JP7173307B2 - 鋼板 - Google Patents

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Description

本発明は、鋼板に関するものである。
近年、環境保全につながる自動車の燃費向上等の観点から、自動車用鋼板を高強度化して薄くし、自動車を軽量化することが求められている。また、自動車部品に用いられる鋼板は、様々な形に成形されるため、優れた成形性を求められる。さらに、自動車の組み立て工程では成形部品が溶接されるため、自動車の構造部品に用いられる鋼板の選定基準としては、良好な溶接性も重要である。
ところで、鋼板の溶接では、例えば下記特許文献１に記載されているように、溶接継手強度の低下が問題となる場合がある。溶接時に形成されるナゲットの靱性が低い場合、ナゲット内に割れが発生して進展し、溶接継手強度が低下すると考えられる。
特許第６３８８０９９号公報
上記のようなナゲット内における割れは、鋼板の表層部で発生して進展する。そのため、鋼板の溶接性には、表層部の状態が大きく影響すると考えられる。しかし、表層部の改質によって鋼板の溶接性を改善した先行技術は見当たらない。そこで、本発明は、成形性および溶接性を両立し得る鋼板を提供することを課題とする。
本発明者らは、鋼板の表層部の改質によって、ナゲット内の割れの発生、進展に起因する溶接継手強度の低下を抑制することについて検討を行った。その結果、本発明者らは、鋼板の表層部におけるナゲットの靱性を高めることで、溶接継手強度の低下を抑制して溶接性を改善することができると考えた。
まず、本発明者らは表層部に多数のＡｌ酸化物粒子が分布した鋼板を複数作製し、これらの鋼板の溶接性を調査した。その結果、これらの鋼板は、いずれも溶接性が改善していた。この効果のメカニズムは、完全には明らかではないが、以下のように考えられる。
鋼板の表層部に分布するＡｌ酸化物粒子は、溶接時にピン止め粒子となることでオーステナイトの粗大化を抑制すると考えられる。オーステナイトの粗大化が抑制されると、溶接時の冷却で生成されるマルテンサイトの旧オーステナイト粒径が微細になる。マルテンサイトの旧オーステナイト粒径が微細になることで、ナゲットの靱性が向上すると考えられる。その結果、ナゲット内において割れの発生、進展が抑制され、溶接性が改善すると考えられる。
ただし、Ａｌ酸化物粒子の分布状態によって、溶接性は改善する一方で成形性は劣化する場合があることがわかり、本発明者らはより詳細な調査を続けた。その結果、本発明者らは、鋼板の表層部におけるＡｌ酸化物粒子の分布を適切に制御することが成形性を劣化させないために重要であることを見出した。
上述のようにして得られた本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）引張強さが７８０ＭＰａ以上の鋼板であって、前記鋼板の表面から板厚方向に３０μｍまでの領域を表層部と定義するとき、少なくとも片面側の表層部において、粒径２０ｎｍ以上のＡｌ酸化物粒子が３０００～６０００個／ｍｍ2の個数密度で存在し、μｍ単位で測った前記Ａｌ酸化物粒子の粒径の自然対数は、平均が－５．０～－３．５、標準偏差が０．８以下であり、前記粒径の自然対数の前記平均からのずれが前記標準偏差の２倍よりも大きくなるＡｌ酸化物粒子の数が全Ａｌ酸化物粒子数の５％以下であり、前記鋼板の表面から板厚の１／４の位置における化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５０～０．８００％、Ｓｉ：０．０１～１．２０％、Ｍｎ：０．０１～８．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０～３．０００％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０～０．０２０％、Ｃｒ：０～３．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｔｉ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．２００％、Ｖ：０～０．２０％、Ｃｕ：０～１．０００％、Ｎｉ：０～１．０００％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、鋼板の板厚の１／２の位置おいて、Ａｌ酸化物粒子の個数密度は１０００個／ｍｍ2以下であることを特徴とする鋼板。
（２）前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．０１～３．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｂ：０．０００１～０．０１００％、Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、Ｎｂ：０．０１０～０．２００％、Ｖ：０．０１～０．２０％、Ｃｕ：０．０１０～１．０００％、およびＮｉ：０．０１０～１．０００％からなる群から選択される少なくとも１種を含む、（１）に記載の鋼板。
（３）前記鋼板の表面から板厚の１／４の位置における金属組織が、面積率で残留オーステナイトを１０％以上含む、前記（１）または（２）の鋼板。
（４）前記表層部の表面に、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、または電気亜鉛めっき層を更に含む、前記（１）～（３）の何れか１つに記載の鋼板。
本発明によれば、成形性および溶接性を両立し得る鋼板を提供することができる。このような本発明の鋼板は、自動車部品用素材等として好適である。
