JP6354919B1 - 薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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引張強さ：９５０ＭＰａ以上を有し、かつ良好な靱性を有する薄鋼板およびその製造方法を提供する。特定の成分組成と、フェライト面積率が３０％以下（０％を含む）、焼き戻されたマルテンサイトの面積率が７０％以上（１００％含む）、残留オーステナイトの面積率が４．５％以下（０％を含む）であり、焼き戻されたマルテンサイト粒内に析出した鉄系炭化物の粒子径が大きい方から１０％の鉄系炭化物の平均アスペクト比が３．５以上である金属組織とを有することを特徴とする薄鋼板とする。

Description

本発明は、薄鋼板およびその製造方法に関する。本発明の薄鋼板は、引張強さ（ＴＳ）：９５０ＭＰａ以上の強度で、優れた靱性を兼備する。このため、本発明の薄鋼板は、自動車用骨格部材の素材に適する。
近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量の規制を目的として自動車業界全体で自動車の燃費改善が指向されている。自動車の燃費改善には、使用部品の薄肉化による自動車の軽量化が最も有効であるため、近年、自動車部品用素材としての高強度鋼板の使用量が増加しつつある。
一方、鋼板の靱性は高強度化にともない悪化する傾向にある。そのため、高強度に加え、靱性を兼備した鋼板が望まれている。これら特性を満足しない鋼板では、自動車部材成形時に割れといった欠陥が生じたり、成形後の耐衝撃性が著しく低下したりするため、自動車部品等への適用ができない。自動車部品等を軽量化するうえでは、高強度と靱性とを兼備した鋼板開発が必須であり、これまでにも高強度の冷延鋼板および溶融めっき鋼板について、様々な技術が提案されている。
例えば、特許文献１では、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．５％、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｍｎ：１．５〜３％、Ａｌ：０．００５〜１．０％、Ｐ：０％超０．１％以下、およびＳ：０％超０．０５％以下を満足し、ポリゴナルフェライトが１０〜５０％、残留オーステナイトが５％以上、ＥＢＳＤで得られるＩＱ分布を制御することで低温靱性に優れた高強度鋼板が得られるとしている。
特許文献２では、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：１．５〜４．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜０．５０％、Ｃｒ：０．０１０〜２．０００％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｔｉ：０．００５〜０．１００％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％を、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＢを規定の範囲内で含有させ、面積率でフェライト：１０％以下、ベイニティックフェライト：２〜３０％、マルテンサイト：６０〜９８％を含み、Ｘ線回折法により求めた残留オーステナイトの割合が２％未満からなる金属組織としたうえで、ベイナイトのみに隣接する塊状マルテンサイトの全組織に占める割合が１０％以下とし、表面から板厚方向に１００μｍの位置と２０μｍの位置との硬度差を規定することで、耐衝撃性及び曲げ加工性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られるとしている。
特開２０１５−２００００６号公報 特許５８５８１９９号公報
特許文献１で提案された技術では、残留オーステナイトを多く含み、曲げ加工時に残留オーステナイトが加工誘起変態することでマルテンサイトへと変化する。このマルテンサイトが曲げ加工後の靱性を低下させるため、特許文献１で提案された技術では、本発明で求める曲げ加工後の靱性が得られない。
特許文献２で提案された技術では、マルテンサイトを主体とする組織で強度を得ている。マルテンサイトは曲げ加工後の靱性を低下させるため、特許文献２で提案された技術では、求める鋼板が得られない。
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、引張強さ：９５０ＭＰａ以上を有し、かつ良好な靱性を有する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。
本発明者らは上記課題を解決するために、引張強さ９５０ＭＰａかつ良好な靭性を兼備する薄鋼板の要件について鋭意検討した。本件で対象とする薄鋼板の板厚は、０．４ｍｍ以上３．２ｍｍ以下である。実際の自動車用部材の多くは曲げ加工がなされる。その曲げ加工部の靱性について鋭意検討を重ねた結果、焼入れままマルテンサイトおよび残留オーステナイトが一定量存在すると靱性が劣化する結果が得られた。特に残留オーステナイトから曲げ加工で塑性誘起変態したマルテンサイトは非常に硬度が高いために靱性におよぼす悪影響が顕著と考えられた。そこで、焼き戻しマルテンサイトを主体としたうえで、残留オーステナイトを低減した結果、良好な靱性が得られた。加えて、粗大な介在物は球状よりも偏平のものが適することが判明した。粗大な介在物は主に鉄系の炭化物（セメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）、η炭化物（Ｆｅ２Ｃ）、χ炭化物（Ｆｅ２．２Ｃ）、ε炭化物（Ｆｅ２．４Ｃ））であり、これらの形態制御をするには低温域で析出を促進させることが有効であることを知見した。
