JPWO2013121953A1 - 冷延鋼板、めっき鋼板、及びそれらの製造方法 - Google Patents

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Abstract

この冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以上、０．０８０％以下、Ｓｉ：０．２０％以上、１．００％以下、Ｍｎ：０．８０％以上、２．３０％以下、Ａｌ：０．０１０％以上、０．１００％以下、を含有し、更に、Ｎｂ及びＴｉのうちの少なくとも１つが、０．００５％≦Ｎｂ＋Ｔｉ＜０．０３０％の条件を満たすように含有し、金属組織がフェライトとベイナイトとその他の相とからなり、前記フェライトの面積率が８０％〜９５％未満であり、前記フェライトに占める未再結晶フェライトの面積率が１％〜１０％未満であり、前記ベイナイトの面積率が５％〜２０％であり、前記その他の相の分率の合計が８％未満であり、Ｎｂ、Ｔｉの一方又は双方を含む炭窒化物の円相当直径が１ｎｍ以上、１０ｎｍ以下であり、引張強度が５９０ＭＰａ以上である。

Description

本発明は、自動車用鋼板の用途、特に構造部材（例えば、ブラケット）に好適な、延性及び伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板、めっき鋼板、及びそれらの製造方法に関する。
本願は、２０１２年２月１３日に、日本に出願された特願２０１２−０２８２７１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
近年、自動車メーカーでは、２０１２年の欧州のＣＯ２排出規制強化、２０１５年の日本の燃費規制強化、更には欧州の衝突規制強化等に対応するため、車体軽量化による燃費向上及び衝突安全性向上を目的に、使用鋼材の高強度化が急速に進んでいる。このような高強度鋼板は「ハイテン」と呼ばれ、主に引張強度が４４０〜５９０ＭＰａ、更に直近では５９０ＭＰａを超える薄鋼板の受注量が年々増加傾向にある。その中でも、ブラケット等の構造部材は、その加工方法の観点から優れた延性及び伸びフランジ性が要求される。一般的に、引張強度と全伸びとの積が１７０００ＭＰａ・％以上となる場合に延性に優れ、引張強度が５９０ＭＰａ級の場合には穴拡げ率が８０％以上になると伸びフランジ性が優れると考えられている。
一般的に、引張強度が増加すると、降伏強度も増加するため、延性が低下し、更には伸びフランジ成形性が損なわれる。従来、フェライトとマルテンサイトとの２相を含有するＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ（ＤＰ）鋼の場合、延性には優れるものの、軟質相であるフェライトと硬質相であるマルテンサイトとの界面近傍での局所的な歪み集中によるマイクロクラックの発生及び進展が起こり易くなるため、穴拡げ性には不利なミクロ組織形態であると考えられている。したがって、穴拡げ性向上にはミクロ組織間の硬度差が小さい程有利であると考えられており、フェライトもしくはベイナイト単相鋼のような均一な組織を有する鋼板が優位にあるとされている。上記の観点から、延性と穴拡げ性を両立させるには、得たい引張強度に合わせた構成相分率の制御が重要となる。
これまでに、延性と伸びフランジ性を両立した高強度鋼板として、析出強化を積極的に活用した鋼板が提案されている（例えば、特許文献１及び２、参照）。
しかしながら、特許文献１において提案されている冷延鋼板は、ほぼフェライト単相域で焼鈍されるため、ベイナイトによる組織強化がほとんど活用出来ないため、高強度化を図るためには析出強化を積極的に活用するため、多量のＴｉ及びその他の析出元素を添加しなければならない。合金コストがかかるだけでなく、ＴｉやＮｂといった析出元素は再結晶抑制元素でもあるため、それら元素を多量に添加すると焼鈍中の再結晶が著しく遅延するので、未再結晶フェライトの面積率を２５％以下にするためには、焼鈍工程における昇温速度を極めて遅くする。もしくは最高加熱温度における滞留時間を極めて長くする必要があると想定され、生産性が損なわれる。また、特許文献２において提案されている冷延鋼板は、特許文献１と同様に析出強化を積極的に活用しているため、多量のＴｉ及びその他の析出元素を添加しなければならない。合金コストがかかるだけでなく、それら元素を多量に添加すると焼鈍中の再結晶が著しく遅延するので、未再結晶フェライトの面積率を２５％以下にするためには、焼鈍工程における最高加熱温度を極めて高くする。もしくは最高加熱温度がＡｃ１変態温度直上の場合は昇温速度を極めて遅くする。もしくは最高加熱温度での滞留時間を極めて長くする必要があると想定され、生産性が損なわれる。
また、未再結晶フェライトを積極的に活用し、フェライトと硬質相との硬度差を低減させることにより伸びフランジ性を向上させた鋼板が提案されている（例えば、特許文献３〜５、参照）。
しかしながら、積極的に未再結晶フェライトを活用するため、ＮｂやＴｉといった再結晶抑制元素を多量に添加する必要があるため、合金コストがかかるだけでなく、焼鈍工程における昇温速度を早くする必要があり、設備投資が必要となる。
日本国特開２０１０−２８５６５６号公報 日本国特開２０１０−２８５６５７号公報 日本国特開２００８−１０６３５２号公報 日本国特開２００８−１９００３２号公報 日本国特開２００９−１１４５２３号公報
本発明の課題は、延性及び伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板、めっき鋼板を、安定的に、生産性を損なうことなく提供することである。
