JPWO2019146683A1 - 高延性高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents

高延性高強度鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

密着曲げ性に優れた高延性高強度鋼板およびその製造方法を提供する。特定の成分組成に調整するとともに、面積率で、フェライト相が５０％以上、パーライト相が５〜３０％、ベイナイトとマルテンサイトと残留オーステナイトの合計が１５％以下であり、アスペクト比が１．５以下のセメンタイトを３個以上含むフェライトの面積率が３０％以下であり、表面から板厚１／４の領域に存在する粒径１０μｍ以上の介在物が２．０個／ｍｍ２以下である鋼組織にする。

Description

本発明は、自動車部品等の用途に好適な、密着曲げ性に優れた高延性高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。
近年、地球環境保全の観点からＣＯ２などの排気ガスを低減化する試みが進められている。自動車産業では車体を軽量化して燃費を向上させることにより、排気ガス量を低下させる対策が図られている。車体軽量化の手法のひとつとして、自動車に使用されている鋼板を高強度化することで板厚を薄肉化する手法が挙げられる。鋼板の高強度化とともに延性が低下することが知られており、高強度と延性を両立する鋼板が求められている。さらに、フロア周りの部品は複雑な形状に成形加工されることが多く、曲げ加工後にプレス加工を施す密着曲げ時に割れが生じない鋼板が求められている。
このような要求に対して、例えば、特許文献１には、加工性に優れた冷延鋼板の製造方法として、冷延板をフェライト−オーステナイトの二相領域で加熱保持し、冷却することで微細なフェライトを形成し、残部をパーライトもしくはベイナイト組織とする方法が開示されている。
特許文献２には、加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法として、焼鈍均熱後、６５０℃から溶融亜鉛浴に入るまであるいは３００℃までの平均冷却速度を規定し、溶融亜鉛めっきをする前に３００℃以下の温度域で所定の時間保持することで、鋼組織をフェライトとパーライトとし、フェライト相の粒内のセメンタイト量を適正な量に制御することで、加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法が開示されている。
特許文献３では成分組成を適正範囲に調整し、鋼組織をベイニティックフェライト又はベイナイトの均一組織とすることで、割れの起点が生じやすい軟質層と硬質層の界面を少なくし、密着曲げ性に優れる高強度鋼板を開示している。割れの起点を抑制することで曲げ時に端面からの亀裂発生を抑制できる。
特開２００７−１０７０９９号公報 特開２０１３−３６０７１号公報 特開平０８−２９５９８５号公報
特許文献１の技術では、粒径が細かいので加工性には優れるものの、密着曲げ性が劣るという問題がある。
特許文献２の技術では、セメンタイトがボイド生成の起点となり密着曲げ性が劣るという問題がある。
特許文献３の技術では、伸びは１０％程度と延性については何ら考慮されていない。
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、密着曲げ性に優れた高延性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。
本発明者らは、成分組成および鋼組織の観点から鋭意検討を進めた。その結果、成分組成を適正範囲に調整し、鋼組織を適切に制御することが極めて重要であることを見出した。具体的には、特定の成分組成に調整するとともに、面積率で、フェライト相が５０％以上、パーライト相が５〜３０％、ベイナイトとマルテンサイトと残留オーステナイトの合計が１５％以下であり、アスペクト比が１．５以下のセメンタイトを３個以上含むフェライトの面積率が３０％以下であり、表面から板厚１／４の領域に存在する粒径１０μｍ以上の介在物が２．０個／ｍｍ２以下である鋼組織にすることで高強度と密着曲げ性および高延性を実現できることを見出した。
高延性を得るための鋼組織としては、フェライト相とマルテンサイト相の２相複合組織が好ましいが、この２相複合組織は、フェライト相とマルテンサイト相の硬度差が大きいのでボイド生成の起点となり良好な密着曲げ性が得られない。
これに対して、本発明者らは、上述したように成分組成及び鋼組織を規定することで、フェライト相、パーライト相を有する複合組織において、引張強度が３７０ＭＰａ以上の高強度で、かつ延性と密着曲げ性を実現可能とした。すなわち、鋼組織としてフェライト相の面積率を規定することで強度、延性を確保し、第２相として、パーライト相の面積率を適切に制御することで強度を確保した。さらに、表面から板厚１／４の領域に存在する粗大介在物の生成を抑制することで良好な密着曲げ性を確保しつつ、高延性かつ高強度を得ることを可能とした。