本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０７％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．８％以上３．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｓｉ＋Ａｌ：０．７％以上、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、フェライト面積率が３０％以下（０％を含む）、焼き戻されたマルテンサイト面積率が７０％以上（１００％含む）、残留オーステナイト面積率が４．５％以下（０％を含む）であり、焼き戻されたマルテンサイト粒内に析出した鉄系炭化物の粒子径が大きい方から１０％の鉄系炭化物の平均アスペクト比が３．５以上である金属組織とを有する薄鋼板。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０．００１％以上１％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．３％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．３％以下の１種または２種以上を含有する［１］に記載の薄鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下の１種または２種以上を含有する［１］または［２］に記載の薄鋼板。
［４］前記成分組成は、さらに、質量％で、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａのいずれか１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．１％以下含有する［１］〜［３］のいずれかに記載の薄鋼板。
［５］表面にめっき層を備える［１］〜［４］のいずれかに記載の薄鋼板。
［６］前記めっき層の組成がＦｅ：２０．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上３．５％以下、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計：０％以上３．５％以下を含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる［５］に記載の薄鋼板。
［７］前記めっき層が合金化溶融めっき層である［５］または［６］に記載の薄鋼板。
［８］［１］から［４］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１１５０℃以上１３５０℃以下で加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施すにあたり、８２０℃以上で仕上げ圧延終了後、３５０℃以上６８０℃以下で巻き取り、冷間圧延を施し、８２０℃以上で焼鈍した後、冷却開始温度からＭｓ点までの平均冷却速度が２０℃／ｓ以上で冷却し、３００℃から冷却停止温度である２２０℃以下までを平均冷却速度が１２℃／ｓ以下で冷却した後、加熱し、２５０℃以上４４０℃以下で３０秒以上滞留させる薄鋼板の製造方法。
［９］前記滞留後、めっき処理を施す［８］に記載の薄鋼板の製造方法。
［１０］前記めっき処理は、前記滞留後の鋼板をめっき浴に浸漬させ、必要に応じて５００℃以上６００℃以下の合金化処理を施す処理である［９］に記載の薄鋼板の製造方法。
本発明によると、本発明の薄鋼板は、引張強さ（ＴＳ）：９５０ＭＰａ以上の高強度と、優れた靱性を兼ね備える。本発明の薄鋼板を自動車部品に適用すれば、自動車部品のさらなる軽量化が実現される。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
＜薄鋼板＞
本発明の薄鋼板は、特定の成分組成と、特定の金属組織とを有する。以下、成分組成、金属組織の順で説明する。
本発明の薄鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０７％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．８％以上３．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｓｉ＋Ａｌ：０．７％以上を含有する。
上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０．００１％以上１％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．３％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．３％以下の１種または２種以上を含有してもよい。
上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下の１種または２種以上を含有してもよい。
上記成分組成は、さらに、質量％で、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａのいずれか１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．１％以下含有してもよい。
上記以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。以下、各成分について説明する。以下の説明において成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０７％以上０．２０％以下
