されてなることを特徴とする。
本発明の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度亜鉛めっき鋼板は、先のいずれか１項に記載の高強度鋼板の表面に亜鉛系めっきを有することを特徴とする。
本発明の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする。
本発明の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板は、さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．１４％含有することを特徴とする。
本発明の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板は、さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする。
本発明の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板は、前記主相と硬質組織と残部組織の順に体積率が小さくされたことを特徴とする。
本発明の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板は、前記硬質組織の体積率が４〜４５％、前記残留オーステナイトの体積率が２〜１３％、前記硬質組織の平均粒径が０．５〜１．０μｍ、焼付け処理後のＢＨが７０〜９１ＭＰａ、引張最大強さが５９２〜１０４５ＭＰａであることを特徴とする。
本発明の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板は、ベイナイトまたはマルテンサイトからフェライトにＣが拡散されてなることを特徴とする。
本発明の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度亜鉛めっき鋼板は、先のいずれか１項に記載の高強度鋼板の表面に亜鉛系めっきを有することを特徴とする。
本発明の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板の製造方法は、先のいずれかに記載の化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６５０℃の温度域にて巻き取り、引き続き、４００℃以上、６５０℃未満の範囲で１時間以上熱処理を行い、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続焼鈍ラインを通板するに際して、最高加熱温度７６０〜８７０℃で焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、４５０℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする。
本発明の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板の製造方法は、先のいずれかに記載の化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６５０℃の温度域にて巻き取り、室温まで冷却した後、６５０℃以上の温度に加熱することなく、４００℃以上、６５０℃未満の範囲で１時間以上熱処理を行い、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続焼鈍ラインを通板するに際して、最高加熱温度７６０〜８７０℃で焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、４５０℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする。
本発明の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板の製造方法は、先のいずれかに記載の化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６５０℃の温度域にて巻き取り、室温まで冷却した後、６５０℃以上の温度に加熱することなく、４００℃以上、６５０℃未満の範囲で１時間以上熱処理を行い、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続焼鈍ラインを通板するに際して、最高加熱温度７６０〜８７０℃で焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、４５０℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする。
本発明の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板の製造方法は、先のいずれかに記載の化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６５０℃の温度域にて巻き取り、４００〜６５０℃の範囲で１時間以上熱処理を行い、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、最高加熱温度７６０〜８７０℃で焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬前、あるいは、浸漬後の何れか一方、あるいは、両方で、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする。
本発明の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板の製造方法は、先のいずれかに記載の化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６５０℃の温度域にて巻き取り、４００〜６５０℃の範囲で１時間以上熱処理を行い、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、最高加熱温度７６０〜８７０℃で焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、必要に応じて４６０〜５４０℃の温度で合金化処理を施し、亜鉛めっき浴に浸漬前、浸漬後、あるいは、合金化処理後の何れか、あるいは、全てで（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする。
本発明の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板の製造方法は、先に記載の方法で冷延鋼板を製造したのち、亜鉛系の電気めっきを施すことを特徴とする。
本発明によれば、硬質組織の粒径を微細化することができ、６０ＭＰａを超える高い焼付け硬化性を確保できるとともに、人工時効後の延性劣化が少ない耐時効性に優れた高強度鋼板を提供できる。
本発明によれば、硬質組織の粒径を微細化することができ、６０ＭＰａを超える高い焼付け硬化性を確保でき、人工時効後の延性劣化が少ない耐時効性に優れるとともに、強度、延性、穴拡げ性の具備をも可能とする優れた高強度鋼板を提供できる。
本発明によれば、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬質組織の粒径を１．５μｍ以下に微細化することができ、６０ＭＰａを超える高い焼付け硬化性を確保できるとともに、１００℃×１時間の人工時効後の延性劣化が１．５％未満と少なく、耐時効性に優れるとともに、高い強度、優れた延性、優れた穴拡げ性の具備をも可能とする高強度鋼板を提供できる。
本発明によれば、硬質組織の粒径を微細化することができ、６０ＭＰａを超える高い焼付け硬化性を確保でき、人工時効後の延性劣化が少ない耐時効性に優れるとともに、強度、延性、穴拡げ性の具備をも可能とする優れた高強度鋼板を提供できる。
本発明によれば、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬質組織の粒径を１．５μｍ以下に微細化することができ、６０ＭＰａを超える高い焼付け硬化性を確保できるとともに、１００℃×１時間の人工時効後の延性劣化が１．５％未満と少なく、耐時効性に優れるとともに、高い強度、優れた延性、優れた穴拡げ性の具備をも可能とする高強度鋼板を提供できる。
本発明者等は、まず、後記する表１に記載の鋼Ａの鋼を用いて、熱延条件、熱延後の熱処理条件、冷延後の焼鈍条件を種々変化させた鋼板の焼付け硬化性並びに鋼板組織の関係を調査したところ、図１に示す関係があることが明らかとなった。
詳細な理由は不明であるものの、以下のような理由で図１に示す結果が得られるものと考えられる。即ち、鋼板の焼鈍時にフェライト及びオーステナイトであった組織を３００〜４５０℃に冷却すると、フェライト中の固溶Ｃ量は、鉄基炭化物として析出する。しかしながら、冷却過程でマルテンサイトを形成させる、あるいは、３００〜４５０℃の保持中にベイナイトを形成させることで、その内部に過飽和なＣを含むｂｃｃ相（ｂｃｔ相）が生成する。同様にフェライトもｂｃｃ構造を持つことから、Ｃを過飽和に含むマルテンサイトやベイナイトから、フェライトへとＣが拡散したものと考えられる。
詳細な理由は不明であるものの、以下のような理由で図１に示す結果が得られるものと考えられる。即ち、鋼板の焼鈍時にフェライト及びオーステナイトであった組織を３００〜４５０℃に冷却すると、フェライト中の固溶Ｃ量は、鉄基炭化物として析出する。しかしながら、冷却過程でマルテンサイトを形成させる、あるいは、３００〜４５０℃の保持中にベイナイトを形成させることで、その内部に過飽和なＣを含むｂｃｃ相（ｂｃｔ相）が生成する。同様にフェライトもｂｃｃ構造を持つことから、Ｃを過飽和に含むマルテンサイトやベイナイトから、フェライトへとＣが拡散したものと考えられる。