本発明は上記知見に基づくものであり、特徴は以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．１００〜０．２５０％、Ｓｉ：０．００１〜１．０％、Ｍｎ：０．７５％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１５０％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、面積率で、フェライト相が５０％以上、パーライト相が５〜３０％、ベイナイトとマルテンサイトと残留オーステナイトの合計が１５％以下であり、アスペクト比が１．５以下のセメンタイトを３個以上含むフェライトの面積率が３０％以下であり、表面から板厚１／４の領域に存在する粒径１０μｍ以上の介在物が２．０個／ｍｍ２以下である鋼組織と、を有する高延性高強度鋼板。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１〜０．０５０％、Ｖ：０．００１〜０．０５０％、Ｍｏ：０．００１〜０．０５０％、Ｃｕ：０．００５〜０．１００％、Ｎｉ：０．００５〜０．１００％及びＢ：０．０００３〜０．２０００％の中から選ばれる１種以上の元素を含有する［１］に記載の高延性高強度鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１０〜０．００５０％及びＲＥＭ：０．００１０〜０．００５０％の中から選ばれる１種以上の元素を含有する［１］又は［２］に記載の高延性高強度鋼板。
［４］表面にめっき層を有する［１］〜［３］のいずれか１つに記載の高延性高強度鋼板。
［５］前記めっき層は、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層又は電気亜鉛めっき層である［４］に記載の高延性高強度鋼板。
［６］［１］〜［３］のいずれか１つに記載の成分組成を有する鋼素材を、連続鋳造後の平均冷却速度：０．５℃／ｓ以上、１１５０℃以上の温度域に滞留される時間：２０００〜３０００秒の条件で熱間圧延を行い、巻取温度：６００℃以下の温度で巻取る熱延工程と、前記熱延工程後の鋼板を酸洗する酸洗工程と、前記酸洗工程後の鋼板を、４００℃までの平均加熱速度が２．０℃／ｓ以上の条件で（Ａｃ１＋２０）℃以上まで加熱し、（Ａｃ１＋２０）℃以上の温度域で１０秒以上３００秒以下保持し、該保持後５５０℃までの平均冷却速度が１０〜２００℃／ｓの条件で５５０℃以下まで冷却し、３５０℃以上５５０℃以下の温度域で３０〜８００秒保持し、該保持後２００℃までの温度域を平均冷却速度が２．０℃／ｓ以上５．０℃／ｓ以下の条件で冷却する焼鈍工程と、を有する高延性高強度鋼板の製造方法。
［７］［１］〜［３］のいずれか１つに記載の成分組成を有する鋼素材を、連続鋳造後の平均冷却速度：０．５℃／ｓ以上、１１５０℃以上の温度域に滞留される時間：２０００〜３０００秒の条件で熱間圧延を行い、巻取温度：６００℃以下の温度で巻取る熱延工程と、前記熱延工程後の鋼板を酸洗する酸洗工程と、前記酸洗工程後の鋼板を冷間圧延する冷延工程と、前記冷延工程後の鋼板を、４００℃までの平均加熱速度が２．０℃／ｓ以上の条件で（Ａｃ１＋２０）℃以上まで加熱し、（Ａｃ１＋２０）℃以上の温度域で１０秒以上３００秒以下保持し、該保持後５５０℃までの平均冷却速度が１０〜２００℃／ｓの条件で５５０℃以下まで冷却し、３５０℃以上５５０℃以下の温度域で３０〜８００秒保持し、該保持後２００℃までの温度域を平均冷却速度が２．０℃／ｓ以上５．０℃／ｓ以下の条件で冷却する焼鈍工程と、を有する高延性高強度鋼板の製造方法。
［８］前記焼鈍工程における３５０℃以上５５０℃以下の温度域での３０〜８００秒の保持後に、めっき処理を施す［６］又は［７］に記載の高延性高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、密着曲げに優れた高延性高強度鋼板が得られる。本発明の高延性高強度鋼板は密着曲げ性に優れているので、例えば、自動車構造部材に用いることで車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は格段に大きい。
図１は、比較例のＳＥＭ画像の一例を示す図である。 図２は、発明例のＳＥＭ画像の一例を示す図である。
以下、本発明の実施形態について説明する。本発明は以下の実施形態に限定されない。
先ず、本発明の高延性高強度鋼板（以下、本発明の鋼板という場合がある）の成分組成について説明する。成分組成の説明における元素の含有量の単位の「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．１００〜０．２５０％
Ｃは、所望の強度を確保し、組織を複合化して強度と延性を向上させるために必須の元素である。その効果を得るために、Ｃ含有量は０．１００％以上である必要である。Ｃ含有量は、好ましくは０．１２０％以上であり、さらに好ましくは０．１４０％以上である。一方、Ｃ含有量が０．２５０％を超えると強度上昇が著しく、所望の延性が得られない。Ｃ含有量が０．２５０％を超えると、パーライトの強度が上昇することでフェライトとパーライトの硬度差が大きくなり、さらにセメンタイトの生成も促進されるので密着曲げ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２５０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．２２０％以下であり、さらに好ましくは０．２００％以下である。
Ｓｉ：０．００１〜１．０％
Ｓｉは、フェライト相生成元素であり、かつ、鋼を強化するので有効な元素である。粗大な炭化物の生成を抑制して密着曲げ性の改善に寄与する。そこで、Ｓｉ含有量を０．００１％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。Ｓｉ含有量が１．０％超えとなると粗大な炭化物が生成し、密着曲げ性が低下する。従って、Ｓｉ含有量は１．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．８％以下であり、さらに好ましくは０．６％以下である。Ｓｉ含有量の下限は所望の強度および伸びが得られる量とした。
Ｍｎ：０．７５％以下