Ｃは、本発明鋼の主たる金属組織である焼き戻しマルテンサイトの硬度に関係し、鋼板の強度を上昇させるために有効な元素である。引張強さ：９５０ＭＰａ以上を得るには、少なくともＣ含有量を０．０７％以上とする必要がある。一方、Ｃ含有量が０．２０％を上回ると、残留オーステナイトが生成し、靱性が低下する。そのため、Ｃ含有量の範囲を０．０７％以上０．２０％以下とした。下限について好ましいＣ含有量は０．０９％以上である。より好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．１２％以上である。上限について好ましいＣ含有量は０．１９％以下である。より好ましくは０．１７％以下、さらに好ましくは０．１５％以下である。最も好ましくは０．１４％以下である。
Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下
Ｓｉは、鉄系炭化物の粗大化を抑制するのに効果がある元素である。鉄系炭化物の粗大化を抑制することで靱性を良好なものとすることができる。この効果を得るには、少なくともＳｉ含有量を０．０１％以上にする必要がある。一方、Ｓｉ含有量が２．０％を上回ると、化成処理性やめっき性への悪影響が顕在化し、自動車用部材として適用が困難となる。以上から、Ｓｉ含有量範囲を０．０１％以上２．０％以下とした。下限について好ましいＳｉ含有量は０．０５％以上である。より好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．２０％以上である。上限について好ましいＳｉ含有量は１．６５％以下である。より好ましくは１．６０％以下、さらに好ましくは１．５５％以下である。
Ｍｎ：１．８％以上３．５％以下
Ｍｎはフェライトからオーステナイトへの変態点を低下させ、本発明鋼の主たる金属組織である焼き戻しマルテンサイト生成を促す元素である。Ｍｎによる所望の効果を得るためには、Ｍｎ含有量を１．８％以上にする必要がある。一方、Ｍｎ含有量が３．５％を上回ると、残留オーステナイトが過度に生成されるため、靱性が悪化する。そのため、Ｍｎ含有量は１．８％以上３．５％以下とした。下限について好ましいＭｎ含有量は１．９％以上である。より好ましくは２．１％以上、さらに好ましくは２．３％以上である。上限について好ましいＭｎ含有量は３．０％以下である。より好ましくは２．９％以下、さらに好ましくは２．８％以下である。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、低温脆性を発生させる元素である。したがって、靱性の観点から、Ｐ含有量は極力低減することが好ましく、本発明では、Ｐ含有量は０．０５％まで許容できる。好ましくは０．０３％以下である。さらに好ましくは０．０２％以下である。Ｐ含有量を極力低減する方が望ましいが、製造上、０．００２％は不可避的に混入する場合がある。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、鋼中で粗大な硫化物を形成し、これが熱間圧延時に伸展し楔状の介在物となることで、靱性に悪影響をもたらす。そのため、Ｓ含有量は極力低減することが好ましい。本発明では、Ｓ含有量は０．００５％まで許容できるため、Ｓ含有量の上限を０．００５％とした。好ましくは、０．００３％以下である。さらに好ましくは０．００２％以下である。Ｓ含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、０．０００２％までは不可避的に混入する場合がある。
Ａｌ：０．０１％以上２．０％以下
ＡｌはＳｉと同様、鉄系炭化物の粗大化を抑制し、靱性改善に効果のある元素である。一方、２．０％を上回ると、粗大な酸化物生成により靱性に悪影響をもたらす。以上から、Ａｌ含有量は０．０１％以上２．０％以下とした。下限について好ましいＡｌ含有量は０．０３％以上である。より好ましくは０．０４％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。上限について好ましいＡｌ含有量は１．６０％以下である。より好ましくは１．４０％以下、さらに好ましくは１．２０％以下である。また、所望の平均アスペクト比を得る観点から、ＳｉとＡｌは合計で０．７％以上含有させる必要がある。好ましくは上記合計が０．８％以上である。より好ましくは上記合計が１．０％以上、さらに好ましくは１．２％以上である。また、上限について、上記合計は２．０％以下が好ましく、より好ましくは１．８％以下、さらに好ましくは１．６％以下である。
Ｎ：０．００６０％以下
Ｎは、常温時効性を悪化させ曲げ加工時に予期せぬ割れを発生させる。そのため、Ｎ含有量は出来る限り低減することが望ましいが、本発明では０．００６０％まで許容できる。好ましくは０．００５０％以下である。さらに好ましくは０．００４０％以下である。Ｎ含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、０．０００５％は不可避的に混入する場合がある。
以上が本発明の薄鋼板の成分組成の基本成分であるが、さらに、以下の成分を含有してもよい。
Ｖ：０．００１％以上１％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．３％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．３％以下の１種または２種以上
