JP5825119B2 - 加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、自動車、電気等の産業分野で使用される部材として好適な加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関する。
近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となってきている。しかしながら、鋼板の高強度化は加工性の低下を招くことから、高強度と高加工性を併せ持つ材料の開発が望まれているのが現状である。また、高強度鋼板を自動車部品のような複雑な形状へ成形する際に、張り出し部位や伸びフランジ部位で割れやネッキングの発生が大きな問題となる。そのため、割れやネッキングの発生の問題を克服できる高延性と高穴広げ性を両立した高強度鋼板が必要とされている。さらに、鋼板の高強度化、薄肉化により形状凍結性は著しく低下する。これに対応するため、プレス成形時に、離型後の形状変化を予め予測し、形状変化量を見込んで型を設計することが広く行われているが、鋼板の引張強度（ＴＳ）が変化すると、これらを一定とした見込み量からのズレが大きくなり、形状不良が発生し、プレス成形後に一個一個形状を板金加工する等の手直しが不可欠となり、量産効率を著しく低下させる。従って、鋼板のＴＳのバラツキは可能な限り小さくすることが要求されている。
例えば、特許文献１では、引張強度が１０００ＭＰａ以上で、全伸び（ＥＬ）が３０％以上の残留オーステナイトの加工誘起変態を利用した非常に高い延性を有する高強度鋼板が提案されている。このような鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎを基本成分とする鋼板をオーステナイト化した後に、ベイナイト変態温度域に焼入れて等温保持する、いわゆるオーステンパー処理を行うことにより製造される。このオーステンパー処理によるオーステナイトへのＣの濃化により残留オーステナイトが生成されるが、多量の残留オーステナイトを得るためには０．３％を超える多量のＣ添加が必要となる。しかし、鋼中のＣ濃度が高くなるとスポット溶接性が低下し、とくに０．３％を超えるようなＣ濃度ではその低下が顕著であり、自動車用鋼板としては実用化が困難となっている。また、上記特許文献では、高強度薄鋼板の延性を向上させることを主目的としているため、穴広げ性や材質安定性については考慮されていない。
さらに、特許文献２では、高Ｍｎ鋼を用いて、フェライトとオーステナイトの２相域での熱処理を施すことにより、高い強度−延性バランスが得られている。しかしながら、特許文献２では、未変態オーステナイト中へのＭｎ濃化による延性の向上については検討されておらず、加工性の改善の余地がある。また、特許文献３では、高Ｍｎ鋼で熱延後組織をベイナイトやマルテンサイトを含む組織とし、焼鈍と焼戻しにより微細な残留オーステナイトを形成させ、さらに、焼戻しベイナイトもしくは焼戻しマルテンサイトを含む組織とすることで局部延性を改善している。しかしながら、高温で焼戻されたベイナイトもしくはマルテンサイトを多く含む組織のため、強度確保が難しく、また、局部延性を改善するために残留オーステナイト量が制限されて、全伸びも不十分である。
特開昭６１−１５７６２５号公報 特開平１−２５９１２０号公報 特開２００３−１３８３４５号公報
本発明は上記の様な問題点に着目してなされたものであって、その目的は低Ｃの鋼組成で７８０ＭＰａ以上のＴＳ、２２０００ＭＰａ・％以上のＴＳ×ＥＬを有し、穴広げ性と材質安定性にも優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供することにある。
本発明者らは、上記した課題を達成し、低Ｃ濃度で延性に優れる高強度鋼板を製造するため、鋼板の組成およびミクロ組織の観点から鋭意研究を重ねた。その結果、合金元素を適正に調整して、Ａｃ１変態点＋１０℃〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域で３０秒（ｓ）以上保持する焼鈍処理を施した後、室温まで冷却し、面積率で、３０％以上８０％以下のフェライトと、０％以上１７％以下のマルテンサイトと、体積率で、８％以上の残留オーステナイトを有し、さらに、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍ以下である組織とすることで、低Ｃの鋼組成において７８０ＭＰａ以上のＴＳ、２２０００ＭＰａ・％以上のＴＳ×ＥＬを有し、さらに、穴広げ性と材質安定性にも優れた高強度鋼板の製造が可能となることが分かった。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）成分組成は、質量％でＣ：０．０３％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．４％以上２．５％以下、Ｍｎ：３．５％以上１０．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．５％以下、Ｎ：０．００８％以下、Ａｌ＋Ｓｉ：１．０％以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組織は、面積率で、３０％以上８０％以下のフェライトと、０％以上１７％以下のマルテンサイトと、体積率で、８％以上の残留オーステナイトを有し、さらに、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍ以下を満たすことを特徴とする加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板。
