JPWO2017154727A1 - 高強度薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
降伏比が高く成型性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法を提供する。C：0.04〜0.25％、Si：0.5〜2.0%、Mn：0.1〜2.0%、P：0.05%以下、S：0.030%以下、Aｌ：0.10%以下、N：0.010％以下を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、組織は、フェライトとベイナイトの合計が面積率で90％以上であり、フェライトおよびベイナイトのアスペクト比が3.0以上である。
Description
本発明は、自動車のピラーやサイドシル、メンバーなどの骨格部材とそれらの補強部材、ドアインパクトビーム、自販機、デスク、家電・OA機器、建材などに使用される構造用部材等に最適な降伏比が高く成型性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法に関する。
近年、地球環境に対する関心の高まりを受けて、CO2排出量低減の要望が増加している。さらに、自動車分野などでは車体を軽くすることで燃費を向上させるとともに、排ガス量を減らしたいとのニーズも益々大きくなっている。また、衝突安全性に対するニーズも高い。自動車の軽量化には、構造用部材の薄肉化が最も有効である。すなわち、自動車の強度を維持しつつその軽量化を図るためには、構造用部材となる鋼板の引張強度とともに降伏強度を高めて、衝突吸収エネルギーを高めることが有効である。
従来、引張強度に対する降伏強度の比である降伏比の高い鋼板として、たとえば、特許文献1には、質量％で、C ：0.07〜0.25％、Mn：1.5 〜2.5 ％、Nb：0.10％以下、Ti：0.3 ％以下、Si：0.1 ％以下、Cr：0.1 ％以下、P ：0.05％以下、Sol.Al：0.010 〜0.100 ％、S ：0.01％以下、N ：0.01％以下を含有する鋼を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインで焼鈍後、溶融亜鉛めっきを行って溶融亜鉛めっき鋼板を製造するに際して、750 ℃以上880 ℃以下の温度範囲で30sec 以上90sec 以下焼鈍した後、溶融亜鉛めっきを施す前または溶融亜鉛めっきを施した後のいずれか一方あるいは両方に、515 ℃〜600 ℃の温度域で15sec 以上保持する第2焼鈍を行うことが開示されている。また、上記により製造される、溶融亜鉛めっき皮膜または合金化溶融亜鉛めっき皮膜を形成した45kg/mm2 以上の引張強度と80％以上の降伏比を有する高強度高降伏比型溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
特許文献2には、質量％で、C≦0.02%、S i≦0.3 %、Mn:0.5〜2.0%、P≦0.06%、S≦0.005%、A l≦0.06%、N≦0.006%、Ti:0.15〜0.40%の鋼スラブを1150℃以上に加熱した後、仕上温度880℃以上で熱間圧延し、巻取温度400〜700℃で巻取り、酸洗、冷間圧延後、浸炭雰囲気中で600〜720℃の焼鈍を行う加工性に優れた高降伏比高張力冷延鋼板を製造する技術が開示されている。
特許文献3には、質量％で、C:0.02〜0.10%、Si:1.5%以下、Mn:1.0〜2.0%、P:0.005〜0.1%、S:0.01%以下、Al:0.005〜0.1%、N:0.01%以下、Ti:0.05〜0.40%を含有するとともに、(Ti/48)/(C/12)=0.1〜0.9を満たす成分組成を有し、かつミクロ組織がフェライトを有し、前記フェライトにおけるアスペクト比が3未満の結晶粒のミクロ組織全体に占める面積率が80%以上であり、前記フェライトには粒径20nm以下のTiを含む炭化物(Ti系炭化物)が1.0×104個/mm2以上析出している高降伏比高強度冷延鋼板を製造する技術が開示されている。
特許文献4には、質量％で、Ｃ：0．028％超〜0．044％未満、Ｓｉ：0．8％未満、Ｍｎ：1．9〜2．3％、Ｐ：0．001〜0．035％、Ｓ：0．0001〜0．013％、Ａｌ：0．1％以下、Ｎ：0．0001〜0．008％、Ｔｉ：0．012％〜0．029％、Ｎｂ：0．029〜0．042％、Ｍｏ：0．05〜0．25％、Ｂ：0．0008〜0．0038％の鋼成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に1130℃以上に加熱し、次いで、Ａｒ3変態温度以上の温度にて熱間圧延を施し、その後、750℃以下の温度にて取り出し、次いで、圧下率35〜85％の冷間圧延を施し、次いで、最高加熱温度が740℃以上950℃以下の温度範囲にて連続焼鈍を施すことにより製造される、アスペクト比が3以上の圧延方向に伸びた結晶粒、粒径が3μｍ未満の結晶粒、粒径が3μｍ未満でありアスペクト比が3以上の圧延方向に伸びた結晶粒、のいずれかを20〜80％の面積率にて含有する降伏比が0．70超〜0．83未満、かつ、引張最高強度が780ＭＰａ以上900ＭＰａ未満である高降伏比高強度冷延鋼板を製造する技術が開示されている。
しかし、特許文献1に記載の技術では、実質的に800℃を超える焼鈍温度が必要である。さらに降伏比が0.90を超える高降伏比の鋼板を製造するためには、焼鈍温度を850℃まで高める必要があることから、加熱コストの上昇など操業上の困難をともなうという問題があった。
特許文献2に記載の技術では、浸炭雰囲気中で600〜720℃ で焼鈍、さらには、840℃以上で焼鈍を行う必要があり、製造コストが大きくなるという問題があった。
特許文献3に記載の技術では、840℃以上での焼鈍が必要であり、製造コストが大きくなるという問題があった。
特許文献4に記載の技術では、実質的に800℃以上の焼鈍温度が必要であり、降伏比は0.83未満と低いという問題があった。
本発明はかかる事情に鑑み、降伏比が高く成型性に優れた高強度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。
課題を解決すべく鋭意研究を重ねた。その結果、以下の知見を得た。
まず、延性に優れるフェライトおよびベイナイトを主相とする。かつ、Si添加により積層欠陥エネルギーを小さくした熱延鋼板を冷間圧延することで、冷間圧延により導入される転位が交差すべりするのを抑制する。その結果、転位のタングル化を押さえることができる。そして、焼鈍時には冷間圧延により大きくなった組織のアスペクト比を保ったまま組織を回復させることにより、タングル化しないことで移動し易くなった転位の消失を促進することができ、高降伏比を保ったまま延性が大きく向上する。ここで、転位のタングル化とは、複数の転位が一箇所に集合し、相互作用により転位が動きにくくなった状態をいう。
まず、延性に優れるフェライトおよびベイナイトを主相とする。かつ、Si添加により積層欠陥エネルギーを小さくした熱延鋼板を冷間圧延することで、冷間圧延により導入される転位が交差すべりするのを抑制する。その結果、転位のタングル化を押さえることができる。そして、焼鈍時には冷間圧延により大きくなった組織のアスペクト比を保ったまま組織を回復させることにより、タングル化しないことで移動し易くなった転位の消失を促進することができ、高降伏比を保ったまま延性が大きく向上する。ここで、転位のタングル化とは、複数の転位が一箇所に集合し、相互作用により転位が動きにくくなった状態をいう。
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