Ｍｎは、Ｃと同様に所望の強度を確保するために必須の元素であり、オーステナイト相を安定化させ、パーライト相の生成を促進する。Ｍｎは強度確保にも寄与する。強度の確保等を他の構成で行えば、Ｍｎ含有量は少なくてもよいが、上記の効果を得るためにはＭｎ含有量を０．１０％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．２０％以上、さらに好ましくは０．２５％以上である。Ｍｎ含有量が０．７５％を超えると、パーライトの面積率が過大となり、延性が低下する。さらにＭｎは、ＭｎＳの生成・粗大化を特に助長する元素であるので、密着曲げ性が低下する。従って、Ｍｎ含有量は０．７５％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．７２％以下、さらに好ましくは０．７０％以下である。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、鋼の強化に有効な元素であるが、Ｐ含有量が０．１００％を超えると粒界偏析により脆化を引き起こし、密着曲げ性を劣化させる。従って、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０８０％以下であり、さらに好ましくは０．０５０％以下である。Ｐ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は０．００１％程度である。
Ｓ：０．０１５０％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの非金属介在物となり、その非金属介在物によりボイド生成が促進するので、密着曲げ性が低下する。Ｓ含有量は極力低いほうがよく、Ｓ含有量は０．０１５０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１２０％以下、さらに好ましくは０．０１００％以下である。Ｓ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は０．０００２％程度である。
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
Ａｌは、鋼の脱酸および鋼中の粗大介在物量低減のため、０．０１０％以上含有する。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１５％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えるとＡｌＮ生成によりボイド生成が促進するので、密着曲げ性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０８０％以下、さらに好ましくは０．０６０％以下である。
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは、通常の鋼が含有する量である０．０１００％以下であれば本発明の効果を損なわない。Ｎ含有量が０．０１００％を超えるとＡｌＮ生成により密着曲げ性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、さらに好ましくは０．００６０％以下である。Ｎ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は０．０００６％程度である。
本発明の鋼板の成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１〜０．０５０％、Ｖ：０．００１〜０．０５０％、Ｍｏ：０．００１〜０．０５０％、Ｃｕ：０．００５〜０．１００％、Ｎｉ：０．００５〜０．１００％及びＢ：０．０００３〜０．２０００％の中から選ばれる１種以上の元素を任意元素として含有してもよい。
Ｃｒ、Ｖは、鋼の焼入れ性を向上させ、高強度化する目的で添加することができる。この効果を得る観点からＣｒ及びＶのいずれの元素を０．００１％以上含有してよい。Ｃｒ及びＶのいずれの元素の含有量は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。Ｃｒ及びＶのいずれの元素についても、０．０５０％以下であれば、粗大介在物量やセメンタイト量が過剰とならず、所望の密着曲げ性が得られる。Ｃｒ及びＶのいずれの元素の含有量は、好ましくは０．０４５％以下、より好ましくは０．０４０％以下である。
Ｍｏは鋼の焼入れ性強化に有効な元素であり高強度化する目的で添加することができる。この効果を得る観点からＭｏを０．００１％以上含有してよい。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．００３％以上、より好ましくは０．００５％以上である。Ｍｏ含有量が０．０５０％以下であれば、粗大介在物量やセメンタイト量が過剰とならず、所望の密着曲げ性が得られる。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０４０％以下、より好ましくは０．０３０％以下である。
Ｃｕ、Ｎｉは強度に寄与する元素であり、鋼の強化の目的で添加することができる。この効果を得る観点からＣｕ及びＮｉのいずれの元素を０．００５％以上含有してよい。Ｃｕ及びＮｉのいずれの元素の含有量は、好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。Ｃｕ及びＮｉのいずれの元素の含有量が０．１００％以下であれば、粗大介在物量やセメンタイト量が過剰とならず、所望の密着曲げ性が得られる。Ｃｕ及びＮｉのいずれの元素の含有量は、好ましくは０．０８０％以下、より好ましくは０．０６０％以下である。