この効果は、硬質組織の平均粒径を１．５μｍ以下とすることで顕著な焼付け硬化性の上昇が見られることから、ベイナイトやマルテンサイト粒径は、１．５μｍ以下とする必要がある。望ましくは、１．０μｍ以下の平均粒径の硬質組織とする。
一方、鋼板における硬質組織の粒径を上記範囲内としても、硬質組織がフェライトと接していない場合、硬質組織中に含まれるＣを隣接するフェライトへと拡散させることができない。そこで、硬質組織とフェライトの界面積を増加させる必要がある。
界面積が増加すればどのような方法でも構わないが、本発明では、延性、穴拡げ性を初めとする加工性との両立を考えて、硬質組織の粒径を１．５μｍ以下とすることで、フェライトとの界面積を増加させることができる。これは、硬質組織の体積率が一定であれば、硬質組織が微細であればあるほど、界面積が増加するためである。また、硬質組織の粒径が１．５μｍ以下と小さな場合でも、これら粒が一つの塊（コロニー）として存在している場合、界面積は増加せず、フェライト中の固溶Ｃの増大に寄与しないことから、本発明では、硬質組織の粒径とは、これらコロニーのサイズとした。
界面積が増加すればどのような方法でも構わないが、本発明では、延性、穴拡げ性を初めとする加工性との両立を考えて、硬質組織の粒径を１．５μｍ以下とすることで、フェライトとの界面積を増加させることができる。これは、硬質組織の体積率が一定であれば、硬質組織が微細であればあるほど、界面積が増加するためである。また、硬質組織の粒径が１．５μｍ以下と小さな場合でも、これら粒が一つの塊（コロニー）として存在している場合、界面積は増加せず、フェライト中の固溶Ｃの増大に寄与しないことから、本発明では、硬質組織の粒径とは、これらコロニーのサイズとした。
これら硬質組織のサイズは、光学顕微鏡観察、ＳＥＭ、あるいは、ＴＥＭを用いて容易に判別できる。ただし、光学顕微鏡組織観察では、一つの粒として観察される場合であっても、ＳＥＭやＴＥＭによって観察を行うと、複数のラス状あるいは塊状の硬質組織の集合体である場合が多いが、上記理由から、これらのコロニーを一つの粒として、粒径を測定した。
これら硬質組織は、界面積を増大させる観点から、フェライト粒界、あるいは、粒内に孤立して存在していることが望ましいが、粒界に存在している場合には、隣接する硬質組織とその一部が接している場合がある。この場合でも、粒径を１．５μｍ以下とすることで十分な界面積が確保でき、焼付け硬化性が向上することから、隣接する硬質組織と接していても構わない。
これら硬質組織は、界面積を増大させる観点から、フェライト粒界、あるいは、粒内に孤立して存在していることが望ましいが、粒界に存在している場合には、隣接する硬質組織とその一部が接している場合がある。この場合でも、粒径を１．５μｍ以下とすることで十分な界面積が確保でき、焼付け硬化性が向上することから、隣接する硬質組織と接していても構わない。
なお、硬質組織の単なる微細化だけでなく、硬質組織をある特定方向に伸びた形状とすることで同様の効果は成し遂げられるが、異方性の原因となったり、伸長した硬質組織先端に応力集中を生じ、破壊の起点となりやすいことから、形状は伸長した形状でない方が望ましい。ただし、延性や穴拡げ性は、劣化するものの、優れた焼付け硬化性と耐常温時効性が得られる。
また、上記関係に比較すると、その依存性は弱いものの、粒径が同様であれば硬質組織体積率が多い方が高い焼付け硬化性を示した。これは、硬質組織の体積分率が増加したことにより、硬質組織／フェライト界面積も増加し、より多くのＣがフェライト中へと拡散したものと推定される。
このような微細な硬質組織を得るためには、熱延条件並びに熱処理条件を厳格に制御する必要がある。
また、上記関係に比較すると、その依存性は弱いものの、粒径が同様であれば硬質組織体積率が多い方が高い焼付け硬化性を示した。これは、硬質組織の体積分率が増加したことにより、硬質組織／フェライト界面積も増加し、より多くのＣがフェライト中へと拡散したものと推定される。
このような微細な硬質組織を得るためには、熱延条件並びに熱処理条件を厳格に制御する必要がある。
熱延板組織は、微細なパーライト組織、ベイナイト主体の組織、あるいは、マルテンサイトを含む微細組織とする必要がある。本鋼板の優れた焼付け硬化性は、硬質組織の微細化と３００〜４５０℃での保持によって成し遂げられる。
即ち、熱延板組織を均一微細化する、特に、焼鈍時にオーステナイトの元となるセメンタイトあるいはパーライト組織を微細分散させることで、冷延-焼鈍後に生じる硬質組織も均一微細に分散する。その結果、ベイナイトやマルテンサイトとフェライトの界面積が増加し、フェライト中へのＣ拡散が容易に成し遂げられる。
即ち、熱延板組織を均一微細化する、特に、焼鈍時にオーステナイトの元となるセメンタイトあるいはパーライト組織を微細分散させることで、冷延-焼鈍後に生じる硬質組織も均一微細に分散する。その結果、ベイナイトやマルテンサイトとフェライトの界面積が増加し、フェライト中へのＣ拡散が容易に成し遂げられる。
鋼板の組織中に炭化物を微細に均一に分散させるためには、熱延板組織をベイナイト主体の組織とすることが望ましいが、パーライトを含んでも構わない。これは、熱延板は、冷間圧延を受けることから、パーライト組織を含む鋼板であっても、炭化物は分断され、均一に分散される傾向にあるためである。
熱延板中の炭化物が微細分散していたとしても、引き続いて行われる焼鈍時の加熱過程にて、炭化物が粗大化することから、粗大化を抑制する必要がある。連続焼鈍あるいは溶融亜鉛めっきラインの加熱は、比較的加熱速度が小さい場合が多い。一方、セメンタイトの粗大化は、Ｃ拡散により起こるため、非常に速く、熱延板組織中、あるいは、冷延後に炭化物を均一微細分散させていたとしても、焼鈍後に硬質組織を微細化することは難しい。そこで、置換型元素を用いて、セメンタイトの粗大化を抑制する必要がある。
熱延板中の炭化物が微細分散していたとしても、引き続いて行われる焼鈍時の加熱過程にて、炭化物が粗大化することから、粗大化を抑制する必要がある。連続焼鈍あるいは溶融亜鉛めっきラインの加熱は、比較的加熱速度が小さい場合が多い。一方、セメンタイトの粗大化は、Ｃ拡散により起こるため、非常に速く、熱延板組織中、あるいは、冷延後に炭化物を均一微細分散させていたとしても、焼鈍後に硬質組織を微細化することは難しい。そこで、置換型元素を用いて、セメンタイトの粗大化を抑制する必要がある。
セメンタイトの粗大化は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ等の置換型元素を鋼板中に添加することで、抑制可能なことが知られている。また、これら効果は、置換型元素の添加量が増加するほど顕著となる。しかしながら、薄鋼板は、溶接性や成形性を確保する必要があることから、極端に大量の置換型元素を添加することが出来ず、粗大化を十分に抑制できないという課題がある。
厳密に言うと、Ｓｉはセメンタイトを不安定にすることから、セメンタイト中に含有され難く、フェライト中へと拡散する必要があり、このフェライト中でのＳｉ拡散が遅いため、セメンタイトの粗大化を抑制する。ＭｎやＣｒなどは、セメンタイトを安定化するため、セメンタイト中へと濃化し、フェライト中でのこれら元素の拡散が遅いことから、粗大化を遅延する。このように、置換型元素の種類により、効果が異なるが、いずれの場合も置換型元素の拡散により起こり、拡散は、温度と時間に依存することから、同様の効果が引き出される。
厳密に言うと、Ｓｉはセメンタイトを不安定にすることから、セメンタイト中に含有され難く、フェライト中へと拡散する必要があり、このフェライト中でのＳｉ拡散が遅いため、セメンタイトの粗大化を抑制する。ＭｎやＣｒなどは、セメンタイトを安定化するため、セメンタイト中へと濃化し、フェライト中でのこれら元素の拡散が遅いことから、粗大化を遅延する。このように、置換型元素の種類により、効果が異なるが、いずれの場合も置換型元素の拡散により起こり、拡散は、温度と時間に依存することから、同様の効果が引き出される。
また、高強度鋼板において、これら置換型元素（特に、ＳｉとＭｎ）は、複合で添加される場合が多く、拡散速度は異なるものの、拡散も同時に起こることから、これら元素の効果は、同時に、発現しているものと考えられる。特に、詳細な理由は不明なものの、これら元素の効果は、複合で添加すると効果が顕著となることから、Ｓｉ-Ｍｎ、Ｓｉ-Ｍｎ-Ｃｒ、あるいは、Ｓｉ-Ｍｎ-Ｍｏなど、なるべく多くの元素を複合で添加することが望ましい。
そこで、本発明者等は鋭意検討を加えた結果、熱延後の熱延コイルに熱処理を加え、セメンタイト中にこれら元素を拡散、濃化あるいは排出させることであたかも、多量にこれら置換型元素を含む鋼であるかのように、粗大化を抑制することに成功した。これは、４００〜６５０℃での１時間以上の熱処理をすることで成し遂げられる。
熱処理温度を４００℃以上としたのは、この温度未満では、置換型元素の拡散が起こり難く、極めて長時間の熱処理が必要であり、経済性が悪いためである。一方、上限を６５０としたのは、６５０℃以上では、置換型元素の拡散も速く、セメンタイト中への置換型元素の拡散と同時に、粗大化が起こるため、微細分散させることが出来ないためである。
熱処理時間を１時間以上としたのは、１時間以上の熱処理を行うことで、置換型元素をセメンタイト中に十分に拡散できるようにするためである。熱処理時間が１時間未満であると、セメンタイト中に置換型元素が十分に拡散せず、連続焼鈍ラインや溶融亜鉛めっきラインでのセメンタイトの粗大化抑制効果が得難い。上限は特に制限することなく本発明の効果は得られるが、１００時間を超える熱処理は、効果が飽和するばかりでなく、経済性が悪いことから、１００時間以下とすることが望ましい。