Ｖ、ＴｉおよびＮｂは、Ｃと結合し微細な炭化物を形成することで鋼板の高強度化に寄与する元素である。一方、過度に含有させると粗大な炭化物として析出するため、靱性を悪化させる。以上の観点から、Ｖ：０．００１％以上１％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．３％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．３％以下とした。下限について好ましいＶ含有量は０．００５％以上である。より好ましくは０．０５０％以上である。さらに好ましくは０．１００％以上である。上限について好ましいＶ含有量は０．６％以下である。より好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．４％以下である。下限について好ましいＴｉ含有量は０．００５％以上である。より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上である。上限について好ましいＴｉ含有量は０．１％以下である。より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下である。下限について好ましいＮｂ含有量は０．００５％以上である。より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上である。上限について好ましいＮｂ含有量は０．１％以下である。より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０４％以下である。
Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下の１種または２種以上
Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉは鋼板の高強度化に寄与する元素である。一方、これらの元素を過度に添加すると、変態点が大きく変化することで所望の金属組織が得られなくなり、靱性が悪化する。Ｂは焼鈍後のマルテンサイト変態以外のフェライト変態やベイナイト変態進行を遅延させ、所望の金属組織を安定的に得るために効果のある元素である。Ｓｂは表層に偏析することで脱炭を抑制し、表層組織の変質を防ぐ効果のある元素である。ＢやＳｂは過度に添加しても効果は飽和するため、添加元素の浪費につながる。以上の観点から、Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下とした。下限について好ましいＣｒ含有量は０．０１０％以上である。より好ましくは０．０３０％以上である。さらに好ましくは０．１００％以上である。上限について好ましいＣｒ含有量は０．８％以下である。より好ましくは０．７％以下、さらに好ましくは０．６％以下である。下限について好ましいＭｏ含有量は０．０１０％以上である。より好ましくは０．０３０％以上、さらに好ましくは０．１００％以上である。上限について好ましいＭｏ含有量は０．６％以下である。より好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．４％以下である。下限について好ましいＮｉ含有量は０．０１０％以上である。より好ましくは０．０２０％以上、さらに好ましくは０．０３０％以上である。上限について好ましいＮｉ含有量は０．５％以下である。より好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．１％以下である。下限について好ましいＢ含有量は０．０００３％以上である。より好ましくは０．０００６％以上、さらに好ましくは０．０００９％以上である。上限について好ましいＢ含有量は０．００３０％以下である。より好ましくは０．００２５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。下限について好ましいＳｂ含有量は０．００５％以上である。より好ましくは０．００６％以上、さらに好ましくは０．００７％以上である。上限について好ましいＳｂ含有量は０．０３０％以下である。より好ましくは０．０２０％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａのいずれか１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．１％以下
ＲＥＭ、ＭｇおよびＣａは、鋼中の硫化物を球状化させることで靱性を向上させる元素である。一方、過度に添加しても効果は飽和するため、添加元素の浪費につながる。以上の観点から、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａのいずれか１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．１％以下とした。下限について好ましい合計含有量は０．０００５％以上である。より好ましくは０．００１０％以上である。上限について好ましい合計含有量は０．０２％以下である。より好ましくは０．００５０％以下である。
上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、上記任意成分の含有量が下限値未満の場合には、その任意元素を不可避的不純物として含むものとする。
続いて、本発明の薄鋼板の金属組織について説明する。本発明の薄鋼板の金属組織は、フェライト面積率が３０％以下（０％を含む）、焼き戻されたマルテンサイト（焼戻しマルテンサイト）面積率が７０％以上（１００％含む）、残留オーステナイト面積率が４．５％以下（０％を含む）であり、焼き戻されたマルテンサイト粒内に析出した鉄系炭化物の粒子径が大きい方から１０％の鉄系炭化物の平均アスペクト比が３．５以上である。面積率や粒径や平均アスペクト比については、実施例に記載の方法で測定して得られる値を採用する。