本発明の鋼板の製造方法の連続鋳造工程において、溶鋼の表層部に酸化鉄を添加する方法の一例を示す模式図である。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、以下に例示する実施形態は、本発明の理解を容易にするためのものであり、本発明を限定して解釈するためのものではない。本発明は、その趣旨を逸脱することなく、以下の実施形態から変更、改良することができる。なお、数値範囲の表現における“～”は、その左側の数字を下限として含み、右側の数字を上限として含むことを意味する。
本実施形態に係る鋼板の引張強さは、７８０ＭＰａ以上とされ、好ましくは９００ＭＰａ以上とされる。本実施形態に係る鋼板においては、鋼板の表面からの板厚方向に３０μｍまでの領域を表層部と定義し、表層部より板厚方向の内側の領域を鋼板中心部と定義する。本実施形態に係る鋼板の表層部は、以下に述べる条件を満たす。
鋼板の少なくとも片面側の表層部にはＡｌ酸化物粒子が存在する。表層部は鋼板の片面側のみに形成されてもよく、鋼鈑の両面側に形成されてもよい。本実施形態において、Ａｌ酸化物粒子の個数密度は３０００～６０００個／ｍｍ2である。本実施形態におけるＡｌ酸化物粒子の粒径は、それぞれ以下の粒径分布に従う。すなわち、μｍ単位で測定したＡｌ酸化物粒子の粒径の自然対数は、平均が－５．０～－３．５以下、標準偏差が０．８以下である。また、Ａｌ酸化物粒子のうち粒径の自然対数の平均からのずれが標準偏差の２倍を超えるものの個数が、表層部における測定対象の全Ａｌ酸化物粒子の個数の５％以下である。上記Ａｌ酸化物の条件を満たすことにより、７８０ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度鋼板について、成形性および溶接性を両立することが可能である。
μｍ単位で測定したＡｌ酸化物粒子の粒径の自然対数の平均は－３．５以下である。これにより、鋼板の成形時に粗大なＡｌ酸化物粒子が起点となって割れが発生することが抑制され、鋼板の成形性の劣化が抑制される。その観点から、当該平均は、－３．６以下であることがより望ましく、－３．８以下であることがさらに望ましい。なお、本発明において成形性とは、圧延方向に直角に日本工業規格ＪＩＳ５号試験片を鋼板から採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して当該試験片に引張試験を行って得られる全伸びを指す。一方、μｍ単位で測定したＡｌ酸化物粒子の粒径の自然対数の平均が－５．０以上とされることにより、鋼板の溶接性が改善される。その観点から、当該平均は、－４．９以上であることが望ましく、－４．７以上であることがさらに望ましい。
また、μｍ単位で測定したＡｌ酸化物粒子の粒径の自然対数の標準偏差は０．８以下である。これにより、鋼板の成形時に粗大なＡｌ酸化物粒子が起点となって割れが発生することが抑制され、鋼板の成形性の劣化が抑制される。当該標準偏差の下限は理想的には０である。当該標準偏差の下限を０．２未満にすることは技術的に困難である。このため、当該標準偏差の下限を０．２としてもよい。
さらに、上記の粒径分布において、粒径の自然対数の平均に対して標準偏差の２倍を超えるＡｌ酸化物粒子の割合が、全Ａｌ酸化物粒子の５％以下に制限される。このようにＡｌ酸化物粒子の粒径が制御されることにより、鋼板の成形時に粗大なＡｌ酸化物粒子が起点となって割れが発生することが抑制され、鋼板の成形性の劣化が抑制される。上記割合の下限は理想的には０である。上記割合を１％未満にすることは技術的に困難であるので、下限を１％としてもよい。
鋼板の少なくとも片面側の表層部に存在する多数のＡｌ酸化物粒子の個数密度は、３０００～６０００個／ｍｍ2である。鋼板の表層部に存在するＡｌ酸化物粒子の個数密度が３０００個／ｍｍ2以上とされることによって、ナゲットの靱性が向上し、溶接継手強度の低下が抑制され、溶接性が向上し得る。一方、鋼板の表層部に存在するＡｌ酸化物粒子の個数密度を６０００個／ｍｍ2以下とすることによって、鋼板の成形性の劣化が抑制され得る。このような観点から、Ａｌ酸化物粒子の個数密度は、５５００個／ｍｍ2以下であることがより好ましく、５０００個／ｍｍ2以下であることがさらに好ましい。
Ａｌ酸化物粒子は、表面から３０μｍまでの範囲を超えて存在してもよい。鋼板の両面側に多数のＡｌ酸化物粒子が存在する場合、それぞれの表層部が同様の条件で形成されてよく、それぞれの表層部が互いに異なる条件で形成されてもよい。その際、一方の表層部が上記条件を満たせば他方の表層部は上記の条件を満たさなくてもよいが、両方の表層部が上記条件を満たすことが好ましい。上記条件を満たす表層部を接合面とすれば、ナゲットの靭性を高めて溶接継手強度を確保することができる。
本発明において、「表層部のＡｌ酸化物粒子の個数密度」および「表層部のＡｌ酸化物粒子の粒径分布」は、以下のようにして決定される。
Ａｌ酸化物粒子の個数と粒径は、鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面を１００００倍の倍率で観察することで同定できる。具体的には、まず、切り出した鋼板の断面を機械研磨により鏡面に仕上げた後、ナイタール試薬を用いて鋼組織を現出させる。その後、鋼板の表面から板厚方向に１５μｍの位置（表層部の厚さの１／２の位置）を中心とする０．０４ｍｍ2の領域（表層部に含まれる領域）において、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：ｓｃａｎｎｉｎｇ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて鋼組織を観察する。このようにして観察して数えたＡｌ酸化物粒子の個数を１ｍｍ2当たりの個数に換算した値を「表層部のＡｌ酸化物粒子の個数密度」とする。また、同領域内で測定して得られるＡｌ酸化物粒子の粒径（外接円相当径）と、各粒径の値が測定される頻度を、「表層部のＡｌ酸化物粒子の粒径分布」とする。ここで、上記のＡｌ酸化物粒子の個数に含めるＡｌ酸化物粒子は、粒径が２０ｎｍ以上のものとする。