本発明は、引張強度が５９０ＭＰａ以上である高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の延性及び伸びフランジ性の向上という課題を解決するために行った検討によって得られた知見である。即ち、合金元素量、特にＳｉを積極的に添加し、ＮｂとＴｉの添加量の最適化によって、ミクロ組織を適正化し、且つ焼鈍工程における最高加熱温度をＡｃ１［℃］〜（Ａｃ１＋４０）［℃］の温度範囲に制御し、焼鈍後の１次冷却の終点温度や冷却速度を規定する。これにより、ベイナイトを活用しながらもＮｂ及びＴｉの一方又は双方を含む炭窒化物の円相当直径を微細に制御することで未再結晶フェライト量を適切にコントロールするための十分な再結晶抑制効果が得られ、従来に比べて優れた延性及び伸びフランジ性を有する鋼板が製造できるという知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
（１）本発明の第一の態様に係る冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以上、０．０８０％以下、Ｓｉ：０．２０％以上、１．００％以下、Ｍｎ：０．８０％以上、２．３０％以下、Ｐ：０．００５０％以上、０．１５００％以下、Ｓ：０．００２０％以上、０．０１５０％以下、Ａｌ：０．０１０％以上、０．１００％以下、Ｎ：０．００１０％以上、０．０１００％以下、を含有し、更に、Ｎｂ及びＴｉのうちの少なくとも１つが、０．００５％≦Ｎｂ＋Ｔｉ＜０．０３０％の条件を満たすように含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織がフェライトとベイナイトとその他の相とからなり、前記その他の相が、パーライト、残留オーステナイト及びマルテンサイトを含み、前記フェライトの面積率が８０％〜９５％未満であり、前記フェライトに占める未再結晶フェライトの面積率が１％〜１０％未満であり、前記ベイナイトの面積率が５％〜２０％であり、前記その他の相の分率の合計が８％未満であり、Ｎｂ、Ｔｉの一方又は双方を含む炭窒化物の円相当直径が１ｎｍ以上、１０ｎｍ以下であり、引張強度が５９０ＭＰａ以上である。
（２）上記（１）に記載の冷延鋼板は、更に、質量％で、Ｍｏ：０．００５％以上、１．０００％以下、Ｗ：０．００５％以上、１．０００％以下、Ｖ：０．００５％以上、１．０００％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、Ｎｉ：０．０５％以上、１．５０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上、１．５０％以下、Ｃｒ：０．０５％以上、１．５０％以下、の１種又は２種以上を含有してもよい。
（３）本発明の第二の態様に係るめっき鋼板は、上記（１）または（２）に記載の冷延鋼板の表面にめっきを設けてもよい。
（４）本発明の第三の態様に係る冷延鋼板の製造方法は、上記（１）または（２）に記載の化学成分を有する鋼片を１１５０℃以上、１２８０℃以下に加熱し、Ａｒ３℃以上、１０５０℃以下の温度で仕上げ圧延を終了し、４５０℃以上、６５０℃以下の温度域で巻き取った熱延鋼板を、酸洗後、４０％以上、７０％以下の圧下率で冷間圧延後、Ａｃ１℃以上、（Ａｃ１＋４０）℃以下の温度範囲内に２℃／秒以上、５℃／秒以下の速度で昇温し、前記冷延鋼板の温度がＡｃ１℃以上、（Ａｃ１＋４０）℃以下の温度範囲内である滞留時間を１０秒以上、２００秒以下として焼鈍し、前記焼鈍後、常温にいたるまでの過程で、前記焼鈍直後に６００℃以上、７２０℃以下の鋼板温度の範囲内に、１０℃／秒以下の冷却速度で１次冷却する過程を含んでもよい。ここで、Ａｒ３℃及びＡｃ１℃は、以下の１式及び２式から求めたＡｒ３変態温度及びＡｃ１変態温度である。
Ａｒ３＝９１０−３２５×[Ｃ]＋３３×[Ｓｉ]＋２８７×[Ｐ]＋４０×[Ａｌ]−９２×（[Ｍｎ]＋[Ｍｏ]＋[Ｃｕ]）−４６×（[Ｃｒ]＋[Ｎｉ]） ・・・（１式）
Ａｃ１＝７２３＋２１２×[Ｃ]−１０．７×[Ｍｎ]＋２９．１×[Ｓｉ]
・・・（２式）
但し、［］付元素は、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。
（５）本発明の第四の態様に係るめっき鋼板の製造方法は、上記（４）に記載の方法により製造された冷延鋼板を焼鈍後、冷却し、次いでめっきを施してもよい。
（６）上記（５）に記載のめっき鋼板の製造方法は、前記めっき鋼板に、４５０℃以上、６００℃以下の温度範囲で１０秒以上の熱処理を行ってもよい。
本発明により、引張強度が５９０ＭＰａ以上であり、延性及び伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の提供が可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。
焼鈍における最高加熱温度、特にＡｃ１変態点以上で未再結晶フェライトの面積率との関係を示す説明図である。 未再結晶フェライトの面積率と穴拡げ率λとの関係を示す説明図である。 焼鈍における最高加熱温度、特にＡｃ１変態点以上でベイナイトの面積率との関係を示す説明図である。 ベイナイトの面積率と穴拡げ率λとの関係を示す説明図である。 焼鈍における最高加熱温度、特にＡｃ１変態点以上で炭窒化物の円相当直径との関係を示す説明図である。 炭窒化物の円相当直径と未再結晶フェライトの面積率との関係を示す説明図である。 その他の相の合計と穴拡げ率λとの関係を示す説明図である。
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明における鋼成分の限定理由について説明する。