フェライト面積率が３０％以下（０％を含む）
フェライトの生成によりＭｓ点が減少することで焼き戻されていないマルテンサイト（焼入れままマルテンサイト）や残留オーステナイトが増加し、靱性に悪影響をもたらす。本発明鋼においてフェライト面積率３０％までは許容できるため、上限を３０％とした。好ましくは、２５％以下である。より好ましくは２２％以下、さらに好ましくは１７％以下である。また、フェライト面積率は０％でもよいが、１％以上含むことも多い。また、３％以上含む場合もある。
焼き戻されたマルテンサイト面積率が７０％以上（１００％を含む）
焼き戻されたマルテンサイト（焼き戻しマルテンサイト）はラス構造を有するミクロ組織内部に鉄系の炭化物が析出した組織である。焼き戻しマルテンサイトは焼き戻されていないマルテンサイトよりも強度および靱性のバランスに優れる。そのため、本発明では、主たる金属組織として焼き戻しマルテンサイトを選択した。引張強さ９５０ＭＰａ以上を得るには、焼き戻しマルテンサイトは７０％以上とする必要がある。好ましくは、７５％以上である。より好ましくは８０％以上、さらに好ましくは８５％以上である。また、焼き戻しマルテンサイト面積率が１００％でもよい。焼き戻しマルテンサイトは９８％以下であることが多い。
焼き戻されたマルテンサイトのパケットの平均粒径は靱性の観点から、３．５μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは３．３μｍ以下、さらに好ましくは３．１μｍ以下である。パケットは、ほぼ平行な晶癖面を共有するラスの集団を一つの単位としているので、焼き戻されたマルテンサイトの場合、炭化物の配向が同じ結晶粒をパケットサイズとすればよい。上記平均粒径の下限は特に限定されないが、通常、１．５μｍ以上である。また、２．０μｍ以上であることも多い。
焼き戻されたマルテンサイト粒内に析出した鉄系炭化物の粒子径が大きい上位１０％の平均アスペクト比が３．５以上
粗大な炭化物は靱性に悪影響をもたらす。生成した鉄系炭化物の個々の粒子径を測定し、粒子径が上位１０％の炭化物のアスペクト比（平均アスペクト比）が靱性に対し影響が大きい。この鉄系炭化物のアスペクト比が３．５以上であれば、所望の特性が得られる。好ましい上記アスペクト比は４．０以上である。より好ましくは４．５以上である。アスペクト比の上限は特に限定されないが、１０．０以下や９．０以下であることが多い。また、上位１０％の平均炭化物径は０．４μｍ以下とすることが好ましく、０．３μｍ以下がより好ましい。上記平均炭化物径の下限は特に限定されないが、０．０５μｍ以上や０．１μｍ以上になることが多い。
残留オーステナイト面積率が４．５％以下
残留オーステナイトは曲げ加工後の靱性を著しく低下させるため、可能な限り低減する必要がある。本発明鋼において残留オーステナイトは４．５％までは許容できる。好ましくは、３．８％以下である。より好ましくは４．０％以下、さらに好ましくは３．５％以下である。下限は０％まで含まれるが、実際には０．２％は生成することが多い。
上記フェライト、焼戻されたマルテンサイト、残留オーステナイト以外の相を含んでもよい。上記以外のその他の相としては、焼入れままマルテンサイト、ベイナイト、パーライト等を例示できる。これらの相の合計面積率は５％以下が好ましい。
本発明では、靱性の観点から残留オーステナイトや焼き戻されていないマルテンサイト（焼入れままマルテンサイト）を可能な限り低減している。残留オーステナイトや焼き戻されていないマルテンサイトはマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）の低温化により増加する傾向にある。そのため、Ｍｓ点は３５０℃以上とすることが好ましい。上限は特に限定されないが５００℃以下になることが多い。Ｍｓ点は、（１）式によって計算できる。（１）式は参考文献１（Ｗｉｌｌｉａｍ Ｃ． Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田 成康監訳、レスリー鉄鋼材料学、丸善、東京、１９８７年、２３１頁）に焼鈍中のＣ分配の影響を考慮したＭｓ点の予測式である。ここで、［Ｍ］（Ｍ＝Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ）は各元素の含有量（質量％）であり、Ｖｆは焼鈍中のフェライト面積率である。焼鈍中のフェライト面積率は、熱膨張測定装置によって求める。求めるにあたっては、昇温速度および焼鈍温度および焼鈍時の保持時間を模擬した熱処理を施したうえで、急冷すればよい。急冷速度は可能な限り高いことが好ましく、冷却開始からＭｓ点までの平均冷却速度は５０℃／ｓ以上がより好ましい。
Ｍｓ点（℃）＝５６１−４７４×［Ｃ］／（１−Ｖｆ／１００）−３３×［Ｍｎ］−１７×［Ｎｉ］−１７×［Ｃｒ］−２１×［Ｍｏ］・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・（１）
なお、（１）式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。
続いて、めっき層について説明する。本発明の薄鋼板は表面にめっき層を有する薄鋼板でもよい。めっき層を構成する成分（めっき層の組成）は特に限定されず、一般的な成分であればよい。例えば、めっき層は、質量％で、Ｆｅ：２０．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上３．５％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０％以上３．５％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる。また、めっき層は、合金化されためっき層（合金化溶融めっき層）であってもよい。