Ｂはオーステナイト粒界からのフェライトの生成を抑制する作用を有するので必要に応じて添加することができる。この効果を得る観点からＢを０．０００３％以上含有してよい。Ｂ含有量は、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上である。Ｂ含有量が０．２０００％以下であれば、粗大介在物量やセメンタイト量が過剰とならず、所望の密着曲げ性が得られる。Ｂ含有量は、好ましくは０．１０００％以下、より好ましくは０．０１００％以下である。
本発明の鋼板の成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１０〜０．００５０％及びＲＥＭ：０．００１０〜０．００５０％の中から選ばれる１種以上の元素を任意元素として含有してもよい。
Ｃａ、ＲＥＭは、鋼の脱酸、脱硫の目的で添加することができる。この効果を得る観点からＣａ及びＲＥＭのいずれの元素を０．００１０％以上含有してよい。Ｃａ及びＲＥＭのいずれの元素の含有量は、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。Ｃａ及びＲＥＭのいずれの元素についても含有量が０．００５０％以下であれば、硫化物が過剰析出せず、所望の密着曲げ性が得られる。そこで、Ｃａ及びＲＥＭのいずれの元素についても含有量を０．００５０％以下とする。Ｃａ及びＲＥＭのいずれの元素の含有量は、好ましくは０．００４０％以下である。
上記以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。上記任意元素を下限値未満で含む場合、その元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
次いで、本発明の鋼板の鋼組織について説明する。本発明の鋼板の鋼組織は、面積率で、フェライト相が５０％以上、パーライト相が５〜３０％、ベイナイトとマルテンサイトと残留オーステナイトの合計が１５％以下であり、アスペクト比が１．５以下のセメンタイトを３個以上含むフェライトの面積率が３０％以下であり、表面から板厚１／４の領域に存在する粒径１０μｍ以上の介在物が２．０個／ｍｍ２以下である。鋼組織における各組織の面積率、上記介在物の個数密度は実施例に記載の測定方法で得られた値を採用する。
フェライト相の面積率：５０％以上
延性を確保するためには、フェライト相は面積率で５０％以上必要である。フェライト相の面積率は、好ましくは、５５％以上であり、さらに好ましくは６０％以上であり、特に好ましくは７０％以上である。フェライト相の面積率は好ましくは９５％以下、より好ましくは９０％以下、さらに好ましくは８８％以下である。
パーライト相の面積率：５〜３０％
強度確保、かつ、フェライト相とパーライト相の硬度差を緩和して良好な密着曲げ性を得るためパーライト相の面積率は５％以上必要である。パーライト相の面積率は、好ましくは７％以上、さらに好ましくは９％以上とする。一方、パーライト相の面積率が３０％を超えると過度に強度上昇し、所望の延性を得られなくなるので、パーライト相の面積率は３０％以下とする。パーライト相の面積率は、好ましくは２８％以下、さらに好ましくは２６％以下とする。
ベイナイトとマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率：１５％以下
密着曲げ時に硬質なベイナイトやマルテンサイトが存在すると、フェライトとの高度差が大きくなり、ベイナイトやマルテンサイトとフェライトの界面がボイド発生の起点となるので、密着曲げ性が低下する。残留オーステナイトも密着曲げ時にはマルテンサイトへ変態するので、ベイナイトとマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率を低減することが良好な密着曲げ性を得るために必要である。ベイナイトとマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率が１５％超となると、上記の問題が大きく発現するので、ベイナイトとマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率を１５％以下とする。ベイナイトとマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率は、好ましくは１０％以下、さらに好ましくは５％以下である。下限は特に限定せず、１％以上や２％以上の場合もあるが、少ないほど好ましいので、０％でも良い。
アスペクト比が１．５以下のセメンタイトを３個以上含むフェライトの面積率：３０％以下
アスペクト比が１．５以下のセメンタイトがフェライト１結晶粒当り３個以上あると、フェライトとセメンタイト界面にボイドの生成が促進される。その３個以上のセメンタイトを含むフェライトの面積率が３０％超となると、密着曲げ時にボイドが連結することで密着曲げ性が低下する。アスペクト比が１．５超のセメンタイトはパーライト変態中に析出したセメンタイトであるので、パーライト相の面積率に計上する。以上より、アスペクト比が１．５以下のセメンタイトを３個以上含むフェライトの面積率は３０％以下とする。アスペクト比が１．５以下のセメンタイトを３個以上含むフェライトの面積率は、好ましくは２５％以下、さらに好ましくは２０％以下とする。下限は特に限定せず、０％でも良い。ここで言うアスペクト比とは、セメンタイト粒を楕円近似したときに、そのセメンタイトの長軸長さを短軸長さで除した値とする。
表面から板厚１／４までの領域に存在する粒径１０μｍ以上の介在物：２．０個／ｍｍ２以下