（２）さらに、鋼組織は、面積率で、５％以上の焼戻しマルテンサイトを有することを特徴とする（１）に記載の加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板。
（３）さらに、成分組成として、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板。
（４）さらに、成分組成として、質量％で、Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板。
（５）さらに、成分組成として、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板。
（６）前記鋼板の表面に亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれかに記載の加工性と材質安定性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（７）前記亜鉛系めっき皮膜は溶融亜鉛めっき皮膜または合金化溶融亜鉛めっき皮膜であることを特徴とする（６）に記載の加工性と材質安定性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
（８）前記鋼板の表面にアルミニウム系めっき皮膜を有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれかに記載の加工性と材質安定性に優れた高強度アルミニウムめっき鋼板。
（９） （１）、（３）、（４）、（５）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延、酸洗し、またはさらに冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点＋１０℃〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域で３０ｓ以上保持し、室温まで冷却し、またはさらに、室温〜５００℃の温度域において、下式を満たす条件で焼戻し処理を実施することを特徴とする加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板の製造方法。
ｅｘｐ［１６０／（５８０−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）≦２０
但し、
Ｔ：室温〜５００℃の温度域での平均保持温度（℃）
ｔ：室温〜５００℃の温度域の保持時間（ｓ）
ｅｘｐ（Ｘ）、ｌｎ（Ｘ）は、それぞれＸの指数関数、自然対数を示す。
（１０） （１）、（３）、（４）、（５）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延、酸洗し、またはさらに冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点＋１０℃〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域で３０ｓ以上保持した後冷却し、溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする加工性と材質安定性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１１） （１）、（３）、（４）、（５）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延、酸洗し、またはさらに冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点＋１０℃〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域で３０ｓ以上保持した後冷却し、溶融亜鉛めっき処理を施した後、４７０〜６００℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする加工性と材質安定性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１２） （１）、（３）、（４）、（５）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延、酸洗し、またはさらに冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点＋１０℃〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域で３０ｓ以上保持した後冷却し、溶融アルミニウムめっき処理を施すことを特徴とする加工性と材質安定性に優れた高強度アルミニウムめっき鋼板の製造方法。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％は、すべて質量％である。また、本発明において、「高強度鋼板」とは、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ以上の鋼板である。
本発明によれば、低Ｃの鋼組成で７８０ＭＰａ以上のＴＳ、２２０００ＭＰａ・％以上のＴＳ×ＥＬを有し、さらに、穴広げ性と材質安定性にも優れた高強度鋼板が得られる。本発明の高強度鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することにより車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は非常に大きい。