［1］成分組成は、質量％で、C：0.04〜0.25％、Si：0.5〜2.0%、Mn：0.1〜2.0%、P：0.05%以下、S：0.030%以下、Aｌ：0.10%以下、N：0.010％以下を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、組織は、フェライトとベイナイトの合計が、面積率で90％以上であり、
フェライトおよびベイナイトのアスペクト比が3.0以上である高強度薄鋼板。
［2］前記成分組成に加えて、質量％で、Ti、Nb、Vの1種あるいは2種以上をそれぞれ0.01〜1.0％含有する上記［1］に記載の高強度薄鋼板。
［3］前記成分組成に加えて、質量％で、Mo、Ta、Wの1種あるいは2種以上をそれぞれ0.005〜1.0%含有する上記［1］または［2］に記載の高強度薄鋼板。
［4］前記成分組成に加えて、質量％で、Cr、Ni、Cuの1種あるいは2種以上をそれぞれ0.01〜1.0％含有する上記［1］〜［3］のいずれかに記載の高強度薄鋼板。
［5］前記成分組成に加えて、質量％で、B：0.0002〜0.0050％を含有する上記［1］〜［4］のいずれかに記載の高強度薄鋼板。
［6］前記成分組成に加えて、質量％で、Ca、REMの1種あるいは2種をそれぞれ0.0005〜0.01％含有する上記［1］〜［5］のいずれかに記載の高強度薄鋼板。
［7］前記成分組成に加えて、質量％で、Sb：0.005〜0.050％を含有する上記［1］〜［6］のいずれかに記載の高強度薄鋼板。
［8］鋼板表面にめっき層を有する上記［1］〜［7］のいずれかに記載の高強度薄鋼板。
［9］上記［1］〜［7］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブに対して、仕上圧延終了温度：800℃以上、巻取温度：400℃以上で熱間圧延し、酸洗し、次いで、冷圧率：30〜80％で冷間圧延を行い、次いで、均熱温度：650〜800℃、均熱時間：600s以下で焼鈍を行う高強度薄鋼板の製造方法。
［10］上記［1］〜［7］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブに対して、仕上圧延終了温度：800℃以上で仕上圧延後、開始温度：550〜750℃、平均冷却速度：10℃/s未満、徐冷時間：1〜10sとする徐冷を行い、次いで巻取る熱間圧延を行い、酸洗し、次いで、冷圧率：30〜80％で冷間圧延を行い、次いで、均熱温度：650〜800℃、均熱時間：600s以下で焼鈍を行う高強度薄鋼板の製造方法。
［11］さらに、前記焼鈍後、溶融めっき処理する上記［9］または［10］に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
［12］前記溶融めっき処理は溶融亜鉛めっき処理であり、該溶融亜鉛めっき処理後、さらに、合金化処理温度：460〜600℃、保持時間：1s以上で合金化処理を行う上記［11］に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
［13］さらに、前記焼鈍後、電気めっき処理する上記［9］または［10］に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
［14］前記巻取り、前記焼鈍、前記溶融めっき処理、前記合金化処理、前記電気めっき処理のいずれかの処理後、板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を施す上記［9］〜［13］のいずれかに記載の高強度薄鋼板の製造方法。
［15］上記［1］〜［7］のいずれかに記載の高強度薄鋼板に対して、めっき処理する高強度薄鋼板の製造方法。
［1］成分組成は、質量％で、C：0.04〜0.25％、Si：0.5〜2.0%、Mn：0.1〜2.0%、P：0.05%以下、S：0.030%以下、Aｌ：0.10%以下、N：0.010％以下を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、組織は、フェライトとベイナイトの合計が、面積率で90％以上であり、
フェライトおよびベイナイトのアスペクト比が3.0以上である高強度薄鋼板。
［2］前記成分組成に加えて、質量％で、Ti、Nb、Vの1種あるいは2種以上をそれぞれ0.01〜1.0％含有する上記［1］に記載の高強度薄鋼板。
［3］前記成分組成に加えて、質量％で、Mo、Ta、Wの1種あるいは2種以上をそれぞれ0.005〜1.0%含有する上記［1］または［2］に記載の高強度薄鋼板。
［4］前記成分組成に加えて、質量％で、Cr、Ni、Cuの1種あるいは2種以上をそれぞれ0.01〜1.0％含有する上記［1］〜［3］のいずれかに記載の高強度薄鋼板。
［5］前記成分組成に加えて、質量％で、B：0.0002〜0.0050％を含有する上記［1］〜［4］のいずれかに記載の高強度薄鋼板。
［6］前記成分組成に加えて、質量％で、Ca、REMの1種あるいは2種をそれぞれ0.0005〜0.01％含有する上記［1］〜［5］のいずれかに記載の高強度薄鋼板。
［7］前記成分組成に加えて、質量％で、Sb：0.005〜0.050％を含有する上記［1］〜［6］のいずれかに記載の高強度薄鋼板。
［8］鋼板表面にめっき層を有する上記［1］〜［7］のいずれかに記載の高強度薄鋼板。
［9］上記［1］〜［7］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブに対して、仕上圧延終了温度：800℃以上、巻取温度：400℃以上で熱間圧延し、酸洗し、次いで、冷圧率：30〜80％で冷間圧延を行い、次いで、均熱温度：650〜800℃、均熱時間：600s以下で焼鈍を行う高強度薄鋼板の製造方法。
［10］上記［1］〜［7］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブに対して、仕上圧延終了温度：800℃以上で仕上圧延後、開始温度：550〜750℃、平均冷却速度：10℃/s未満、徐冷時間：1〜10sとする徐冷を行い、次いで巻取る熱間圧延を行い、酸洗し、次いで、冷圧率：30〜80％で冷間圧延を行い、次いで、均熱温度：650〜800℃、均熱時間：600s以下で焼鈍を行う高強度薄鋼板の製造方法。
［11］さらに、前記焼鈍後、溶融めっき処理する上記［9］または［10］に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
［12］前記溶融めっき処理は溶融亜鉛めっき処理であり、該溶融亜鉛めっき処理後、さらに、合金化処理温度：460〜600℃、保持時間：1s以上で合金化処理を行う上記［11］に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
［13］さらに、前記焼鈍後、電気めっき処理する上記［9］または［10］に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
［14］前記巻取り、前記焼鈍、前記溶融めっき処理、前記合金化処理、前記電気めっき処理のいずれかの処理後、板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を施す上記［9］〜［13］のいずれかに記載の高強度薄鋼板の製造方法。
［15］上記［1］〜［7］のいずれかに記載の高強度薄鋼板に対して、めっき処理する高強度薄鋼板の製造方法。
なお、本発明において、高強度薄鋼板とは、引張強さ（TS）が440MPa以上の鋼板であり、冷延鋼板、および冷延鋼板に溶融めっき処理、合金化溶融めっき処理および電気めっき処理などの表面処理を施した鋼板を含むものである。さらに、冷延鋼板および表面処理を施した鋼板の上にさらに化成処理などにより皮膜を有する鋼板をも含むものである。また、本発明において、降伏比が高いとは、降伏比（YP/TS）≧0.90であることを指す。成型性が良いとは、TS×El≧10000MPa・%であることを指す。