本発明における熱処理時間とは、単なる等温保持を示すのではなく、４００〜６５０℃の温度域での滞留時間を意味する。即ち、箱型焼鈍炉のような除加熱を伴う設備での熱処理であれば、４００℃を超えた温度から、最高到達温度、あるいは、冷却過程で４００℃になる温度までの全熱処理時間の合計を指す。一方、熱間圧延の巻き取り後に、直ちに熱処理を行う場合は、巻き取った熱延コイルが冷却される過程で４００℃に到達するまでの時間を指す。
熱処理としては、箱型焼鈍炉、連続焼鈍ラインでの付加的な熱処理による熱処理や、４００〜６５０℃で巻き取った熱間圧延後の熱延コイルをそのまま保持し、熱処理を行っても構わない。
熱処理時間を１時間以上としたのは、１時間以上の熱処理を行うことで、置換型元素をセメンタイト中に十分に拡散できるようにするためである。熱処理時間が１時間未満であると、セメンタイト中に置換型元素が十分に拡散せず、連続焼鈍ラインや溶融亜鉛めっきラインでのセメンタイトの粗大化抑制効果が得難い。上限は特に制限することなく本発明の効果は得られるが、１００時間を超える熱処理は、効果が飽和するばかりでなく、経済性が悪いことから、１００時間以下とすることが望ましい。
本発明における熱処理時間とは、単なる等温保持を示すのではなく、４００〜６５０℃の温度域での滞留時間を意味する。即ち、箱型焼鈍炉のような除加熱を伴う設備での熱処理であれば、４００℃を超えた温度から、最高到達温度、あるいは、冷却過程で４００℃になる温度までの全熱処理時間の合計を指す。一方、熱間圧延の巻き取り後に、直ちに熱処理を行う場合は、巻き取った熱延コイルが冷却される過程で４００℃に到達するまでの時間を指す。
熱処理としては、箱型焼鈍炉、連続焼鈍ラインでの付加的な熱処理による熱処理や、４００〜６５０℃で巻き取った熱間圧延後の熱延コイルをそのまま保持し、熱処理を行っても構わない。
一方、セメンタイト中に置換型元素を多量に濃化させる手法としては、６５０℃を超えるような高温でセメンタイトやパーライトを形成させる手法が知られている。しかしながら、高温でのセメンタイトやパーライトの形成は、粗大なフェライトの形成も招くことから、組織の不均一化を招き、本発明の効果である硬質組織とフェライトの界面積増加により、焼付け硬化性向上の効果が得られない。このことから、高温で巻き取ったとしても、本発明の効果は得られない。
連続焼鈍ラインでの加熱速度は、１℃／秒以上とする必要がある。本発明の鋼板は、付加的な熱処理を行うことで、セメンタイトの粗大化を抑制しているものの、６５０℃を超える温度で置換型元素は拡散し易く、粗大化しやすい。そこで、１℃／秒以上とする必要がある。なお、ここで言う加熱速度とは、冷延鋼板の加熱開始から、最高到達温度までの平均加熱速度である。
Ａｃ１変態点以上になると、セメンタイトはオーステナイトへの変態を開始する。本発明の鋼中に含まれるセメンタイトは、付加的な熱処理を行わない鋼中に含まれるセメンタイトに比較し、ＭｎやＣｒなどの置換型元素が濃化しており、安定性があり、溶解に時間を要する傾向にあるが、焼鈍温度を７６０℃以上とすることで、拡散が速くなりセメンタイトの溶解が可能である。このことから焼鈍温度の下限は、Ａｃ１変態点より高い、７６０℃以上とする必要がある。
次に、本発明において、３００〜４５０℃で保持を行うことで、冷却過程で形成したマルテンサイトやベイナイト中のＣをフェライト中へと拡散させることが出来る。マルテンサイトやベイナイト（いずれもｂｃｃ／ｂｃｔ）は、Ｃを過飽和に含むことから、同様の結晶構造を有し、固溶Ｃ量の少ないフェライト（ｂｃｃ）を硬質組織と隣接させることで、硬質組織中に含まれる固溶Ｃをフェライト中へと拡散させることが出来る。
低温で出来たマルテンサイトを加熱する場合、鉄基炭化物が極めて析出し易いことから、焼き入れ温度から保持温度までの加熱中に析出してしまうため、硬質組織中に含まれる固溶Ｃをフェライトへと拡散させることが難しい。そこで、焼き入れることなく、焼鈍から引き続いて３００〜４５０℃の温度域に保持する必要がある。
低温で出来たマルテンサイトを加熱する場合、鉄基炭化物が極めて析出し易いことから、焼き入れ温度から保持温度までの加熱中に析出してしまうため、硬質組織中に含まれる固溶Ｃをフェライトへと拡散させることが難しい。そこで、焼き入れることなく、焼鈍から引き続いて３００〜４５０℃の温度域に保持する必要がある。
マルテンサイトであっても、焼鈍から３００〜４５０℃温度域への冷却前に形成するのであれば、フェライト中の固溶Ｃ確保に活用できる。即ち、マルテンサイトが高温で形成されることから、マルテンサイト中での鉄基炭化物形成の駆動力は小さく、炭化物は析出し難い。一方、拡散速度が大きく、拡散し易いことから、フェライト中へＣは容易に拡散する。
次に、本発明の鋼板における成分限定理由について述べる。
「Ｃ ：０．０５％〜０．２０％」
Ｃは、ベイナイトやマルテンサイトを用いた組織強化を行う場合、必須の元素である。Ｃが０．０５％未満では、５９０ＭＰａ以上の強度確保が難しいことから、下限値を０．０５％とした。一方、Ｃの含有量を０．２０％以下とする理由は、Ｃが０．２０％を超えると、溶接性が劣化することから上限を０．２％とした。また、本鋼では、フェライト中の固溶Ｃを高めることで、優れた焼付け硬化性を得ることが出来ることから、添加する必要がある。
「Ｓｉ：０．３〜１．５０％」
Ｓｉは強化元素であるのに加え、セメンタイトに固溶しない事から、粒界での粗大セメンタイトの形成を抑制する。０．３％未満の添加では、固溶強化による強化が期待できない、あるいは、粒界への粗大セメンタイトの形成が抑制できないことから０．３％以上添加する必要がある。一方で、１．５％を越える添加は、残留オーステナイトを過度に増加せしめ、打ち抜きや切断後の穴拡げ性や伸びフランジ性を劣化させる。このことから上限は１．５％とする必要がある。加えて、Ｓｉの酸化物は、溶融亜鉛めっきとの濡れ性が悪いことから、不メッキの原因となる。そこで、溶融亜鉛めっき鋼板の製造にあたっては、炉内の酸素ポテンシャルを制御し、鋼板表面へのＳｉ酸化物形成を抑制するなどが必要となる。
「Ｃ ：０．０５％〜０．２０％」
Ｃは、ベイナイトやマルテンサイトを用いた組織強化を行う場合、必須の元素である。Ｃが０．０５％未満では、５９０ＭＰａ以上の強度確保が難しいことから、下限値を０．０５％とした。一方、Ｃの含有量を０．２０％以下とする理由は、Ｃが０．２０％を超えると、溶接性が劣化することから上限を０．２％とした。また、本鋼では、フェライト中の固溶Ｃを高めることで、優れた焼付け硬化性を得ることが出来ることから、添加する必要がある。
「Ｓｉ：０．３〜１．５０％」
Ｓｉは強化元素であるのに加え、セメンタイトに固溶しない事から、粒界での粗大セメンタイトの形成を抑制する。０．３％未満の添加では、固溶強化による強化が期待できない、あるいは、粒界への粗大セメンタイトの形成が抑制できないことから０．３％以上添加する必要がある。一方で、１．５％を越える添加は、残留オーステナイトを過度に増加せしめ、打ち抜きや切断後の穴拡げ性や伸びフランジ性を劣化させる。このことから上限は１．５％とする必要がある。加えて、Ｓｉの酸化物は、溶融亜鉛めっきとの濡れ性が悪いことから、不メッキの原因となる。そこで、溶融亜鉛めっき鋼板の製造にあたっては、炉内の酸素ポテンシャルを制御し、鋼板表面へのＳｉ酸化物形成を抑制するなどが必要となる。
「Ｍｎ：１．３〜２．６％」
Ｍｎは、固溶強化元素であるのと同時に、オーステナイト安定化元素であることから、オーステナイトがパーライトへと変態するのを抑制する。１．３％未満ではパーライト変態の速度が速すぎてしまい、鋼板組織をフェライト及びベイナイトの複合組織とすることが出来ず、５９０ＭＰａ以上のＴＳが確保出来ない。また、穴拡げ性も劣る。このことから、下限値を１．３％以上とする。一方、Ｍｎを多量に添加すると、Ｐ、Ｓとの共偏析を助長し、加工性の著しい劣化を招くことから、その上限を２．６％とした。
「Ｐ：０．００１〜０．０３％」
Ｐ：Ｐは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。０．０３％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を０．０３％以下に限定した。Ｐの下限値は特に定めないが、０．００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。
「Ｓ：０．０００１〜０．０１％」
Ｓ：Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を０．０１％以下とした。Ｓの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成することから、穴拡げ性を低下させる。このことから、穴拡げ性向上のためには、出来るだけ少なくする必要がある。
Ｍｎは、固溶強化元素であるのと同時に、オーステナイト安定化元素であることから、オーステナイトがパーライトへと変態するのを抑制する。１．３％未満ではパーライト変態の速度が速すぎてしまい、鋼板組織をフェライト及びベイナイトの複合組織とすることが出来ず、５９０ＭＰａ以上のＴＳが確保出来ない。また、穴拡げ性も劣る。このことから、下限値を１．３％以上とする。一方、Ｍｎを多量に添加すると、Ｐ、Ｓとの共偏析を助長し、加工性の著しい劣化を招くことから、その上限を２．６％とした。
「Ｐ：０．００１〜０．０３％」
Ｐ：Ｐは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。０．０３％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を０．０３％以下に限定した。Ｐの下限値は特に定めないが、０．００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。
「Ｓ：０．０００１〜０．０１％」