焼鈍温度（Ｔ１）とＴＳの関係を示す図である。
以下、本発明を具体的に説明する。
１）本発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：０．０３％以上０．２５％以下
Ｃは、残留オーステナイト相を確保するのに必要な元素である。Ｃ量が０．０３％未満では所望の残留オーステナイトを得ることが難しい。一方、Ｃを、０．２５％を超えて過剰に添加すると、マルテンサイトの面積率が１７％超えになり、穴広げ性および材質安定性が低下する。また、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接部の機械的特性が低下するため、スポット溶接性、アーク溶接性等が劣化する。こうした観点からＣ量を、０．０３％以上０．２５％以下とする。好ましくは、０．０５％以上０．２０％以下である。
Ｓｉ：０．４％以上２．５％以下
Ｓｉは、残留オーステナイトを生成させ、さらに、フェライトの加工硬化能を向上させるため、良好な延性確保に有効である。Ｓｉ量が０．４％に満たないとその添加効果が乏しくなるため、下限を０．４％とした。しかしながら、２．５％を超えるＳｉの過剰な添加は、赤スケール等の発生による表面性状の劣化を引き起こす。そのため、Ｓｉは０．４％以上２．５％以下とする。好ましくは、０．５％以上２．０％以下である。
Ｍｎ：３．５％以上１０．０％以下
Ｍｎは、オーステナイトの安定化に有効な元素であり、残留オーステナイトの生成を促進させる。このような作用は、Ｍｎ量が３．５％以上で認められる。ただし、Ｍｎ量が１０．０％を超える過剰な添加は、フェライトの生成を抑制するため、成形性が低下する。こうした観点からＭｎ量を、３．５％以上１０．０％以下とする。好ましくは、４．０％以上７．０％以下である。
Ｐ：０．１％以下
Ｐは、鋼の強化に有効な元素であるが、０．１％を超えて過剰に添加すると、粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。従って、Ｐは０．１％以下とする。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって、穴広げ性や耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので極力低い方がよいが、製造コストの面からＳは０．０１％以下とする。
Ａｌ：０．０１％以上２．５％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸工程で添加することが好ましい。Ａｌ量が０．０１％に満たないとその添加効果に乏しくなるので、下限を０．０１％とした。しかし、多量に添加すると連続鋳造時の鋼片割れ発生の危険性が高まり、製造性を低下させる。こうした観点からＡｌ量を、０．０１％以上２．５％以下とする。好ましくは、０．５％以上１．５％以下である。
Ｎ：０．００８％以下
Ｎは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、少ないほど好ましく、０．００８％を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。従って、Ｎは０．００８％以下とする。
Ｓｉ＋Ａｌ：１．０％以上
ＳｉおよびＡｌは、オーステナイトとフェライトの２相域を拡大させるため、焼鈍温度の変化に伴うオーステナイトとフェライトの相分率の変化が小さくなるため、材質バラツキの狭小化に有効である。こうした観点からＳｉ＋Ａｌ量を、１．０％以上とする。好ましくは、１．５％以上である。
本発明における高強度鋼板は、上記の成分組成を基本成分とし、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなるが、所望の特性に応じて、以下に述べる成分を適宜含有させることができる。
Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種
Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏは強度と延性のバランスを向上させる作用を有するので必要に応じて添加することができる。その効果は、Ｃｒ：０．０５％以上、Ｖ：０．００５％以上、Ｍｏ：０．００５％以上で得られる。しかしながら、それぞれＣｒ：１．０％、Ｖ：０．５％、Ｍｏ：０．５％を超えて過剰に添加すると、第二相の分率が過大となり著しい強度上昇に伴う延性の低下等の懸念が生じる。また、コストアップの要因にもなる。従って、これらの元素を添加する場合には、その量をそれぞれＣｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下とする。
Ｎｉ、Ｃｕは鋼の強化に有効な元素であり、本発明で規定した範囲内であれば鋼の強化に使用して差し支えない。この効果を得るためには、それぞれ０．０５％以上必要である。一方、Ｎｉ、Ｃｕとも１．０％を超えて添加すると、鋼板の延性を低下させる。また、コストアップの要因にもなる。よって、Ｎｉ、Ｃｕを添加する場合に、その添加量はそれぞれ０．０５％以上１．０％以下とする。
Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種