Ｃは、引張強度及び降伏強度の上昇に寄与する元素であり、狙いとする強度レベルに応じて適量を添加する。また、ベイナイトを得るためにも有効である。Ｃ量は、０．０２０％未満であると、目標の引張強度及び降伏強度を得るのが困難となるため、下限を０．０２０％とする。一方、Ｃ量が０．０８０％を超えると、延性や穴拡げ性や溶接性の劣化を招くため、０．０８０％を上限とする。また、引張強度と降伏強度とを安定して確保するには、Ｃの下限を０．０３０％または０．０４０％としてもよく、Ｃの上限を、０．０７０％または０．０６０％としてもよい。
Ｓｉは、本発明において極めて重要な元素である。固溶強化によりフェライト相を硬化させ、硬質相との硬度差を低減させることで、伸びフランジ性を向上させる効果がある。その効果を得るためには、Ｓｉ量を０．２０％以上とする必要があるため、下限を０．２０％とする。一方で、Ｓｉは、溶融亜鉛めっきを施す際のめっき濡れ性の低下及び合金化反応の遅延による生産性の低下という問題が生ずることがある。そのため、Ｓｉ量の上限を１．００％とする。また、Ｓｉはフェライト安定化元素であり、適切な量のベイナイトを得るために、Ｓｉの下限を０．３０％または０．４０％としてもよく、Ｓｉの上限を、０．９０％または０．８０％としてもよい。
Ｍｎは、固溶強化に寄与する元素として強度を増加させる働きがある上、ベイナイトを得るためにも有効である。また、穴拡げ性の向上のため、Ｍｎを０．８０％以上含有させることが必要である。一方、Ｍｎ量が２．３０％を超えると、穴拡げ性及び溶接性の劣化を招くため、２．３０％を上限とする。また、ベイナイトを安定して得るためには、Ｍｎの下限を１．００％、１．２０％、または１．８０％としてもよく、Ｍｎの上限を、２．１０％または２．００％としてもよい。
Ｐは不純物であり、粒界に偏析するため、鋼板の靭性の低下や溶接性の劣化を招く。更に、溶融亜鉛めっき時に合金化反応が極めて遅くなり、生産性が低下する。これらの観点から、Ｐ量の上限を０．１５００％とする。Ｐは安価に強度を高める元素であるため、Ｐ量の下限を０．００５０％以上とする。また、靭性と溶接性の一層の向上のため、Ｐの下限を０．００６０％または０．００７０％としてもよく、Ｐの上限を０．１０００％または０．０８５０％としてもよい。
Ｓは不純物であり、その含有量が０．０１５０％を超えると、熱間割れを誘発したり、加工性を劣化させたりするので、Ｓ量の上限を０．０１５０％とする。生産コストの制約上、Ｓ量の下限を０．００２０％とする。また、加工性の向上のため、Ｓの下限を０．００２５％としてもよく、Ｓの上限を０．０１００％または０．００８０％としてもよい。
Ａｌは、Ｓｉと同様にフェライト安定化元素である。また脱酸元素であり、下限は、脱酸の観点から、０．０１０％以上とする。また、過剰なＡｌの添加は、溶接性を劣化させるため、その上限を０．１００％とする。また、Ａｌの下限を０．０１５％または０．０２５％としてもよく、Ａｌの上限を、０．０８０％、０．０６０％、または０．０４０％としてもよい。
Ｎは不純物であり、Ｎ量が０．０１００％を超えると、靭性や延性の劣化、鋼片の割れの発生が顕著になる。なお、Ｎは、Ｃと同様に引張強度及び降伏強度の上昇に有効であるため、Ｎ量の上限を０．０１００％として積極的に添加する。また、ベイナイトを得るためにも有効である。生産コストの制約上、Ｎ量の下限を０．００１０％とする。また、Ｎの下限を０．００２０％または０．００３０％としてもよく、Ｎの上限を、０．００８０％、０．００６０％、または０．００５０％としてもよい。
更に、Ｎｂ及びＴｉは、本発明において極めて重要な元素である。これらの元素は、焼鈍工程における再結晶の進行を遅延させ、未再結晶フェライトを残留させる効果がある。未再結晶フェライトは、フェライト相の硬化に寄与するため、未再結晶フェライト量を適切にコントロールすることで硬質相との硬度差を低減させ、伸びフランジ性を向上させる効果がある。Ｎｂ及びＴｉのうちの少なくとも１つが、０．００５％≦Ｎｂ＋Ｔｉ＜０．０３０％の条件を満たすように含有した場合、Ｎｂ及びＴｉのうちの少なくとも１つの上限を０．０３０％未満としたのは、それ以上添加すると、過剰に未再結晶フェライトが残留し、延性が低下するためであり、Ｎｂ及びＴｉのうちの少なくとも１つの下限を０．００５％としたのは、それ未満では再結晶抑制効果が少なく、未再結晶フェライトを残留させにくいからである。また、伸びフランジ性を向上させるためには、Ｎｂ及びＴｉのうちの少なくとも１つの下限を０．０１０％としてもよく、Ｎｂ及びＴｉのうちの少なくとも１つの上限を、０．０２５％としてもよい。
Ｍｏ、Ｗ、及びＶは、いずれも再結晶抑制元素であり、必要に応じて１種又は２種以上を添加しても良い。強度向上の効果を得るためには、それぞれ、Ｍｏ：０．００５％、Ｗ：０．００５％、Ｖ：０．００５％を下限として添加することが好ましい。一方、過剰な添加は合金コストの増加を招くため、それぞれの上限を、Ｍｏ：１．０００％、Ｗ：１．０００％、Ｖ：１．０００％とすることが好ましい。
Ｂ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＣｒは、いずれも焼入れ性を高める元素であり、必要に応じて１種又は２種以上を添加しても良い。強度向上の効果を得るためには、それぞれ、Ｂ：０．０００５％、Ｎｉ：０．０５％、Ｃｕ：０．０５％、Ｃｒ：０．０５％を下限として添加することが好ましい。一方、過剰な添加は合金コストの増加を招くため、それぞれの上限を、Ｂ：０．０１００％、Ｎｉ：１．５０％、Ｃｕ：１．５０％、Ｃｒ：１．５０％とすることが好ましい。