本発明によれば、降伏比が高く成型性に優れた高強度薄鋼板が得られる。本発明の高強度薄鋼板は、引張強さ：440MPa以上を有し、かつ鋼板の降伏比を高くしたまま延性を向上させることができるため、自動車の構造用部材等の使途に好適に用いることができ、工業上有益な効果がもたらされる。
以下、本発明について詳細に説明する。なお、以下の％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
まず、本発明の高強度薄鋼板の成分組成の限定理由について説明する。
C：0.04〜0.25％
Cは、鋼中に固溶することにより、鋼板の高強度化に寄与する。また、微細炭化物を形成し、組織を細粒化させることによっても、鋼板の高強度化に寄与する。これらの効果を得るために、C含有量を0.04%以上とする。好ましくは0.07％以上である。一方、多量のCはマルテンサイトの生成を促進するので、フェライトやベイナイトの生成が抑制されてしまい、また降伏比を低くしてしまう。さらに、靭性、溶接性を劣化させる。そのため、C含有量を0.25％以下とする。好ましくは0.20％以下である。
Cは、鋼中に固溶することにより、鋼板の高強度化に寄与する。また、微細炭化物を形成し、組織を細粒化させることによっても、鋼板の高強度化に寄与する。これらの効果を得るために、C含有量を0.04%以上とする。好ましくは0.07％以上である。一方、多量のCはマルテンサイトの生成を促進するので、フェライトやベイナイトの生成が抑制されてしまい、また降伏比を低くしてしまう。さらに、靭性、溶接性を劣化させる。そのため、C含有量を0.25％以下とする。好ましくは0.20％以下である。
Si：0.5〜2.0％
Siが、鋼中に適正量存在することにより、鋼の積層欠陥エネルギーを低下させ、転位の交差すべりを抑制することで冷間圧延時の転位のタングル化を抑えることができる。その結果、降伏比を高く保ったまま延性を向上させることができる。このような効果を得るために、Si含有量を0.5％以上とする。好ましくは0.7％以上、より好ましくは1.0%以上である。一方、多量のSiは、熱間圧延時に赤スケールと呼ばれる表面欠陥を誘発するとともに、表面のSi酸化物が化成処理性やめっき性を著しく阻害する。そのため、Si含有量を2.0％以下とする。好ましくは1.5％以下である。
Siが、鋼中に適正量存在することにより、鋼の積層欠陥エネルギーを低下させ、転位の交差すべりを抑制することで冷間圧延時の転位のタングル化を抑えることができる。その結果、降伏比を高く保ったまま延性を向上させることができる。このような効果を得るために、Si含有量を0.5％以上とする。好ましくは0.7％以上、より好ましくは1.0%以上である。一方、多量のSiは、熱間圧延時に赤スケールと呼ばれる表面欠陥を誘発するとともに、表面のSi酸化物が化成処理性やめっき性を著しく阻害する。そのため、Si含有量を2.0％以下とする。好ましくは1.5％以下である。
Mn：0.1〜2.0％
Mnは固溶強化や細粒化効果により鋼板の高強度化に寄与することができる。また不純物元素としてのSをMnSとして固定し、無害化できる。このような効果を得るために、Mn含有量を0.1%以上とする。好ましくは0.3%以上である。一方、多量のMnはめっき性を阻害するとともにマルテンサイトの生成を促進し、降伏比を低くする。そのため、Mn含有量を2.0%以下とする。好ましくは1.5％以下、より好ましくは1.0％以下である。
Mnは固溶強化や細粒化効果により鋼板の高強度化に寄与することができる。また不純物元素としてのSをMnSとして固定し、無害化できる。このような効果を得るために、Mn含有量を0.1%以上とする。好ましくは0.3%以上である。一方、多量のMnはめっき性を阻害するとともにマルテンサイトの生成を促進し、降伏比を低くする。そのため、Mn含有量を2.0%以下とする。好ましくは1.5％以下、より好ましくは1.0％以下である。
P：0.05％以下
Pは粒界に偏析して、延性や靭性を劣化させる。また、溶接性を劣化させる。そのため、P含有量を0.05％以下とする。好ましくは0.03%以下、より好ましくは0.01％以下である。
Pは粒界に偏析して、延性や靭性を劣化させる。また、溶接性を劣化させる。そのため、P含有量を0.05％以下とする。好ましくは0.03%以下、より好ましくは0.01％以下である。
S：0.030％以下
Sは、熱間圧延での鋼板の延性を著しく低下させることで、熱間割れを誘発し、表面性状を著しく劣化させる。さらに、Sは強度向上にほとんど寄与しないばかりか、不純物元素として粗大な硫化物を形成することにより、延性、伸びフランジ性を低下させる。その上、溶接性も劣化させてしまう。これらの問題は、S含有量が0.030％を超えると顕著となるので、S含有量を極力低減させることが好ましい。したがって、S含有量を0.030％以下とする。好ましくは0.010％以下、より好ましくは0.003%以下、さらに好ましくは0.001%以下である。
Sは、熱間圧延での鋼板の延性を著しく低下させることで、熱間割れを誘発し、表面性状を著しく劣化させる。さらに、Sは強度向上にほとんど寄与しないばかりか、不純物元素として粗大な硫化物を形成することにより、延性、伸びフランジ性を低下させる。その上、溶接性も劣化させてしまう。これらの問題は、S含有量が0.030％を超えると顕著となるので、S含有量を極力低減させることが好ましい。したがって、S含有量を0.030％以下とする。好ましくは0.010％以下、より好ましくは0.003%以下、さらに好ましくは0.001%以下である。
Al：0.10％以下
多量のAlは、鋼中のアルミ酸化物の増加を招き、鋼板の延性を低下させる。そのためAl含有量を0.10%以下とする。好ましくは0.06%以下である。下限は特に規定しないが、Alキルド鋼として0.01%以上含まれても問題ない。
多量のAlは、鋼中のアルミ酸化物の増加を招き、鋼板の延性を低下させる。そのためAl含有量を0.10%以下とする。好ましくは0.06%以下である。下限は特に規定しないが、Alキルド鋼として0.01%以上含まれても問題ない。
N：0.010％以下
Nを多量に含有すると、熱間圧延中にスラブ割れが発生する恐れがあり、それに伴い表面疵が発生する恐れがある。したがって、N含有量を0.010％以下とする。好ましくは0.005%以下、より好ましくは0.003%以下、さらに好ましくは0.002%以下である。
Nを多量に含有すると、熱間圧延中にスラブ割れが発生する恐れがあり、それに伴い表面疵が発生する恐れがある。したがって、N含有量を0.010％以下とする。好ましくは0.005%以下、より好ましくは0.003%以下、さらに好ましくは0.002%以下である。
残部は鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Sn、Mg、Co、As、Pb、Zn、Ce、Oなどが挙げられ、合計で0.5％以下の含有量であれば許容できる。
以上の必須添加元素で、本発明の鋼板は目的とする特性が得られるが、上記の必須添加元素に加えて、強度、降伏比、成型性を向上させることを目的に、必要に応じて下記の元素を添加することができる。
Ti、Nb、Vの1種あるいは2種以上：それぞれ0.01〜1.0％
Ti、Nb、VはCと微細な炭化物を形成し、鋼板の高強度化、および鋼板の降伏比の向上に寄与する。このような効果を得るため、Ti、Nb、V を含有する場合には、それぞれの含有量を0.01％以上とする。好ましくはそれぞれ0.05％以上、より好ましくはそれぞれ0.10％以上である。一方、多量にTi、Nb、Vを含有しても、強度や降伏比の上昇への寄与はさほど大きくならない上に、コストが多大に上昇してしまう。そのため、含有する場合は、Ti、Nb、Vはそれぞれ1.0%以下とする。好ましくはそれぞれ0.8％以下、より好ましくはそれぞれ0.6％以下である。