Ｓ：Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を０．０１％以下とした。Ｓの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成することから、穴拡げ性を低下させる。このことから、穴拡げ性向上のためには、出来るだけ少なくする必要がある。
「Ａｌ：０．０００５〜０．１％」
Ａｌ：Ａｌは、フェライト形成を促進し、延性を向上させるので添加しても良い。また、脱酸材としても活用可能である。しかしながら、過剰な添加はＡｌ系の粗大介在物の個数を増大させ、穴拡げ性の劣化や表面傷の原因になる。このことから、Ａｌ添加の上限を０．１％とした。下限は、特に限定しないが、０．０００５％以下とするのは困難であるのでこれが実質的な下限である。
「Ｎ：０．０００５〜０．００４０％」
Ｎ：Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。また、多量のＮ添加は、焼付け硬化性を増加させるものの、耐時効性が大幅に劣化することから、添加を抑制する必要がある。０．００４％を超えると、耐時効性の劣化が顕著になることからこの値を上限とする。一方では、０．０００５％未満とすることは、経済的に困難であることから、０．０００５％以上とすることが望ましい。
「Ｏ：０．００７％以下」
Ｏ：Ｏは、酸化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。特に、酸化物は介在物として存在する場合が多く、打抜き端面、あるいは、切断面に存在すると、端面に切り欠き状の傷や粗大なディンプルを形成することから、穴拡げ時や強加工時に、応力集中を招き、亀裂形成の起点となり大幅な穴拡げ性あるいは曲げ性の劣化をもたらす。これは、Ｏが０．００７％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．００７％以下とした。０．００１５％と未満とすることは、過度のコスト高を招き経済的に好ましくないことから、これを下限と考えることができる。ただし、Ｏを０．００１５％未満としたとしても、本発明の効果である５９０ＭＰａ以上のＴＳと優れた焼付け硬化性を確保可能である。
Ａｌ：Ａｌは、フェライト形成を促進し、延性を向上させるので添加しても良い。また、脱酸材としても活用可能である。しかしながら、過剰な添加はＡｌ系の粗大介在物の個数を増大させ、穴拡げ性の劣化や表面傷の原因になる。このことから、Ａｌ添加の上限を０．１％とした。下限は、特に限定しないが、０．０００５％以下とするのは困難であるのでこれが実質的な下限である。
「Ｎ：０．０００５〜０．００４０％」
Ｎ：Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。また、多量のＮ添加は、焼付け硬化性を増加させるものの、耐時効性が大幅に劣化することから、添加を抑制する必要がある。０．００４％を超えると、耐時効性の劣化が顕著になることからこの値を上限とする。一方では、０．０００５％未満とすることは、経済的に困難であることから、０．０００５％以上とすることが望ましい。
「Ｏ：０．００７％以下」
Ｏ：Ｏは、酸化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。特に、酸化物は介在物として存在する場合が多く、打抜き端面、あるいは、切断面に存在すると、端面に切り欠き状の傷や粗大なディンプルを形成することから、穴拡げ時や強加工時に、応力集中を招き、亀裂形成の起点となり大幅な穴拡げ性あるいは曲げ性の劣化をもたらす。これは、Ｏが０．００７％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．００７％以下とした。０．００１５％と未満とすることは、過度のコスト高を招き経済的に好ましくないことから、これを下限と考えることができる。ただし、Ｏを０．００１５％未満としたとしても、本発明の効果である５９０ＭＰａ以上のＴＳと優れた焼付け硬化性を確保可能である。
「Ｂ：０．０００１〜０．００５％未満」
Ｂは、熱延組織の微細化を通じて、硬質組織を微細化することから、添加しても良い。特に、巻き取り温度を６５０℃以下とする場合、熱間圧延中のフェライト変態を抑制し、ベイナイト主体の組織とすることから、セメンタイトが微細分散し、硬質組織粒径の微細化と焼付け硬化性に寄与する。その添加量が０．００５０％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、熱延時の製造製を低下させることから、０．００５％未満とした。
Ｂは、熱延組織の微細化を通じて、硬質組織を微細化することから、添加しても良い。特に、巻き取り温度を６５０℃以下とする場合、熱間圧延中のフェライト変態を抑制し、ベイナイト主体の組織とすることから、セメンタイトが微細分散し、硬質組織粒径の微細化と焼付け硬化性に寄与する。その添加量が０．００５０％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、熱延時の製造製を低下させることから、０．００５％未満とした。
ＳｉやＭｎに加え、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏを複合で添加することで、本発明の効果である硬質組織粒径の低下と、これに伴う焼付け硬化性が顕著となる。
「Ｃｒ：０．０１〜１．０％」
Ｃｒ：Ｃｒは、ＳｉやＭｎと複合で添加することで、更なる焼付け硬化性の向上が引き起こされるため添加しても良い。また、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。１％超含有すると大幅なコスト高を招くことから上限を１．０％とした。
「Ｎｉ：０．０１〜１．０％」
Ｎｉ：Ｎｉは、ＳｉやＭｎと複合で添加することで、更なる焼付け硬化性の向上が引き起こされるため添加しても良い。また、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。１％超含有すると大幅なコスト高を招くことから上限を１．０％とした。
「Ｃｕ：０．０１〜１．０％」
Ｃｕ：Ｃｕは、ＳｉやＭｎと複合で添加することで、更なる焼付け硬化性の向上が引き起こされるため添加しても良い。また、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。逆に、１％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１．０％とした。
「Ｍｏ：０．０１〜１．０％」
Ｍｏ：Ｍｏは、ＳｉやＭｎと複合で添加することで、更なる焼付け硬化性の向上が引き起こされるため添加しても良い。また、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。１.０％超含有すると大幅なコスト高を招くことから上限を１％とした。
「Ｃｒ：０．０１〜１．０％」
Ｃｒ：Ｃｒは、ＳｉやＭｎと複合で添加することで、更なる焼付け硬化性の向上が引き起こされるため添加しても良い。また、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。１％超含有すると大幅なコスト高を招くことから上限を１．０％とした。
「Ｎｉ：０．０１〜１．０％」
Ｎｉ：Ｎｉは、ＳｉやＭｎと複合で添加することで、更なる焼付け硬化性の向上が引き起こされるため添加しても良い。また、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。１％超含有すると大幅なコスト高を招くことから上限を１．０％とした。
「Ｃｕ：０．０１〜１．０％」
Ｃｕ：Ｃｕは、ＳｉやＭｎと複合で添加することで、更なる焼付け硬化性の向上が引き起こされるため添加しても良い。また、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。逆に、１％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１．０％とした。
「Ｍｏ：０．０１〜１．０％」
Ｍｏ：Ｍｏは、ＳｉやＭｎと複合で添加することで、更なる焼付け硬化性の向上が引き起こされるため添加しても良い。また、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０１％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０１％とした。１.０％超含有すると大幅なコスト高を招くことから上限を１％とした。
更に本発明の鋼板において、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．１４％添加しても良い。
Ｎｂ：Ｎｂは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。０．１４％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．１４％とした。
Ｔｉ：Ｔｉは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。０．１４％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．１４％とした。
Ｖ：Ｖは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。０．１４％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．１４％とした。
Ｎｂ：Ｎｂは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。０．１４％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．１４％とした。