以上の化学成分を含有する高強度冷延鋼板は、鉄を主成分とする残部が本発明の特性を阻害しない範囲で、製造過程等で不可避的に混入する不純物を含有してもよい。
次に、製造方法の限定理由について説明する。
上記成分組成を有する鋼片を１１５０℃以上の温度に加熱する。鋼片は、連続鋳造設備で製造した直後のスラブであっても良いし、電気炉で製造したものでも良い。１１５０℃以上と規定している理由は、炭窒化物形成元素と炭素を、鋼材中に十分に分解溶解させるためである。析出炭窒化物を溶解させるためには、１２００℃以上とすることが好ましい。但し、加熱温度を１２８０℃超とすることは、生産コスト上好ましくないため、これを上限とする。
熱間圧延における仕上げ温度は、Ａｒ３変態温度未満では、表層における炭窒化物の析出や粒径の粗大化が進行し、焼鈍後の引張強度及び伸びフランジ性が低下するため、これを下限とする。炭窒化物の析出物の円相当直径を１０ｎｍ以下に安定して析出させるには、９００℃以上が好ましい。仕上げ温度の上限は、スラブ加熱温度から実質的には１０５０℃が上限となる。
ここで、Ａｒ３℃は、以下の１式から求めたＡｒ３変態温度である。
Ａｒ３＝９１０−３２５×[Ｃ]＋３３×[Ｓｉ]＋２８７×[Ｐ]＋４０×[Ａｌ]−９２×（[Ｍｎ]＋[Ｍｏ]＋[Ｃｕ]）−４６×（[Ｃｒ]＋[Ｎｉ]） ・・・（１式）
但し、［］付元素は、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。
仕上げ圧延後の巻取温度は、本発明において極めて重要な製造条件である。本発明では、巻取温度を６５０℃以下とすることにより、熱延鋼板の段階での炭窒化物の析出を抑制することが重要であり、それまでの履歴により本発明の特性が損なわれることは無い。巻取温度が６５０℃超では、熱延鋼板での炭窒化物の析出及び粗大化が進行し、焼鈍中の再結晶抑制効果が十分に得られないため、これを上限とする。また、巻取温度が４５０℃未満になると、熱延鋼板強度が高くなり、冷間圧延時の圧延負荷が高くなってしまうため、これを下限とする。
常法による酸洗後の冷間圧延時の圧下率は、４０〜７０％とする。圧下率が４０％未満になると、焼鈍時の再結晶の駆動力が小さくなるため、焼鈍後に過剰に未再結晶フェライトが残留してしまい、延性の低下を招くため、下限を４０％とする。また、圧下率が７０％超になると、焼鈍時の再結晶の駆動力が大きくなるため、焼鈍後の未再結晶フェライト量が少なくなってしまい、引張強度及び伸びフランジ性の低下を招くため、上限を７０％とする。
焼鈍は、加熱温度及び加熱時間を制御するため、連続焼鈍設備によって行うことが好ましい。焼鈍における最高加熱温度は、本発明において極めて重要な製造条件である。最高加熱温度の下限はＡｃ１変態温度とし、上限はＡｃ１変態温度＋４０℃とする。最高加熱温度がＡｃ１変態温度未満の場合、硬質相及び未再結晶フェライトが十分に得られず、引張強度の低下を招いてしまう。一方、最高加熱温度がＡｃ１変態温度＋４０℃超になると、図１に示すように未再結晶フェライト量が減少するため、図２に示すように伸びフランジ性が低下する。図３に示すようにベイナイトが増加するため、図４に示すように伸びフランジ性が低下する。図５に示すように炭窒化物の粗大化を招くため、図６に示すように未再結晶フェライト量が減少し、図２に示すように伸びフランジ性が低下してしまうため、これを上限とする。
ここで、Ａｃ１℃は、以下の２式から求めたＡｃ１変態温度である。
Ａｃ１＝７２３＋２１２×[Ｃ]−１０．７×[Ｍｎ]＋２９．１×[Ｓｉ]
・・・（２式）
但し、［］付元素は、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。
焼鈍における昇温速度は２〜５℃／秒とする。昇温速度が２℃／秒未満の場合、生産性を損なうだけでなく、再結晶が十分に進行し未再結晶フェライト量が減少し、引張強度及び伸びフランジ性が低下してしまうため、下限を２℃／秒とする。また、昇温速度が５℃／秒超の場合、過剰に未再結晶フェライトが残留し、延性が低下してしまうため、上限を５℃／秒とする。
焼鈍における最高加熱温度での滞留時間は、本発明において極めて重要な製造条件である。Ａｃ１変態温度以上かつ（Ａｃ１変態温度＋４０）℃以下の温度範囲での鋼板の滞留時間は１０〜２００秒とする。これは、鋼板の最高加熱温度での滞留時間が１０秒未満であると、過剰に未再結晶フェライトが残留してしまうため、延性の低下を招いてしまう。一方、鋼板の最高加熱温度での滞留時間が長くなると、生産性の低下を招くだけでなく、未再結晶フェライト量が減少し、引張強度及び伸びフランジ性の低下を招いてしまうため、２００秒を上限とする。
また、焼鈍後は６００〜７２０℃の鋼板温度範囲に１０℃／秒以下の冷却速度で１次冷却した後、水等、冷媒の吹付け、送風、ミスト等による強制冷却により、適宜常温まで冷却制御すれば良く、途中で必要に応じて過時効や焼戻しを加える。６００℃未満では、ベイナイトの組織分率が不足して引張強度が低下し、７２０℃超ではベイナイトの組織分率が過剰となり延性が低下する。また冷却速度が１０℃／秒超の場合はフェライトの析出が少なくなり、ベイナイトの組織分率が過剰となるため延性が低下する。冷却速度の下限は特に規定しないが生産性や冷却制御性から１℃／秒以上が好ましい。
焼鈍後の冷却後、溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきを施す場合、亜鉛めっきの組成は特に限定するものではなく、Ｚｎの他、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｎｉ等を必要に応じて添加しても構わない。なお、めっきは、焼鈍と別工程で行っても良いが、生産性の観点から、焼鈍と冷却、めっきを連続して行う、連続焼鈍−溶融亜鉛めっきラインによって行うことが好ましい。後述の合金化処理を行わない場合は、めっき後に鋼板を常温まで冷却する。