本発明の薄鋼板は、実施例で記載の方法で測定した引張強さが９５０ＭＰａ以上である。また、通常、本発明の薄鋼板の引張強さは１３００ＭＰａ以下である。また、本発明にとって、課題解決のために必須ではないが、実施例に記載の方法で測定した降伏強さは６００ＭＰａ以上１０００ＭＰａ以下であることが多い。また、本発明にとって、課題解決のために必須ではないが、実施例に記載の方法で測定した伸びは、１０％以上２０％以下であることが多い。
＜薄鋼板の製造方法＞
次に、本発明の高強度めっき鋼板の製造方法について説明する。本発明の薄鋼板の製造方法は、鋼素材を、１１５０℃以上１３５０℃以下で加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施すにあたり、８２０℃以上で仕上げ圧延終了後、３５０℃以上６８０℃以下で巻き取り（熱間圧延工程）、冷間圧延を施し（冷間圧延工程）、８２０℃以上で焼鈍した後、冷却開始温度からＭｓ点までの平均冷却速度が２０℃／ｓ以上で冷却し、３００℃から冷却停止温度である２２０℃以下までを平均冷却速度が１２℃／ｓ以下で冷却した後、加熱し、２５０℃以上４４０℃以下で３０秒以上滞留させる（焼鈍工程）。
熱間圧延工程とは、上記成分組成を有する鋼素材を、１１５０℃以上１３５０℃以下で加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施すにあたり、８２０℃以上で仕上げ圧延終了後、３５０℃以上６８０℃以下で巻き取る工程である。
上記鋼素材製造のための、溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましい。また、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしてもよい。
鋼素材の加熱温度：１１５０℃以上１３５０℃以下
本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を加熱して、鋼素材の金属組織を実質的に均質なオーステナイト相とする必要がある。また、粗大な介在物の生成を抑制するためには加熱温度の制御が重要となる。加熱温度が１１５０℃を下回ると所望の仕上げ完了圧延温度を得ることができない。一方、加熱温度が１３５０℃を上回ると、スケールロスが増大し、加熱炉の炉体への損傷が大きくなる。そのため、鋼素材の加熱温度は１１５０℃以上１３５０℃以下とした。望ましくは１１８０℃以上１３２０℃以下である。なお、上記加熱後の粗圧延の粗圧延条件については特に限定されない。
仕上げ圧延温度：８２０℃以上
仕上げ圧延温度が８２０℃を下回ると、圧延中にオーステナイトからフェライトへの変態が開始してしまい、鋼板の局所的な強度が変動するため、次工程の冷間圧延の板厚精度が悪化する。そのため、仕上げ圧延温度は８２０℃以上とした。好ましくは８４０℃以上である。仕上げ圧延温度の上限は特に限定されないが、通常、１０６０℃以下である。
巻取温度：３５０℃以上６８０℃以下
巻取温度が３５０℃を下回ると熱延板の形状が悪化し、冷間圧延後の板厚精度が悪化する。巻取温度が６８０℃を上回ると、熱延板表面に酸洗で除去しきれない酸化皮膜が生成し、冷延後の表面外観を損ねる。以上から、巻取温度の範囲を３５０℃以上６８０℃以下とした。好ましい下限は３８０℃以上である。好ましい上限は６５０℃以下である。
続いて行う冷間圧延工程とは、上記熱間圧延工程後に熱延板を冷間圧延する工程である。所望の板厚を得るため、熱間圧延工程後の熱延板に冷間圧延を施す必要がある。通常、酸洗後に冷間圧延するが、酸洗条件は通常の条件であればよい。
上記冷間圧延における、圧延率は特に限定されないが、通常、２０〜８０％である。
続いて行う焼鈍工程とは、冷間圧延工程後に、８２０℃以上で焼鈍した後、冷却開始温度からＭｓ点までの平均冷却速度が２０℃／ｓ以上で冷却し、３００℃から冷却停止温度である２２０℃以下までを平均冷却速度が１２℃／ｓ以下で冷却した後、加熱し、２５０℃以上４４０℃以下で３０秒以上滞留させる工程である。
８２０℃以上で焼鈍
（１）式から、フェライトが焼鈍時に多量に残存した状態であると、Ｍｓ点が低下し所望の鋼板組織（金属組織）が得られなくなる。フェライトからオーステナイトへの変態を進行させる観点から、８２０℃以上で焼鈍する必要がある。好ましくは、８３０℃以上である。上限は特に設けないが、実質９００℃以下である。また、焼戻しマルテンサイトのパケットサイズを小さくする観点から、加熱中転位の回復を抑制させながらフェライトからオーステナイトへ変態させることが望ましい。そのため、回復の影響が顕著となる４００℃から７００℃までの平均加熱速度は５０℃／ｓ以上とすることが望ましい。４００℃から７００℃までの平均加熱速度の上限は、特に限定されないが、通常、１００℃／ｓ以下である。また、オーステナイトの粒成長を抑制し上記パケットを微細化させつつ、フェライトからオーステナイトへ変態を促進させる観点から、７００℃から最高到達温度までの平均加熱温度は、７℃／ｓ以上とし、最高到達温度は焼鈍温度＋１０℃以上とし、最高到達温度以降は、２０℃／ｓ以上での冷却までの平均冷却速度が０．０５℃／ｓ以上で冷却することが好ましい。また、７００℃から最高到達温度までの平均加熱温度は、通常、２０℃／ｓ以下である。また、最高到達温度は、通常、焼鈍温度＋１５℃以下である。また、２０℃／ｓ以上での冷却までの平均冷却速度は、通常、２．０℃／ｓ以下である。ここで、焼鈍温度とは、焼鈍終了直後での温度とする。温度計の位置は、焼鈍炉出口から３ｍ以内に温度計があることが好ましい。また、冷間圧延後の加熱条件である、加熱開始からの平均加熱速度等は特に限定されず、適宜設定すればよい。
