JPWO2020158066A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

抵抗スポット溶接部の疲労強度に優れる高強度鋼板を提供することを目的とする。所定の成分組成と、圧延方向の板厚断面において、フェライトの面積率が５〜５０％であり、フレッシュマルテンサイトおよび残留γの合計の面積率が２〜３０％であり、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γの平均粒径はそれぞれ５μｍ以下であり、表面から板厚方向２００μｍの範囲で、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γのうち、フェライトのみと隣接する前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γの割合が、合計の面積率で３０％以下である鋼組織を有し、降伏強さが５５０ＭＰａ以上である高強度鋼板。

Description

本発明は、自動車等の輸送機に使用される部材に適した、高加工性であり、かつ繰り返し荷重を受けた場合でも疲労特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関する。
近年、移動体、例えば自動車業界においては、地球環境の保全という観点から、炭酸ガス（ＣＯ２）排出量を削減すべく、自動車の燃費を改善することが常に重要な課題となってきた。自動車の燃費向上には、自動車車体の軽量化を図ることが有効であり、自動車車体の強度を維持しつつ車体の軽量化を図る必要がある。自動車部品用素材となる鋼板を高強度化し、構造を簡略化して部品点数を削減することができれば、軽量化が達成できる。
しかしながら、降伏強さが５５０ＭＰａ以上の高強度鋼板では、通常、高強度化のために必要な合金元素を多く含有するため、特に抵抗スポット溶接では、ナゲットと呼ばれる溶融凝固部周辺の熱影響部の靱性が不足しており、溶接部を変形させた後、溶接部疲労強度が低下する。溶接部疲労強度の低下を抑えることができれば、自動車全体の衝突強度を十分に維持することができる。現在までに様々な技術が提案されているが、この溶接部疲労強度を直接目的としたものではない。
特許文献１には溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法が開示されている。また、特許文献２には引張強度７８０ＭＰａ以上である曲げ疲労特性に優れる高強度薄鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法が開示されている。また、特許文献３には引張強度９８０ＭＰａ以上である加工性、溶接性および疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が開示されている。
特開２０１６−１８８３９５号公報 特許第６２９２３５３号公報 特許第４９２４７３０号公報
特許文献１に記載された高強度冷延鋼板では、溶接部および衝突吸収部材に適用である。しかし、溶接部を変形させた後、溶接部の疲労強度が低下し、破壊してしまい、実用上に課題が残る。
特許文献２、３に記載された高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、従来の静的な引張せん断には有効ではある。しかし、溶接部を変形させた後の、溶接部の疲労強度低下を抑えることができれば、より好ましい。
上述のように、従来の技術では、いずれも溶接部を変形する時の溶接部の疲労強度に課題があり、実用上補強部材を用いて回避するため軽量化効果は極めて限定された物となっているのが現状である。
本発明は、上記した従来技術が抱える問題を有利に解決するものであり、抵抗スポット溶接部の疲労強度に優れる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。
上記の目的を達成するためには、本発明者らは、抵抗スポット溶接部の疲労強度（以下、単に溶接部の疲労強度と称することもある。）について鋭意検討した結果、熱影響部の靱性を高めるために溶接の熱影響を受ける前の組織をいろいろ変化させて、下記に示す知見を得た。
（１）スポット溶接部を変形させた後、溶接部の疲労強度低下により発生した亀裂は、圧延方向の組織をフレッシュマルテンサイトと残留γを合計で２〜３０％含有し、フレッシュマルテンサイトと残留γの合計の面積率が２〜３０％であり、フレッシュマルテンサイトおよび残留γの平均粒径はそれぞれ５μｍ以下であり、表層から板厚方向２００μｍの範囲で、フレッシュマルテンサイトおよび残留γのうち、フェライトのみと隣接するフレッシュマルテンサイトおよび残留γの割合が、合計の面積率で３０％以下である鋼組織に制御することで、抑制することができる。
（２）熱影響部では、組織の硬度差によりフレッシュマルテンサイトとフェライトの界面にボイドが発生しやすく、それが連結すると容易にナゲット周囲に亀裂が発生する。そこで、フェライトのみと隣接するフレッシュマルテンサイトと残留γの合計の面積率を制御することによりボイドの発生が抑制できる。また、微小なフレッシュマルテンサイトは発生した割れの進展を阻止することができる。
より具体的には、本発明は以下のものを提供する。
[１]質量％で、Ｃ：０．０７〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜１．８０％、Ｍｎ：１．８〜３．２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、Ｂ：０．０００１〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％のいずれか１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