合金化処理を行う場合は、前述のめっき後に４５０〜６００℃の温度範囲で行い、その後鋼板を常温まで冷却することが好ましい。これは、４５０℃未満では合金化が十分に進行せず、また、６００℃超では過度に合金化が進行し、めっき層が脆化して、プレス等の加工によってめっきが剥離する等の問題を誘発することがあるためである。合金化処理の時間は、１０秒未満では合金化が十分に進行しないことがあるため、１０秒以上とすることが好ましい。また、合金化処理の時間の上限は特に規定しないが、生産効率の観点から１００秒以内とすることが好ましい。
また、生産性の観点から、連続焼鈍−溶融亜鉛めっきラインに合金化処理炉を連続して設け、焼鈍、冷却、めっき及び合金化処理、冷却を連続して行うことが好ましい。
めっき層は、例示的に溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっきを実施例で示したが、電気亜鉛めっきも含まれる。
スキンパス圧延は、形状矯正と表面性状確保のために行い、伸び率０．２〜２．０％の範囲で行うことが好ましい。スキンパス圧延の伸び率の下限を０．２％とした理由は、０．２％未満では十分な表面粗度の改善が得られないため、これを下限とした。一方、２．０％超のスキンパス圧延を行うと、鋼板が加工硬化し過ぎてプレス成形性が劣化するため、これを上限とする。
次に、金属組織について説明する。
本発明によって得られる鋼板のミクロ組織は、主にフェライトとベイナイトからなる。フェライトの面積率が８０％未満であると、ベイナイトが増加して、十分な延性が得られないため、フェライトの面積率の下限を８０％とした。フェライトの面積率が９５％以上であると引張強度５９０ＭＰａ以上を確保できない場合があるのため、フェライトの面積率の上限を９５％未満とした。尚、好ましくは９０％以下である。
未再結晶フェライトは、フェライト相の硬化に寄与するため、未再結晶フェライトの面積率を１％以上１０％未満の範囲に適切にコントロールすることでベイナイトとの硬度差を低減させ、伸びフランジ性を向上させる効果がある。上記フェライトに占める未再結晶フェライトの割合が１％未満であると、フェライトの硬質化に寄与できないため、未再結晶フェライトの面積率の下限を１％以上とした。上記フェライトに占める未再結晶フェライトの割合が１０％以上になると、穴拡げ率等の低下を招くため、上限を１０％未満とした。
ベイナイトは、高強度化に寄与する一方で、過剰に存在すると延性の低下を招くため、下限を５％、上限を２０％とする。
また、図７に示すように、その他の相として、パーライト、残留オーステナイト及びマルテンサイトがあり、これらの分率（面積率あるいは体積率）の合計が８％以上であると、フェライトとの硬度差が大きくなるため、穴拡げ率等の低下を招くことから、パーライト、残留オーステナイト及びマルテンサイトの分率の合計の上限を８％未満とする。本発明の成分範囲で本発明の組織が得られれば、引張強度５９０ＭＰａ以上が達成できる。引張強度上限は特に規定しないが、本発明のフェライトの面積率下限から７８０ＭＰａ程度が上限となる場合がある。
Ｎｂ及びＴｉの一方又は双方を含む炭窒化物の円相当直径を１０ｎｍ以下とする。図６に示すように、上記炭窒化物の平均粒子サイズは、未再結晶フェライト量を適切にコントロールするのに極めて重要であり、円相当直径が１０ｎｍ超になると十分な再結晶抑制効果が得られず、適切な未再結晶フェライト量を得ることが出来ないため、上限を１０ｎｍとする。また下限は、測定精度の都合のため、１ｎｍ以上とする。
ミクロ組織は、圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチング、必要に応じてレペラーエッチングし、光学顕微鏡で観察すれば良い。なお、ミクロ組織観察は、鋼板の任意の位置から採取したサンプルについて、板厚方向の１／４部を１０００倍で３００×３００μｍの範囲を撮影した。光学顕微鏡によって得られたミクロ組織写真を白と黒に二値化することにより画像解析を行い、パーライト、ベイナイト又はマルテンサイトの内のいずれか１種又は２種以上の面積率の合計量を、フェライト以外の相の面積率として求めることができる。なお、組織分率は、鋼板の任意の位置から採取したサンプルについて、板厚方向の１／４部を１０００倍で３００×３００μｍの範囲を撮影し、撮影視野は３箇所以上として上記の手法により測定した。残留オーステナイトは、光学顕微鏡ではマルテンサイトとの区別が困難であるが、Ｘ線回折法によって残留オーステナイトの体積率の測定を行うことができる。なお、残留オーステナイトの組織分率も前述のミクロ組織観察のサンプルを用いている。また、未再結晶フェライトとそれ以外のフェライトとは、ＥＢＳＰ（Electron Backscatter Diffraction Pattern）の結晶方位測定データをＫＡＭ法（Kernel Average Misorientation）で解析することで判別することが出来る。未再結晶フェライトの粒内には、転位は回復しているものの、冷延時の塑性変形により生じた結晶方位の連続的な変化が存在する。一方、未再結晶フェライト以外のフェライトの粒内の結晶方位変化は極めて小さい。ＫＡＭ法では隣接した測定点との結晶方位差を定量的に示すことが出来る。したがって、本発明では隣接測定点との平均結晶方位差が１°以内且つ、平均結晶方位差が５°以上ある測定点間を粒界と定義したときに、結晶粒径が０．５μｍ超である粒を未再結晶フェライト以外のフェライトと定義する。すなわち、総フェライト面積率から未再結晶フェライト以外のフェライトの面積率を差し引いた面積率が未再結晶フェライトの面積率となる。なお、ミクロ組織から求めた面積率は、体積率と同じである。