粒径が１０μｍ以上の介在物はボイドの起点となる。その粗大介在物が２．０個／ｍｍ２超となると、密着曲げ時にボイドが連結することで密着曲げ性が低下する。特に粗大介在物が表面から板厚１／４までの領域に存在することによって、密着曲げ時に大きな応力がかかり、ボイドが生成することによって密着曲げ性が低下する。鋼板厚み方向において、粗大介在物が板厚１／４から板厚中心までの領域に存在する場合は、密着曲げ時の応力が大きくないので、ボイドが生成しにくく、密着曲げ性を低下させない。したがって、表面から板厚１／４までの領域に存在する粒径１０μｍ以上の介在物を２．０個／ｍｍ２以下に制御することが必要である。表面から板厚１／４までの領域に存在する粒径１０μｍ以上の介在物は、好ましくは１．５個／ｍｍ２以下、さらに好ましくは１個／ｍｍ２以下である。下限は特に限定せず、０個／ｍｍ２でも良い。「表面」とは、めっき層を有する場合にはめっき層を除いた母材の鋼板表面を意味する。
鋼組織は、鋼板圧延方向に垂直な板厚断面１／４位置を研磨後、３質量％ナイタールで腐食し、１０００倍の倍率で３視野にわたり走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、倍率１０００のＳＥＭ像上の、実長さ８２μｍ×５７μｍの領域上に４．８μｍ間隔の１６×１５の格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、各相の面積率を求めた。これらの値を平均（３視野）して各々の相の面積率とした。表面から板厚１／４までの領域に存在する粒径１０μｍ以上の介在物数は、鋼板圧延方向に垂直な板厚断面を研磨後、３質量％ナイタールで腐食し、１０００倍の倍率で表面から板厚１／４位置にわたりＳＥＭで観察し、個数を数えることで算出した。粒径は長軸と短軸の平均値とした。
本発明の鋼板は、表面にめっき層を有してもよい。めっき層としては、溶融亜鉛めっき層（ＧＩと称する場合がある）、合金化溶融亜鉛めっき層（ＧＡと称する場合がある）、電気亜鉛めっき層が好ましい。合金化溶融亜鉛めっき層の場合にはＦｅ含有量が７〜１５質量％の範囲にあることが好ましい。７質量％未満では合金化ムラの発生、またはフレーキング性が劣化する。一方、１５質量％超えは耐めっき剥離性が劣化する。めっき金属は亜鉛以外でもよく、例えば、Ａｌめっき等が挙げられる。
次いで、本発明の鋼板の特性について説明する。本発明の鋼板は、上記の成分組成及び鋼組織を有するので、下記の特性を有する。
本発明の鋼板は高強度である。具体的には実施例に記載の方法で測定した引張強度（ＴＳ）が３７０ＭＰａ以上である。鋼板の引張強度は、好ましくは４００ＭＰａ以上、より好ましくは４２０ＭＰａ以上である。引張強度の上限は特に限定されないが、他の特性とのバランスの取りやすさの観点から、引張強度は７００ＭＰａ以下が好ましく、より好ましくは６５０ＭＰａ以下、さらに好ましくは６００ＭＰａ以下、特に好ましくは５９０ＭＰａ未満である。
本発明の鋼板は高延性である。具体的には、実施例に記載の方法で測定した破断伸び（Ｅｌ）が３５．０％以上、好ましくは３７．０％以上、より好ましくは３９．０％以上である。破断伸びの上限は特に限定されないが、他の特性とのバランスの取りやすさの観点から、破断伸びは、好ましくは６０．０％以下、より好ましくは５５．０％以下、さらに好ましくは５０．０％以下である。
本発明の鋼板は密着曲げ性に優れる。具体的に、密着曲げ性に優れるとは、実施例に記載の方法で評価したときに、曲げ稜線部に０．２ｍｍ以上の割れが生じないことと定義する。
次いで、本発明の鋼板の製造方法について説明する。本発明の製造方法は、熱延工程と、酸洗工程と、必要に応じて行う冷延工程と、焼鈍工程とを有する。
熱延工程
熱延工程とは、成分組成を有する鋼素材を、連続鋳造後の平均冷却速度：０．５℃／ｓ以上、１１５０℃以上の温度域に滞留される時間：２０００〜３０００秒の条件で熱間圧延を行い、巻取温度：６００℃以下の温度で巻取る工程である。
連続鋳造後の平均冷却速度：０．５℃／ｓ以上
連続鋳造後の平均冷却速度が０．５℃／ｓ未満になると、炭窒化物系介在物が粗大化する。上記平均冷却速度は、０．５℃／ｓ以上、より好ましくは０．７℃／ｓ以上にする。ここでの平均冷却速度は鋼素材表面の温度に基づき測定した平均冷却速度とする。表面の平均冷却速度がこの範囲であれば、中心の炭窒化物系介在物も粗大化しにくく、粗大化したとしても中心付近は密着曲げ時にかかる応力は表面に比べて小さいので、密着曲げ性には影響を及ぼさない。上限は特に限定はしなくてよいが、平均冷却速度が速すぎると鋳造材表面に割れが発生する場合があるので、連続鋳造後の平均冷却速度は１０００℃／ｓ以下が好ましい。
１１５０℃以上の温度域で滞留する時間：２０００〜３０００秒
スラブ加熱開始から熱間圧延終了までにおいて、１１５０℃以上の温度で滞留する時間は２０００秒以上３０００秒以下である。この滞留時間が２０００秒未満になると、鋳造時に生成した硫化物が固溶せず、粗大化することで密着曲げ性が劣化する。したがって、１１５０℃以上の温度域で滞留する時間は２０００秒以上とする。１１５０℃以上の温度域で滞留する時間は、好ましくは２３００秒以上である。一方、１１５０℃以上の温度域で滞留する時間が長すぎると、介在物が生成し、粗大化するので密着曲げ性を劣化させる。したがって、１１５０℃以上の温度域で滞留する時間は３０００秒以下とする。１１５０℃以上の温度域で滞留する時間は、好ましくは２８００秒以下、さらに好ましくは２６００秒以下である。
仕上圧延の終了温度：Ａｒ３点以上（好適条件）
仕上圧延の終了温度がＡｒ３点未満となると、ひずみが導入したフェライト相もしくは硬質なベイナイトが生成し、焼鈍後の組織において未再結晶フェライト相もしくはベイナイトが残存し、延性が低下する場合がある。従って、仕上圧延の終了温度はＡｒ３点以上であることが好ましい。Ａｒ３点は次式（１）から計算できる。