圧延方向の板厚断面において、フェライトの面積率が５〜５０％であり、フレッシュマルテンサイトおよび残留γの合計の面積率が２〜３０％であり、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γの平均粒径はそれぞれ５μｍ以下であり、表面から板厚方向２００μｍの範囲で、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γのうち、フェライトのみと隣接する前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γの割合が、合計の面積率で３０％以下である鋼組織を有し、
降伏強さが５５０ＭＰａ以上である高強度鋼板。
［２］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％のいずれか１種以上を合計で１％以下を含有する［１］に記載の高強度鋼板。
［３］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、ＲＥＭ、Ｚｎ、Ｖ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆのいずれか１種以上を合計で０．５％以下を含有する［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
［４］鋼板表面にめっき層を有する［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度鋼板。
［５］前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層である［４］に記載の高強度鋼板。
［６］［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延後、平均冷却速度が１０〜３０℃／ｓの条件で冷却し、巻取温度が４００〜７００℃の条件で巻取る熱延工程と、
前記熱延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷延工程と、
前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、６００℃から７００℃の温度範囲の平均加熱速度を１３℃／ｓ以上として、焼鈍温度まで加熱し、その後７５０〜９００℃の焼鈍温度域で、焼鈍時間：３０〜２００秒の条件で焼鈍し、該焼鈍時に半径８００ｍｍ以下のロールで曲げ曲げ戻しを合計７回以上１３回以下行い、前記焼鈍温度から１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２００〜３４０℃の温度域に冷却し、３５０〜６００℃の温度域に再加熱して１０〜３００秒保持する条件で行う焼鈍工程を有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
［７］前記焼鈍工程後に、めっき処理を行うめっき工程を有する［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［８］前記めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を行う［７］に記載の高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、抵抗スポット溶接部の疲労強度に優れた高強度鋼板を得られる。
なお、本発明における高強度とは、降伏強さ（降伏点、ＹＰ）が５５０ＭＰａ以上をいう。
以下、本発明を具体的に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
本発明の鋼板は、特定の成分組成と特定の鋼組織とを有する。そこで、成分組成、鋼組織の順で本発明の鋼板を説明する。
本発明の鋼板は下記の成分組成を含む。下記の説明において、成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０７〜０．２５％
Ｃはマルテンサイトを生成させて強度を上昇させるために必要な元素である。Ｃ量が０．０７％未満では、マルテンサイトの硬さが低く、降伏強さが５５０ＭＰａ以上にならない。一方、Ｃ量が０．２５％を超えると熱影響部にセメンタイトが多量に生成して熱影響部でマルテンサイトとなった部分の靱性を低下させ、溶接部の疲労強度が低下する。したがって、Ｃ量は０．０７〜０．２５％とする。好ましくは０．０９％以上であり、好ましくは０．２０％以下である。より好ましくは０．１１％以上であり、好ましくは０．１６％以下である。
Ｓｉ：０．０１〜１．８０％
Ｓｉは固溶強化により鋼板の硬度を高める作用を有する元素である。降伏強さを安定的に確保するために、Ｓｉは０．０１％以上の含有を必要とする。一方、Ｓｉは１．８０％を超えると、溶接部の靱性が悪くなり、溶接部の疲労強度が低下する。このため、上限を１．８０％とする。好ましくは０．３％以上であり、好ましくは１．６％以下である。
Ｍｎ：１．８〜３．２％
Ｍｎは固溶強化により鋼板の硬度を高める作用を有する元素である。また、フェライト変態やベイナイト変態などを抑えてマルテンサイトの生成で素材の強度を上昇させる元素である。降伏強さを安定的に確保するため、Ｍｎは１．８％以上の含有を必要とする。一方、Ｍｎ量が多くなると、焼き戻しでセメンタイトが生成するとともに、熱影響部の靱性が低下し、溶接部の疲労強度が低下する。したがって、Ｍｎの上限は３．２％とする。好ましくは２．３％以上であり、好ましくは３．０％以下である。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは粒界に偏析して加工性を低下させる。そのため、Ｐは０．０５％以下とした。好ましくは０．０３％以下であり、より好ましくは０．０２％以下である。下限については特に定めないが、溶製上の経済性から、０．０００５％以上が好ましい。