Ｎｂ及びＴｉの一方又は双方を含む炭窒化物の平均粒子サイズの測定方法は、鋼板の任意の部分の表面から板厚１／４位置から抽出レプリカ試料を作成し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて対象となる炭窒化物の平均円相当径を求めることで得られる。なお、倍率は１００００倍で１０×１０μｍの範囲で撮影し、合金炭化物をランダムに１００個カウントすることで平均粒子サイズを求めた。１ｎｍのサイズはカウントが難しく、大きい順とまではいかないが、ランダムにより大きいものを１００個カウントした。
各機械特性の試験方法を以下に示す。製造後の鋼板から、幅方向（ＴＤ方向という。）を長手方向としてＪＩＳ Ｚ２２０１の５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１のに準拠してＴＤ方向の引張特性を評価した。また、伸びフランジ性は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１のに準拠して評価した。得られた各鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断後、クリアランスを板厚の１２％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８８．２ｋＮ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（３式）から、限界穴拡げ率［％］を求め、この限界穴拡げ率から伸びフランジ性を評価した。
限界穴拡げ率λ［％］＝｛（Ｄｆ−Ｄ０）／Ｄ０｝×１００ ・・・（３式）
ここで、Ｄｆは亀裂発生時の穴径［ｍｍ］、Ｄ０は初期穴径［ｍｍ］である。また、めっき密着性の評価は、ＪＩＳ Ｈ０４０１のに準拠して、曲げ試験により曲げた部分のめっき皮膜の表面状態を目視で評価した。
表１に示す組成を有する鋼を溶製し、鋳造して得られた鋼片を、表２−１、表２−２に示す条件で鋼板の製造を行った。なお、表１の［−］は、成分の分析値が検出限界未満であったことを意味する。また、表１には、Ａｒ３［℃］とＡｃ１［℃］の計算値も示した。
製造後の鋼板から、幅方向（ＴＤ方向という。）を長手方向としてＪＩＳ Ｚ２２０１の５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠してＴＤ方向の引張特性を評価した。また、伸びフランジ性は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して評価した。得られた各鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断後、クリアランスを板厚の１２％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８８．２ｋＮ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（３式）から、限界穴拡げ率［％］を求め、この限界穴拡げ率から伸びフランジ性を評価した。
限界穴拡げ率λ［％］＝｛（Ｄｆ−Ｄ０）／Ｄ０｝×１００ ・・・（３式）
ここで、Ｄｆは亀裂発生時の穴径［ｍｍ］、Ｄ０は初期穴径［ｍｍ］である。また、めっき密着性の評価は、ＪＩＳ Ｈ０４０１に準拠して、曲げ試験により曲げた部分のめっき皮膜の表面状態を目視で評価した。
鋼板の板厚断面のミクロ組織観察は、前述の方法で観察し、ベイナイトの面積率は、フェライトおよびその他の相以外の相の合計として求めた。
結果を表３−１、表３−２に示す。なお、本発明において、延性の指標である引張強度ＴＳ［ＭＰａ］と全伸びＥｌ［％］の積、すなわちＴＳ×Ｅｌ［ＭＰａ・％］が１７０００［ＭＰａ・％］以上であるものを良好と評価した。また、穴拡げ性の指標である穴拡げ率λ［％］が７５％以上、好ましくは８０％以上であるものを良好と評価した。また、溶融亜鉛めっき鋼板、または合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合は、めっき密着性も評価の対象とする。めっき密着性は、ＪＩＳ Ｈ０４０１に準拠して、曲げ試験により曲げた部分のめっき皮膜の表面状態を目視で評価した。
その結果は表３−１、表３−２に示す通り、本発明の化学成分を有する鋼を適正な条件で熱延、冷延及び焼鈍することにより、延性及び伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることが可能である。