この効果のメカニズムは、完全には明らかではないが、以下のように考えられる。表層部に存在するＡｌ酸化物粒子の粒径が上記粒径分布に従わない場合、表層部に粗大なＡｌ酸化物粒子が多く存在する傾向にあると考えられる。これらの粗大なＡｌ酸化物粒子は鋼板の成形時にひずみや応力が集中する原因となり、ボイドが生成することで割れの起点となる可能性がある。一方、表層部に分布する多数のＡｌ酸化物粒子の粒径が上記粒径分布に従うことによって、上記のようにオーステナイトの粗大化を促進しつつ粗大なＡｌ酸化物粒子による割れの発生が抑制され得る。そのため、鋼板の成形性の劣化を抑制しつつ溶接性を改善できたと考えられる。
なお、鋼板の表層部以外の部位でのＡｌ酸化物粒子の個数密度や粒径による鋼板の溶接性への顕著な影響は確認されなかった。このことから、従来、溶接性に不利とされていた、延性に優れるＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼やＴＲＩＰ（変態誘起塑性：Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼などを鋼板中心部に用いる場合でも、表層部を上記のように形成することによって、溶接性に優れた鋼板とし得る点が、本発明の優れる点の一つである。
ただし、鋼板の成形性の劣化を抑制する観点から、鋼板中心部に存在するＡｌ酸化物粒子の個数密度は小さいことが好ましい。具体的には、鋼板の板厚方向の中心（板厚の１／２の位置）において、Ａｌ酸化物粒子の個数密度は１０００個／ｍｍ2以下とする。当該領域内において、板厚の１／２の位置を中心とする０．０４ｍｍ2の領域を、上記と同様に１００００倍の倍率で鋼組織を観察する。このように観察して数えたＡｌ酸化物粒子の個数を１ｍｍ2当たりの個数に換算した値を、鋼板中心部のＡｌ酸化物粒子の個数密度とする。
また、本実施形態の鋼板において成形性をより向上させるためには、鋼板中心部は残留オーステナイトを面積率で１０％以上含むことが好ましい。具体的には、鋼板の表面から板厚の１／４の位置における金属組織が、面積率で残留オーステナイトを１０％以上含むことが好ましい。残留オーステナイトの変態誘起塑性により延性が向上するため、残留オーステナイトの面積率が１０％以上とされることにより、鋼板の全伸びを１５％以上とし得る。この残留オーステナイトの効果を用いると、軟質なフェライトが含まれない場合であっても、１５％以上の全伸びを確保できる。このため、鋼板中心部を高強度化することができ、鋼板の高強度化と成形性の向上との両立が可能となる。
本発明において、以下のように求められる残留オーステナイトの体積率を、鋼板中心部の残留オーステナイトの面積率と見なす。残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折法で求めることができる。まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を有する試料を採取する。この試料のうち鋼板の表面から板厚の１／４の位置までを機械研磨及び化学研磨により除去し、鋼板の表面から板厚の１／４の位置の面を露出させる。そして、このようにして露出した面にＭｏＫα線を照射し、ｂｃｃ相の（２００）面、（２１１）面、及び、ｆｃｃ相の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面の回折ピークの積分強度比を求める。この回折ピークの積分強度比から、残留オーステナイトの体積率を算出できる。この算出方法としては、一般的な５ピーク法を用いることができる。
続いて、本発明の鋼板の化学組成について述べる。本発明の鋼板において、鋼板中心部の化学組成は、以下の条件を満たすことが好ましい。鋼板中心部の化学組成は、鋼板の表面から板厚の１／４の位置において測定される化学組成を意味するものとする。元素の含有量に関する「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。
「Ｃ：０．０５０～０．８００％」
Ｃは、鋼板の強度を高める元素である。Ｃによって鋼板の強度を十分に高める効果を得るためには、Ｃの含有量を０．０５０％以上とする。また、Ｃの含有量が０．８００％以下であることによって、鋼板の靭性低下が抑制され得る。その観点から、Ｃの含有量は、０．６００％以下であることが好ましく、０．５００％以下であることがより好ましい。
「Ｓｉ：０．０１～１．２０％」
Ｓｉは、フェライトを安定化させる元素である。すなわち、Ｓｉは、Ａｃ３変態点を増加させることから広い焼鈍温度範囲にて多量のフェライトを形成させることが可能であり、鋼の組織制御性向上の観点から添加される。Ｓｉによるこうした効果を得るには、Ｓｉの含有量を０．０１％以上にする。加えて、Ｓｉは、鉄系炭化物の粗大化を抑制し、鋼板の強度と成形性を高める元素でもある。また、Ｓｉは、固溶強化元素として、鋼板の高強度化に寄与するために添加される。これらの観点から、Ｓｉの含有量は、０．２％以上であることが好ましく、０．５％以上であることがより好ましい。鋼板が脆化して成形性が劣化することを抑制する観点から、Ｓｉの含有量は１．２０％以下とする。Ｓｉの含有量は１．００％以下であることが好ましい。
「Ｍｎ：０．０１～８．００％」
Ｍｎは、鋼の焼入性を高める元素である。Ｍｎによるこうした効果を得るには、Ｍｎの含有量は０．０１％以上とする。Ｍｎが偏析して硬度差が大きくなり過ぎることを抑制する観点から、Ｍｎの含有量は、８．００％以下とする。Ｍｎの含有量は５．００％以下であることが好ましく、４．００％以下であることがより好ましく、３．００％以下であることがさらに好ましい。
「Ｐ：０．１００％以下」