冷却開始温度からＭｓ点までの平均冷却速度が２０℃／ｓ以上で冷却
オーステナイトからマルテンサイト変態させ、次工程以降で所望の焼き戻しマルテンサイトを生成させる必要があるため、本工程での冷却ではフェライト変態やベイナイト変態を抑制する必要がある。このため、冷却開始温度からＭｓ点までの平均冷却速度は２０℃／ｓ以上で冷却する必要がある。好ましくは３０℃／ｓ以上である。また、上記平均冷却速度は、通常、３００℃／ｓ以下である。ここで冷却開始温度とは焼鈍の終了直後の温度である。また、本冷却において、冷却停止温度はＭｓ点以下であればよく、通常１４０℃以上２８０℃以下である。
３００℃から冷却停止までの平均冷却速度が１２℃／ｓ以下で冷却
３００℃から１４０℃までの温度域は鉄系炭化物がマルテンサイト中に顕著に析出する温度域である。本冷却で析出した鉄系炭化物は本発明で求めるアスペクト比の大きいものであるため、低温靱性を上昇させるために重要な工程となる。所望の組織を得るには、３００℃から冷却停止までの平均冷却速度が１２℃／ｓ以下で冷却させる必要があり、好ましくは９℃／ｓ以下である。また、上記平均冷却速度は、通常、１℃／ｓ以上である。
冷却停止温度２２０℃以下
上記冷却では、マルテンサイト変態をほぼ完了させ、残留オーステナイトをさせないようにするには、冷却停止温度は２２０℃以下とする必要がある。好ましくは２００℃以下である。下限温度は特に設けないが、生産設備の制約上、１２０℃程度が下限である。
２５０℃以上４４０℃以下で３０秒以上滞留
上記冷却後、加熱し、２５０℃以上４４０℃以下で３０秒以上滞留させる。炭化物のアスペクト比を制御する等して、靱性を向上させる効果がある。所望の鋼板組織を得るには、２５０℃以上４４０℃以下で３０秒以上滞留させる必要がある。好ましい滞留時間は２５０秒以下である。より好ましくは、３３０℃以上４３０℃以下で４５秒以上２００秒以下である。
めっき鋼板（めっき層を有する薄鋼板）および合金化めっき鋼板（合金化めっき層を有する薄鋼板）を製造する場合、上記工程後、めっき浴に浸漬する等し、めっき鋼板としたり、合金化めっき処理をさらに施し合金化めっき鋼板とできる。なお、合金化処理温度は、５００℃以上６００℃以下とする。
表１に示す成分組成を有する肉厚２５０ｍｍの鋼素材に、表２に示す熱延条件で熱間圧延工程を施して熱延板とし、冷間圧延率が２８％以上６５％以下の冷間圧延工程を施して冷延板とし、表２に示す条件の焼鈍を連続焼鈍ラインもしくは連続溶融めっきラインで施した。Ｖｆは（２）式で計算、もしくは熱膨張測定装置を用いて計測した。その後、めっき処理、必要に応じて合金化処理を施した。ここで、連続溶融めっきラインで浸漬するめっき浴（めっき組成：Ｚｎ−０．１３質量％Ａｌ）の温度は４６０℃であり、めっき付着量はＧＩ材（溶融めっき鋼板）、ＧＡ材（合金化溶融めっき鋼板）ともに片面当たり４５〜６５ｇ／ｍ２とし、ＧＡ材のめっき層中に含有するＦｅ量は６〜１４質量％の範囲とした。
Figure 0006354919
Figure 0006354919
上記により得られた冷延鋼板（ＣＲ材）、溶融めっき鋼板もしくは合金化溶融めっき鋼板から試験片を採取し、以下の手法で評価した。
（ｉ）組織観察
各相の面積率は以下の手法により評価した。鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう切り出し、板厚中心部を１％ナイタールで腐食現出し、走査電子顕微鏡で２０００倍に拡大して鋼板表面から板厚方向に１／４ｔ（ｔは厚み）位置を１０視野分撮影した。フェライト相は粒内に腐食痕やセメンタイトが観察されない形態を有する組織であり、焼き戻しマルテンサイトは粒内に配向性を有する多数の微細なセメンタイトおよび腐食痕が認められる組織である。フェライト相、焼き戻しマルテンサイトとこれら以外の焼入ままマルテンサイト、ベイナイトといった組織の面積率を求め、結果を表３に示した。
残留オーステナイト面積率は、鋼板を板厚方向に対して１／４を研削加工し、２００μｍ以上の化学研磨を施した板面を対象にＸ線回折強度により定量した。入射線源はＭｏＫα線を用い、（２００）α、（２１１）α、（２００）γ、（２２０）γ、（３１１）γのピークから測定した。
焼き戻しマルテンサイトのパケット粒径は、画像解析ソフト（Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ ｖｅｒ．７．０，株式会社日本ローパー製）を用いてパケット粒界を決定した後、画像解析により等価円直径を求めた。表３には粒径の平均値を示した。パケットは、ほぼ同じ晶癖面を持つバリアントの集団である（参考文献２：宮本 吾郎， 金下 武士， 知場 三周， 古原 忠， 日本金属学会誌，ｖｏｌ．７９，ｐ．３３９（２０１５）．）。焼き戻しマルテンサイト中の鉄系炭化物の粒子径も同様に、画像解析ソフト（Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ ｖｅｒ．７．０，株式会社日本ローパー製）を用いて炭化物の輪郭を決定した後、画像解析により等価円直径を求めた。個々の等価円直径のヒストグラムを作成し、粒子径が大きい上位１０％の炭化物群を対象に平均粒子径および平均アスペクト比を求めた。アスペクト比は（長軸長さ）／（短軸長さ）から求めた。なお、上記画像解析には、撮影数、倍率を面積率測定条件と同一とし、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ法）によって撮影した画像（走査型顕微鏡画像）を用いた。
（ｉｉ）引張試験
得られた鋼板から圧延方向に対して垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとした。表３において、引張強さ:９５０ＭＰａ以上を本発明鋼で求める鋼板の機械的性質とした。
（ｉｉｉ）靱性評価
靭性の評価には、幅１００ｍｍ、長さ３５ｍｍの端面研削加工した試験片を用い、（ポンチ半径）／（板厚）が３．０のＶ曲げ試験を行った。ストローク速度は５０ｍｍ／ｍｉｎとし、最大荷重８０ｋＮ、最大荷重保持時間を５秒とした。目視により曲げ稜線の欠陥有無を調査した。目視観察で割れが認められたものは不合格として「×」とした。なお、この曲げ試験の時点で割れが認められたのは、Ｎｏ．２７であった。この曲げ試験後サンプルを用いて、−１２０℃もしくは−８０℃の不凍液に５分浸漬し、ポンチ半径１．０ｍｍでただちにＵ曲げ試験を行った。ポンチがサンプルに接触してから５ｍｍ押し込んだ時点で割れ（目視観察で判断）が生じなかったものは、本発明で求める靱性を持つ鋼板として「○」、脆性破壊した鋼板を不合格として「×」とし、結果を表３に示した。
Figure 0006354919
本発明例はいずれも、引張強さＴＳ：９５０ＭＰａ以上であり、且つ、良好な靭性が得られたことがわかる。一方、本発明の範囲を外れる比較例は引張強さ９５０ＭＰａに達していないか、靱性評価で良好なものが得られなかった。

Claims (10)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０７％以上０．２０％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、
    Ｍｎ：１．８％以上３．５％以下、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．００５％以下、
    Ａｌ：０．０１％以上２．０％以下、
    Ｎ：０．００６０％以下、
    Ｓｉ＋Ａｌ：０．７％以上、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    フェライト面積率が３０％以下（０％を含む）、焼き戻されたマルテンサイト面積率が７０％以上（１００％含む）、残留オーステナイト面積率が４．５％以下（０％を含む）であり、焼き戻されたマルテンサイト粒内に析出した鉄系炭化物の粒子径が大きい方から１０％の鉄系炭化物の平均アスペクト比が３．５以上である金属組織とを有する薄鋼板。
  2. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｖ：０．００１％以上１％以下、
    Ｔｉ：０．００１％以上０．３％以下、
    Ｎｂ：０．００１％以上０．３％以下の１種または２種以上を含有する請求項１に記載の薄鋼板。
  3. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、
    Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、
    Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下、
    Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、
    Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下の１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載の薄鋼板。
  4. 前記成分組成は、さらに、質量％で、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａのいずれか１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．１％以下含有する請求項１〜３のいずれかに記載の薄鋼板。
  5. 表面にめっき層を備える請求項１〜４のいずれかに記載の薄鋼板。
  6. 前記めっき層の組成がＦｅ：２０．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上３．５％以下、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計：０％以上３．５％以下を含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる請求項５に記載の薄鋼板。
  7. 前記めっき層が合金化溶融めっき層である請求項５または６に記載の薄鋼板。
  8. 請求項１から４のいずれかに記載の薄鋼板の製造方法であって、
    請求項１から４のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１１５０℃以上１３５０℃以下で加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施すにあたり、８２０℃以上で仕上げ圧延終了後、３５０℃以上６８０℃以下で巻き取り、冷間圧延を施し、８２０℃以上で焼鈍した後、冷却開始温度からＭｓ点までの平均冷却速度が２０℃／ｓ以上で冷却し、３００℃から冷却停止温度である２２０℃以下までを平均冷却速度が１２℃／ｓ以下で冷却した後、加熱し、２５０℃以上４４０℃以下で３０秒以上滞留させる薄鋼板の製造方法。
  9. 前記滞留後、めっき処理を施す請求項８に記載の薄鋼板の製造方法。
  10. 前記めっき処理は、前記滞留後の鋼板をめっき浴に浸漬させ、必要に応じて５００℃以上６００℃以下の合金化処理を施す処理である請求項９に記載の薄鋼板の製造方法。
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