Ａｒ３＝９１０−３１０×［Ｃ］−８０×［Ｍｎ］＋０．３５×（ｔ−０．８） （１）
ここで［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）を、ｔは板厚（ｍｍ）を表す。含有元素に応じて、補正項を導入する。Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏを含む場合には、−２０×［Ｃｕ］、−１５×［Ｃｒ］、−５５×［Ｎｉ］、−８０×［Ｍｏ］といった補正項を式（１）の右辺に加える。
巻取温度：６００℃以下
巻取温度が６００℃を超えるとパーライト相の面積率が増加し、焼鈍後の鋼板において、パーライト相の面積率が３０％超の鋼組織となり、延性低下を引き起こす。したがって、巻取温度は６００℃以下とする。熱延鋼板の形状が劣化するので巻取温度は２００℃以上とすることが好ましい。
酸洗工程
酸洗工程とは、熱延工程後の鋼板を酸洗する工程である。酸洗工程では、表面に生成した黒皮スケールを除去する。酸洗条件は特に限定しない。
冷延工程
冷延工程とは、必要に応じて行われる工程であり、酸洗工程後の鋼板を冷間圧延する工程である。冷間圧延の圧下率は４０％以上が好ましい。冷間圧延の圧下率が４０％未満となるとフェライト相の再結晶が進行しにくくなり、焼鈍後の鋼組織において未再結晶フェライト相が残存し、延性が低下する場合がある。よって、冷間圧延の圧下率は４０％以上であることが好ましい。
焼鈍工程
焼鈍工程とは、熱延工程後の鋼板又は冷延工程後の鋼板を、４００℃までの平均加熱速度が２．０℃／ｓ以上の条件で（Ａｃ１＋２０）℃以上まで加熱し、（Ａｃ１＋２０）℃以上の温度域で１０秒以上３００秒以下保持し、該保持後５５０℃までの平均冷却速度が１０〜２００℃／ｓの条件で５５０℃以下まで冷却し、３５０℃以上５５０℃以下の温度域で３０〜８００秒保持し、該保持後２００℃までの温度域を平均冷却速度が２．０℃／ｓ以上５．０℃／ｓ以下の条件で冷却する工程である。
４００℃までの平均加熱速度が２．０℃／ｓ以上で加熱
本条件は本発明において重要な条件の１つである。４００℃以下の温度域はセメンタイトが生成する温度域である。この温度を２．０℃／ｓ未満で加熱すると、残存していたセメンタイトが粗大化、もしくは新たなセメンタイトが生成し、焼鈍後にセメンタイトが残存することで、密着曲げ性が低下する。したがって、４００℃までの平均加熱速度が２．０℃／ｓ以上の条件で加熱することとする。４００℃までの平均加熱速度は、好ましくは２．５℃／ｓ以上、さらに好ましくは３．０℃／ｓ以上である。上記平均加熱速度の上限は特に限定されないが、通常、１５．０℃／ｓ以下である。この加熱は、下記の焼鈍温度である（Ａｃ１＋２０）℃以上までの加熱であるが、４００℃までの平均加熱速度を２．０℃／ｓ以上とし、４００℃を超える温度域の平均加熱速度は、適宜通常の加熱条件を採用してよい。
（Ａｃ１＋２０）℃以上の温度で１０秒以上３００秒以下保持
焼鈍温度が（Ａｃ１＋２０）℃未満の場合や、上記焼鈍温度で保持する焼鈍時間が１０秒未満では、焼鈍時にセメンタイトが十分に溶解せず、セメンタイト相が存在することで、密着曲げ性が低下する。セメンタイト相が存在することで、炭素（Ｃ）がセメンタイトに使用され、（固溶）強化に寄与するＣ量が少なくなるので強度が低下する場合もある。したがって、焼鈍温度は（Ａｃ１＋２０）℃以上とする。焼鈍温度は、好ましくは（Ａｃ１＋３０）℃以上、さらに好ましくは（Ａｃ１＋４０）℃以上である。焼鈍時間は１０秒以上とする。焼鈍時間は、好ましくは２０秒以上、さらに好ましくは３０秒以上である。焼鈍時間が３００秒を超える場合は、介在物が粗大化し、密着曲げ性を低下させる。したがって、焼鈍時間は３００秒以下とする。焼鈍時間は、好ましくは２７０秒以下、さらに好ましくは２４０秒以下である。焼鈍温度の上限は特に規定しないが、９００℃を超える温度では効果が飽和するので、焼鈍温度は９００℃以下が好ましい。Ａｃ１点は次式（２）から計算できる。
Ａｃ１＝７２３＋２２×［Ｓｉ］−１８×［Ｍｎ］＋１７×［Ｃｒ］＋４．５×［Ｍｏ］＋１６×［Ｖ］ （２）
ここで［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）を表す。
５５０℃までの平均冷却速度が１０〜２００℃／ｓの条件で５５０℃以下まで冷却
本条件は本発明において重要な条件の１つである。上記焼鈍温度での保持後、５５０℃までの平均冷却速度を速くして急冷することで、生成するパーライト相の面積率を制御できる。５２０℃以下まで平均冷却速度が１０〜２００℃／ｓで冷却することが好ましく、５００℃以下まで平均冷却速度が１０〜２００℃／ｓで冷却することがさらに好ましい。５５０℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ未満の場合は、パーライトが生成せず、フェライトへのセメンタイト析出が促進されるので、３個以上のセメンタイトを含むフェライト面積率が３０％超となり、密着曲げ性が低下する。したがって、５５０℃までの平均冷却速度は１０℃／ｓ以上とする。５５０℃までの平均冷却速度は、好ましくは１２℃／ｓ以上、さらに好ましくは１５℃／ｓ以上とする。５５０℃までの平均冷却速度が２００℃／ｓを超える場合は、パーライト相が過度に析出するので強度が上昇し、延性および密着曲げ性が劣化する。したがって、５５０℃までの平均冷却速度は２００℃／ｓ以下とする。後述する３５０℃以上５５０℃以下の保持を行うため、冷却停止温度は３５０℃以上が好ましい。冷却停止温度を３５０℃未満とした場合には、３５０℃以上５５０℃以下の保持のために加熱する。