Ｐは、偏析して溶接部を脆化させる場合がある元素である。このため、Ｐの含有量は少ないことが好ましい。具体的には、Ｐの含有量は、０．１００％以下とする。Ｐの含有量の下限は０である。Ｐの含有量を０．００１％未満とすることは経済的に不利であるので、０．００１％を下限としてもよい。
「Ｓ：０．０５０％以下」
Ｓは、鋼板の溶接性ならびに鋳造時および熱間圧延時の製造性に悪影響を及ぼす場合がある元素である。このため、Ｓの含有量は少ないことが好ましい。具体的には、Ｓの含有量は、０．０５０％以下とする。Ｓの含有量の下限は０である。Ｓの含有量を０．００１％未満とすることは、経済的に不利であるので、０．００１％を下限としてもよい。
「Ａｌ：０～３．０００％」
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、必要に応じて脱酸工程で添加される。脱酸剤としてＡｌを用いる場合、鋼板に０．０５０％以下のＡｌが含有されてもよい。後述するように、異なる鋼板を積層し接合して本発明の熱延鋼板を製造する場合、表層部に所定のＡｌ酸化物が含まれていれば、鋼板の表面から板厚の１／４の位置においてＡｌが含まれる必要はなく、Ａｌ量は０でもよい。また、後述するようにスラブの表層に酸素を供給して鋼板の表層部にＡｌ酸化物粒子を形成する場合、スラブからＡｌが供給される必要があるため、スラブにはＡｌが０．０１０％以上含有されていることが好ましく、０．１００％以上含有されていることがより好ましく、０．３００以上、または０．８００％以上含有されていることがさらに好ましい。この場合、鋼板の表面から厚さ１／４の位置におけるＡｌの含有量は、スラブに含まれるＡｌの量に応じて、０．５００％以上、または０．８００％以上であってもよい。一方、連続鋳造時のスラブ割れを抑制する観点から、Ａｌの含有量は３．０００％以下とされることが好ましい。
「Ｎ：０．０１０％以下」
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、鋼板の曲げ性を劣化させる場合がある。また、Ｎは、溶接時のブローホール発生の原因になる場合がある。よって、Ｎの含有量は少ないことが好ましい。具体的には、Ｎの含有量は、０．０１０％以下とする。Ｎの含有量の下限は０である。Ｎの含有量を０．００１％未満とすることは経済的に不利であるので、０．００１％を下限としてもよい。
「Ｏ：０～０．０２０％」
Ｏは表層にＡｌ酸化物を形成するために必要な元素である。ただし、表層部にＡｌ酸化物が形成されていれば、表面から板厚の１／４の位置においては、Ｏは存在しなくてもよい。したがって、表面から板厚の１／４の位置におけるＯの含有量の下限は０である。ただし、表層部に効率よくＡｌ酸化物を形成するために、０．００１％を下限としてもよい。表面から板厚の１／４の位置のＯ量が多くなると伸びが低下するので、上限は０．０２０％とする。
鋼板中心部の化学組成の残部はＦｅおよび不純物である。ただし、Ｆｅの一部に代えて以下の元素を含有してもよい。
「Ｃｒ：０～３．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｂ：０～０．０１００％」
Ｃｒ、ＭｏおよびＢは、それぞれ鋼の焼入れ性を高めて鋼板の強度の向上に寄与する元素である。これらの元素が含有されることによる効果は、これらの元素の含有量が少量でも得られる。これらの元素の含有量は０％でもよいが、上記効果を十分に得るためには、Ｃｒの含有量は０．０１％以上、Ｍｏの含有量は０．０１％以上、Ｂの含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。一方、鋼板の酸洗性や溶接性、熱間加工性等の劣化を抑制する観点から、Ｃｒの含有量は３．００％以下、Ｍｏの含有量は１．００％以下、Ｂの含有量は０．０１００％以下とする。
「Ｔｉ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．２００％、Ｖ：０～０．２０％」
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、それぞれ鋼板の強度の向上に寄与する元素である。これらの元素は、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よって、鋼板の強度上昇に寄与する。これらの元素が含有されることによる効果は、これらの元素の含有量が少量でも得られる。これらの元素の含有量は０％でもよいが、上記効果を十分に得るためには、Ｔｉ、Ｎｂのそれぞれの含有量は０．０１０％以上、Ｖの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。ただし、炭窒化物の析出が多くなることによって鋼板の成形性が劣化することを抑制する観点から、Ｔｉ、Ｎｂのそれぞれの含有量は０．２００％以下、Ｖの含有量は０．２０％以下とする。
「Ｃｕ：０～１．０００％、Ｎｉ：０～１．０００％」
ＣｕおよびＮｉはそれぞれ鋼板の強度の向上に寄与する元素である。これらの元素が含有されることによる効果は、これらの元素の含有量が少量でも得られる。これらの元素の含有量は０％でもよいが、上記効果を十分に得るためには、ＣｕおよびＮｉの含有量は、それぞれ０．０１０％以上であることが好ましい。一方、鋼板の酸洗性や溶接性、熱間加工性などの劣化を抑制する観点から、ＣｕおよびＮｉの含有量はそれぞれ１．０００％以下とする。
さらに、鋼板中心部には、本発明の効果を得られる範囲で以下の元素がＦｅの一部に代えて意図的または不可避的に含有されてもよい。すなわち、本実施形態の鋼板は、Ｗ：０～０．１％、Ｔａ：０～０．１％、Ｓｎ：０～０．０５％、Ｓｂ：０～０．０５％、Ａｓ：０～０．０５％、Ｍｇ：０～０．０５％、Ｃａ：０～０．０５％、Ｚｒ：０～０．０５％、ならびにＹ：０～０．０５％、Ｌａ：０～０．０５％、およびＣｅ：０～０．０５％等のＲＥＭ（希土類金属：Ｒａｒｅ－Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）を鋼板中心部に含有してもよい。