一方、鋼Ｎｏ．ＭはＣ量が多いため、全伸びが低下して引張強度と全伸びとの積が低下し、穴拡げ率も低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＮはＣ量が少ないため、ベイナイトの面積率が減少し、引張強度が低下して引張強度と全伸びとの積が低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＯはＳｉ量が少ないため、穴広げ率が低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＰはＳｉ量が多いため、ベイナイトの面積率が減少し、引張強度、全伸びが低下して引張強度と全伸びとの積が低下し、めっき密着性も低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＱはＭｎ量が少ないため、ベイナイトの面積率が減少し、引張強度、全伸びが低下して引張強度と全伸びとの積が低下し、穴拡げ率も低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＲはＭｎ量が多いため、ベイナイトの面積率が増加し、引張強度が上昇し、全伸びが低下して引張強度と全伸びとの積が低下し、穴拡げ率も低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＳはＡｌ量が多いため、ベイナイトの面積率が減少し、引張強度が低下して引張強度と全伸びとの積が低下し、穴拡げ率も低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＴはＮ量が多いため、ベイナイトの面積率が増加し、全伸びが低下して引張強度と全伸びとの積が低下し、穴拡げ率も低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＵはＴｉ＋Ｎｂ量が少ないため、未再結晶フェライトの面積率が減少し、引張強度及び穴拡げ率が低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＶはＴｉ＋Ｎｂ量が多いため、未再結晶フェライトの面積率が増加し、全伸びが低下して引張強度と全伸びとの積が低下し、穴拡げ率も低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＷはＮｂ量が少ないため、未再結晶フェライトの面積率が減少し、引張強度及び穴拡げ率が低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＸはＴｉ量が多いため、未再結晶フェライトの面積率が増加し、全伸びが低下して引張強度と全伸びとの積が低下し、穴拡げ率も低下している。
また、鋼Ｎｏ．ＹはＮｂ量が多いため、未再結晶フェライトの面積率が増加し、全伸びが低下して引張強度と全伸びとの積が低下し、穴拡げ率も低下している。
また、製造Ｎｏ．３は、熱間圧延時の加熱温度が低く、炭窒化物が粗大化して焼鈍中の再結晶抑制効果が小さくなるため、未再結晶フェライトの面積率が減少し、引張強度及び穴広げ率が低下している。
また、製造Ｎｏ．６は、熱間圧延時の仕上げ温度がやや低く、炭窒化物が粗大化して焼鈍中の再結晶抑制効果が小さくなるため、未再結晶フェライトの面積率が減少し、引張強度及び穴広げ率が低下している。
また、製造Ｎｏ．９は、熱間圧延時の仕上げ温度がやや低く、炭窒化物が粗大化して焼鈍中の再結晶抑制効果が小さくなるため、未再結晶フェライトの面積率が減少し、引張強度及び穴広げ率が低下している。
また、製造Ｎｏ．１２は、熱間圧延時の仕上げ温度が低く、炭窒化物が粗大化して焼鈍中の再結晶抑制効果が小さくなるため、未再結晶フェライトの面積率が減少し、引張強度及び穴広げ率が低下している。
また、製造Ｎｏ．１５は、巻取温度が高く、炭窒化物が粗大化して焼鈍中の再結晶抑制効果が小さくなるため、未再結晶フェライトの面積率が減少し、引張強度及び穴広げ率が低下している。
また、製造Ｎｏ．１８は、冷間圧延率が低く、未再結晶フェライトの面積率が増加し、全伸びが低下して引張強度と全伸びとの積が低下し、穴拡げ率も低下している。
また、製造Ｎｏ．２１は、焼鈍時の最高加熱温度が高く、炭窒化物が粗大化して焼鈍中の再結晶抑制効果が小さくなるため、未再結晶フェライトの面積率が減少し、ベイナイトの面積率が増加するため、穴広げ率が低下している。
また、製造Ｎｏ．２４は、焼鈍時の最高加熱温度が低く、ベイナイトの面積率が減少するため、引張強度、全伸びが低下して引張強度と全伸びとの積が低下し、穴広げ率も低下している。
また、製造Ｎｏ．２５は、焼鈍一次冷却終点温度が高過ぎ、フェライトの面積率が所定の値に届かず、相対的にベイナイトの面積率が多くなり穴拡げ率が低下している。
また、製造Ｎｏ．２８は、焼鈍時の最高加熱温度での滞留時間が短く、ベイナイトが減少し、未再結晶フェライトの面積率が増加するため、全伸びが低下して引張強度と全伸びとの積が低下し、穴拡げ率も低下している。
また、製造Ｎｏ．２９は、焼鈍一次冷却終点温度が低過ぎ、フェライトの面積率が過分となり、相対的にベイナイトの面積率が少なくなり過ぎ、穴拡げ率は満足するものの、所定の引張強度を達成できない上に引張強度と全伸びとのバランスが悪く、これらの積も低下している。
また、製造Ｎｏ．３２は、焼鈍時の最高加熱温度での滞留時間が長く、炭窒化物が粗大化して焼鈍中の再結晶抑制効果が小さくなるため、未再結晶フェライトの面積率が減少しベイナイトの面積率が増加することにより、穴拡げ率が低下している。
また、製造Ｎｏ．３３は、焼鈍一次冷却速度が大き過ぎ、フェライトの面積率が所定の値に届かず、相対的にベイナイトの面積率が多くなり穴拡げ率が低下している上に、引張強度と全伸びとのバランスが悪く、これらの積も低下している。
また、製造Ｎｏ．３４は、巻取温度が低く、炭窒化物による焼鈍中の再結晶抑制効果が大きいため、未再結晶フェライトの面積率が増加し、全伸びが低下して引張強度と全伸びとの積が低下し、穴拡げ率も低下している。
また、製造Ｎｏ．３９は、焼鈍時の昇温速度が速いため、未再結晶フェライトの面積率が増加し、全伸びが低下して引張強度と全伸びとの積が低下し、穴拡げ率も低下している。
Figure 2013121953