３５０℃以上５５０℃以下の温度域で３０〜８００秒保持
３５０℃以上５５０℃以下の温度域での保持時間が３０秒未満の場合には、十分にパーライト変態が進行せず、冷却後に残留オーステナイトからマルテンサイトへ変態が生じるので、延性が低下しやすく、密着曲げ性が低下する。したがって、３５０℃以上５５０℃以下の温度域での保持時間は３０秒以上必要である。３５０℃以上５５０℃以下の温度域での保持時間は、好ましくは４０秒以上、さらに好ましくは５０秒以上である。３５０℃以上５５０℃以下の温度域での保持時間が８００秒を超える場合は、パーライト面積率が３０％を超えるので延性および密着曲げ性が低下する。したがって、３５０℃以上５５０℃以下の温度域での保持時間は８００秒以下とする。３５０℃以上５５０℃以下の温度域での保持時間は、好ましくは７５０秒以下、さらに好ましくは７００秒以下である。保持温度が５５０℃を超える場合は、パーライト面積率が３０％以上となるので、延性および密着曲げ性が低下する。したがって、保持温度は５５０℃以下とする。保持温度は、好ましくは５２０℃以下、さらに好ましくは５００℃以下とする。保持温度が３５０℃未満となると、ベイナイトが生成し密着曲げ性が低下する。したがって、保持温度は３５０℃以上とする。保持温度は、好ましくは３６５℃以上、さらに好ましくは３８０℃以上である。
２００℃までの平均冷却速度が２．０℃／ｓ以上５．０℃／ｓ以下で冷却
３５０℃以上５５０℃以下の温度域で３０〜８００秒保持後に本条件で冷却する。本条件は本発明において重要な条件の１つである。この温度域はセメンタイトが生成する温度域であるので、４００℃までの昇温時の平均加熱速度と同様の理由で、２００℃までの平均冷却速度は２．０℃／ｓ以上とする。２００℃までの平均冷却速度は、好ましくは２．３℃／ｓ以上、さらに好ましくは２．６℃／ｓ以上である。この温度域では、保持時に変態しなかったオーステナイトを十分にパーライトへ変態させる必要がある。２００℃までの平均冷却速度が５．０℃／ｓ超となると、セメンタイトが生成しにくくなるが、残留オーステナイトがマルテンサイト変態し、フェライトとの硬度差が大きくなり、密着曲げ性および延性が低下する。したがって、２００℃までの平均冷却速度は５．０℃／ｓ以下とする。２００℃までの平均冷却速度は、好ましくは４．７℃／ｓ以下、さらに好ましくは４．３℃／ｓ以下である。本冷却の冷却停止温度は１０〜２００℃が好ましい。
めっき層を有する鋼板を製造する場合、３５０℃以上５５０℃以下の温度域で３０〜８００秒保持した後、冷却前にめっき処理を施してもよい。さらにめっき処理の後、合金化処理を施してもよい。合金化処理を行うときは、例えば、４５０℃以上６００℃以下に鋼板を加熱して合金化処理を施す。冷却後に電気亜鉛めっき処理を施してもよい。
本発明の製造方法における熱処理では、上述した温度範囲内であれば保持温度は一定である必要はなく、冷却速度が冷却中に変化した場合においても、規定の冷却速度の範囲内であれば問題ない。熱処理では所望の熱履歴を満足されれば、いかなる設備を用いて熱処理が施されても、本発明の趣旨を損なうものではない。加えて、形状矯正のために調質圧延を施すことも本発明範囲に含まれる。さらに、本発明において、得られためっき鋼板に化成処理などの各種表面処理を施しても本発明の効果を損なうものではない。
以下、本発明を、実施例に基づいて具体的に説明する。
表１に示す成分組成を有する鋼素材（スラブ）を出発素材とした。これらの鋼素材を、表２に示す条件にて、熱間圧延し、酸洗した後、次いで冷間圧延、焼鈍を施した。一部の鋼板（鋼板Ｎｏ．１、５）については、冷間圧延を施さなかった。次いで、一部（鋼板Ｎｏ．３４〜４２）に、亜鉛めっき処理を施した。
以上により得られた鋼板に対して、組織観察、引張特性、密着曲げ性について、評価した。測定方法を下記に示す。結果を表３に示す。
（１）鋼組織観察
鋼板圧延方向に垂直な板厚断面１／４位置を研磨後、３質量％ナイタールで腐食し、１０００倍の倍率で３視野にわたり走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、倍率１０００倍のＳＥＭ像上の、実長さ８２μｍ×５７μｍの領域上に４．８μｍ間隔の１６×１５の格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、各相の面積率を求めた。これらの値を平均（３視野）して各々の相の面積率とした。
セメンタイトのアスペクト比は、上記の方法で観察したフェライト中に存在するセメンタイトについて、５０００倍の倍率まで拡大したＳＥＭ像から、長軸長さと短軸長さを測定し、長軸長さを短軸長さで除することで算出した。
表面から板厚１／４までの領域に存在する粒径１０μｍ以上の介在物数は、鋼板圧延方向に垂直な板厚断面を研磨後、３質量％ナイタールで腐食し、１０００倍の倍率で表面から板厚１／４位置の範囲内をランダムに複数視野、ＳＥＭで観察し、個数を数えることで算出した。粒径は長軸と短軸の平均値とした。ＳＥＭ画像の一例として、Ｎｏ．２２の比較例のＳＥＭ画像を図１に示し、Ｎｏ．２３の発明例のＳＥＭ画像を図２に示す。
（２）引張特性
得られた鋼板の圧延方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験（ＪＩＳＺ２２４１ （２０１１））を実施した。引張試験は破断まで実施して、引張強度、破断伸び（延性）を求めた。引張強度は３７０ＭＰａ以上を良好とした。延性の評価基準は、破断伸びが３５．０％以上である場合に延性が良好と判断した。
（３）密着曲げ性