なお、本発明の鋼板は、表層部の表面に溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、または電気亜鉛めっき層を更に含んでいてもよい。このようにめっき層が形成される場合でも本発明の鋼板は、上記のように表層部の改質によって成形性および溶接性を両立し得る。
次に、本発明の鋼板を得るための製法の一例について説明する。
本発明では、表層部に含まれる多数のＡｌ酸化物粒子の粒径を上記粒径分布に従うように制御する点がある。以下では、Ａｌ酸化物粒子の個数密度と粒径とを制御する本発明の鋼板の製法を説明する。なお、本発明の鋼板には、熱延鋼板、冷延鋼板、めっき鋼板等が含まれる。
［熱延鋼板］
本実施形態において、Ａｌ酸化物を制御する方法は特に限定されず、たとえば、ワイヤ添加によって表層部のＡｌ酸化物粒子の分布を制御する方法、鋼板中心部に相当する鋼板と多数のＡｌ酸化物粒子が分布した表層部に相当する鋼板とを別々に製造し、これらの鋼板が積層されて接合された複層鋼板とする方法、粗圧延の前のデスケーリングを調整してＡｌ酸化物を含むスケールを鋼板表面に残す方法が例示できる。
以下、ワイヤ添加によって表層部のＡｌ酸化物粒子の分布を制御する方法について説明する。
上記の鋼板中心部の化学組成を満足する溶鋼をタンディッシュから連続鋳造機に流す工程において、鋼板の表層部に相当する部位にワイヤ形状の酸化鉄を添加し、スラブを得る。図１は、本発明の鋼板の製造方法の連続鋳造工程において、ワイヤ状の酸化鉄を溶鋼の表層部に添加する方法を示す模式図である。このようにして溶鋼の表層部に酸化鉄が添加され、当該酸化鉄に含まれる酸素がＡｌと結びついてＡｌ酸化物粒子が形成される。
ワイヤ形状の酸化鉄を溶鋼に添加するときには、１ｍｍ以上５０ｍｍ以下の直径を有するワイヤ形状の酸化鉄を用いる。ワイヤの直径（ワイヤ径）が１ｍｍ以上とされることによって、Ａｌ酸化物粒子の粒径が従う上記粒径分布の平均を－５．０以上とし得る。一方、ワイヤ径が５０ｍｍ以下とされることにより、上記粒径分布の平均を－３．５以下とし得る。また、ワイヤ径が５０ｍｍ以下とされることにより、上記粒径分布の標準偏差を０．８以下とし得る。
また、ワイヤ形状の酸化鉄は、ワイヤ中心が溶鋼の表面からワイヤ径（ｍｍ単位）以上、ワイヤ径（ｍｍ単位）＋３０ｍｍ以下離れた位置を通るように、かつワイヤ中心間の間隔がワイヤ径（ｍｍ単位）以上、ワイヤ径（ｍｍ単位）＋３０ｍｍ以下になるように溶鋼の幅方向に複数並べて溶鋼に添加する。このようにワイヤ中心の位置及びワイヤの間隔が制御されることによって、鋼鈑表層のＡｌ酸化物の分布、および鋼板中心部のＡｌ酸化物の個数密度を適切に調整し得る。
また、ワイヤ形状の酸化鉄は、ワイヤの送り速度と溶鋼の流速の差が－５００ｍｍ／分以上５００ｍｍ／分以下となるようにして、溶鋼に添加する。このようにして酸化鉄が溶鋼に添加されることによって、表層部におけるＡｌ酸化物粒子の個数密度を３０００個／ｍｍ2以上６０００個／ｍｍ2以下に制御し得る。ワイヤの送り速度が速い程、Ａｌ酸化物粒子の個数密度が小さくなる傾向があり、ワイヤの送り速度が遅い程、Ａｌ酸化物粒子の個数密度が大きくなる傾向がある。
上記のようにして、鋼板中心部となる層とＡｌ酸化物粒子が分布した表層部となる層とを有するスラブを形成した後、１１００℃以上１３５０℃以下、好ましくは１１５０℃超１３５０℃以下の加熱温度で当該スラブを加熱する。スラブの加熱温度が１１００℃以上とされることにより、鋳造に起因する結晶方位の異方性を抑制し得る。一方、スラブの加熱温度を１３５０℃以下とすることにより、製造コストの大幅な増加を抑制し得る。
上記のようにスラブを加熱した後、当該スラブを熱間圧延に供する。この熱間圧延工程は、粗圧延工程、および仕上げ温度８００℃以上９８０℃以下での仕上げ圧延工程を含む。熱間圧延の仕上げ温度を８００℃以上とすることにより、圧延反力が高まることを抑制し、所望の板厚を安定して得ることが容易になる。一方、熱間圧延の仕上げ温度を９８０℃以下とすることにより、スラブの加熱終了から熱間圧延の完了までの工程において別途加熱装置を用いなくとも熱間圧延を終えることができ、鋼板の製造コストの大幅な増加を抑制し得る。
その後、５５０℃以上７５０℃以下の温度まで平均冷却速度２．５℃／ｓ以上で上記のように熱間圧延された鋼板を冷却する。この冷却工程は、鋼板の大部分を低温変態組織とし、鋼板を高強度化するために必要な工程である。平均冷却速度が２．５℃／ｓ以上とされることにより、フェライト変態やパーライト変態が抑制され、鋼板の強度低下を抑制し得る。平均冷却速度は、好ましくは５℃／ｓ以上、より好ましくは１０℃／ｓ以上である。ただし、７５０℃より高い温度では、フェライト変態やパーライト変態は生じにくいため、平均冷却速度は限定されない。また、５５０℃より低い温度では、低温変態組織に変態するため、平均冷却速度は限定されない。
次に、上記冷却工程において冷却された鋼板を巻き取る。この巻取工程において、巻き取り温度は５５０℃以下とする。巻取り温度を５５０℃以下とすることにより、鋼板の表層部でのフェライト変態やパーライト変態が抑制される。巻取り温度は、好ましくは５００℃以下、より好ましくは３００℃以下である。このようにして、巻き取られた本発明の熱延鋼板を得ることができる。
なお、鋼板中心部の残留オーステナイトを面積率で１０％以上にして鋼板の成形性をより向上させるためには、上記熱間圧延後の工程に代えて次の工程を含むことが好ましい。すなわち、熱間圧延された鋼板を、冷却過程において７００℃以下５００℃以上の温度で３秒以上保持し、次いでマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以上ベイナイト変態開始温度Ｂｓ以下の温度で巻き取る工程を含むことが好ましい。ここで、ベイナイト変態開始温度Ｂｓ、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓは以下の式で算出される。