Ti、Nb、VはCと微細な炭化物を形成し、鋼板の高強度化、および鋼板の降伏比の向上に寄与する。このような効果を得るため、Ti、Nb、V を含有する場合には、それぞれの含有量を0.01％以上とする。好ましくはそれぞれ0.05％以上、より好ましくはそれぞれ0.10％以上である。一方、多量にTi、Nb、Vを含有しても、強度や降伏比の上昇への寄与はさほど大きくならない上に、コストが多大に上昇してしまう。そのため、含有する場合は、Ti、Nb、Vはそれぞれ1.0%以下とする。好ましくはそれぞれ0.8％以下、より好ましくはそれぞれ0.6％以下である。
Mo、Ta、Wの1種あるいは2種以上：それぞれ0.005〜1.0%
Mo、Ta、Wは微細析出物を形成することで鋼板の高強度化や鋼板の降伏比の向上に寄与できる。このような効果を得るため、Mo、Ta、Wを含有する場合は、それぞれの含有量を0.005％以上とする。好ましくはそれぞれ0.10%以上である。一方、多量にMo、Ta、Wを含有しても効果が飽和するだけでなくコストの上昇を招く。そのため、Mo、Ta、Wを含有する場合は、それぞれ1.0％以下とする。好ましくはそれぞれ0.5％以下である。
Mo、Ta、Wは微細析出物を形成することで鋼板の高強度化や鋼板の降伏比の向上に寄与できる。このような効果を得るため、Mo、Ta、Wを含有する場合は、それぞれの含有量を0.005％以上とする。好ましくはそれぞれ0.10%以上である。一方、多量にMo、Ta、Wを含有しても効果が飽和するだけでなくコストの上昇を招く。そのため、Mo、Ta、Wを含有する場合は、それぞれ1.0％以下とする。好ましくはそれぞれ0.5％以下である。
Cr、Ni、Cuの1種あるいは2種以上：それぞれ0.01〜1.0％
Cr、Ni、Cuは組織を細粒化することで鋼板の高強度化と降伏比の向上に寄与できる。このような効果を得るため、Cr、Ni、Cuを含有する場合は、それぞれの含有量を0.01％以上とする。好ましくはそれぞれ0.1％以上、より好ましくはそれぞれ0.3%以上である。一方、Cr、Ni、Cuを多量に含有しても効果が飽和するだけでなくコストの上昇を招く。そのため、Cr、Ni、Cuを含有する場合は、それぞれ1.0％以下とする。好ましくはそれぞれ0.5％以下である。
Cr、Ni、Cuは組織を細粒化することで鋼板の高強度化と降伏比の向上に寄与できる。このような効果を得るため、Cr、Ni、Cuを含有する場合は、それぞれの含有量を0.01％以上とする。好ましくはそれぞれ0.1％以上、より好ましくはそれぞれ0.3%以上である。一方、Cr、Ni、Cuを多量に含有しても効果が飽和するだけでなくコストの上昇を招く。そのため、Cr、Ni、Cuを含有する場合は、それぞれ1.0％以下とする。好ましくはそれぞれ0.5％以下である。
B：0.0002〜0.0050％
Bは組織の細粒化やベイナイト変態を促進することで、鋼板の高強度化と鋼板の降伏比の向上に寄与する。このような効果を得るためにはBを含有する場合は、0.0002%以上とする。好ましくは0.0005%以上、より好ましくは0.0010%以上である。一方、多量のBは熱間圧延時の鋼板の変形抵抗値を大きくして圧延を困難にするだけでなく延性低下の原因ともなる。したがって、Bを含有する場合は0.0050%以下とする。好ましくは0.0030%以下、より好ましくは0.0020%以下である。
Bは組織の細粒化やベイナイト変態を促進することで、鋼板の高強度化と鋼板の降伏比の向上に寄与する。このような効果を得るためにはBを含有する場合は、0.0002%以上とする。好ましくは0.0005%以上、より好ましくは0.0010%以上である。一方、多量のBは熱間圧延時の鋼板の変形抵抗値を大きくして圧延を困難にするだけでなく延性低下の原因ともなる。したがって、Bを含有する場合は0.0050%以下とする。好ましくは0.0030%以下、より好ましくは0.0020%以下である。
Ca、REMの1種あるいは2種：それぞれ0.0005〜0.01％
Ca、REMは硫化物の形態を制御することで延性、伸びフランジ性を向上させることができる。このような効果を得るため、Ca、REMを含有する場合は、それぞれの含有量を0.0005％以上とする。一方、多量の含有は効果が飽和するだけでなくコストが上昇する。そのため、Ca、REMを含有する場合は、それぞれ0.01％以下とする。
Ca、REMは硫化物の形態を制御することで延性、伸びフランジ性を向上させることができる。このような効果を得るため、Ca、REMを含有する場合は、それぞれの含有量を0.0005％以上とする。一方、多量の含有は効果が飽和するだけでなくコストが上昇する。そのため、Ca、REMを含有する場合は、それぞれ0.01％以下とする。
Sb：0.005〜0.050％
Sbはスラブ加熱時にスラブ表面に偏析することから、スラブが窒化するのを防止することができ、その結果粗大な窒化物の形成を抑制して鋼板の延性を向上させることができる。このような効果を得るため、Sbを含有する場合は、0.005%以上とする。一方、多量にSbを添加するとコストが上昇することからSbを含有する場合は、0.050%以下とする。
Sbはスラブ加熱時にスラブ表面に偏析することから、スラブが窒化するのを防止することができ、その結果粗大な窒化物の形成を抑制して鋼板の延性を向上させることができる。このような効果を得るため、Sbを含有する場合は、0.005%以上とする。一方、多量にSbを添加するとコストが上昇することからSbを含有する場合は、0.050%以下とする。
次に、本発明鋼板の重要な要件である組織等について説明する。
フェライトとベイナイトの合計面積率：90％以上
フェライトおよびベイナイト（焼き戻されたものを含む）は、高延性を実現するために重要な組織である。そのため、フェライトとベイナイトの面積率を合計で90％以上とする。好ましくは95％以上、より好ましくは98％以上、さらに好ましくは100％である。フェライトとベイナイトの個々の割合は規定しない。しかしながら、フェライトの分率が大きいほうが好ましく、全組織に占めるフェライトの割合は、面積率で90％以上が好ましい。より好ましくはフェライトの面積率が100％である。フェライト、ベイナイト以外の組織として、パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイト、セメンタイトなどが全組織に占める割合で、それぞれ5％以下、合計で10％以下であれば、これらの組織が含まれていてもよい。
なお、フェライトとベイナイトの合計面積率は後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。また、C量、Mn量、製造条件、特に巻取り温度を制御することにより、フェライトおよびベイナイトの面積率を合計で90％以上とすることができる。
フェライトとベイナイトの合計面積率：90％以上
フェライトおよびベイナイト（焼き戻されたものを含む）は、高延性を実現するために重要な組織である。そのため、フェライトとベイナイトの面積率を合計で90％以上とする。好ましくは95％以上、より好ましくは98％以上、さらに好ましくは100％である。フェライトとベイナイトの個々の割合は規定しない。しかしながら、フェライトの分率が大きいほうが好ましく、全組織に占めるフェライトの割合は、面積率で90％以上が好ましい。より好ましくはフェライトの面積率が100％である。フェライト、ベイナイト以外の組織として、パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイト、セメンタイトなどが全組織に占める割合で、それぞれ5％以下、合計で10％以下であれば、これらの組織が含まれていてもよい。
なお、フェライトとベイナイトの合計面積率は後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。また、C量、Mn量、製造条件、特に巻取り温度を制御することにより、フェライトおよびベイナイトの面積率を合計で90％以上とすることができる。
フェライトおよびベイナイトのアスペクト比：3.0以上