Ｔｉ：Ｔｉは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。０．１４％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．１４％とした。
Ｖ：Ｖは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。０．１４％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．１４％とした。
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭから選ばれる１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％添加できる。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭは脱酸に用いる元素であり、１種または２種以上を合計で０．０００１％以上含有することで、脱酸後の酸化物サイズを低下可能であり、穴拡げ性向上に寄与する。
しかしながら、これら元素の含有量が合計で０．５％を超えると、成形加工性の悪化の原因となる。そのため、含有量を合計で０．０００１〜０．５％とした。なお、ＲＥＭとは、Rare Earth Metalの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。本発明において、ＲＥＭやＣｅはミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。ただし、金属ＬａやＣｅを添加したとしても本発明の効果は発揮される。
しかしながら、これら元素の含有量が合計で０．５％を超えると、成形加工性の悪化の原因となる。そのため、含有量を合計で０．０００１〜０．５％とした。なお、ＲＥＭとは、Rare Earth Metalの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。本発明において、ＲＥＭやＣｅはミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。ただし、金属ＬａやＣｅを添加したとしても本発明の効果は発揮される。
次に、本発明を実施例により詳細に説明するが、本発明は以下の実施例により制限されるものではない。
「実施例１」
表１に示す成分を有するスラブを、１２２０℃に加熱し、仕上げ熱延温度９００℃にて熱間圧延を行い、水冷帯にて水冷の後、表２、表３に示す温度で巻き取り処理を行った。一部の熱延鋼板に関しては、巻き取りのまま、４００〜７２０℃の温度域を１時間以上滞留させた。
なお、表２、表３において、鋼番号Ａ−４、Ｂ-３、９、Ｃ-４、Ｉ-３、Ｋ-７、Ｌ-４、Ｍ-３、Ｏ-３は、１００℃以下まで水冷を行ったものの、この温度以下では熱延板表面に水滴が付着する（濡れる）ことから、正確な鋼板温度を測定することが出来なかった試料である。
また、一部の熱延鋼板については、室温まで冷却した後、再び炉に挿入し、４００〜６５０℃の温度域で１時間以上の熱処理を行った。
表２、表３において室温まで冷却することなく、４００〜６５０℃で滞留を行った試料を“巻き取りまま”、一旦室温まで冷却を行った後、再度熱処理を行った試料を“箱焼鈍”と表記した。熱処理時間は、熱処理条件に依らず、４００〜６５０℃温度域での滞留時間の合計を示している。
その後、熱延板を酸洗した後、厚み３ｍｍの熱延板を１．２ｍｍまで冷間圧延を行い、冷延板とした。
「実施例１」
表１に示す成分を有するスラブを、１２２０℃に加熱し、仕上げ熱延温度９００℃にて熱間圧延を行い、水冷帯にて水冷の後、表２、表３に示す温度で巻き取り処理を行った。一部の熱延鋼板に関しては、巻き取りのまま、４００〜７２０℃の温度域を１時間以上滞留させた。
なお、表２、表３において、鋼番号Ａ−４、Ｂ-３、９、Ｃ-４、Ｉ-３、Ｋ-７、Ｌ-４、Ｍ-３、Ｏ-３は、１００℃以下まで水冷を行ったものの、この温度以下では熱延板表面に水滴が付着する（濡れる）ことから、正確な鋼板温度を測定することが出来なかった試料である。
また、一部の熱延鋼板については、室温まで冷却した後、再び炉に挿入し、４００〜６５０℃の温度域で１時間以上の熱処理を行った。
表２、表３において室温まで冷却することなく、４００〜６５０℃で滞留を行った試料を“巻き取りまま”、一旦室温まで冷却を行った後、再度熱処理を行った試料を“箱焼鈍”と表記した。熱処理時間は、熱処理条件に依らず、４００〜６５０℃温度域での滞留時間の合計を示している。
その後、熱延板を酸洗した後、厚み３ｍｍの熱延板を１．２ｍｍまで冷間圧延を行い、冷延板とした。
なお、表１においては、実例のＣ含有量として０．０７２〜０．１８２％の範囲を採用し、実例のＳｉ含有量として０．３４〜１．４６％の範囲を採用し、実例のＭｎ含有量として１．４５〜２．２％の範囲の例を採用し、実例のＰ含有量として０．００２４〜０．０２１％の範囲を採用し、実例のＳ含有量として０．００１４〜０．００５１の範囲を採用し、実例のＡｌ含有量として０．００６〜０．０２９の範囲を採用し、実例のＮ含有量として０．００１８〜０．００２４％の範囲を採用し、実例のＯ含有量として０．００１４〜０．００２６％の範囲を採用している。
「実施例２」
これらの冷延板に表２、表３に示す条件で焼鈍熱処理を行い、焼鈍設備により焼鈍を行った。炉内雰囲気は、ＣＯとＨ2を複合した気体を燃焼させ発生したＨ2Ｏ、ＣＯ2を導入する装置を取り付け、露点を−４０℃としたＨ2を１０体積％含むＮ2ガスを導入し、表２、表３で示す条件で焼鈍を行った。
「実施例２」
これらの冷延板に表２、表３に示す条件で焼鈍熱処理を行い、焼鈍設備により焼鈍を行った。炉内雰囲気は、ＣＯとＨ2を複合した気体を燃焼させ発生したＨ2Ｏ、ＣＯ2を導入する装置を取り付け、露点を−４０℃としたＨ2を１０体積％含むＮ2ガスを導入し、表２、表３で示す条件で焼鈍を行った。
また、めっき鋼板に関しては、連続溶融亜鉛めっき設備により焼鈍とめっきを行った。焼鈍条件並びに炉内雰囲気は、めっき性を確保するため、ＣＯとＨ2を複合した気体を燃焼させ発生したＨ2Ｏ、ＣＯ2を導入する装置を取り付け、露点を−１０℃としたＨ2を１０体積％含むＮ2ガスを導入し、表２、表３で示す条件で焼鈍を行った。
特に、本発明鋼は、０．３％以上のＳｉを含有し、上記、炉内雰囲気制御を行わないと、不めっきあるいは合金化の遅延を生じ易いことから、雰囲気（酸素ポテンシャル）制御を行いながら焼鈍を行った。その後、一部の鋼板については、４７０〜５９０℃の温度範囲にて合金化処理を行った。めっき鋼板の溶融亜鉛めっきの目付け量としては、両面とも約５０ｇ／ｍ2とした。最後に、得られた鋼板について０．４％の圧下率でスキンパス圧延を行った。
特に、本発明鋼は、０．３％以上のＳｉを含有し、上記、炉内雰囲気制御を行わないと、不めっきあるいは合金化の遅延を生じ易いことから、雰囲気（酸素ポテンシャル）制御を行いながら焼鈍を行った。その後、一部の鋼板については、４７０〜５９０℃の温度範囲にて合金化処理を行った。めっき鋼板の溶融亜鉛めっきの目付け量としては、両面とも約５０ｇ／ｍ2とした。最後に、得られた鋼板について０．４％の圧下率でスキンパス圧延を行った。
「実施例３」
得られた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、引張試験を行い、降伏応力（ＹＳ）、引張最大応力（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を測定した。なお、本鋼板は、フェライトと硬質組織より成る複合組織鋼板であり、降伏点伸びが出現しない場合が多い。このことから、降伏応力は０．２％オフセット法により測定した。ＴＳ×Ｅｌが、１６０００（ＭＰａ×％）以上となるものを強度-延性バランスが良好な高強度鋼板とした。
得られた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、引張試験を行い、降伏応力（ＹＳ）、引張最大応力（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を測定した。なお、本鋼板は、フェライトと硬質組織より成る複合組織鋼板であり、降伏点伸びが出現しない場合が多い。このことから、降伏応力は０．２％オフセット法により測定した。ＴＳ×Ｅｌが、１６０００（ＭＰａ×％）以上となるものを強度-延性バランスが良好な高強度鋼板とした。
穴拡げ率（λ）は、直径１０ｍｍの円形穴を、クリアランスが１２．５％となる条件にて打ち抜き、かえりがダイ側となるようにし、６０°円錐ポンチにて成形し、評価した。各条件とも、５回の穴拡げ試験を実施し、その平均値を穴拡げ率とした。Ｅｌ×λが、４００００（ＭＰａ×％）以上となるものを、強度-穴拡げ性バランスが良好な高強度鋼板とした。
この良好な強度-延性バランス、並びに、良好な強度-穴拡げ性バランスを同時に具備するものを、穴拡げ性と延性のバランスが優れた高強度鋼板とした。
この良好な強度-延性バランス、並びに、良好な強度-穴拡げ性バランスを同時に具備するものを、穴拡げ性と延性のバランスが優れた高強度鋼板とした。
ミクロ組織の同定にあたっては、上記手法を用いて行い、各組織を同定した。ただし、残留オーステナイトは、その化学的安定性が低い場合、ミクロ組織観察試験片作製時の研磨や、自由表面を出したことによる周りの結晶粒からの粒界拘束の消失により、マルテンサイトへと変態する場合がある。この結果、Ｘ線による測定のように、鋼板内に含まれる残留オーステナイトの体積率を直接測定した場合と、一旦、研磨等により自由表面を出し、表面に存在する残留オーステナイトを測定した場合では、その体積率が異なる場合がある。