Ｔｉ、Ｎｂは鋼の析出強化に有効で、その効果はそれぞれ０．０１％以上で得られ、本発明で規定した範囲内であれば鋼の強化に使用して差し支えない。しかし、それぞれが０．１％を超えると延性および形状凍結性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。従って、Ｔｉ、Ｎｂを添加する場合には、その添加量をＴｉは０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂは０．０１％以上０．１％以下とする。
Ｂはオーステナイト粒界からのフェライトの生成・成長を抑制する作用を有するので必要に応じて添加することができる。その効果は、０．０００３％以上で得られる。しかし、０．００５０％を超えると加工性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。従って、Ｂを添加する場合は０．０００３％以上０．００５０％以下とする。
Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下のうちから選ばれる少なくとも１種
ＣａおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し穴広げ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この効果を得るためには、それぞれ０．００１％以上必要である。しかしながら、それぞれ０．００５％を超える過剰な添加は、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。従って、Ｃａ、ＲＥＭを添加する場合は、その添加量はそれぞれ０．００１％以上０．００５％以下とする。
２）次に鋼組織について説明する。
フェライトの面積率：３０％以上８０％以下
フェライトの面積率が３０％未満では延性が低下し、８０％を超えるとＴＳ７８０ＭＰａ以上の確保が困難となる。従って、フェライトの面積率は３０％以上８０％以下とする。
マルテンサイトの面積率：０％以上１７％以下
マルテンサイトの面積率が１７％を超えると、良好な穴広げ性と材質安定性の確保が困難となる。従って、マルテンサイトの面積率は０％以上１７％以下とする。
残留オーステナイトの体積率：８％以上
残留オーステナイトは、鋼の延性の向上に有効に働き、その体積率が８％未満では目標の延性が得られない。従って、残留オーステナイトの体積率を８％以上とする。残留オーステナイトの体積率の上限は特に規定しないが、本成分範囲では上限は４０％程度となる。
残留オーステナイトの平均結晶粒径：２μｍ以下
残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍを超えると、穴広げ加工時の亀裂の伝播を抑制できず、良好な穴広げ性の確保が困難となる。従って、残留オーステナイトの平均結晶粒径を２μｍ以下とする。
焼戻しマルテンサイトの面積率：５％以上
焼戻しマルテンサイトは、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトおよび残留オーステナイトの硬度差を緩和することで、穴広げ性の向上に働き、その体積率が５％未満では良好な穴広げ性を得るのが困難となる。また、焼戻しマルテンサイトは、ＴＳに大きく影響を及ぼすマルテンサイトを焼戻し、軟質化させた組織のため、良好な材質安定性を確保するために、焼戻しマルテンサイトの面積率は５％以上であることが好ましい。
なお、フェライト、残留オーステナイト、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイト以外に、セメンタイト等の炭化物、ベイナイト、パーライトが生成する場合があるが、上記のフェライト、残留オーステナイト、マルテンサイトの割合が満足されていれば、本発明の目的を達成できる。
本発明の高強度鋼板は、鋼板表面に、溶融亜鉛めっき処理を施して形成した溶融亜鉛めっき皮膜、溶融亜鉛めっき処理後亜鉛めっきの合金化処理を施して形成した合金化溶融亜鉛めっき皮膜などの亜鉛系めっき皮膜、溶融アルミニウムめっきを施して形成した溶融アルミニウム皮膜などのアルミニウム系めっき皮膜を有していてもよい。
３）次に製造条件について説明する。
上記の成分組成に調整した鋼を転炉などで溶製し、連続鋳造法等でスラブとする。この鋼素材を熱間圧延後、または熱間圧延後、冷間圧延を施した後、焼鈍処理を行う。鋳造、熱間圧延、冷間圧延については特に製造条件を限定するものではないが、以下に好適な製造条件について説明する。
＜鋳造条件＞
使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に挿入する、あるいはわずかの保熱をおこなった後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
＜熱間圧延条件＞
スラブ加熱温度：１１００℃以上
スラブ加熱温度は、低温加熱がエネルギー的には好ましいが、加熱温度が１１００℃未満では、炭化物の十分な固溶が困難であり、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大するなどの問題が生じる。なお、酸化重量の増加にともなうスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすることが望ましい。
なお、スラブ加熱温度を低くしても熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用してもよい。
仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上
仕上げ圧延終了温度がＡｒ３変態点未満では材料特性に異方性が生じ、加工性を低下させる原因となる場合がある。このため、仕上げ圧延温度はＡｒ３変態点以上とすることが望ましい。
巻取り温度：４５０℃以上７００℃以下
巻取り温度が４５０℃未満だと巻取り温度の制御が難しく、温度ムラが生じやすくなり、その結果、冷間圧延性が低下するなどの問題が生じることがある。また、巻取り温度が７００℃を超えると地鉄表層で脱炭が生じるなどの問題が起こることがある。このため、巻取り温度は４５０℃以上７００℃以下とするのが望ましい。
なお、本発明における熱延工程では、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は０．２５〜０．１０の範囲とすることが好ましい。また、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上げ圧延する連続圧延プロセスとすることが好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。酸洗後、またはさらに、冷間圧延を行う場合は、冷間圧延に供して所定の板厚の冷延鋼板とする。冷間圧延条件は特に制限されるものではなく、常法に従えば良い。
＜焼鈍条件＞
Ａｃ１変態点＋１０℃〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域で３０ｓ以上保持
オーステナイトとフェライトの２相領域で焼鈍処理を施すとＭｎはオーステナイト側に濃化し、オーステナイト中のＭｎ濃度が鋼組成以上の濃度となる。焼鈍温度がＡｃ１変態点＋１０℃未満ではオーステナイトが殆ど生成せず、焼鈍後に所望の残留オーステナイトが得られない。また、焼鈍温度がＡｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２を超えると、焼鈍時のオーステナイトへのＭｎの濃化が不十分となり、所望の残留オーステナイト量が得られない。また、保持時間が３０ｓ未満では、焼鈍時のオーステナイトへのＭｎの濃化が不十分となり、所望の残留オーステナイト量が得られない。また、未再結晶組織が多く残存し、所望の延性と穴広げ性が得られない。従って、焼鈍条件は、Ａｃ１変態点＋１０℃〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域で３０ｓ以上保持とする。
なお、焼鈍方法は連続焼鈍やバッチ焼鈍のいずれの焼鈍方法でも構わない。また、焼鈍後、室温まで冷却するが、その冷却方法および冷却速度は特に規定せず、バッチ焼鈍における炉冷、空冷および連続焼鈍におけるガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷などのいずれの冷却条件でも構わない。
また室温まで冷却後、さらに以下の焼戻し処理を実施してもよい。
焼戻し処理を施すことで、冷却後の構成組織の一部であるマルテンサイトを焼戻しマルテンサイトに変化させ、軟質なフェライトと（穴広げ加工時に硬質なマルテンサイトに変態する）残留オーステナイトの硬度差を緩和することにより、穴広げ性の向上を図ることが可能である。また、硬質なマルテンサイトの面積率が材質変動へ寄与しており、このマルテンサイトを焼戻しマルテンサイトに変化させることで、マルテンサイトの面積率を低位安定に制御でき、材質安定性の向上も期待される。
室温〜５００℃の温度域で、ｅｘｐ［１６０／（５８０−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）≦２０を満たす条件での焼戻し処理
Ｔ：室温〜５００℃の温度域での平均保持温度（℃）、ｔ：室温〜５００℃の温度域の保持時間（ｓ）である。５００℃を超える温度域での焼戻し処理、または、ｅｘｐ［１６０／（５８０−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）が２０を超えると、所望の残留オーステナイト量が得られず、ＴＳ×ＥＬ≧２２０００ＭＰａ・％の確保が困難となる。従って、焼戻し条件は、ｅｘｐ［１６０／（５８０−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）≦２０を満たす条件とする。なお、より良好な穴広げ性を確保するために、Ｔは１５０℃以上であることが好ましい。
なお、焼鈍後および焼戻し処理後の鋼板には、形状矯正、表面粗度等の調整のため調質圧延を加えてもよい。さらに、樹脂あるいは油脂コーティング、各種めっき、塗装等の処理を施しても何ら不都合はない。
溶融亜鉛めっき処理を施すときは、前記焼鈍処理を施した鋼板を４４０〜５００℃の亜鉛めっき浴中に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．０８〜０．１８％である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。
４７０〜６００℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すこと
亜鉛めっきの合金化処理を施すときは、溶融亜鉛めっき処理後に、４７０〜６００℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す。６００℃を超える温度で合金化処理を行うと、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、所望の残留オーステナイト量を確保できず、延性が低下する。したがって、亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、４７０〜６００℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すこととする。
溶融アルミニウムめっき処理を施すときは、前記焼鈍処理を施した鋼板を６６０〜７３０℃のアルミニウムめっき浴中に浸漬し、溶融アルミニウムめっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。また、アルミニウムめっき浴温度がＡｃ１変態点＋１０℃〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域に適合する鋼は、溶融アルミニウムめっき処理により、微細で安定な残留オーステナイトが生成されるため、更なる延性の向上、つまり、ＴＳ×ＥＬの上昇が可能になる。
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋳片とした。得られた鋳片を１２５０℃に加熱し、板厚３．２ｍｍまで熱間圧延した。熱間圧延の条件は仕上げ温度９００℃、圧延後の冷却速度１０℃／ｓ、巻取り温度６００℃で行った。熱延鋼板を酸洗した後、板厚１．４ｍｍまで冷間圧延し、表２に示す製造条件で、焼鈍に供した。一部は、さらに、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき処理と溶融亜鉛めっきの合金化処理、溶融アルミニウムめっき処理に供した。Ｎｏ．３５、３８、４４は溶融亜鉛めっき鋼板、Ｎｏ．３６、３９、４１〜４３、４７は合金化溶融亜鉛めっき鋼板、Ｎｏ．３７、４０、４６は溶融アルミニウムめっき鋼板である。溶融亜鉛めっき鋼板用の溶融亜鉛めっき浴はＡｌ：０．１９％含有亜鉛浴を使用し、浴温は４６０℃とした。合金化溶融亜鉛めっき鋼板用の溶融亜鉛めっき浴はＡｌ：０．１４％含有亜鉛浴を使用し、浴温は４６０℃とした。亜鉛めっき量は、片面当たり４５ｇ／ｍ２（両面めっき）に調整し、合金化処理は皮膜中Ｆｅ濃度が９〜１２質量％になるように調整した。溶融アルミニウムめっき鋼板用の溶融アルミニウムめっき浴の浴温は７００℃とした。また一部、板厚２．０ｍｍまで熱間圧延した鋼板を酸洗したものをそのまま表２に示す製造条件で、焼鈍に供した。
得られた鋼板の断面ミクロ組織、引張特性、穴広げ性について調査を行い、その結果を表３に示した。
Figure 0005825119
Ａｃ１変態点、Ａｃ３変態点は以下の式を用いて求めることができる。
Ａｃ１変態点（℃）
＝７５１−１６×（％Ｃ）＋１１×（％Ｓｉ）−２８×（％Ｍｎ）−５．５×（％Ｃｕ）−１６×（％Ｎｉ）＋１３×（％Ｃｒ）＋３．４×（％Ｍｏ）
Ａｃ３変態点（℃）
＝９１０−２０３√（％Ｃ）＋４５×（％Ｓｉ）−３０×（％Ｍｎ）−２０×（％Ｃｕ）−１５×（％Ｎｉ）＋１１×（％Ｃｒ）＋３２×（％Ｍｏ）＋１０４×（％Ｖ）＋４００×（％Ｔｉ）＋２００×（％Ａｌ）
Figure 0005825119
Figure 0005825119
フェライト、焼戻しマルテンサイトの面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察し、透明のＯＨＰシートに各相ごとに色付けし、画像を取り込み、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、対象の各結晶粒の面積を求め、それらの値を合計した面積を全体の面積から除して求めた。また、残留オーステナイトの体積率は、鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度により求めた。入射Ｘ線にはＭｏＫα線を使用し、残留オーステナイト相の｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面とフェライトの｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝面のピークの積分強度の全ての組み合わせについて強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とした。マルテンサイトの面積率は、上記で求めたフェライト、焼戻しマルテンサイトの面積率と残留オーステナイトの体積率とＳＥＭで識別可能なその他の相（セメンタイト等の炭化物、ベイナイト、パーライト）の面積率を全体から差し引きすることにより求めた。残留オーステナイトの平均結晶粒径は、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）で２０個の残留オーステナイトを観察し、上述のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、各々の面積を求め、円相当径を算出し、それらの値を平均して求めた。
また、引張試験は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようにサンプルを採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１０年）に準拠して行い、ＴＳ（引張強度）、ＥＬ（全伸び）を測定した。なお、ＴＳ×ＥＬ≧２２０００ＭＰａ・％の場合を延性が良好と判定した。
穴広げ性（伸びフランジ性）は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１（２００８年）に準拠して行った。得られた各鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断後、板厚２．０ｍｍ以上はクリアランス１２％±１％で、板厚２．０ｍｍ未満はクリアランス１２％±２％で、直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた後、内径７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力９ｔｏｎで抑えた状態で、６０°円錐のポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定し、下記の式から、限界穴広げ率λ（％）を求め、この限界穴広げ率の値から伸びフランジ性を評価した。
限界穴広げ率λ（％）＝｛（Ｄｆ−Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
ただし、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。なお、本発明では、λ≧３０（％）の場合を良好と判定した。
また、材質安定性は、焼鈍温度Ｔ１以外の条件が同じで焼鈍温度Ｔ１だけが異なる鋼板について、ＴＳの変動量を調査し、そのＴＳの変動量から焼鈍温度変化２０℃当たりの変動量（ΔＴＳ）を求め、このＴＳ変動量（ΔＴＳ）で評価した。２０℃当たりのＴＳ変動量（ΔＴＳ／Δ２０℃）が８０ＭＰａ以下の場合を良好と判定した。
図１は、本実施例のＮｏ．１〜３（本発明例、焼き戻し処理なし）、Ｎｏ．４〜６（本発明例、焼き戻し処理あり）及びＮｏ．２０〜２２（比較例）の焼鈍温度（Ｔ１）とＴＳの関係を示した図である。Ｎｏ．２０〜２２は、ＴＳ変動量が大きく、２０℃当たりのＴＳ変動量が１６５ＭＰａである。これに対して、Ｎｏ．１〜３はＴＳ変動量が小さく、２０℃当たりのＴＳ変動量が５５ＭＰａで、Ｎｏ．２０〜２２のＴＳ変動量の半分以下になっている。さらに、焼戻し処理を施したＮｏ．４〜６は、ＴＳ変動量がＮｏ．１〜３よりさらに小さく、２０℃当たりのＴＳ変動量が３５ＭＰａである。
本発明例の高強度鋼板は、いずれも７８０ＭＰａ以上のＴＳ、２２０００ＭＰａ・％以上のＴＳ×ＥＬ、３０％以上のλ、２０℃当たりのＴＳ変動量が８０ＭＰａ以下であり、加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板が得られている。室温まで冷却後本発明法で焼戻し処理を実施したものは、さらにλおよび材質安定性に優れた高強度鋼板が得られている。一方、比較例では、７８０ＭＰａ以上のＴＳであるが、ＴＳ×ＥＬ、λ、２０℃当たりのＴＳ変動量のいずれか一つ以上の特性が劣っている。
Ｎｏ．３７、４０、４６（溶融アルミニウムめっき鋼板）は、アルミニウムめっき浴温度がＡｃ１変態点＋１０℃〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域に適合する鋼のため、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板より、さらに高いＴＳ×ＥＬが得られている。Ｎｏ．４７（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）は、鋼成分が本発明範囲を外れる高Ｃ低Ｍｎであるため、合金化時に未変態オーステナイトがパーライトに変態し、所望の残留オーステナイト量を確保できず、良好なＴＳ×ＥＬが得られない。
本発明の高強度鋼板は、低Ｃの鋼組成で７８０ＭＰａ以上のＴＳ、２２０００ＭＰａ・％以上のＴＳ×ＥＬを有し、延性に優れ、さらに、穴広げ性と材質安定性にも優れる。本発明の高強度鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することで、車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は非常に大きい。

Claims (12)

  1. 成分組成は、質量％でＣ：０．０３％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．４％以上２．５％以下、Ｍｎ：３．５％以上１０．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０４１％以上２．５％以下、Ｎ：０．００８％以下、Ｓｉ＋Ａｌ：１．０％以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組織は、面積率で、３０％以上８０％以下のフェライトと、０％以上１７％以下のマルテンサイトと、体積率で、８％以上の残留オーステナイトを有し、さらに、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍ以下を満たすことを特徴とする加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板。
  2. さらに、鋼組織は、面積率で、５％以上の焼戻しマルテンサイトを有することを特徴とする請求項１に記載の加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板。
  3. さらに、成分組成として、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下のうちから選ばれる少なくとも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２に記載の加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板。
  4. さらに、成分組成として、質量％で、Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板。
  5. さらに、成分組成として、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板。
  6. 前記鋼板の表面に亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の加工性と材質安定性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
  7. 前記亜鉛系めっき皮膜は溶融亜鉛めっき皮膜または合金化溶融亜鉛めっき皮膜であることを特徴とする請求項６に記載の加工性と材質安定性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
  8. 前記鋼板の表面にアルミニウム系めっき皮膜を有することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の加工性と材質安定性に優れた高強度アルミニウムめっき鋼板。
  9. 請求項１、３、４、５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延、酸洗し、またはさらに冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点＋１０℃〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域で３０ｓ以上保持し、室温まで冷却し、またはさらに、室温〜５００℃の温度域において、下式を満たす条件で焼戻し処理を実施することを特徴とする、鋼組織は、面積率で、３０％以上８０％以下のフェライトと、０％以上１７％以下のマルテンサイトと、体積率で、８％以上の残留オーステナイトを有し、さらに、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍ以下を満たす、加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板の製造方法。
    ｅｘｐ［１６０／（５８０−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）≦２０
    但し、
    Ｔ：室温〜５００℃の温度域での平均保持温度（℃）
    ｔ：室温〜５００℃の温度域の保持時間（ｓ）
    ｅｘｐ（Ｘ）、ｌｎ（Ｘ）は、それぞれＸの指数関数、自然対数を示す。
  10. 請求項１、３、４、５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延、酸洗し、またはさらに冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点＋１０℃〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域で３０ｓ以上保持した後、冷却し、溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする、鋼組織は、面積率で、３０％以上８０％以下のフェライトと、０％以上１７％以下のマルテンサイトと、体積率で、８％以上の残留オーステナイトを有し、さらに、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍ以下を満たす、加工性と材質安定性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  11. 請求項１、３、４、５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延、酸洗し、またはさらに冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点＋１０℃〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域で３０ｓ以上保持した後、冷却し、溶融亜鉛めっき処理を施した後、４７０〜６００℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする、鋼組織は、面積率で、３０％以上８０％以下のフェライトと、０％以上１７％以下のマルテンサイトと、体積率で、８％以上の残留オーステナイトを有し、さらに、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍ以下を満たす、加工性と材質安定性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  12. 請求項１、３、４、５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延、酸洗し、またはさらに冷間圧延し、その後、Ａｃ１変態点＋１０℃〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域で３０ｓ以上保持した後、冷却し、溶融アルミニウムめっき処理を施すことを特徴とする、鋼組織は、面積率で、３０％以上８０％以下のフェライトと、０％以上１７％以下のマルテンサイトと、体積率で、８％以上の残留オーステナイトを有し、さらに、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍ以下を満たす、加工性と材質安定性に優れた高強度アルミニウムめっき鋼板の製造方法。
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