得られた鋼板を圧延方向に３０ｍｍ、垂直方向に１００ｍｍで切断し曲げ試験片とした後、Ｒ＝０．５ｍｍでＵ曲げした。その後、鋼板と鋼板の隙間が潰れるように１０ｔｏｎでプレス加工し、密着させた。その後、実体顕微鏡を用いて×２０倍で曲げ稜線部を観察し、割れの観察を実施した。以下の様に密着曲げ性を評価した。
曲げ稜線部に０．２ｍｍ以上の割れが生じた場合は「不合格」、割れが生じなかった場合は「合格」とした。
表３より、面積率が５０％以上のフェライト相と面積率が５〜３０％のパーライト相を有し、ベイナイトとマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率が１５％以下であり、アスペクト比が１．５以下のセメンタイトを３個以上含むフェライトの面積率が３０％以下であり、表面から板厚１／４に存在する粒径１０μｍ以上の介在物が２．０個／ｍｍ２以下である本発明例では、延性が高く、密着曲げ性が良好な高強度鋼板が得られた。一方、比較例では、強度、延性、密着曲げ性のいずれか一つ以上が低かった。確認された粒径１０μｍ以上の介在物は全て粒径２０μｍ未満であった。このことから、密着曲げ性の向上に影響したのは粒径が１０μｍ以上２０μｍ未満の介在物であると考えられる。本発明に成分で適合しない鋼は、製造条件を調整したとしても強度、延性、密着曲げ性のいずれか一つ以上が低かった。

Claims (8)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．１００〜０．２５０％、
    Ｓｉ：０．００１〜１．０％、
    Ｍｎ：０．７５％以下、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０１５０％以下、
    Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、
    Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    面積率で、フェライト相が５０％以上、パーライト相が５〜３０％、ベイナイトとマルテンサイトと残留オーステナイトの合計が１５％以下であり、アスペクト比が１．５以下のセメンタイトを３個以上含むフェライトの面積率が３０％以下であり、表面から板厚１／４の領域に存在する粒径１０μｍ以上の介在物が２．０個／ｍｍ２以下である鋼組織と、を有する高延性高強度鋼板。
  2. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃｒ：０．００１〜０．０５０％、
    Ｖ：０．００１〜０．０５０％、
    Ｍｏ：０．００１〜０．０５０％、
    Ｃｕ：０．００５〜０．１００％、
    Ｎｉ：０．００５〜０．１００％及び
    Ｂ：０．０００３〜０．２０００％の中から選ばれる１種以上の元素を含有する請求項１に記載の高延性高強度鋼板。
  3. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃａ：０．００１０〜０．００５０％及びＲＥＭ：０．００１０〜０．００５０％の中から選ばれる１種以上の元素を含有する請求項１又は請求項２に記載の高延性高強度鋼板。
  4. 表面にめっき層を有する請求項１から請求項３のいずれか一項に記載の高延性高強度鋼板。
  5. 前記めっき層は、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層又は電気亜鉛めっき層である請求項４に記載の高延性高強度鋼板。
  6. 請求項１から請求項３のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材を、連続鋳造後の平均冷却速度：０．５℃／ｓ以上、１１５０℃以上の温度域に滞留される時間：２０００〜３０００秒の条件で熱間圧延を行い、巻取温度：６００℃以下の温度で巻取る熱延工程と、
    前記熱延工程後の鋼板を酸洗する酸洗工程と、
    前記酸洗工程後の鋼板を、４００℃までの平均加熱速度が２．０℃／ｓ以上の条件で（Ａｃ１＋２０）℃以上まで加熱し、（Ａｃ１＋２０）℃以上の温度域で１０秒以上３００秒以下保持し、該保持後５５０℃までの平均冷却速度が１０〜２００℃／ｓの条件で５５０℃以下まで冷却し、３５０℃以上５５０℃以下の温度域で３０〜８００秒保持し、該保持後２００℃までの温度域を平均冷却速度が２．０℃／ｓ以上５．０℃／ｓ以下の条件で冷却する焼鈍工程と、を有する高延性高強度鋼板の製造方法。
  7. 請求項１から請求項３のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材を、連続鋳造後の平均冷却速度：０．５℃／ｓ以上、１１５０℃以上の温度域に滞留される時間：２０００〜３０００秒の条件で熱間圧延を行い、巻取温度：６００℃以下の温度で巻取る熱延工程と、
    前記熱延工程後の鋼板を酸洗する酸洗工程と、
    前記酸洗工程後の鋼板を冷間圧延する冷延工程と、
    前記冷延工程後の鋼板を、４００℃までの平均加熱速度が２．０℃／ｓ以上の条件で（Ａｃ１＋２０）℃以上まで加熱し、（Ａｃ１＋２０）℃以上の温度域で１０秒以上３００秒以下保持し、該保持後５５０℃までの平均冷却速度が１０〜２００℃／ｓの条件で５５０℃以下まで冷却し、３５０℃以上５５０℃以下の温度域で３０〜８００秒保持し、該保持後２００℃までの温度域を平均冷却速度が２．０℃／ｓ以上５．０℃／ｓ以下の条件で冷却する焼鈍工程と、を有する高延性高強度鋼板の製造方法。
  8. 前記焼鈍工程における３５０℃以上５５０℃以下の温度域での３０〜８００秒の保持後に、めっき処理を施す請求項６又は請求項７に記載の高延性高強度鋼板の製造方法。
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