Ｂｓ（℃）＝８２０―２９０Ｃ／（１－Ｓｆ）－３７Ｓｉ－９０Ｍｎ－６５Ｃｒ－５０Ｎｉ＋７０Ａｌ
Ｍｓ（℃）＝５４１－４７４Ｃ／（１－Ｓｆ）－１５Ｓｉ－３５Ｍｎ－１７Ｃｒ－１７Ｎｉ＋１９Ａｌ
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＡｌはスラブに含まれる各元素の含有量［質量％］であり、Ｓｆは鋼板中心部のフェライトの面積率である。
なお、製造中の鋼板のフェライトの面積率を求めることは困難である。このため、本発明では、実際の鋼板の製造過程と同様の温度履歴を経た鋼板を事前に用意して当該鋼板の鋼板中心部のフェライトの面積率を求め、そのフェライトの面積率を上記ＢｓおよびＭｓの算出に用いる。なお、フェライトの面積率は、以下のように求めることができる。まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を有する試料を採取し、当該断面を観察面とする。この観察面のうち、鋼板表面から板厚の１／４の位置を中心する１００μｍ×１００μｍの領域を観察領域とする。この観察領域を走査型電子顕微鏡によって３０００倍にして観察することで見られる電子チャンネリングコントラスト像は、結晶粒の結晶方位差をコントラストの差として表示する像である。この電子チャンネリングコントラスト像において均一なコントラストの部分がフェライトである。そして、このようにして同定されるフェライトの面積率をポイントカウンティング法（ＡＳＴＭ Ｅ５６２準拠）によって算出する。
［冷延鋼板］
次に、本発明に包含される鋼板のうちの冷延鋼板を製造する方法の例を説明する。
まず、上記熱延鋼板の製造例と同様にスラブを得た後、上記熱延鋼板の製造例と同様にスラブを加熱して熱間圧延を行う。その後、上記熱延鋼板の製造例と同様に熱間圧延された鋼板を冷却し、巻き取る。ただし、巻取工程において、巻き取り温度は２０℃以上７００℃以下とする。
次に、上記のようにして巻き取られた熱延鋼板を巻き出して酸洗を行う。この酸洗工程は、熱延鋼板の表面の酸化物（スケール）を除去するものであり、一回でもよく、複数回に分けて行われてもよい。
次に、冷間圧延を行う。この冷間圧延工程では、圧下率の合計が８５％以下であることが好ましい。圧下率の合計が８５％以下とされることにより、鋼板中心部の延性の低下が抑制され、冷間圧延中に鋼板中心部が破断することが抑制される。一方、次の焼鈍工程において再結晶を十分に進めるには、冷間圧延工程における圧下率の合計が２０％以上であることが好ましく、３０％以上であることがより好ましい。冷間圧延前に冷延荷重を低下させる目的で、７００℃以下の温度で鋼板を焼鈍してもよい。
上記冷間圧延工程の後、焼鈍を行う。この焼鈍工程では、鋼板を高強度化するために鋼板の組織の大部分を低温変態組織とし、フェライト変態やパーライト変態を抑制することが重要である。焼鈍工程では、まず、鋼板中心部のＡｃ３点－１００℃以上、９００℃以下の温度で５秒以上保持する。加熱温度を鋼板中心部のＡｃ３点－１００℃以上とする理由は、鋼板中心部をフェライトおよびオーステナイトの２相域またはオーステナイト単相域に加熱することで、その後の熱処理により変態組織を得て、所望の強度を有する鋼板を得るためである。一方、焼鈍工程における加熱温度を９００℃以下とすることにより、鋼板中心部の旧オーステナイト粒径が粗大化することを抑制し、鋼板の靭性が劣化することを抑制できる。
なお、Ａｃ３点は下記式によって求められる。
Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ－３０Ｍｎ＋７００Ｐ－２０Ｃｕ－１５．２Ｎｉ－１１Ｃｒ＋３１．５Ｍｏ＋４００Ｔｉ＋１０４Ｖ＋１２０Ａｌ
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、ＶおよびＡｌはスラブに含まれる各元素の含有量［質量％］である。
上記焼鈍工程の後、５５０℃以上７５０℃以下の温度まで平均冷却速度２．５℃／ｓ以上で焼鈍された鋼板を冷却し、本発明の冷延鋼板を得ることができる。この冷却工程は、鋼板を高強度化するために必要な工程である。平均冷却速度を２．５℃／ｓ以上とすることにより、フェライト変態やパーライト変態が抑制され、鋼板の強度低下を抑制し得る。平均冷却速度は、好ましくは５℃／ｓ以上、より好ましくは１０℃／ｓ以上である。ただし、７５０℃より高い温度では、フェライト変態やパーライト変態は生じにくいため、平均冷却速度は限定されない。また、５５０℃より低い温度では、低温変態組織に変態するため、平均冷却速度は限定されない。５５０℃以下の温度では、室温まで一定の冷却速度で鋼板を冷却してもよく、２００℃以上５５０℃以下程度の温度で鋼板を保持することで、ベイナイト変態を進行させたり、マルテンサイトを焼戻したりしてもよい。ただし、３００℃以上５５０℃以下で鋼板を長時間保持すると、鋼板の強度が低下する可能性があるため、その温度域で鋼板を保持する場合、保持時間は６００秒以下が望ましい。
なお、鋼板中心部の残留オーステナイトを面積率で１０％以上にして鋼板の成形性をより向上させるためには、上で説明される冷間圧延後の焼鈍工程に代えて、以下の加熱および冷却を実施することが好ましい。
まず、７００℃以上、９００℃以下まで鋼板を加熱し、５秒以上保持する。加熱温度を７００℃以上とする理由は、再結晶を十分に進めて未再結晶分率を低下させるためである。また、加熱温度を９００℃以下とすることにより、鋼板中心部の旧オーステナイト粒径が粗大化して靭性が劣化することが抑制される。また、保持時間を５秒以上とすることにより、オーステナイト変態を進行させて鋼板の強度の低下を抑制し得る。この観点から、保持時間は１０秒以上であることが好ましく、２０秒以上であることがより好ましい。