本発明においては、ナイタールにてエッチングを行いマルテンサイト及び残留オーステナイトの合計体積率を測定した後、Ｘ線により測定した残留オーステナイト体積率を差し引くことで、マルテンサイト体積率を算出した。一方、ナイタールエッチングによる組織観察から求められたベイナイト体積率と、上記手法にて求めたマルテンサイト体積率を合計した値を硬質組織体積率とした。
本発明においては、ナイタールにてエッチングを行いマルテンサイト及び残留オーステナイトの合計体積率を測定した後、Ｘ線により測定した残留オーステナイト体積率を差し引くことで、マルテンサイト体積率を算出した。一方、ナイタールエッチングによる組織観察から求められたベイナイト体積率と、上記手法にて求めたマルテンサイト体積率を合計した値を硬質組織体積率とした。
得られた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、圧延方向に垂直な方向に引張試験片を切り出し、引張試験を行い、降伏応力（ＹＳ）、引張最大応力（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を測定した。
なお、本鋼板は、フェライトと硬質組織より成る複合組織鋼板であり、降伏点伸びが出現しない場合が多い。このことから、降伏応力は０．２％オフセット法により測定した。ＴＳ×Ｅｌが、１６０００（ＭＰａ×％）以上となるものを強度-延性バランスが良好な高強度鋼板とした。
焼付け硬化（ＢＨ）は、圧延方向と垂直な方向の引張試験片を切り出し、２％の引張変形後１７０℃にて２０分の熱処理を施すことで評価を行った。ＢＨが６０ＭＰａ以上の鋼板を焼付け硬化性に優れた鋼板とした。望ましくは、ＢＨを７０ＭＰａ以上とする。
なお、本鋼板は、フェライトと硬質組織より成る複合組織鋼板であり、降伏点伸びが出現しない場合が多い。このことから、降伏応力は０．２％オフセット法により測定した。ＴＳ×Ｅｌが、１６０００（ＭＰａ×％）以上となるものを強度-延性バランスが良好な高強度鋼板とした。
焼付け硬化（ＢＨ）は、圧延方向と垂直な方向の引張試験片を切り出し、２％の引張変形後１７０℃にて２０分の熱処理を施すことで評価を行った。ＢＨが６０ＭＰａ以上の鋼板を焼付け硬化性に優れた鋼板とした。望ましくは、ＢＨを７０ＭＰａ以上とする。
耐常温時効性は、人工時効後の伸びの変化によって評価される。５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板の用途としては、構造部材に使用される場合が多く、上記降伏点伸びによる外観の劣化に加え、プレス時の延性の低下による割れやＹＰ変化に伴う部品形状のばらつきが問題となる場合が多い。そこで、人工時効後のＥｌ．変化も評価した。
評価方法としては、熱処理及びスキンパス圧延を行った鋼板を、１００℃×１時間の熱処理を行い、その後の引張試験での伸びの劣化が２．０％以下のものを耐常温時効性に優れた鋼板とした。望ましくは、２．０％以下であり、更に望ましくは、１．５％以下である。また、併せて４０℃ ７０日間の熱処理を行った後の降伏点伸びを評価したところ、２．０％以下と良好な耐常温時効性を示した。
評価方法としては、熱処理及びスキンパス圧延を行った鋼板を、１００℃×１時間の熱処理を行い、その後の引張試験での伸びの劣化が２．０％以下のものを耐常温時効性に優れた鋼板とした。望ましくは、２．０％以下であり、更に望ましくは、１．５％以下である。また、併せて４０℃ ７０日間の熱処理を行った後の降伏点伸びを評価したところ、２．０％以下と良好な耐常温時効性を示した。
表２〜表７に示す、鋼番号Ａ-１〜３、６〜９、１１、１４、１６、１７、Ｂ-１、２、６〜８、Ｃ-１〜３、６〜８、Ｄ-１、Ｅ-１、Ｅ-３〜５、Ｆ-１、２、Ｆ-４、５、Ｇ-１、２、Ｈ-１〜３、Ｈ-５〜７、Ｉ-１、Ｉ-４、５、Ｊ-１、Ｋ-１、Ｋ-３〜６、Ｌ-１〜３、Ｌ-７〜９、Ｍ-１、２、４〜６の試料は、鋼板の化学的成分が本発明で規定する範囲内にあり、かつ、製造条件も本発明で規定する範囲内にある。
この結果、硬質組織の粒径を１．５μｍ以下にすることが出来、かつ、フェライト中の固溶Ｃを増加させる熱処理を行っていることから、６０ＭＰａを超える高い焼付け硬化性が確保されている高強度鋼板を得ることができた。同時に、固溶Ｎに比較し、室温での拡散が起こり難い、固溶Ｃを用いた焼付け硬化性向上を行っていることから、耐時効性に優れ、１００℃、１時間の人工時効後の延性劣化が１．５％未満と少ない高強度鋼板を得ることができた。
この結果、硬質組織の粒径を１．５μｍ以下にすることが出来、かつ、フェライト中の固溶Ｃを増加させる熱処理を行っていることから、６０ＭＰａを超える高い焼付け硬化性が確保されている高強度鋼板を得ることができた。同時に、固溶Ｎに比較し、室温での拡散が起こり難い、固溶Ｃを用いた焼付け硬化性向上を行っていることから、耐時効性に優れ、１００℃、１時間の人工時効後の延性劣化が１．５％未満と少ない高強度鋼板を得ることができた。
また、これらの高強度鋼板は、室温での拡散が比較的遅いＣによる硬化性向上を行っていることから、耐時効性との両立が可能である。また、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの体積率を同時に制御することで、強度、延性、並びに穴拡げ性の具備も可能となる高強度鋼板を提供することができる。
一方、鋼番号Ａ-４、５、２１、Ｂ-３、Ｂ-９、Ｃ-４、Ｅ-２、Ｈ-４、Ｉ-２、３、Ｋ-７、Ｌ-４、５、Ｍ-３の試料は、熱延条件並びにその後の付加的な熱処理が本発明の範囲を満たさないことから、高い焼付け硬化性を得ることが出来ない。
鋼番号Ａ-１０、１５、１９、Ｂ-４、Ｃ-５、Ｃ-９、Ｉ-３、Ｋ-２、Ｌ-５、Ｍ-３の試料は、ベイナイトやマルテンサイトを形成させた後の、これら硬質組織からフェライトへのＣ拡散処理を行っていないことから、高い焼付け硬化性が確保できない。
鋼番号Ａ-１８、Ｃ-９、Ｈ-８、Ｋ-７、Ｌ-１０の試料は、焼鈍からめっき浴浸漬までの冷却、あるいは、合金化処理工程、あるいは、熱処理工程の温度が高すぎるため、ベイナイトやマルテンサイト変態が起こらず、合金化後の冷却過程にてこれら変態が起こるため、これら硬質組織に含まれるＣをフェライト中へと拡散させることが出来ない。この結果、本発明の特徴である高い焼付け硬化性を得ることが出来ない。
鋼番号Ａ-１０、１５、１９、Ｂ-４、Ｃ-５、Ｃ-９、Ｉ-３、Ｋ-２、Ｌ-５、Ｍ-３の試料は、ベイナイトやマルテンサイトを形成させた後の、これら硬質組織からフェライトへのＣ拡散処理を行っていないことから、高い焼付け硬化性が確保できない。
鋼番号Ａ-１８、Ｃ-９、Ｈ-８、Ｋ-７、Ｌ-１０の試料は、焼鈍からめっき浴浸漬までの冷却、あるいは、合金化処理工程、あるいは、熱処理工程の温度が高すぎるため、ベイナイトやマルテンサイト変態が起こらず、合金化後の冷却過程にてこれら変態が起こるため、これら硬質組織に含まれるＣをフェライト中へと拡散させることが出来ない。この結果、本発明の特徴である高い焼付け硬化性を得ることが出来ない。
鋼番号Ａ-１２、２２、Ｅ-６、Ｆ-３、Ｌ-６、１１の試料は、焼鈍温度が７３０℃以下と低く、鉄基炭化物が溶け残ることから、焼鈍時にフェライト及びオーステナイトよりなる二相組織とすることが出来ず、従って、ベイナイトやマルテンサイト組織を形成することが出来ないことから、高い焼付け硬化性が確保できない。
鋼番号Ａ-２０の試料は、焼鈍からめっき浴浸漬までの冷却速度が遅すぎるため、パーライト変態が起こり、オーステナイトが全てパーライト組織へと変態してしまう。この結果、後工程で熱処理を行ったとしても、フェライト中の固溶Ｃ量を増加させることが出来ず、焼付け硬化性に劣る。
一方、鋼番号Ｎ-１〜３の試料は、鋼中に多量のＮを添加していることから、極めて良好な焼付け硬化性が得られるものの、Ｎは室温での拡散速度がＣに比較し大きいことから、耐時効性に劣る。この結果、人工時効後の伸びの低下が、２％超と大きく、焼付け硬化性と耐時効性を両立できない試料となった。
鋼番号Ａ-２０の試料は、焼鈍からめっき浴浸漬までの冷却速度が遅すぎるため、パーライト変態が起こり、オーステナイトが全てパーライト組織へと変態してしまう。この結果、後工程で熱処理を行ったとしても、フェライト中の固溶Ｃ量を増加させることが出来ず、焼付け硬化性に劣る。
一方、鋼番号Ｎ-１〜３の試料は、鋼中に多量のＮを添加していることから、極めて良好な焼付け硬化性が得られるものの、Ｎは室温での拡散速度がＣに比較し大きいことから、耐時効性に劣る。この結果、人工時効後の伸びの低下が、２％超と大きく、焼付け硬化性と耐時効性を両立できない試料となった。
鋼番号Ｏ-１〜３の試料は、Ｓｉ及びＭｎ含有量が低く、冷却過程でのパーライト組織形成を抑制し難い、あるいは、セメンタイト析出を抑制出来ないことから、仮に、ベイナイトやマルテンサイト組織を形成することが出来たとしても、内部に含まれるＣがフェライトへと拡散する前に、セメンタイトとして析出してしまうことから、フェライト中の固溶Ｃ量を大幅に増加させることが出来ず焼付け硬化性に劣る。
鋼番号Ｐ-１〜３の試料は、Ｃ含有量が少なく、引張最大強度５９０ＭＰａを確保するのに必要な硬質組織分率を確保できないことから、引張最大強度が５９０ＭＰａを下回ってしまう。
鋼番号Ｑ１〜３の試料は、Ｍｎ含有量が３．２％と極めて高く、冷却過程でフェライトを形成することが出来ず、その組織の大部分がＣを過飽和に含むｂｃｃ相（ベイナイトあるいはマルテンサイト組織）となることから、著しく優れた焼付け硬化性を有するものの、人工時効後の伸びの劣化が大きく耐時効性に劣る。
鋼番号Ｐ-１〜３の試料は、Ｃ含有量が少なく、引張最大強度５９０ＭＰａを確保するのに必要な硬質組織分率を確保できないことから、引張最大強度が５９０ＭＰａを下回ってしまう。
鋼番号Ｑ１〜３の試料は、Ｍｎ含有量が３．２％と極めて高く、冷却過程でフェライトを形成することが出来ず、その組織の大部分がＣを過飽和に含むｂｃｃ相（ベイナイトあるいはマルテンサイト組織）となることから、著しく優れた焼付け硬化性を有するものの、人工時効後の伸びの劣化が大きく耐時効性に劣る。