フェライトおよびベイナイトの結晶粒のアスペクト比を大きくすることで鋼板の強度および鋼板の降伏比を大きくすることができる。そのため、アスペクト比を3.0以上とする。好ましくは4.0以上、より好ましくは5.0以上である。上限はとくに規定しないが、アスペクト比が大きくなりすぎると延性が低下する場合がある。よって、フェライトおよびベイナイトの結晶粒のアスペクト比は10以下が好ましい。
ここで、アスペクト比とは、観察面を圧延方向に平行な断面とした場合の、フェライトおよびベイナイトの結晶粒の板厚方向の平均粒径に対するフェライトおよびベイナイトの圧延方向の平均粒径の比である。平均粒径を求めるに際しては、フェライトとベイナイトの区別はせず、フェライトとベイナイトの両相をあわせた平均粒径とする。なお、フェライトおよびベイナイトのアスペクト比は後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。また、フェライトおよびベイナイトのアスペクト比は、製造条件、特に冷圧率や均熱温度、時間の制御等により、制御することができる。
フェライトおよびベイナイトの結晶粒のアスペクト比を大きくすることで鋼板の強度および鋼板の降伏比を大きくすることができる。そのため、アスペクト比を3.0以上とする。好ましくは4.0以上、より好ましくは5.0以上である。上限はとくに規定しないが、アスペクト比が大きくなりすぎると延性が低下する場合がある。よって、フェライトおよびベイナイトの結晶粒のアスペクト比は10以下が好ましい。
ここで、アスペクト比とは、観察面を圧延方向に平行な断面とした場合の、フェライトおよびベイナイトの結晶粒の板厚方向の平均粒径に対するフェライトおよびベイナイトの圧延方向の平均粒径の比である。平均粒径を求めるに際しては、フェライトとベイナイトの区別はせず、フェライトとベイナイトの両相をあわせた平均粒径とする。なお、フェライトおよびベイナイトのアスペクト比は後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。また、フェライトおよびベイナイトのアスペクト比は、製造条件、特に冷圧率や均熱温度、時間の制御等により、制御することができる。
次に、本発明の高強度薄鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度薄鋼板は、上記成分組成を有する鋼スラブに対して、仕上圧延終了温度：800℃以上、巻取温度：400℃以上で熱間圧延し、酸洗し、次いで、冷圧率：30〜80％で冷間圧延を行い、次いで、均熱温度：650〜800℃、均熱時間：600s以下で焼鈍を行うことで製造できる。さらに、上記において、仕上圧延後、開始温度：550〜750℃、平均冷却速度：10℃/s未満、徐冷時間：1〜10sとする徐冷を行い、次いで巻取ることもできる。この場合、巻取温度は特に限定されず400℃未満で行うことができる。さらに、焼鈍後、溶融めっき処理、もしくは電気めっき処理することができる。溶融めっき処理後、合金化処理温度460〜600℃、保持時間1s以上で合金化処理を行うことができる。また、以上により得られた高強度薄鋼板に対して、板厚減少率0.1〜3.0％の加工を施すことができる。
本発明の高強度薄鋼板は、上記成分組成を有する鋼スラブに対して、仕上圧延終了温度：800℃以上、巻取温度：400℃以上で熱間圧延し、酸洗し、次いで、冷圧率：30〜80％で冷間圧延を行い、次いで、均熱温度：650〜800℃、均熱時間：600s以下で焼鈍を行うことで製造できる。さらに、上記において、仕上圧延後、開始温度：550〜750℃、平均冷却速度：10℃/s未満、徐冷時間：1〜10sとする徐冷を行い、次いで巻取ることもできる。この場合、巻取温度は特に限定されず400℃未満で行うことができる。さらに、焼鈍後、溶融めっき処理、もしくは電気めっき処理することができる。溶融めっき処理後、合金化処理温度460〜600℃、保持時間1s以上で合金化処理を行うことができる。また、以上により得られた高強度薄鋼板に対して、板厚減少率0.1〜3.0％の加工を施すことができる。
以下、詳細に説明する。
本発明において、鋼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。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良い。
鋳造後スラブ：鋳造後のスラブを直送圧延、または、温片や冷片となったスラブを1200℃以上に再加熱し熱間圧延を施すことができる。再加熱する場合の加熱温度は特に限定せず、1150℃以上が好ましい。
Ti、Nb、Vなどの炭化物形成元素を含む場合には1200℃以上に加熱して炭化物を固溶させ、その後の熱間圧延や焼鈍工程で微細に析出させることもできる。保持時間は特に規定しないが、好ましくは10分以上、より好ましくは30分以上である。操業負荷の点から上限は180分以下が好ましい。
Ti、Nb、Vなどの炭化物形成元素を含む場合には1200℃以上に加熱して炭化物を固溶させ、その後の熱間圧延や焼鈍工程で微細に析出させることもできる。保持時間は特に規定しないが、好ましくは10分以上、より好ましくは30分以上である。操業負荷の点から上限は180分以下が好ましい。
仕上圧延終了温度：800℃以上
仕上圧延終了温度が低くなると、フェライト域での圧延となり、結晶粒が粗大化して引張強度が低くなる。さらに、靭性も大きく低下するので、鋼板の成形性に劣る。また、未再結晶フェライト組織となった場合には、冷延、焼鈍後も転位が多く残留し加工性が著しく低下してしまう。そのため、仕上圧延終了温度は800℃以上とする。好ましくは830℃以上である。仕上圧延終了温度の上限は特に規定しないが、温度が高いと結晶粒が大きくなり鋼板の靭性が低下することから、950℃以下とすることが好ましい。より好ましくは900℃以下、さらに好ましくは880℃以下である。
仕上圧延終了温度が低くなると、フェライト域での圧延となり、結晶粒が粗大化して引張強度が低くなる。さらに、靭性も大きく低下するので、鋼板の成形性に劣る。また、未再結晶フェライト組織となった場合には、冷延、焼鈍後も転位が多く残留し加工性が著しく低下してしまう。そのため、仕上圧延終了温度は800℃以上とする。好ましくは830℃以上である。仕上圧延終了温度の上限は特に規定しないが、温度が高いと結晶粒が大きくなり鋼板の靭性が低下することから、950℃以下とすることが好ましい。より好ましくは900℃以下、さらに好ましくは880℃以下である。
巻取温度：400℃以上
仕上圧延終了から巻取りまでの間で鋼板を冷却する過程において、後述する徐冷を行わない場合は、鋼板の所望の特性を得るために、巻取温度が重要になる。巻取温度が低いと、マルテンサイト変態がおこり、鋼板の降伏比が低下してしまう。そのため、徐冷を行わない場合は、巻取温度を400℃以上とする。巻取温度の上限は特に限定しないが、あまり高くなると結晶粒が大きくなるため650℃以下が好ましい。より好ましくは600℃以下、さらに好ましくは550℃以下である。
仕上圧延終了から巻取りまでの冷却速度は特に限定はしない。細粒化のためには平均冷却速度が10℃/s以上であれば十分である。また、過度の急冷は特別な冷却装置を必要とし製造コストが上昇する。よって、平均冷却速度は、10℃/s以上100℃/s以下が好ましい。
仕上圧延終了から巻取りまでの間で鋼板を冷却する過程において、後述する徐冷を行わない場合は、鋼板の所望の特性を得るために、巻取温度が重要になる。巻取温度が低いと、マルテンサイト変態がおこり、鋼板の降伏比が低下してしまう。そのため、徐冷を行わない場合は、巻取温度を400℃以上とする。巻取温度の上限は特に限定しないが、あまり高くなると結晶粒が大きくなるため650℃以下が好ましい。より好ましくは600℃以下、さらに好ましくは550℃以下である。