加熱保持された鋼板は、鋼鈑中心部が、Ｍｓ－１００℃以上Ｂｓ未満の冷却停止温度まで１０℃／ｓ以上の平均冷却速度を満たすように冷却される。この冷却において、７５０℃～５５０℃の温度域の平均冷却速度は２．５℃／ｓ以上である。
また、この冷却過程において所望のフェライトの面積率を得るために次の予備冷却工程を行ってもよい。
任意選択で、鋼板を当該温度から鋼板中心部のＢｓ点以上Ａｃ３点－４０℃未満の予備冷却停止温度まで５秒以上４００秒未満停留するように予備冷却することを含む。このような予備冷却工程は、必要に応じて行えばよく、当該予備冷却工程なしに以降の冷却工程を行ってもよい。
上記冷却後、鋼鈑中心部の残留オーステナイトの面積率が１０％以上となるように、鋼板中心部が３００℃以上５００℃以下の温度域に３０秒以上６００秒以下停留するように温度制御する。この停留中、必要に応じて加熱および冷却を複数回任意に行ってもよい。残留オーステナイトの安定化のために、この停留時間が重要である。なお、Ａｃ３、ＢｓおよびＭｓの求め方は、上記のとおりである。
以上の説明は、本発明の鋼板を得るための製法の単なる例示を意図するものである。上述したとおり、本発明の鋼板の製法は、ワイヤ添加によって表層部のＡｌ酸化物粒子の分布を制御する方法に限定されない。
［めっき鋼板］
次に、本発明に包含されるめっき鋼板を製造する方法の例を説明する。
上記のようにして製造される冷延鋼板の表層部の表面に溶融亜鉛めっきを施すことによって、溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。溶融亜鉛めっきを施す場合、めっき浴温度は従来から適用されている条件でよい。すなわち、めっき浴温度は、例えば４４０℃以上５５０℃以下とされる。
また、上記のように溶融亜鉛めっきを施した後、加熱合金化処理することによって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。加熱合金化処理する場合の合金化の加熱温度としては従来から適用されている条件でよい。すなわち、合金化の加熱温度は、例えば４００℃以上６００℃以下とされる。合金化の加熱方式は特に限定されるものではなく、燃焼ガスによる直接加熱や、誘導加熱、直接通電加熱等、従来からの溶融めっき設備に応じた加熱方式を用いることができる。合金化処理の後、鋼板は２００℃以下に冷却され、必要に応じて調質圧延を施される。
また、電気亜鉛めっき鋼板を製造する方法としては、次の例が挙げられる。例えば、上記の冷延鋼板に対し、めっきの前処理として、アルカリ脱脂、水洗、酸洗、及び水洗を順に実施する。その後、前処理後の鋼板に対し、例えば、液循環式の電気めっき装置を用い、めっき浴として硫酸亜鉛、硫酸ナトリウム、硫酸からなるものを用い、電流密度１００Ａ／ｄｍ2程度で所定のめっき厚みになるまで電解処理する。
表１に示す化学組成を持つ板厚２５０ｍｍの連続鋳造スラブを製造する工程において、表２－１～２－３に示す条件でワイヤ状の酸化鉄を添加し、表層部にＡｌ酸化物が分布したスラブを得た。片面の表層部にワイヤ状の酸化鉄を添加したのか、両面の表層部にワイヤ状の酸化鉄を添加したのかを、「表層部の位置」として表４－１～４－３に示す。このスラブを表２－１～２－３に示す加熱温度、仕上げ温度、巻取り温度の条件下で熱間圧延に供し、熱延鋼板を得た。冷延鋼板とする鋼板については、上記のように熱延鋼板を得た後に、酸洗、圧下率の合計が５０％の冷間圧延を行い、表２－１～２－３に示す条件で焼鈍を行った。また、一部の鋼板には常法によりめっきを施し、表２－１～２－３に示すようにめっき鋼板とした。
また、一部の鋼板については、板厚中心部の残留オーステナイトを面積率で１０％以上にするため、表３－１～３－３に示す焼鈍を行った。
得られた鋼板についての評価結果を表４－１～５－３に示す。表５－１～５－３に示す表層部におけるＡｌ酸化物の「個数密度」、「平均」、「標準偏差」、「平均からずれた割合」についての詳細、および「残留オーステナイトの面積率」の測定方法は上記のとおりである。また、得られた鋼板の表面から板厚の１／４の位置における化学組成を表４－１～４－３に示す。さらに、得られた鋼板について、引張試験、および溶接試験を下記のとおり実施した。
引張強さ（ＭＰａ）および全伸び（％）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に従い、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ５号試験片を作製し、引張試験を行って測定したものである。本実施例では、引張強さが７８０ＭＰａ以上で、かつ引張強さ×全伸びの値が１００００ＭＰａ％以上の場合を合格とした。
また、溶接試験は次のように行った。鋼板からＪＩＳ Ｚ ３１３７（１９９９）に記載の試験片を採取し、サーボモータ加圧式単相交流スポット溶接機（電源周波数５０Ｈｚ）を用いて、当該試験片に他の鋼板を溶接した。その後、ＪＩＳ Ｚ ３１３７（１９９９）に従って十字引張力を測定した。本実施例では、６．０ｋＮを超える場合を合格とした。
Figure 0007173307000001
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以上のように、本発明によれば、表層部の改質によって成形性および溶接性を両立し得る鋼板が得られることを確認できた。
一方、比較例５０、７１の鋼板では、連続鋳造工程で添加するワイヤ径が１ｍｍよりも小さく、表層部のＡｌ酸化物の個数密度が３０００個／ｍｍ2を下回る。その結果として、溶接継手強度は６．０ｋＮ以下であった。
比較例５１、７３の鋼板では、連続鋳造工程で添加するワイヤの中心位置と溶鋼表面の距離がワイヤ径よりも小さく、表層部のＡｌ酸化物の個数密度が３０００個／ｍｍ2を下回る。その結果として、溶接継手強度は６．０ｋＮ以下であった。