本発明によれば、硬質組織の粒径を微細化することができ、６０ＭＰａを超える高い焼付け硬化性を確保できるとともに、人工時効後の延性劣化が少なく耐時効性に優れるという、従来は両立できなかった複数の特性を満足することができる優れた高強度鋼板を提供することができ、プレス時の欠陥発生を無くして遠隔地への輸送後であっても高い品質を維持することができるので、産業上の効果は極めて大きい。
Claims (14)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０５％〜０．２０％、
Ｓｉ：０．３〜１．５０％、
Ｍｎ：１．３〜２．６％、
Ｐ ：０．００１〜０．０３％、
Ｓ ：０．０００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．０００５〜０．１％、
Ｎ ：０．０００５〜０．００４０％、
Ｏ：０．００１５〜０．００７％、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、鋼板組織が主相と硬質組織と残部組織からなり、前記主相がフェライトからなり、前記硬質組織がベイナイトまたはベイナイトとマルテンサイトからなり、前記残部組織が残留オーステナイトからなり、前記硬質組織の平均粒径が１．５μｍ以下とされ、前記主相と硬質組織が接した状態で分散され、焼付け処理後のＢＨが６０ＭＰａ以上であり、引張最大強さが５４０ＭＰａ以上であることを特徴とする時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板。 - さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００５％未満、を含有することを特徴とする請求項１に記載の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板。
- さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板。 - さらに、質量％で、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．１４％含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板。
- さらに、質量％で、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板。
- 前記主相と硬質組織と残部組織の順に体積率が小さくされたことを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板。
- 前記硬質組織の体積率が４〜４５％、前記残留オーステナイトの体積率が２〜１３％、前記硬質組織の平均粒径が０．５〜１．０μｍ、焼付け処理後のＢＨが７０〜９１ＭＰａ、引張最大強さが５９２〜１０４５ＭＰａであることを特徴とする請求項１〜６のいずれか一項に記載の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板。
- ベイナイトまたはマルテンサイトからフェライトにＣが拡散されてなることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板。
- 請求項１〜８のいずれか１項に記載の高強度鋼板の表面に亜鉛系めっきを有することを特徴とする時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度亜鉛めっき鋼板。
- 請求項１〜５のいずれかに記載の化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６５０℃の温度域にて巻き取り、引き続き、４００℃以上、６５０℃未満の範囲で１時間以上熱処理を行い、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続焼鈍ラインを通板するに際して、最高加熱温度７６０〜８７０℃で焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、４５０℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 請求項１〜５のいずれかに記載の化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６５０℃の温度域にて巻き取り、室温まで冷却した後、６５０℃以上の温度に加熱することなく、４００℃以上、６５０℃未満の範囲で１時間以上熱処理を行い、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続焼鈍ラインを通板するに際して、最高加熱温度７６０〜８７０℃で焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で冷却し、４５０℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 請求項１〜５のいずれかに記載の化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６５０℃の温度域にて巻き取り、４００〜６５０℃の範囲で１時間以上熱処理を行い、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、最高加熱温度７６０〜８７０℃で焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬前、あるいは、浸漬後の何れか一方、あるいは、両方で、（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項１〜５のいずれかに記載の化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、４００〜６５０℃の温度域にて巻き取り、４００〜６５０℃の範囲で１時間以上熱処理を行い、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、最高加熱温度７６０〜８７０℃で焼鈍した後、６３０℃〜５７０℃間を平均冷却速度３℃／秒以上で（亜鉛めっき浴温度―４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃まで冷却した後、必要に応じて４６０〜５４０℃の温度で合金化処理を施し、亜鉛めっき浴に浸漬前、浸漬後、あるいは、合金化処理後の何れか、あるいは、全てで（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃〜３００℃の温度域で３０秒以上保持することを特徴とする時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項１０または請求項１１に記載の方法で冷延鋼板を製造したのち、亜鉛系の電気めっきを施すことを特徴とする時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度電気亜鉛系めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008102852A JP5320798B2 (ja) | 2008-04-10 | 2008-04-10 | 時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008102852A JP5320798B2 (ja) | 2008-04-10 | 2008-04-10 | 時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2009249733A JP2009249733A (ja) | 2009-10-29 |
| JP5320798B2 true JP5320798B2 (ja) | 2013-10-23 |
Family
ID=41310699
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2008102852A Active JP5320798B2 (ja) | 2008-04-10 | 2008-04-10 | 時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5320798B2 (ja) |
Families Citing this family (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5589925B2 (ja) * | 2010-06-28 | 2014-09-17 | 新日鐵住金株式会社 | 伸びと均一塗装焼付硬化性能に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
| JP5413536B2 (ja) | 2011-03-04 | 2014-02-12 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP5397569B2 (ja) | 2011-04-21 | 2014-01-22 | 新日鐵住金株式会社 | 均一伸びと穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
| CA2837052C (en) | 2011-05-25 | 2015-09-15 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel sheet and method for producing same |