仕上圧延終了から巻取りまでの冷却速度は特に限定はしない。細粒化のためには平均冷却速度が10℃/s以上であれば十分である。また、過度の急冷は特別な冷却装置を必要とし製造コストが上昇する。よって、平均冷却速度は、10℃/s以上100℃/s以下が好ましい。
徐冷：開始温度：550〜750℃、平均冷却速度：10℃/s未満、徐冷時間：1〜10sとする徐冷
仕上圧延後に徐冷を行い、フェライト変態、あるいは、ベイナイト変態を促進することもできる。その場合、徐冷の開始温度が高いと結晶粒が大きくなるため、開始温度の上限を750℃とする。好ましくは700℃以下、より好ましくは650℃以下である。一方、徐冷の開始温度が低いとフェライト変態、あるいは、ベイナイト変態を促進することができないため、開始温度の下限は550℃とする。好ましくは600℃以上である。
徐冷時の冷却速度が大きいとフェライト変態、またはベイナイト変態を促進することができないため、平均冷却速度は10℃/s未満とする。好ましくは6℃/s未満である。平均冷却速度の下限は特に規定しないが、極端に小さくなると結晶粒が大きくなることから、3℃/ｓ以上が好ましい。
徐冷時間が短いとフェライト変態、またはベイナイト変態が促進されないことから、徐冷時間は1s以上とする必要がある。一方、徐冷時間が長くなると結晶粒径が大きくなることから、10s以下とする。好ましくは5ｓ以下である。
なお、より成形性を必要とする場合には徐冷を実施することが好ましい。
徐冷を行う場合、次の工程である巻取り時の巻取温度は特に限定されない。400℃より低くすることもできる。400℃より高くても問題ない。しかし、巻取温度があまり高くなると結晶粒が大きくなるため650℃以下あるいは徐冷終了温度以下が好ましい。一方で、巻取温度が低すぎると、コイルの形状が悪くなることから、巻取温度の下限は300℃以上が好ましい。
圧延終了後から徐冷開始までの平均冷却速度、および徐冷終了から巻取りまでの平均冷却速度は特に限定しない。細粒化のためには平均冷却速度が10℃/s以上であれば十分である。また、過度の急冷は特別な冷却装置を必要とし製造コストが上昇する。よって、平均冷却速度は、10℃/s以上100℃/s以下が好ましい。
また、徐冷開始とは、徐冷の開始温度域（750〜550℃）の任意の温度において、冷却速度を10℃/s未満に切り替えた時点とする。
仕上圧延後に徐冷を行い、フェライト変態、あるいは、ベイナイト変態を促進することもできる。その場合、徐冷の開始温度が高いと結晶粒が大きくなるため、開始温度の上限を750℃とする。好ましくは700℃以下、より好ましくは650℃以下である。一方、徐冷の開始温度が低いとフェライト変態、あるいは、ベイナイト変態を促進することができないため、開始温度の下限は550℃とする。好ましくは600℃以上である。
徐冷時の冷却速度が大きいとフェライト変態、またはベイナイト変態を促進することができないため、平均冷却速度は10℃/s未満とする。好ましくは6℃/s未満である。平均冷却速度の下限は特に規定しないが、極端に小さくなると結晶粒が大きくなることから、3℃/ｓ以上が好ましい。
徐冷時間が短いとフェライト変態、またはベイナイト変態が促進されないことから、徐冷時間は1s以上とする必要がある。一方、徐冷時間が長くなると結晶粒径が大きくなることから、10s以下とする。好ましくは5ｓ以下である。
なお、より成形性を必要とする場合には徐冷を実施することが好ましい。
徐冷を行う場合、次の工程である巻取り時の巻取温度は特に限定されない。400℃より低くすることもできる。400℃より高くても問題ない。しかし、巻取温度があまり高くなると結晶粒が大きくなるため650℃以下あるいは徐冷終了温度以下が好ましい。一方で、巻取温度が低すぎると、コイルの形状が悪くなることから、巻取温度の下限は300℃以上が好ましい。
圧延終了後から徐冷開始までの平均冷却速度、および徐冷終了から巻取りまでの平均冷却速度は特に限定しない。細粒化のためには平均冷却速度が10℃/s以上であれば十分である。また、過度の急冷は特別な冷却装置を必要とし製造コストが上昇する。よって、平均冷却速度は、10℃/s以上100℃/s以下が好ましい。
また、徐冷開始とは、徐冷の開始温度域（750〜550℃）の任意の温度において、冷却速度を10℃/s未満に切り替えた時点とする。
ここで記載した鋳造後の再加熱温度は、スラブ中心部の温度とする。また、仕上圧延終了温度、巻取温度、徐冷開始温度は、鋼板の表面温度とする。さらに、徐冷時の平均冷却速度は、鋼板の表面温度で規定される。
酸洗
以上により得られた鋼板に対して、酸洗を行うことができる。酸洗の方法は特に限定しない。塩酸酸洗や硫酸酸洗が挙げられる。酸洗を行うことで、鋼板表面のスケールが除去され、化成処理性や塗装密着性がよくなる。また、後に続く、溶融めっき処理や、電気めっき処理を行った場合のめっき密着性が良好となる。
以上により得られた鋼板に対して、酸洗を行うことができる。酸洗の方法は特に限定しない。塩酸酸洗や硫酸酸洗が挙げられる。酸洗を行うことで、鋼板表面のスケールが除去され、化成処理性や塗装密着性がよくなる。また、後に続く、溶融めっき処理や、電気めっき処理を行った場合のめっき密着性が良好となる。
冷圧率：30〜80％
熱延、酸洗後の鋼板は、冷間圧延によりフェライトおよびベイナイトの結晶粒のアスペクト比を大きくするとともに、転位を導入することで鋼板の強度および鋼板の降伏比を上昇させることができる。このような効果を得るため、冷圧率を30％以上とする。好ましくは40％以上、より好ましくは50％以上である。一方、冷圧率が大きくなると圧延負荷が大きくなることから、冷圧率は80％以下とする。好ましくは70％以下、より好ましくは60％以下である。冷圧率は、酸洗後の鋼板の板厚に対する冷間圧延された板厚量の比である。
熱延、酸洗後の鋼板は、冷間圧延によりフェライトおよびベイナイトの結晶粒のアスペクト比を大きくするとともに、転位を導入することで鋼板の強度および鋼板の降伏比を上昇させることができる。このような効果を得るため、冷圧率を30％以上とする。好ましくは40％以上、より好ましくは50％以上である。一方、冷圧率が大きくなると圧延負荷が大きくなることから、冷圧率は80％以下とする。好ましくは70％以下、より好ましくは60％以下である。冷圧率は、酸洗後の鋼板の板厚に対する冷間圧延された板厚量の比である。
均熱温度：650〜800℃
冷間圧延が終了した鋼板は、焼鈍により組織を回復させる。焼鈍時の均熱温度が低いと組織を回復させることができないため鋼板の延性が低くなってしまう。そのため均熱温度の下限は650℃とする。好ましくは700℃以上である。一方、均熱温度が高いと再結晶が進行し、鋼板の強度および鋼板の降伏比が大きく低下してしまう。そのため均熱温度の上限は800℃であり、好ましくは780℃である。
冷間圧延が終了した鋼板は、焼鈍により組織を回復させる。焼鈍時の均熱温度が低いと組織を回復させることができないため鋼板の延性が低くなってしまう。そのため均熱温度の下限は650℃とする。好ましくは700℃以上である。一方、均熱温度が高いと再結晶が進行し、鋼板の強度および鋼板の降伏比が大きく低下してしまう。そのため均熱温度の上限は800℃であり、好ましくは780℃である。
均熱時間：600s以下
焼鈍時の均熱時間が長いと再結晶が進行して結晶粒のアスペクト比が小さくなり、しかも鋼板の強度および鋼板の降伏比が低下してしまう。よって、均熱時間は600s以下とする。好ましくは300s以下、より好ましくは100s以下である。下限はとくに設けないが1ｓ以上が好ましい。
焼鈍時の均熱時間が長いと再結晶が進行して結晶粒のアスペクト比が小さくなり、しかも鋼板の強度および鋼板の降伏比が低下してしまう。よって、均熱時間は600s以下とする。好ましくは300s以下、より好ましくは100s以下である。下限はとくに設けないが1ｓ以上が好ましい。
焼鈍時の均熱温度までの平均加熱速度は特に限定しない。生産能率の点から1℃/s以上が好ましい。加熱速度の上限については、急速加熱をおこなう場合には特殊は設備を要することから、100℃/s以下が好ましい。
均熱温度からの平均冷却速度は特に限定しない。生産能率の点から1℃/s以上が好ましい。冷却速度の上限については、急速冷却をおこなう場合には特殊は設備を要することから、通常のガス冷却等で冷却する場合は100℃/s以下が好ましい。なお、焼鈍終了後、冷却を行う際に、冷却途中に200〜450℃で30〜600sの保持をおこなってセメンタイトを析出させてもよい。
均熱温度からの平均冷却速度は特に限定しない。生産能率の点から1℃/s以上が好ましい。冷却速度の上限については、急速冷却をおこなう場合には特殊は設備を要することから、通常のガス冷却等で冷却する場合は100℃/s以下が好ましい。なお、焼鈍終了後、冷却を行う際に、冷却途中に200〜450℃で30〜600sの保持をおこなってセメンタイトを析出させてもよい。
また、本発明の高強度薄鋼板の材質は、めっき処理やめっき浴の組成による影響をうけないため、めっき処理として、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、電気めっき処理などを施すことができる。
溶融めっき処理（好適条件）
溶融めっき処理を行う場合には、焼鈍後の冷却途中でめっき浴に浸漬し、溶融めっき処理を行う。例えば、溶融亜鉛めっき処理の場合、めっき浴は420〜500℃が好ましい。めっき浴が420℃未満では亜鉛が溶融しない。一方、500℃超えではめっきの合金化が過剰に進んでしまう。
溶融めっき処理を行う場合には、焼鈍後の冷却途中でめっき浴に浸漬し、溶融めっき処理を行う。例えば、溶融亜鉛めっき処理の場合、めっき浴は420〜500℃が好ましい。めっき浴が420℃未満では亜鉛が溶融しない。一方、500℃超えではめっきの合金化が過剰に進んでしまう。
溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理温度460〜600℃、保持時間1s以上で合金化処理（好適条件）
溶融亜鉛めっき処理後、460〜600℃まで再加熱を行い、再加熱温度で1s以上保持することで合金化溶融亜鉛めっき鋼板とすることができる。再加熱温度が460℃未満では、合金化が不十分である。一方、600℃超えでは合金化が過剰に進行してしまいめっきが脆くなる。好ましくは570℃以下である。また、保持時間が1ｓ未満では合金化が不十分である。保持時間の上限はとくに設けないが、長時間保持すると析出物が粗大化するため、10s以下が好ましい。
溶融亜鉛めっき処理後、460〜600℃まで再加熱を行い、再加熱温度で1s以上保持することで合金化溶融亜鉛めっき鋼板とすることができる。再加熱温度が460℃未満では、合金化が不十分である。一方、600℃超えでは合金化が過剰に進行してしまいめっきが脆くなる。好ましくは570℃以下である。また、保持時間が1ｓ未満では合金化が不十分である。保持時間の上限はとくに設けないが、長時間保持すると析出物が粗大化するため、10s以下が好ましい。
電気めっき処理
電気めっき処理を行うことで、亜鉛めっき、亜鉛とAlの複合めっき、亜鉛とNiの複合めっき、Alめっき、AlとSiの複合めっきを鋼板表面に形成することができる。
電気めっき処理を行うことで、亜鉛めっき、亜鉛とAlの複合めっき、亜鉛とNiの複合めっき、Alめっき、AlとSiの複合めっきを鋼板表面に形成することができる。
板厚減少率0.1〜3.0％の加工
以上により得られた高強度薄鋼板に、軽加工を加えることで鋼板の降伏比を高めることができる。この効果を得るため、0.1％以上の板厚減少率で軽加工を行うことが好ましい。より好ましくは、板厚減少率は0.3％以上である。一方、板厚減少率が大きくなると、鋼板の延性が低下することから、軽加工を行う場合には板厚減少率を3.0％以下とすることが好ましい。より好ましくは2.0％以下、さらに好ましくは1.0％以下である。ここで、軽加工としては、圧延ロールによる圧下を鋼板に加えることでもよいし、鋼板に張力を与える引張りによる加工でもよい。さらに、圧延と引張りの複合加工でもよい。
以上により得られた高強度薄鋼板に、軽加工を加えることで鋼板の降伏比を高めることができる。この効果を得るため、0.1％以上の板厚減少率で軽加工を行うことが好ましい。より好ましくは、板厚減少率は0.3％以上である。一方、板厚減少率が大きくなると、鋼板の延性が低下することから、軽加工を行う場合には板厚減少率を3.0％以下とすることが好ましい。より好ましくは2.0％以下、さらに好ましくは1.0％以下である。ここで、軽加工としては、圧延ロールによる圧下を鋼板に加えることでもよいし、鋼板に張力を与える引張りによる加工でもよい。さらに、圧延と引張りの複合加工でもよい。
以上により、本発明の高強度薄鋼板が製造される。なお、上記において、仕上圧延終了温度、巻取温度は、鋼板表面の温度とする。徐冷を行う場合の平均冷却速度は、鋼板表面の温度をもとに規定される。再加熱温度は、鋼板表面の温度とする。
また、本発明の高強度薄鋼板は800℃以下で再加熱しても鋼板の強度が低下しないため、部品をプレス加工する場合に、800℃以下に再加熱して温間でプレスすることもできる。
板厚は特に限定しないが、とくに薄物の製造において本発明は効果を発揮する。よって、好ましくは2.0mm以下、より好ましくは1.6mm以下、さらに好ましくは1.2mm以下、最も好ましくは1.0mm以下である。
また、本発明の高強度薄鋼板は800℃以下で再加熱しても鋼板の強度が低下しないため、部品をプレス加工する場合に、800℃以下に再加熱して温間でプレスすることもできる。
板厚は特に限定しないが、とくに薄物の製造において本発明は効果を発揮する。よって、好ましくは2.0mm以下、より好ましくは1.6mm以下、さらに好ましくは1.2mm以下、最も好ましくは1.0mm以下である。
表1に示す成分組成からなる溶鋼を通常公知の手法により溶製、連続鋳造して鋼スラブを製造した。これらのスラブを、表2に示す製造条件にて熱間圧延し、次いで、熱延鋼板に冷間圧延と焼鈍を施して、冷延鋼板とした。
スラブは1250℃で30分均熱したのち、熱間圧延を行った。熱間圧延後の冷却速度は徐冷を行わない場合は平均30℃/ｓ、徐冷を行う場合は徐冷前後で平均30℃/sとした。酸洗は、塩酸濃度：質量%で10％、温度：80℃で行った。冷間圧延、焼鈍後の冷却は平均10℃/sとした。一部については、めっき処理を行った。
供試体No.3〜7、9、10、13、14、17については、焼鈍後の冷却途中の350℃で180ｓの保持をおこなったのち空冷した。サンプルNo.12については、焼鈍後の冷却途中の470℃で亜鉛めっき浴に浸漬したのち空冷した。サンプルNo.1、2、8、11、15、16については、焼鈍後の冷却途中の470℃で亜鉛めっき浴に浸漬したのち550℃で1ｓの再加熱処理（合金化処理）を行い空冷した。サンプルNo.10については、焼鈍後、電気Znめっきを行った。
以上により得られた高強度薄鋼板からそれぞれ試験片を採取し、以下の試験、評価を行った。なお、めっき鋼板の場合は、めっき処理後の鋼板で、試験、評価を行った。
フェライトおよびベイナイトの合計面積率
観察面が板厚方向と圧延方向に平行な面を埋め込み研磨し、ナイタール腐食後、走査型電子顕微鏡（SEM）にて板厚1/4部を中心とし倍率1000倍として100×100μm領域の写真を1つの試料あたり3枚撮影し、そのSEM写真を画像処理することにより求めた。合計面積率は、3枚の写真からそれぞれ求められた面積率の平均値とした。
観察面が板厚方向と圧延方向に平行な面を埋め込み研磨し、ナイタール腐食後、走査型電子顕微鏡（SEM）にて板厚1/4部を中心とし倍率1000倍として100×100μm領域の写真を1つの試料あたり3枚撮影し、そのSEM写真を画像処理することにより求めた。合計面積率は、3枚の写真からそれぞれ求められた面積率の平均値とした。
フェライトおよびベイナイトの結晶粒のアスペクト比
観察面が圧延方向に平行な断面になるように試料を切り出して埋め込み研磨し、ナイタール腐食後、板厚1/4部を測定ステップ0.1μmでEBSD（Electron Back Scatter Diffraction Patterns）測定を行った。結晶粒の方位差15°以上を粒界とした。そして、100×100μm領域を1つの試料あたり3ヶ所測定してそれぞれ出力し、1枚あたり板厚方向と圧延方向にそれぞれ平行に19本ずつ等間隔の直線を引き、切断法により板厚方向と圧延方向の平均粒径をそれぞれ求めた。3個のデータを合わせたものを平均して、その試料の平均結晶粒径とした。そして、板厚方向の平均粒径に対する圧延方向の平均粒径の比をアスペクト比とした。
観察面が圧延方向に平行な断面になるように試料を切り出して埋め込み研磨し、ナイタール腐食後、板厚1/4部を測定ステップ0.1μmでEBSD（Electron Back Scatter Diffraction Patterns）測定を行った。結晶粒の方位差15°以上を粒界とした。そして、100×100μm領域を1つの試料あたり3ヶ所測定してそれぞれ出力し、1枚あたり板厚方向と圧延方向にそれぞれ平行に19本ずつ等間隔の直線を引き、切断法により板厚方向と圧延方向の平均粒径をそれぞれ求めた。3個のデータを合わせたものを平均して、その試料の平均結晶粒径とした。そして、板厚方向の平均粒径に対する圧延方向の平均粒径の比をアスペクト比とした。
機械特性
圧延方向と直角な方向を長手方向としてJIS5号引張り試験片を切り出し、JIS Z2241に準拠して引張試験を行い、降伏強度YP（MPa）、引張強度TS（MPa）、全伸びEl（%）を求めた。ここで、降伏点伸びのある試料については上降伏点を降伏強度とし、降伏点伸びのない試料については0.2%耐力を降伏強度とした。降伏比はYP/TSとして計算した。試験は2個で行い、それぞれの平均値をその鋼板の機械特性値とした。
YP/TS ≧0.90である場合を降伏比が高いとし、TS×El≧10000(MPa・%)である場合を成型性が良いと判断した。以上により得られた結果を表3に示す。
圧延方向と直角な方向を長手方向としてJIS5号引張り試験片を切り出し、JIS Z2241に準拠して引張試験を行い、降伏強度YP（MPa）、引張強度TS（MPa）、全伸びEl（%）を求めた。ここで、降伏点伸びのある試料については上降伏点を降伏強度とし、降伏点伸びのない試料については0.2%耐力を降伏強度とした。降伏比はYP/TSとして計算した。試験は2個で行い、それぞれの平均値をその鋼板の機械特性値とした。
YP/TS ≧0.90である場合を降伏比が高いとし、TS×El≧10000(MPa・%)である場合を成型性が良いと判断した。以上により得られた結果を表3に示す。
表3より、本発明例では、降伏比が高く成型性に優れた高強度薄鋼板が得られているのがわかる。
図1はフェライトとベイナイトの合計面積率と降伏比の関係を示す図、図2はアスペクト比と降伏比の関係を示す図、図3はSi含有量と成型性（TS×El）の関係を示す図である。
図1より、フェライトとベイナイトの合計面積率を90％以上とすることで降伏比を0.90以上とすることができることがわかる。
図2より、アスペクト比を3.0以上とすることで降伏比を0.90以上とすることができることがわかる。
図3より、Si量を0.5〜2.0％とすることでTS×Elを10000(MPa・％)以上とすることができることがわかる。
図1はフェライトとベイナイトの合計面積率と降伏比の関係を示す図、図2はアスペクト比と降伏比の関係を示す図、図3はSi含有量と成型性（TS×El）の関係を示す図である。
図1より、フェライトとベイナイトの合計面積率を90％以上とすることで降伏比を0.90以上とすることができることがわかる。
図2より、アスペクト比を3.0以上とすることで降伏比を0.90以上とすることができることがわかる。
図3より、Si量を0.5〜2.0％とすることでTS×Elを10000(MPa・％)以上とすることができることがわかる。
Claims (15)
- 成分組成は、質量％で、C：0.04〜0.25％、
Si：0.5〜2.0%、
Mn：0.1〜2.0%、
P：0.05%以下、
S：0.030%以下、
Aｌ：0.10%以下、
N：0.010％以下
を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、
組織は、フェライトとベイナイトの合計が、面積率で90％以上であり、
フェライトおよびベイナイトのアスペクト比が3.0以上である
高強度薄鋼板。 - 前記成分組成に加えて、質量％で、Ti、Nb、Vの1種あるいは2種以上をそれぞれ0.01〜1.0％含有する請求項1に記載の高強度薄鋼板。
- 前記成分組成に加えて、質量％で、Mo、Ta、Wの1種あるいは2種以上をそれぞれ0.005〜1.0%含有する請求項1または2に記載の高強度薄鋼板。
- 前記成分組成に加えて、質量％で、Cr、Ni、Cuの1種あるいは2種以上をそれぞれ0.01〜1.0％含有する請求項1〜3のいずれか一項に記載の高強度薄鋼板。
- 前記成分組成に加えて、質量％で、B：0.0002〜0.0050％を含有する請求項1〜4のいずれか一項に記載の高強度薄鋼板。
- 前記成分組成に加えて、質量％で、Ca、REMの1種あるいは2種をそれぞれ0.0005〜0.01％含有する請求項1〜5のいずれか一項に記載の高強度薄鋼板。
- 前記成分組成に加えて、質量％で、Sb：0.005〜0.050％を含有する請求項1〜6のいずれか一項に記載の高強度薄鋼板。
- 鋼板表面にめっき層を有する請求項1〜7のいずれか一項に記載の高強度薄鋼板。
- 請求項1〜7のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼スラブに対して、
仕上圧延終了温度：800℃以上、巻取温度：400℃以上で熱間圧延し、酸洗し、
次いで、冷圧率：30〜80％で冷間圧延を行い、
次いで、均熱温度：650〜800℃、均熱時間：600s以下で焼鈍を行う高強度薄鋼板の製造方法。 - 請求項1〜7のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼スラブに対して、
仕上圧延終了温度：800℃以上で仕上圧延後、開始温度：550〜750℃、平均冷却速度：10℃/s未満、徐冷時間：1〜10sとする徐冷を行い、次いで巻取る熱間圧延を行い、酸洗し、
次いで、冷圧率：30〜80％で冷間圧延を行い、
次いで、均熱温度：650〜800℃、均熱時間：600s以下で焼鈍を行う高強度薄鋼板の製造方法。 - さらに、前記焼鈍後、溶融めっき処理する請求項9または10に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
- 前記溶融めっき処理は溶融亜鉛めっき処理であり、該溶融亜鉛めっき処理後、さらに、合金化処理温度：460〜600℃、保持時間：1s以上で合金化処理を行う請求項11に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
- さらに、前記焼鈍後、電気めっき処理する請求項9または10に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
- 前記巻取り、前記焼鈍、前記溶融めっき処理、前記合金化処理、前記電気めっき処理のいずれかの処理後、板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を施す請求項9〜13のいずれか一項に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
- 請求項1〜7のいずれか一項に記載の高強度薄鋼板に対して、めっき処理する高強度薄鋼板の製造方法。
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