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、Ｍｎと結合して粗大なＭｎＳを形成し、靱性を低下させる。このため、Ｓ量は低減することが好ましく、Ｓは０．０２％以下であればよい。好ましくは０．０１％以下であり、より好ましくは０．００２％以下である。下限については特に定めないが、溶製上の経済性から、０．０００５％以上が好ましい。
Ａｌ：０．０１〜２．０％
Ａｌは脱酸剤として作用する元素である。鋼中に酸化物が大量に存在すると靱性が低下することから脱酸は重要である。また、Ａｌはセメンタイトの析出を抑制することがあり、その効果を得るために、０．０１％以上含有する必要がある。一方、２．０％を超えると、酸化物や窒化物が凝集粗大化して靱性を低下させる。したがって、Ａｌは２．０％以下とした。好ましくは０．０３％以上であり、好ましくは０．１％以下である。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは本発明においては有害な元素であり、極力低減することが好ましい。ＮはＴｉと結合してＴｉＮを形成する。Ｎが０．０１％を超えると、形成されるＴｉＮ量が多くなることに起因して溶接部の靱性を劣化させる。したがって、Ｎは０．０１％以下とした。好ましくは０．００６％以下である。下限については特に定めないが、溶製上の経済性から、０．０００５％以上が好ましい。
Ｂ：０．０００１〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％以下のいずれか１種以上
Ｂ：０．０００１〜０．００５％
Ｂは粒界を強化するため、靱性向上に必要な元素である。この効果を十分に得るには、Ｂの含有量は０．０００１％以上にする必要がある。一方、０．００５％を超えると、ＢはＦｅ２３（ＣＢ）６を形成して靱性を劣化させる。このため、Ｂは０．０００１〜０．００５％の範囲に限定する。
Ｔｉ：０．００５〜０．０４％
ＴｉはＮと結合し、窒化物を形成することにより、ＢＮの形成を抑制し、Ｂの効果を引き出すとともに、ＴｉＮを形成させて結晶粒を微細化して靱性を向上させる。この効果を得るため、Ｔｉの含有量は０．００５％以上にする必要がある。一方、０．０４％を超えると、この効果が飽和するだけではなく、圧延負荷を高めるため、安定した鋼板製造が困難になる。このため、Ｔｉは０．００５〜０．０４％の範囲に限定する。
Ｎｂ：０．００５〜０．０６％
Ｎｂは本発明の効果をさらに向上させる元素である。Ｎｂがマルテンサイト微細化や熱影響部の結晶粒の粗大化を防止して熱影響部の靱性を向上させる。この効果を得るため、Ｎｂの含有量は０．００５％以上にする必要がある。一方、０．０６％を超えると、Ｎｂ炭化物が析出して靱性が逆に劣化してしまう。このため、Ｎｂは０．０６％以下の範囲に限定する。好ましくは０．０１％以上であり、好ましくは０．０４％以下である。
以上が基本成分である。本発明の高強度鋼板は、上記基本成分を含有し、上記基本成分以外の残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで、本発明の高強度鋼板は、上記基本成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。
本発明の高強度鋼板は、上記成分組成に加えて、下記の成分を任意成分として含有させることができる。
本発明の高強度鋼板は、上記成分組成に加えて、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％のいずれか一種以上を合計で１％以下を任意元素として含有してもよい。
Ｍｏ：０．０３〜０．５０％
Ｍｏはオーステナイトの核生成を促進し、マルテンサイトを微細化させる。この効果を得るために、Ｍｏを含有する場合、０．０３％以上とする。一方、Ｍｏが粒界偏析すると、フェライトの粒成長が止まるため、フェライト分率が低くなる。これを抑制するため、Ｍｏを含有する場合、０．５０％以下とする。より好ましくは、０．３０％以下である。
Ｃｒ：０．１〜１．０％
Ｃｒは焼き戻し脆化を抑制する効果を持つ元素である。そのため、含有させることで本発明の効果はさらに増大する。このため、Ｃｒを含有する場合は０．１％以上とする。しかしながら、１．０％を超えての含有はＣｒ炭化物の形成を招き熱影響部の靱性劣化を招く。したがって、Ｃｒを含有する場合、１．０％以下とする。
本発明の高強度鋼板は、さらに上記成分組成に加えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、ＲＥＭ、Ｚｎ、Ｖ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆのいずれか１種以上を合計で０．５％以下を任意元素として含有してもよい。好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０３％以下である。
以上、本発明の高強度鋼板の成分組成について説明したが、本発明で期待した効果を得るには、成分組成を上記の範囲に調整するだけでは不十分であり、鋼組織について特定の範囲を満足するように制御することが重要である。
以下、本発明の鋼組織について説明する。なお、本発明の鋼組織は、圧延方向の板厚断面における組織とする。
フェライトの面積率：５〜５０％