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本発明によれば、引張強度が５９０ＭＰａ以上であり、延性及び伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板、めっき鋼板の提供が可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。
（１）本発明の第一の態様に係る冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以上、０．０８０％以下、Ｓｉ：０．２０％以上、１．００％以下、Ｍｎ：０．８０％以上、２．３０％以下、Ｐ：０．００５０％以上、０．１５００％以下、Ｓ：０．００２０％以上、０．０１５０％以下、Ａｌ：０．０１０％以上、０．１００％以下、Ｎ：０．００１０％以上、０．０１００％以下、を含有し、更に、Ｎｂ及びＴｉのうちの少なくとも１つが、０．００５％≦Ｎｂ＋Ｔｉ＜０．０３０％の条件を満たすように含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織が、面積率が８０％〜９５％未満であるフェライトと、面積率が５％〜２０％であるベイナイトと、分率の合計が０％〜８％未満であるその他の相とからなり、前記その他の相が、パーライト、残留オーステナイト及びマルテンサイトを含み、前記フェライトに占める未再結晶フェライトの面積率が１％〜１０％未満であり、Ｎｂ、Ｔｉの一方又は双方を含む炭窒化物の円相当直径が１ｎｍ以上、１０ｎｍ以下であり、引張強度が５９０ＭＰａ以上である。

Claims (6)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０２０％以上、０．０８０％以下、
    Ｓｉ：０．２０％以上、１．００％以下、
    Ｍｎ：０．８０％以上、２．３０％以下、
    Ｐ：０．００５０％以上、０．１５００％以下、
    Ｓ：０．００２０％以上、０．０１５０％以下、
    Ａｌ：０．０１０％以上、０．１００％以下、
    Ｎ：０．００１０％以上、０．０１００％以下、
    を含有し、更に、
    Ｎｂ及びＴｉのうちの少なくとも１つが、
    ０．００５％≦Ｎｂ＋Ｔｉ＜０．０３０％
    の条件を満たすように含有し、
    残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
    金属組織がフェライトとベイナイトとその他の相とからなり、
    前記その他の相が、パーライト、残留オーステナイト及びマルテンサイトを含み、
    前記フェライトの面積率が８０％〜９５％未満であり、
    前記フェライトに占める未再結晶フェライトの面積率が１％〜１０％未満であり、
    前記ベイナイトの面積率が５％〜２０％であり、
    前記その他の相の分率の合計が８％未満であり、
    Ｎｂ、Ｔｉの一方又は双方を含む炭窒化物の円相当直径が１ｎｍ以上、１０ｎｍ以下であり、
    引張強度が５９０ＭＰａ以上である
    ことを特徴とする冷延鋼板。
  2. 更に、質量％で、
    Ｍｏ：０．００５％以上、１．０００％以下、
    Ｗ：０．００５％以上、１．０００％以下、
    Ｖ：０．００５％以上、１．０００％以下、
    Ｂ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、
    Ｎｉ：０．０５％以上、１．５０％以下、
    Ｃｕ：０．０５％以上、１．５０％以下、
    Ｃｒ：０．０５％以上、１．５０％以下、
    の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の冷延鋼板。
  3. 請求項１または２に記載の冷延鋼板の表面にめっきを設けたことを特徴とするめっき鋼板。
  4. 請求項１または２に記載の化学成分を有する鋼片を１１５０℃以上、１２８０℃以下に加熱し、
    Ａｒ３℃以上、１０５０℃以下の温度で仕上げ圧延を終了し、
    ４５０℃以上、６５０℃以下の温度域で巻き取った熱延鋼板を、酸洗後、４０％以上、７０％以下の圧下率で冷間圧延後、
    Ａｃ１℃以上、（Ａｃ１＋４０）℃以下の温度範囲内に２℃／秒以上、５℃／秒以下の速度で昇温し、
    前記冷延鋼板の温度がＡｃ１℃以上、（Ａｃ１＋４０）℃以下の温度範囲内である滞留時間を１０秒以上、２００秒以下として焼鈍し、
    前記焼鈍後、常温にいたるまでの過程で、前記焼鈍直後に６００℃以上、７２０℃以下の鋼板温度の範囲内に、１０℃／秒以下の冷却速度で１次冷却する過程を含む
    ことを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
    ここで、Ａｒ３℃及びＡｃ１℃は、以下の１式及び２式から求めたＡｒ３変態温度及びＡｃ１変態温度である。
    Ａｒ３＝９１０−３２５×[Ｃ]＋３３×[Ｓｉ]＋２８７×[Ｐ]＋４０×[Ａｌ]−９２×（[Ｍｎ]＋[Ｍｏ]＋[Ｃｕ]）−４６×（[Ｃｒ]＋[Ｎｉ]） ・・・（１式）
    Ａｃ１＝７２３＋２１２×[Ｃ]−１０．７×[Ｍｎ]＋２９．１×[Ｓｉ]
    ・・・（２式）
    但し、［］付元素は、それぞれの元素の質量％での含有量を表す。
  5. 請求項４に記載の方法により製造された冷延鋼板を焼鈍後、冷却し、次いでめっきを施すことを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
  6. 前記めっき鋼板に、４５０℃以上、６００℃以下の温度範囲で１０秒以上の熱処理を行うことを特徴とする請求項５に記載のめっき鋼板の製造方法。
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