| JP5811725B2 (ja) * | 2011-09-16 | 2015-11-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐面歪性、焼付け硬化性および伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP6049516B2 (ja) * | 2013-03-26 | 2016-12-21 | 日新製鋼株式会社 | 溶接構造部材用高強度めっき鋼板およびその製造法 |
| JP6234845B2 (ja) | 2014-03-06 | 2017-11-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 焼付け硬化性と曲げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP6541504B2 (ja) * | 2015-03-31 | 2019-07-10 | 株式会社神戸製鋼所 | 製造安定性に優れた高強度高延性鋼板、及びその製造方法、並びに高強度高延性鋼板の製造に用いられる冷延原板 |
| CN112522586A (zh) * | 2019-09-19 | 2021-03-19 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种薄带连铸高扩孔钢及其制造方法 |
| JP7111279B1 (ja) | 2020-12-24 | 2022-08-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| WO2023112461A1 (ja) | 2021-12-13 | 2023-06-22 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法 |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11350064A (ja) * | 1998-06-08 | 1999-12-21 | Kobe Steel Ltd | 形状凍結性と耐衝撃特性に優れる高強度鋼板及びその製造方法 |
| JP4524850B2 (ja) * | 2000-04-27 | 2010-08-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 延性および歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板および高張力冷延鋼板の製造方法 |
| JP3993401B2 (ja) * | 2001-07-05 | 2007-10-17 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐時効性および焼付硬化性に優れた高強度鋼板 |
| JP2003313636A (ja) * | 2002-04-25 | 2003-11-06 | Jfe Steel Kk | 高延性かつ高強度の溶融めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP4325223B2 (ja) * | 2003-03-04 | 2009-09-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2005264253A (ja) * | 2004-03-19 | 2005-09-29 | Jfe Steel Kk | 建築土木構造用鋼材とその製造方法 |
| JP5082451B2 (ja) * | 2006-01-24 | 2012-11-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 深絞り性と延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法、およびその冷延鋼板を用いた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
-
2008
- 2008-04-10 JP JP2008102852A patent/JP5320798B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2009249733A (ja) | 2009-10-29 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5320798B2 (ja) | 時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板とその製造方法 | |
| JP4659134B2 (ja) | 穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度鋼板及び亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの鋼板の製造方法 | |
| KR101660144B1 (ko) | 핫 스탬프 성형체 및 그 제조 방법 | |
| JP4528137B2 (ja) | 穴拡げ性に優れた高強度高延性薄鋼板の製造方法 | |
| JP5233142B2 (ja) | 穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP5141811B2 (ja) | 均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP5114747B2 (ja) | 穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法と亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP5157215B2 (ja) | 加工性に優れた高剛性高強度鋼板およびその製造方法 | |
| US20120175028A1 (en) | High strength steel sheet and method for manufacturing the same | |
| JP2021502488A (ja) | 冷間圧延鋼板及びその製造方法 | |
| JP6586776B2 (ja) | 成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP6212956B2 (ja) | 曲げ加工性と耐摩耗性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP2008156680A (ja) | 高降伏比を有する高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP2021502486A (ja) | 冷間圧延熱処理鋼板及びその製造方法 | |
| JPWO2013061545A1 (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板の製造方法 | |
| JP2021502484A (ja) | 冷間圧延熱処理鋼板及びその製造方法 | |
| JPWO2012026419A1 (ja) | 冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2011153336A (ja) | 成形性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP2008056993A (ja) | 伸び、耐食性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 | |
| JP4528135B2 (ja) | 穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP4457681B2 (ja) | 高加工性超高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2008308717A (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2013249502A (ja) | 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2021507993A (ja) | 冷間圧延された被覆鋼板及びその製造方法 | |
| JP2004256906A (ja) | 伸びフランジ成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20100810 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20120522 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20120605 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20120806 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20130319 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20130517 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20130618 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20130701 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 5320798 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |