JP5857909B2 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、優れた伸びと穴広げ性を具備する高強度鋼板およびその製造方法に関する。
近年、自動車においては、地球環境保護の燃費向上や乗員の安全性確保が求められており、引張強度で９８０ＭＰａ以上の強度に加えて、加工性、特に伸びと穴広げ性がともに良好な高強度鋼板が要望され始めている。
このような鋼板については、例えば、特許文献１にベイナイトと焼き戻しマルテンサイトの比率を高めた高強度鋼板が開示されている。しかし、特許文献１に開示された方法では、焼鈍後の冷却停止温度を高めてベイナイトを生成させるため、焼き戻しマルテンサイトが十分得られず、硬質なＭＡ（martensite-austenite constituent）が多く残存して、穴広げ性が劣化しやすいという問題があった。ここで、ＭＡとは、非特許文献１に記載されているように、マルテンサイトと残留オーステナイトの複合体であり、島状マルテンサイトとも呼ばれる。
これに対して、急冷停止温度を下げて再加熱することにより焼き戻しマルテンサイト量を増加させる方法が、特許文献２に開示されている。しかし、特許文献２に開示された方法では、Ｃ含有量を高めて再加熱時にベイナイト変態を促進させて残留オーステナイトを得るため、残留オーステナイトの生成がベイナイト間で生じてしまい、穴広げ性に劣る。
溶接学会誌、一般社団法人溶接学会、1981、第50巻、第1号、p.37-46
本発明は、優れた伸びと穴広げ性を具備する引張強度で９８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。本発明の高強度鋼板は、電気亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む。
本発明者等は、溶接性を確保することが可能な０.２４％以下のＣ含有量を前提とし、優れた延性と穴広げ性とを両立した高強度鋼板を得るべく鋭意検討を行い、以下の新たな知見を得た。
（Ａ）高強度と優れた穴広げ性とを両立させるには、組織の不均一性を抑えることが必要であり、これには、比較的強度の高い焼き戻しマルテンサイトを４０体積％以上含有する鋼組織とすればよい。
（Ｂ）優れた延性を得るには、残留オーステナイトを５体積％以上含有する鋼組織とすればよい。
（Ｃ）残留オーステナイトの分布形態を適正化する、具体的には、焼き戻しマルテンサイトの粒内または焼き戻しマルテンサイトの粒に接して存在する残留オーステナイトの割合を高めることにより、穴拡げ性を一層向上させることができる。なお、残留オーステナイトがＭＡとして存在する場合は、ＭＡの分布形態を同様に適正化することにより、穴拡げ性を一層向上させることができる。
より具体的には、焼き戻しマルテンサイトの粒内に存在する残留オーステナイトおよびＭＡならびに焼き戻しマルテンサイトの粒に接して存在する残留オーステナイトおよびＭＡの総体積を、鋼組織に占める残留オーステナイトおよびＭＡの総体積の２０体積％以上とすることにより、穴拡げ性を一層向上させることができることを知見したのである。
この理由は定かではないが、次のように考えられる。
この理由は定かではないが、次のように考えられる。
すなわち、残留オーステナイト（ＭＡとして存在するものも含む）は、成形加工による変形中に硬質なマルテンサイトに変態し、大きな組織間硬度差を生じて穴拡げ加工時の亀裂発生の要因となることが一般的である。しかし、残留オーステナイトが比較的硬質な焼き戻しマルテンサイトの粒内または焼き戻しマルテンサイトの粒に接して存在することで、亀裂発生の要因となる大きな組織間硬度差が生じるのを回避でき、その結果、穴拡げ性が向上するものと考えられる。
本発明は、上記新知見に基づくものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０.１４％以上０.２４％以下、Ｓｉ：０．７％以上１.９％以下、Ｍｎ：１.７％以上３.５％以下、Ｐ：０.１％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：１.５％以下およびＮ：０.０２００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物である化学組成と、体積％で、ポリゴナルフェライト：３５％以下、残留オーステナイト：８％以上、焼き戻しマルテンサイト：４０％以上を有し、かつ前記焼き戻しマルテンサイトの粒内に存在する残留オーステナイトおよびＭＡならびに焼き戻しマルテンサイトの粒に接して存在する残留オーステナイトおよびＭＡの総体積が、鋼組織に占める残留オーステナイトおよびＭＡの総体積の２０体積％以上である鋼組織と、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、引張強度と全伸びとの積が１９５９６ＭＰａ・％以上であり、穴広げ率が４０％以上である機械特性と、を有することを特徴とする鋼板。
（１）質量％で、Ｃ：０.１４％以上０.２４％以下、Ｓｉ：０．７％以上１.９％以下、Ｍｎ：１.７％以上３.５％以下、Ｐ：０.１％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：１.５％以下およびＮ：０.０２００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物である化学組成と、体積％で、ポリゴナルフェライト：３５％以下、残留オーステナイト：８％以上、焼き戻しマルテンサイト：４０％以上を有し、かつ前記焼き戻しマルテンサイトの粒内に存在する残留オーステナイトおよびＭＡならびに焼き戻しマルテンサイトの粒に接して存在する残留オーステナイトおよびＭＡの総体積が、鋼組織に占める残留オーステナイトおよびＭＡの総体積の２０体積％以上である鋼組織と、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、引張強度と全伸びとの積が１９５９６ＭＰａ・％以上であり、穴広げ率が４０％以上である機械特性と、を有することを特徴とする鋼板。
（２）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０.３０％以下、Ｎｂ：０.３０％以下およびＶ：０.３０％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有する上記(１)に記載の鋼板。
（３）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：２.０％以下およびＭｏ：２.０％以下からなる群から選択される１種または２種を含有する上記（１）または（２）に記載の鋼板。
（４）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：２.０％以下およびＮｉ：２.０％以下からなる群から選択される１種または２種を含有する上記（１）〜（３）のいずれかに記載の鋼板。
（５）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０.０１％以下およびＲＥＭ：０.１％以下からなる群から選択される１種または２種を含有する上記（１）〜（４）のいずれかに記載の鋼板。
（６）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０.０２％以下を含有する上記（１）〜（５）のいずれかに記載の鋼板。
（７）前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂｉ：０.０５％以下を含有する上記（１）〜（６）のいずれかに記載の鋼板。
（８）冷延鋼板を、８２０℃以上の温度域に１５秒間以上保持した後、５５０℃以上８００℃以下の温度域まで０.５℃／秒以上１５℃／秒以下の冷却速度で冷却し、前記温度域から１４℃／秒以上２００℃／秒以下の冷却速度で１５０℃以上３９０℃以下の温度域まで冷却し、３３０℃以上５００℃以下の温度域で３０秒間以上６００秒間以下保持した後、室温まで冷却することを特徴とする上記（１）〜（７）のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
（９）冷延鋼板を、８２０℃以上の温度域に１５秒間以上保持した後、５５０℃以上８００℃以下の温度域まで０.５℃／秒以上１５℃／秒以下の冷却速度で冷却し、前記温度域から１４℃／秒以上２００℃／秒以下の冷却速度で１５０℃以上３９０℃以下の温度域まで冷却し、３３０℃以上５００℃以下の温度域で３０秒間以上６００秒間以下保持した後、溶融亜鉛めっきを施し、場合によりさらに合金化処理を行ってから室温まで冷却することを特徴とする上記（１）〜（７）のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
（１０）上記溶融めっきの後に、合金化熱処理を実施する、上記（９）に記載の鋼板の製造方法。
本発明に係る鋼板は、９８０ＭＰａ以上の高強度を有しながら、伸びと穴広げ性にも優れているので、ピラーやリインフォースなどの自動車の構造部品用途に最適である。
以下に本発明に係る鋼板およびその製造方法についてより詳しく説明する。本発明に係る鋼板は冷延鋼板またはその冷延鋼板を母材とするめっき鋼板である。以下では、特にこの冷延鋼板の化学組成、鋼の金属組織および製造条件について説明する。鋼の化学組成に関する％はいずれも質量％であり、残部はＦｅおよび不純物である
１．化学組成
［Ｃ：０.１１％以上０.２４％以下］
Ｃは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｃ含有量が０.１１％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難である。したがって、Ｃ含有量は０.１１％以上とする。好ましくは０.１４％以上である。一方、Ｃ含有量が０.２４％超では、靱性や溶接性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０.２４％以下とする。好ましくは０.２２％以下、さらに好ましくは０.１７％以下である。
１．化学組成
［Ｃ：０.１１％以上０.２４％以下］
Ｃは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｃ含有量が０.１１％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難である。したがって、Ｃ含有量は０.１１％以上とする。好ましくは０.１４％以上である。一方、Ｃ含有量が０.２４％超では、靱性や溶接性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０.２４％以下とする。好ましくは０.２２％以下、さらに好ましくは０.１７％以下である。
［Ｓｉ：０.７％以上１.９％以下］
Ｓｉは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。さらに、フェライトを強化し、組織を均一化し、加工性を改善するのに有効な元素である。また、Ｓｉは脱酸材として作用し、鋼中の介在物量を減少させる働きがある。Ｓｉ含有量が０.７％未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｓｉ含有量は０.７％以上とする。好ましくは１.０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が１.９％超では、ポリゴナルフェライトの体積率が過大となり、穴広げ性が低下する。したがって、Ｓｉの含有量は１.９％以下とする。好ましくは１.４％以下である。
Ｓｉは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。さらに、フェライトを強化し、組織を均一化し、加工性を改善するのに有効な元素である。また、Ｓｉは脱酸材として作用し、鋼中の介在物量を減少させる働きがある。Ｓｉ含有量が０.７％未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｓｉ含有量は０.７％以上とする。好ましくは１.０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が１.９％超では、ポリゴナルフェライトの体積率が過大となり、穴広げ性が低下する。したがって、Ｓｉの含有量は１.９％以下とする。好ましくは１.４％以下である。
［Ｍｎ：１.７％以上３.５％以下］
Ｍｎは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｍｎ含有量が１.７％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は１.７％以上とする。好ましくは２.０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３.５％超では、靱性、溶接性、遅れ破壊性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は３.５％以下とする。好ましくは２.８％以下である。
Ｍｎは、鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Ｍｎ含有量が１.７％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は１.７％以上とする。好ましくは２.０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３.５％超では、靱性、溶接性、遅れ破壊性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は３.５％以下とする。好ましくは２.８％以下である。
［Ｐ：０.１％以下］
Ｐは、一般に不純物として含有され、靱性を劣化させる作用を有する元素である。Ｐ含有量が０.１％超では靭性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０.１％以下とする。好ましくは０.０２％以下である。
Ｐは、一般に不純物として含有され、靱性を劣化させる作用を有する元素である。Ｐ含有量が０.１％超では靭性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０.１％以下とする。好ましくは０.０２％以下である。
［Ｓ：０.０１％以下］
Ｓは、一般に不純物として含有され、鋼中にＭｎＳを形成し、穴広げ性を劣化させる作用を有する。Ｓ含有量が０.０１％超では、穴広げ性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓの含有量は０.０１％以下とする。好ましくは０.００５％以下、さらに好ましくは０.００１２％以下である。
Ｓは、一般に不純物として含有され、鋼中にＭｎＳを形成し、穴広げ性を劣化させる作用を有する。Ｓ含有量が０.０１％超では、穴広げ性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓの含有量は０.０１％以下とする。好ましくは０.００５％以下、さらに好ましくは０.００１２％以下である。
［ｓｏｌ.Ａｌ：１.５％以下］
Ａｌは、フェライトを安定化させる作用を有する元素である。ｓｏｌ.Ａｌ含有量が１.５％超では、ポリゴナルフェライトの体積率が過大となり、穴広げ性の低下を招く。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ含有量は１.５％以下とする。なお、Ａｌは、通常は脱酸目的で添加される場合が多いが、本発明においては、Ａｌと同様に脱酸作用を有するＳｉを多量に含有し、Ｓｉによる脱酸が可能であるため、Ａｌの含有は必須ではない。Ａｌは、凝集して表面疵の原因となるアルミナを生成するので、これを抑制する観点からは、ｓｏｌ.Ａｌを０.１０％以下とすることが好ましく、０.０３５％以下とすることがさらに好ましく、０.００９％以下とすることが特に好ましい。
Ａｌは、フェライトを安定化させる作用を有する元素である。ｓｏｌ.Ａｌ含有量が１.５％超では、ポリゴナルフェライトの体積率が過大となり、穴広げ性の低下を招く。したがって、ｓｏｌ.Ａｌ含有量は１.５％以下とする。なお、Ａｌは、通常は脱酸目的で添加される場合が多いが、本発明においては、Ａｌと同様に脱酸作用を有するＳｉを多量に含有し、Ｓｉによる脱酸が可能であるため、Ａｌの含有は必須ではない。Ａｌは、凝集して表面疵の原因となるアルミナを生成するので、これを抑制する観点からは、ｓｏｌ.Ａｌを０.１０％以下とすることが好ましく、０.０３５％以下とすることがさらに好ましく、０.００９％以下とすることが特に好ましい。
［Ｎ：０.０２００％以下］
Ｎは、一般に不純物として含有されるが、鋼中に固溶Ｎとして存在すると焼付硬化能を上げる働きがあるので、積極的に含有させてもよい。しかし、Ｎ含有量が０.０２００％超では、窒化物として析出することによりスラブの割れの原因となる場合がある。したがって、Ｎ含有量は０.０２００％と以下する。
Ｎは、一般に不純物として含有されるが、鋼中に固溶Ｎとして存在すると焼付硬化能を上げる働きがあるので、積極的に含有させてもよい。しかし、Ｎ含有量が０.０２００％超では、窒化物として析出することによりスラブの割れの原因となる場合がある。したがって、Ｎ含有量は０.０２００％と以下する。
以下に説明する元素は、本発明に係る鋼板の化学組成に場合により含有させてもよい任意元素である。
［Ｔｉ：０.３０％以下、Ｎｂ：０.３０％以下およびＶ：０.３０％以下から選択される１種または２種以上］
ＴｉおよびＮｂは、析出物となって焼鈍時のオーステナイトの粒成長を抑制することにより、ＭＡ中のマルテンサイトの比率を低減させオーステナイトの比率を高めて、延性を向上させる作用を有する。Ｖは、鉄に固溶しやすく、析出は起こりにくいが、ＴｉやＮｂと同様に、焼鈍時のオーステナイトの粒成長を抑制する作用を有する。したがって、Ｔｉ、ＮｂおよびＶからなる群から選択される１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、Ｔｉ含有量が０.３０％超であったり、Ｎｂ含有量が０.３０％超であったりすると、焼鈍時のオーステナイトが過度に細粒化するとともに炭化物析出にともなって母相中のＣ含有量が低下してしまうため、ポリゴナルフェライトが過剰に生成してしまい、穴拡げ性の劣化を招く。また、Ｖ含有量を０.３０％超としても、上記作用による効果は飽和して、コスト的に不利になる。したがって、Ｔｉ含有量は０.３０％以下、Ｎｂ含有量は０.３０％以下、Ｖ含有量は０.３０％以下とする。Ｔｉ含有量は０.０２０％以下とすることが好ましく、０.００９％以下とすることがさらに好ましい。Ｎｂ含有量は０.０２０％以下とすることが好ましく、０.００９％以下とすることがさらに好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ：０.００１％以上、Ｎｂ：０.００１％以上およびＶ：０.００１％以上のいずれかを満足させることが好ましい。
ＴｉおよびＮｂは、析出物となって焼鈍時のオーステナイトの粒成長を抑制することにより、ＭＡ中のマルテンサイトの比率を低減させオーステナイトの比率を高めて、延性を向上させる作用を有する。Ｖは、鉄に固溶しやすく、析出は起こりにくいが、ＴｉやＮｂと同様に、焼鈍時のオーステナイトの粒成長を抑制する作用を有する。したがって、Ｔｉ、ＮｂおよびＶからなる群から選択される１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、Ｔｉ含有量が０.３０％超であったり、Ｎｂ含有量が０.３０％超であったりすると、焼鈍時のオーステナイトが過度に細粒化するとともに炭化物析出にともなって母相中のＣ含有量が低下してしまうため、ポリゴナルフェライトが過剰に生成してしまい、穴拡げ性の劣化を招く。また、Ｖ含有量を０.３０％超としても、上記作用による効果は飽和して、コスト的に不利になる。したがって、Ｔｉ含有量は０.３０％以下、Ｎｂ含有量は０.３０％以下、Ｖ含有量は０.３０％以下とする。Ｔｉ含有量は０.０２０％以下とすることが好ましく、０.００９％以下とすることがさらに好ましい。Ｎｂ含有量は０.０２０％以下とすることが好ましく、０.００９％以下とすることがさらに好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｔｉ：０.００１％以上、Ｎｂ：０.００１％以上およびＶ：０.００１％以上のいずれかを満足させることが好ましい。
［Ｃｒ：２.０％以下およびＭｏ：２.０％以下から選択される１種または２種］
ＣｒおよびＭｏは、Ｍｎと同様にオ−ステナイトを安定化することで変態強化を促進する作用を有し、鋼板の高強度化に有効である。したがって、ＣｒおよびＭｏからなる群から選択される１種または２種を含有させてもよい。しかし、Ｃｒ含有量が２.０％を超えたり、Ｍｏ含有量が２.０％を超えると、化成処理性の低下を招く。したがって、Ｃｒ含有量は２.０％以下、Ｍｏ含有量は２.０％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るにはＣｒ：０.００１％以上およびＭｏ：０.００１％以上のいずれかを満足させることが好ましい。
ＣｒおよびＭｏは、Ｍｎと同様にオ−ステナイトを安定化することで変態強化を促進する作用を有し、鋼板の高強度化に有効である。したがって、ＣｒおよびＭｏからなる群から選択される１種または２種を含有させてもよい。しかし、Ｃｒ含有量が２.０％を超えたり、Ｍｏ含有量が２.０％を超えると、化成処理性の低下を招く。したがって、Ｃｒ含有量は２.０％以下、Ｍｏ含有量は２.０％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るにはＣｒ：０.００１％以上およびＭｏ：０.００１％以上のいずれかを満足させることが好ましい。
［Ｃｕ：２.０％以下およびＮｉ：２.０％以下から選択される１種または２種］
ＣｕおよびＮｉは、腐食抑制効果があり、表面に濃化して水素の侵入を抑え、遅れ破壊を抑制する作用を有する。したがって、ＣｕおよびＮｉからなる群から選択される１種または２種を含有させてもよい。しかし、いずれの元素も２.０％を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和してしまい、コスト的に不利となる。したがって、Ｃｕ含有量は２.０％以下、Ｎｉ含有量は２.０％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｕ：０.００１％以上およびＮｉ：０.００１％以上のいずれかを満足させることが好ましい。
ＣｕおよびＮｉは、腐食抑制効果があり、表面に濃化して水素の侵入を抑え、遅れ破壊を抑制する作用を有する。したがって、ＣｕおよびＮｉからなる群から選択される１種または２種を含有させてもよい。しかし、いずれの元素も２.０％を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和してしまい、コスト的に不利となる。したがって、Ｃｕ含有量は２.０％以下、Ｎｉ含有量は２.０％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃｕ：０.００１％以上およびＮｉ：０.００１％以上のいずれかを満足させることが好ましい。
［Ｃａ：０.０１％以下およびＲＥＭ：０.１％以下から選択される１種または２種］
ＣａおよびＲＥＭは、鋼中のＳと結合して、硫化物を球状化させることにより、局部延性を向上させる作用を有する。したがって、ＣａおよびＲＥＭからなる群から選択される１種または２種を含有させてもよい。しかし、Ｃａについては０.０１％を超えて含有させても、ＲＥＭについては０.１％を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和してしまい、コスト的に不利となる。したがって、Ｃａ含有量は０.０１％以下、ＲＥＭ含有量は０.１％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃａ：０.０００１％以上およびＲＥＭ：０.０００１％以上のいずれかを満足させることが好ましい。
ＣａおよびＲＥＭは、鋼中のＳと結合して、硫化物を球状化させることにより、局部延性を向上させる作用を有する。したがって、ＣａおよびＲＥＭからなる群から選択される１種または２種を含有させてもよい。しかし、Ｃａについては０.０１％を超えて含有させても、ＲＥＭについては０.１％を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和してしまい、コスト的に不利となる。したがって、Ｃａ含有量は０.０１％以下、ＲＥＭ含有量は０.１％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｃａ：０.０００１％以上およびＲＥＭ：０.０００１％以上のいずれかを満足させることが好ましい。
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を指す。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
［Ｂ：０.０２％以下］
Ｂは、粒界からの核生成を抑え、焼き入れ性を高めることにより、強度を高める作用を有する。したがって、Ｂを含有させてもよい。しかし、Ｂ含有量が０.０２％超では、上記作用による効果は飽和してしまい、コスト的に不利となる。したがって、Ｂ含有量は０.０２％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂ含有量を０.０００１％以上とすることが好ましい。
Ｂは、粒界からの核生成を抑え、焼き入れ性を高めることにより、強度を高める作用を有する。したがって、Ｂを含有させてもよい。しかし、Ｂ含有量が０.０２％超では、上記作用による効果は飽和してしまい、コスト的に不利となる。したがって、Ｂ含有量は０.０２％以下とする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂ含有量を０.０００１％以上とすることが好ましい。
［Ｂｉ：０.０５％以下］
Ｍｎなどがミクロ偏析すると、硬さの不均一なバンド組織が発達して加工性を低下させる。Ｂｉは凝固界面に濃化してデンドライト間隔を狭くし、凝固偏析を小さくする作用がある。したがって、Ｂｉを含有させてもよい。しかし、Ｂｉ含有量が０.０５％超では、表面品質の劣化を生じさせる。したがって、Ｂｉ含有量は０.０５％以下とする。好ましくは０.０１％以下、さらに好ましくは０.００５０％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ含有量を０.０００１％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０.０００３％以上である。
Ｍｎなどがミクロ偏析すると、硬さの不均一なバンド組織が発達して加工性を低下させる。Ｂｉは凝固界面に濃化してデンドライト間隔を狭くし、凝固偏析を小さくする作用がある。したがって、Ｂｉを含有させてもよい。しかし、Ｂｉ含有量が０.０５％超では、表面品質の劣化を生じさせる。したがって、Ｂｉ含有量は０.０５％以下とする。好ましくは０.０１％以下、さらに好ましくは０.００５０％以下である。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｂｉ含有量を０.０００１％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは０.０００３％以上である。
２．鋼組織
本発明に係る鋼板は、体積％で、ポリゴナルフェライト：３５％以下、残留オーステナイト：５％以上、焼き戻しマルテンサイト：４０％以上であって、焼き戻しマルテンサイトの粒内に存在する残留オーステナイトおよびＭＡならびに焼き戻しマルテンサイトの粒に接して存在する残留オーステナイトおよびＭＡの総体積が、鋼組織に占める残留オーステナイトおよびＭＡの総体積の２０体積％以上である鋼組織を有する。
本発明に係る鋼板は、体積％で、ポリゴナルフェライト：３５％以下、残留オーステナイト：５％以上、焼き戻しマルテンサイト：４０％以上であって、焼き戻しマルテンサイトの粒内に存在する残留オーステナイトおよびＭＡならびに焼き戻しマルテンサイトの粒に接して存在する残留オーステナイトおよびＭＡの総体積が、鋼組織に占める残留オーステナイトおよびＭＡの総体積の２０体積％以上である鋼組織を有する。
鋼組織は、周知の方法で冷延鋼板の断面観察やＸ線測定を行うことにより各相の面積率を求め、その面積率を体積率とみなすことにより求めたものである。観察部位は、標準的な鋼組織を示す表面から板厚の１／４の深さの位置とする。
［ポリゴナルフェライト体積率：３５％以下］
ポリゴナルフェライトは、軟質な相であるため、割れの起点となりやすい。ポリゴナルフェライトの体積率が３５％を超えると穴広げ性が劣化する。したがって、ポリゴナルフェライトの体積率は３５％以下とする。好ましくは１５％以下、さらに好ましくは５％以下である。ポリゴナルフェライトは少ないほど好ましいので、ポリゴナルフェライトの体積率の下限は規定する必要はなく、０％であってもよい。
ポリゴナルフェライトは、軟質な相であるため、割れの起点となりやすい。ポリゴナルフェライトの体積率が３５％を超えると穴広げ性が劣化する。したがって、ポリゴナルフェライトの体積率は３５％以下とする。好ましくは１５％以下、さらに好ましくは５％以下である。ポリゴナルフェライトは少ないほど好ましいので、ポリゴナルフェライトの体積率の下限は規定する必要はなく、０％であってもよい。
［残留オーステナイト体積率：５％以上］
残留オーステナイトは、成形加工中に硬質なマルテンサイトに変態することにより、ｎ値を向上させて、延性を高める作用を有する。残留オーステナイトの体積率が５％未満では、上記効果を得ることが困難である。したがって、残留オーステナイトの体積率は５％以上とする。好ましくは８％以上、さらに好ましくは１０％以上である。
残留オーステナイトは、成形加工中に硬質なマルテンサイトに変態することにより、ｎ値を向上させて、延性を高める作用を有する。残留オーステナイトの体積率が５％未満では、上記効果を得ることが困難である。したがって、残留オーステナイトの体積率は５％以上とする。好ましくは８％以上、さらに好ましくは１０％以上である。
［焼き戻しマルテンサイト体積率：４０％以上］
焼き戻しマルテンサイトは、組織の不均一性を抑え、高い強度と優れた穴広げ性とを両立させる作用を有する。焼き戻しマルテンサイトの体積率が４０％未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、焼き戻しマルテンサイトの体積率は４０％以上とする。好ましくは５０％以上、さらに好ましくは７０％以上、特に好ましくは８０％以上である。
焼き戻しマルテンサイトは、組織の不均一性を抑え、高い強度と優れた穴広げ性とを両立させる作用を有する。焼き戻しマルテンサイトの体積率が４０％未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、焼き戻しマルテンサイトの体積率は４０％以上とする。好ましくは５０％以上、さらに好ましくは７０％以上、特に好ましくは８０％以上である。
焼き戻しマルテンサイトは、粒内に短辺で４０ｎｍ以上の大きさの鉄炭化物の析出が観察されることから、マルテンサイトとは区別される。焼き戻しマルテンサイトは、次に述べるように、粒内に残留オーステナイトまたはＭＡを含有しうる。
鋼組織は、上記の体積率を満たす限り、上記以外の相を含有していてもよい。そのような相としては、ベイナイト、パーライト、焼き戻しされていないマルテンサイトおよびＭＡが挙げられる。
［焼き戻しマルテンサイトの粒内に存在する残留オーステナイトおよびＭＡならびに焼き戻しマルテンサイトの粒に接して存在する残留オーステナイトおよびＭＡの総体積が鋼組織中の残留オーステナイトおよびＭＡの総体積に占める割合：２０体積％以上］
上述したように、残留オーステナイトを含有させることにより、鋼板の延性を向上させることが可能となる。しかし、残留オーステナイトは、成形加工による変形中に硬質なマルテンサイト変態し、大きな組織間硬度差を生じて穴拡げ加工時の亀裂発生の要因となることが一般的である。このため、単に残留オーステナイトを含有させたのでは、延性の向上を図ることができたとしても、優れた穴拡げ性を確保することが困難となる。
上述したように、残留オーステナイトを含有させることにより、鋼板の延性を向上させることが可能となる。しかし、残留オーステナイトは、成形加工による変形中に硬質なマルテンサイト変態し、大きな組織間硬度差を生じて穴拡げ加工時の亀裂発生の要因となることが一般的である。このため、単に残留オーステナイトを含有させたのでは、延性の向上を図ることができたとしても、優れた穴拡げ性を確保することが困難となる。
本発明においては、残留オーステナイトの存在形態を制御することにより、優れた延性のみならず優れた穴拡げ性をも確保することを可能にする。すなわち、比較的硬質な焼き戻しマルテンサイトの粒内または焼き戻しマルテンサイトの粒に接して存在する残留オーステナイトおよびＭＡの割合を高めることにより、穴拡げ性を向上させる。
焼き戻しマルテンサイトの粒内に存在する残留オーステナイトおよびＭＡならびに焼き戻しマルテンサイトの粒に接して存在する残留オーステナイトおよびＭＡの総体積が鋼組織中の残留オーステナイトおよびＭＡの総体積に占める割合が２０体積％未満では、優れた穴拡げ性を確保することが困難である。したがって、焼き戻しマルテンサイトの粒内に存在する残留オーステナイトおよびＭＡならびに焼き戻しマルテンサイトの粒に接して存在する残留オーステナイトおよびＭＡの総体積の鋼組織に占める残留オーステナイトおよびＭＡの総体積に占める割合を２０体積％以上とする。この割合は好ましくは３０％以上であり、より好ましくは４０％以上である。
３．機械特性
本発明に係る冷延鋼板は、高強度鋼板として必要な９８０ＭＰａ以上の引張強度を有すると共に、延性および穴広げ性にも優れている。高い延性の目安として、引張強度×全伸びの積は１７０００ＭＰａ・％以上であることが好ましく、１９０００ＭＰａ・％以上であることがさらに好ましい。穴広げ率は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に従った測定において３０％以上であることが好ましく、４０％以上であることがさらに好ましい。
本発明に係る冷延鋼板は、高強度鋼板として必要な９８０ＭＰａ以上の引張強度を有すると共に、延性および穴広げ性にも優れている。高い延性の目安として、引張強度×全伸びの積は１７０００ＭＰａ・％以上であることが好ましく、１９０００ＭＰａ・％以上であることがさらに好ましい。穴広げ率は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に従った測定において３０％以上であることが好ましく、４０％以上であることがさらに好ましい。
４．製造方法
本発明に係る鋼板は、上記化学組成を有する冷間圧延鋼板に対して、８２０℃以上の温度域に１５秒間以上保持した後、５５０℃以上８００℃以下の温度域まで０.５℃／秒以上１５℃／秒以下の冷却速度で冷却し、前記温度域から１５℃／秒以上２００℃／秒以下の冷却速度で１５０℃以上３９０℃以下の温度域まで冷却し、３３０℃以上５００℃以下の温度域で３０秒間以上６００秒間以下保持した後、室温まで冷却するという条件で焼鈍を施すことにより製造することができる。
本発明に係る鋼板は、上記化学組成を有する冷間圧延鋼板に対して、８２０℃以上の温度域に１５秒間以上保持した後、５５０℃以上８００℃以下の温度域まで０.５℃／秒以上１５℃／秒以下の冷却速度で冷却し、前記温度域から１５℃／秒以上２００℃／秒以下の冷却速度で１５０℃以上３９０℃以下の温度域まで冷却し、３３０℃以上５００℃以下の温度域で３０秒間以上６００秒間以下保持した後、室温まで冷却するという条件で焼鈍を施すことにより製造することができる。
［８２０℃以上の温度域に１５秒間以上保持］
焼鈍時の加熱温度が８２０℃未満であったり、加熱保持時間が１５秒間未満であったりすると、焼鈍過程におけるオーステナイトへの変態量が不足し、最終製品においてポリゴナルフェライトの体積率が過大となり、穴広げ性が劣化する場合がある。したがって、焼鈍温度は８２０℃以上とする。好ましくは８５０℃以上であり、さらに好ましくはオーステナイト単相域である。また、焼鈍時間は１５秒間以上とする。焼鈍温度および焼鈍時間の上限は特に規定しないが、製造コストおよび表面品質の観点からは、焼鈍温度は９００℃以下とすることが好ましく、焼鈍時間は３００秒間以下とすることが好ましい。
焼鈍時の加熱温度が８２０℃未満であったり、加熱保持時間が１５秒間未満であったりすると、焼鈍過程におけるオーステナイトへの変態量が不足し、最終製品においてポリゴナルフェライトの体積率が過大となり、穴広げ性が劣化する場合がある。したがって、焼鈍温度は８２０℃以上とする。好ましくは８５０℃以上であり、さらに好ましくはオーステナイト単相域である。また、焼鈍時間は１５秒間以上とする。焼鈍温度および焼鈍時間の上限は特に規定しないが、製造コストおよび表面品質の観点からは、焼鈍温度は９００℃以下とすることが好ましく、焼鈍時間は３００秒間以下とすることが好ましい。
［５５０℃以上８００℃以下の温度域まで０.５℃／秒以上１５℃／秒以下の冷却速度で冷却］
変態の潜伏時間を消費しつつポリゴナルフェライトの生成を抑制することにより、最終製品において目的とする鋼組織を得るために、焼鈍温度に加熱した後にこのような緩冷却を行う。冷却速度は１℃／秒以上８℃／秒以下とすることが好ましい。
変態の潜伏時間を消費しつつポリゴナルフェライトの生成を抑制することにより、最終製品において目的とする鋼組織を得るために、焼鈍温度に加熱した後にこのような緩冷却を行う。冷却速度は１℃／秒以上８℃／秒以下とすることが好ましい。
［上記温度域から１５℃／秒以上２００℃／秒以下の冷却速度で１５０℃以上３９０℃以下の温度域まで冷却］
上記緩冷却の後、急冷を行う。急冷開始温度が５５０℃未満であったり、その冷却速度が１５℃／秒未満であったりすると、ポリゴナルフェライト生成量が過剰となり、穴広げ性が劣化する場合がある。したがって、急冷開始温度は５５０℃以上、冷却速度は１５℃／秒以上とする。冷却速度は３０℃／秒以上とすることが好ましい。
上記緩冷却の後、急冷を行う。急冷開始温度が５５０℃未満であったり、その冷却速度が１５℃／秒未満であったりすると、ポリゴナルフェライト生成量が過剰となり、穴広げ性が劣化する場合がある。したがって、急冷開始温度は５５０℃以上、冷却速度は１５℃／秒以上とする。冷却速度は３０℃／秒以上とすることが好ましい。
一方、急冷開始温度が８００℃を超えたり、冷却速度が２００℃／秒を越えたりすると、旧オーステナイト粒界での残留オーステナイトを含むベイナイトやポリゴナルフェライトの生成が不足してしまい、焼き戻しマルテンサイトが島状に分布しなくなり、焼き戻しマルテンサイトの粒内に存在する残留オーステナイトおよびＭＡならびに焼き戻しマルテンサイトの粒に接して存在する残留オーステナイトおよびＭＡの総体積を、鋼組織に占める残留オーステナイトおよびＭＡの総体積の２０体積％以上とすることが困難となる。したがって、急冷開始温度は８００℃以下、急冷速度は２００℃／秒以下とする。冷却速度は１５０℃／秒以下とすることが好ましい。
急冷停止温度が１５０℃未満では、マルテンサイト変態が過度に進行してしまい、オーステナイトの体積率が不足する場合がある。したがって、急冷停止温度は１５０℃以上とする。好ましくは２００℃以上である。一方、急冷停止温度が３９０℃超では、マルテンサイト生成量が不足する場合がある。したがって、急冷停止温度は３９０℃以下とする。好ましくは３５０℃以下である。急冷停止後の保持時間は特に規定しないが、温度むら解消のために１秒間以上とすることが好ましく、設備制約上３００秒間以内とすることが好ましい。
［３３０℃以上５００℃以下の温度域で３０秒間以上６００秒間以下保持］
この温度保持は焼き戻し熱処理であり、マルテンサイトを焼き戻すためと残留オーステナイト中にＣを濃縮させて安定化させるために行う。
この温度保持は焼き戻し熱処理であり、マルテンサイトを焼き戻すためと残留オーステナイト中にＣを濃縮させて安定化させるために行う。
焼戻し温度が３３０℃未満では、マルテンサイトの焼き戻しとオーステナイトへのＣ濃化が不十分となり、最終製品において残留オーステナイトの体積率が不足する場合がある。したがって、焼戻し温度は３３０℃以上とする。好ましくは３７０℃以上である。一方、焼戻し温度が５５０℃超では、セメンタイトの析出が著しくなり、最終製品においてオーステナイト体積率が不足する場合がある。したがって、焼戻し温度は５５０℃以下とする。好ましくは４８０℃以下、さらに好ましくは４５０℃以下である。
上記焼戻し処理の後は、冷延鋼板の場合は室温まで冷却され、Ｃが濃縮したオーステナイトは残留オーステナイトとして残留する。
一方、溶融亜鉛めっき鋼板の場合は、溶融亜鉛めっきと、必要に応じて引き続き合金化熱処理が施された後、室温まで冷却される。溶融亜鉛めっきおよび合金化熱処理は常法に従って実施すればよい。めっき付着量や合金化熱処理における合金化度にも特に制限はない。
こうして製造され、室温に冷却された鋼板（冷延鋼板または溶融亜鉛めっき鋼板）には、平坦矯正のためスキンパスやレベラーを施しても何ら問題がなく、塗油や潤滑作用のある皮膜を施しても構わない。
上記製造方法に供する冷延鋼板の製造方法は特に限定されないが、冷間圧延の前の熱間圧延工程においては、次のようにすることが好ましい。すなわち、偏析等を減少させるためにスラブの加熱温度は１１００℃以上とすることが好ましい。また、加工性に不利な集合組織の生成を抑制するために圧延完了温度Ａｒ3点以上とすることが好ましい。さらに、表層の粒界酸化によるフラップの発生を抑制するために巻取温度は７００℃以下とすることが好ましく、６００℃以下とすることがさらに好ましい。
表１に示す化学組成を有する鋼を実験炉で溶製し、厚みが４０ｍｍのスラブを作製した。このスラブに熱間圧延を施し、板厚２.６ｍｍの熱延鋼板を製造した。熱延は、スラブを１２５０℃に加熱後、仕上温度を８８０〜９４０℃で行い、巻き取りは４００〜６９０℃とした。なお巻き取りは、巻き取り温度まで水スプレー冷却後炉に装入し、巻き取り温度で６０分保持した後、２０℃／時の冷却速度で２００℃以下まで炉冷することによりシミュレートした。その後、酸洗によりスケールを除去し、板厚１.２ｍｍまで冷間圧延を施した。
このようにして得られた未焼鈍の冷延鋼板から、熱処理用試験材を採取し、焼鈍を行なった。焼鈍は５〜２０℃／ｓの速度で焼鈍温度まで昇温後、その温度に３０秒間保持し、その後の緩冷却に引き続き急冷を行い、急冷停止温度まで冷却後に５秒間保持してから、１０℃／ｓの昇温速度で焼き戻しのために再加熱を行った。製品が冷延鋼板の場合には、その後室温まで冷却した。溶融めっき鋼板では、その後に溶融めっきを施し、めっき中の鉄濃度が９〜１１％になるように５２０℃で合金化熱処理を施した後、室温まで冷却した。これら製造条件は表２に示す。
こうして製造された冷延鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、圧延平行方向に採取したナイタル腐食後の断面組織をＳＥＭにて観察し、ポリゴナルフェライト量と焼き戻しマルテンサイト量と残留オーステナイトとＭＡの量を測定した。さらにＳＥＭで測定した残留オーステナイトとＭＡの総量を１００として、焼き戻しマルテンサイト中あるいは焼き戻しマルテンサイトに接して生成している残留オーステナイトとＭＡの分率を測定した。実際の残留オーステナイト量は板厚１／４の位置をＸ線で測定した。
引張り試験は、圧延直角方向にＪＩＳ５号引張り試験片を採取して行い、引張強度（ＴＳ）、降伏点強度（ＹＰ）および全伸び（ＥＬ）を求めた。また、穴広げ試験はＪＩＳＺ２２５６に準じて行って、穴広げ率を求めた。これらの結果は表３に示す。
表３に示すように、本発明に従った試験Ｎｏ.１〜２１および２５〜３５の鋼板は、引張強度で９８０ＭＰａ以上の高強度と引張強度引張強度×全伸びの積で１７０００ＭＰａ・％以上の良好な伸びを示した。また、穴広げ率３０％以上の良好な穴広げ性を示した。
これに対し、Ｃ含有量の高い試験Ｎｏ.２２は、オーステナイトが粗大でＭＡの量が多くなり、伸びが著しく低い上、穴広げ性が低かった。Ｓｉ含有量の低い試験Ｎｏ.２３とＭｎ量の低い試験Ｎｏ.２４は、残留オーステナイト量が少なく、伸びに劣った。また焼鈍温度の低い試験Ｎｏ.３６、急冷開始温度の低い試験Ｎｏ.３７と急冷冷却速度の低い試験Ｎｏ.３８はポリゴナルフェライト量が多いため、穴広げ性に劣った。急冷停止温度が高い試験Ｎｏ.３９は、焼き戻しマルテンサイトが十分得られず穴広げ性に劣り、急冷停止温度が低い試験Ｎｏ.４０は、残留オーステナイトが得られず、伸びに劣った。急冷開始後の再加熱温度が低い試験Ｎｏ.４１は、オーステナイトへのＣの濃化が不十分で安定化せず、残留オーステナイトが十分に得られず、伸びに劣った。急冷開始後の再加熱温度が高い試験Ｎｏ.４２は、焼き戻しマルテンサイトが十分得られず、穴広げ性に劣った。緩冷冷却速度の速い試験Ｎｏ.４３は、ベイナイトラス界面に存在する残留オーステナイトが多く、穴広げ性が十分でなかった。
Claims (10)
- 質量％で、Ｃ：０.１４％以上０.２４％以下、Ｓｉ：０．７％以上１.９％以下、Ｍｎ：１.７％以上３.５％以下、Ｐ：０.１％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：１.５％以下、およびＮ：０.０２００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物である化学組成と、
体積％で、ポリゴナルフェライト：３５％以下、残留オーステナイト：８％以上、焼き戻しマルテンサイト：４０％以上を有し、かつ前記焼き戻しマルテンサイトの粒内に存在する残留オーステナイトおよびＭＡならびに焼き戻しマルテンサイトの粒に接して存在する残留オーステナイトおよびＭＡの総体積が、鋼組織に占める残留オーステナイトおよびＭＡの総体積の２０体積％以上である鋼組織と、
引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、引張強度と全伸びとの積が１９５９６ＭＰａ・％以上であり、穴広げ率が４０％以上である機械特性と、
を有することを特徴とする鋼板。 - 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０.３０％以下、Ｎｂ：０.３０％以下およびＶ：０.３０％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有する請求項１に記載の鋼板。
- 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：２.０％以下およびＭｏ：２.０％以下からなる群から選択される１種または２種を含有する請求項１または請求項２に記載の鋼板。
- 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：２.０％以下およびＮｉ：２.０％以下からなる群から選択される１種または２種を含有する請求項１から請求項３までのいずれかに記載の鋼板。
- 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０.０１％以下およびＲＥＭ：０.１％以下からなる群から選択される１種または２種を含有する請求項１から請求項４までのいずれかに記載の鋼板。
- 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０.０２％以下を含有する請求項１から請求項５までのいずれかに記載の鋼板。
- 前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂｉ：０.０５％以下を含有する請求項１から請求項６までのいずれかに記載の鋼板。
- 冷延鋼板を、８２０℃以上の温度域に１５秒間以上保持した後、５５０℃以上８００℃以下の温度域まで０.５℃／秒以上１４℃／秒以下の冷却速度で冷却し、前記温度域から１５℃／秒以上２００℃／秒以下の冷却速度で１５０℃以上３９０℃以下の温度域まで冷却し、３３０℃以上５００℃以下の温度域で３０秒間以上６００秒間以下保持した後、室温まで冷却することを特徴とする請求項１から請求項７までのいずれかに記載の鋼板の製造方法。
- 冷延鋼板を、８２０℃以上の温度域に１５秒間以上保持した後、５５０℃以上８００℃以下の温度域まで０.５℃／秒以上１４℃／秒以下の冷却速度で冷却し、前記温度域から１５℃／秒以上２００℃／秒以下の冷却速度で１５０℃以上３９０℃以下の温度域まで冷却し、３３０℃以上５００℃以下の温度域で３０秒間以上６００秒間以下保持した後、溶融亜鉛めっきを施し、室温まで冷却することを特徴とする請求項１から請求項７までのいずれかに記載の鋼板の製造方法。
- 前記溶融めっきの後に、合金化熱処理を実施する、請求項９に記載の鋼板の製造方法。
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