比較例５２、７２の鋼板では、連続鋳造工程で添加するワイヤの中心位置と溶鋼表面の距離がワイヤ径＋３０ｍｍよりも大きいため、表層部のＡｌ酸化物の個数密度が３０００個／ｍｍ2を下回り、かつ鋼板の板厚の１／２の位置において、Ａｌ酸化物の個数密度が１０００個／ｍｍ2を上回る。その結果として引張強度×全伸びが１００００ＭＰａ％未満であり、かつ溶接継手強度は６．０ｋＮ以下であった。
比較例５３、７４の鋼板では、連続鋳造工程で添加するワイヤの間隔がワイヤ径＋３０ｍｍよりも大きく、表層部のＡｌ酸化物の個数密度が３０００個／ｍｍ2より小さい。その結果として引張強度×全伸びは１００００ＭＰａ％以上であるものの、溶接継手強度は６．０ｋＮ以下であった。
比較例５４、７６の鋼板では、連続鋳造工程で添加するワイヤの送り速度と溶鋼の流速の差が５００ｍｍ／分よりも大きく、表層部のＡｌ酸化物の個数密度が３０００個／ｍｍ2より小さい。その結果として引張強度×全伸びは１００００ＭＰａ％以上であるものの、溶接継手強度は６．０ｋＮ以下であった。
比較例５５、６１の鋼板では、熱間圧延工程あるいは焼鈍工程で７５０℃～５５０℃の平均冷却速度が２．５℃／ｓよりも小さい。その結果として、これらの鋼板では引張強さが７８０ＭＰａよりも低い。
比較例５７および５８の鋼板では、Ｃ濃度が本実施形態の要件を満たさない。その結果、これらの鋼板では引張強度や引張強さ×全伸びの要件を満たさない。
比較例５９の鋼板では、焼鈍工程における加熱温度がＡｃ３点－５０℃よりも低いため、引張強さが７８０ＭＰａよりも低い。
比較例６０の鋼板では、焼鈍工程における加熱保持時間が５ｓより短いため、引張強さが７８０ＭＰａよりも低く、引張強度×全伸びが１００００ＭＰａ％未満であった。
比較例６７、７０の鋼板では、連続鋳造工程で添加するワイヤ径が５０ｍｍよりも大きく、表層部のＡｌ酸化物の個数密度が６０００個／ｍｍ2よりも高く、粒径の対数値の平均が－３．５よりも大きい。その結果として、この比較例の鋼板では、引張強さ×全伸びは１００００ＭＰａ％未満であり、溶接継手強度は６．０ｋＮ以下であった。
比較例６８、７５の鋼板では、連続鋳造工程で添加するワイヤの間隔がワイヤ径よりも小さく、表層部のＡｌ酸化物の個数密度が６０００個／ｍｍ2より大きく、粒径の対数値の平均が－３．５よりも大きい。その結果として引張強さ×全伸びが１００００ＭＰａ％未満であり、かつ溶接継手強度は６．０ｋＮ以下であった。
比較例６９、７７の鋼板では、連続鋳造工程で添加するワイヤの送り速度と溶鋼の流速の差が－５００ｍｍ／分よりも小さく、表層部のＡｌ酸化物の個数密度が６０００個／ｍｍ2より大きい。その結果として引張強さ×全伸びが１００００ＭＰａ％未満であり、かつ溶接継手強度は６．０ｋＮ以下であった。
本発明によれば、成形性および溶接性に優れる鋼板を提供することができる。このような本発明の鋼板は、例えば、自動車等の輸送機器の分野において構造材に好適である。
１ 溶鋼
２ ワイヤ
１１ タンディッシュ
１２ 連続鋳造機

Claims (4)

  1. 引張強さが７８０ＭＰａ以上の鋼板であって、
    前記鋼板の表面から板厚方向に３０μｍまでの領域を表層部と定義するとき、
    少なくとも片面側の表層部において、
    粒径２０ｎｍ以上のＡｌ酸化物粒子が３０００～６０００個／ｍｍ2の個数密度で存在し、
    μｍ単位で測った前記Ａｌ酸化物粒子の粒径の自然対数は、平均が－５．０～－３．５、標準偏差が０．８以下であり、前記粒径の自然対数の前記平均からのずれが前記標準偏差の２倍よりも大きくなるＡｌ酸化物粒子の数が全Ａｌ酸化物粒子数の５％以下であり、
    前記鋼板の表面から板厚の１／４の位置における化学組成が、質量％で、
    Ｃ ：０．０５０～０．８００％、
    Ｓｉ：０．０１～１．２０％、
    Ｍｎ：０．０１～８．００％、
    Ｐ ：０．１００％以下、
    Ｓ ：０．０５０％以下、
    Ａｌ：０～３．０００％、
    Ｎ ：０．０１０％以下、
    Ｏ ：０～０．０２０％、
    Ｃｒ：０～３．００％、
    Ｍｏ：０～１．００％、
    Ｂ ：０～０．０１００％、
    Ｔｉ：０～０．２００％、
    Ｎｂ：０～０．２００％、
    Ｖ ：０～０．２０％、
    Ｃｕ：０～１．０００％、
    Ｎｉ：０～１．０００％、
    残部：Ｆｅおよび不純物
    であり、鋼板の板厚の１／２の位置において、Ａｌ酸化物粒子の個数密度は１０００個／ｍｍ2以下であることを特徴とする鋼板。
  2. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｃｒ：０．０１～３．００％、
    Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    Ｂ ：０．０００１～０．０１００％、
    Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、
    Ｎｂ：０．０１０～０．２００％、
    Ｖ ：０．０１～０．２０％、
    Ｃｕ：０．０１０～１．０００％、および
    Ｎｉ：０．０１０～１．０００％
    からなる群から選択される少なくとも１種を含む、請求項１に記載の鋼板。
  3. 前記鋼板の表面から板厚の１／４の位置における金属組織が、面積率で残留オーステナイトを１０％以上含む、請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 前記表層部の表面に、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、または電気亜鉛めっき層を更に含む、請求項１～３の何れか１項に記載の鋼板。
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