フェライトは靱性を向上する効果がある。このような効果を得るためには面積率は５％以上とする。一方、フェライトの面積率が５０％を超えると、降伏強さ５５０ＭＰａを得ることができなくなる。このため、フェライトの面積率は５〜５０％とする。なお、好ましくは１０％以上であり、好ましくは４０％以下である。
フレッシュマルテンサイトおよび残留γの合計の面積率：２〜３０％
フレッシュマルテンサイトは硬質相であり、鋼板の強度を増加させる作用を有している。本発明の残留γは、少量の歪でもフレッシュマルテンサイトに変態する。このため、降伏強さ５５０ＭＰａを得るにはフレッシュマルテンサイトと残留γの合計の面積率は２％以上とする。一方、面積率が３０％超えると、フレッシュマルテンサイトとフェライトの界面がボイドの発生起点となり、亀裂が発生する。このため、フレッシュマルテンサイトと残留γの合計の面積率は２〜３０％とする。好ましくは、３％以上であり、好ましくは２５％以下である。
なお、フレッシュマルテンサイトと残留γは走査型電子顕微鏡で区別できない。このため、本発明では、走査型電子顕微鏡により３０００倍で観察した時に、粒内にセメンタイトが認められず、かつフェライト相よりも明るいコントラストの組織の面積率を、フレッシュマルテンサイトと残留γの合計面積率とする。
フレッシュマルテンサイトおよび残留γの平均粒径：それぞれ５μｍ以下
微小なフレッシュマルテンサイトと残留γは、発生した割れの進展を阻止することができる。このような結果を得るためには、フレッシュマルテンサイトと残留γの平均粒径は、それぞれ５μｍ以下とする必要がある。好ましくは、３μｍ以下である。下限は特に定めないが、１μｍ以上であることが好ましい。
表面から板厚方向２００μｍの範囲で、フレッシュマルテンサイトおよび残留γのうち、フェライトのみと隣接するフレッシュマルテンサイトおよび残留γの割合：合計の面積率で３０％以下
組織の硬度差によりフレッシュマルテンサイトとフェライトの界面にボイドが発生しやすく、それが連結すると容易にナゲット周囲に亀裂が発生する。ボイドの発生を防止するため、フェイトのみと隣接するフレッシュマルテンサイトと残留γの合計の面積率を３０％以下とする必要がある。また、亀裂は表面から発生しやすい。このため、亀裂の発生を防止するために、表面から板厚方向２００μｍの範囲とした。
なお、残部組織としては、焼き戻しマルテンサイト、ベイナイト、パーライトが挙げられ、９３％以下であれば許容できる。焼き戻しマルテンサイトは４０〜８５％の範囲で許容される。また、ベイナイトとパーライトの合計は１６％以下であれば許容される。
また、本発明の高強度鋼板は、めっき層を有してもよい。めっき層の種類は特に限定されない。例えば、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層が挙げられる。なお、本発明で規定する表面は、めっき層を有する場合はめっき層と鋼板の界面を意味する。
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
以下、本発明の高強度鋼板の製造方法は、熱延工程、冷延工程と焼鈍工程を有する。また、本発明の高強度鋼板がめっき層を有する高強度鋼板の場合には、さらにめっき工程を有する。以下、これらの各工程について説明する。
熱延工程とは、上記成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延後、平均冷却速度が１０〜３０℃／ｓの条件で冷却し、巻取温度が４００〜７００℃の条件で巻取る工程である。
本発明において、鋼素材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、溶製後、偏析等の問題から連続鋳造法により鋼スラブ（鋼素材）とするのが好ましいが、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。なお、鋳造後に鋼スラブを熱間圧延するにあたり、加熱炉で鋼スラブを再加熱した後に圧延しても良いし、所定温度以上の温度を保持している場合には、鋼スラブを加熱することなく直送圧延しても良い。
上記の得られた鋼素材に、粗圧延および仕上げ圧延を含む熱間圧延を施す。本発明においては、粗圧延前に鋼素材中の炭化物を溶解することが好ましい。そこで、炭化物を溶解させたり、圧延荷重の増大を防止したりするため、鋼スラブを１１００℃以上に加熱することが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、鋼スラブの加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。また、先述のとおり、粗圧延前の鋼素材が、所定温度以上の温度を保持しており、鋼素材中の炭化物が溶解している場合には、粗圧延前の鋼素材を加熱する工程は省略可能である。なお、粗圧延条件については特に限定する必要はない。また、仕上げ圧延についても特に限定する必要はない。
熱間圧延後の平均冷却速度：１０〜３０℃／ｓ
熱間圧延後、巻取温度までの平均冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、フェライト粒が成長せず、熱影響部の靱性が低下する。一方、３０℃／ｓを超えると、フェライト粒が成長し過ぎで、強度が低下する。したがって、平均冷却速度は１０〜３０℃／ｓである。好ましくは１５℃以上であり、好ましくは２５℃／ｓ以下である。
巻取温度：４００〜７００℃
巻取温度が４００℃を下回ると、ベイナイトなど低温変態相が生成し、溶接熱影響部で軟化が生じる。一方、巻取温度が７００℃を超えると、フェライト粒径が成長し、フェライト面積率が５０％以上になってしまう。したがって、巻取温度は４００〜７００℃である。好ましくは、４５０℃以上であり、好ましくは６５０℃以下である。
次いで、冷延工程を行う。冷延工程は、以上の方法で得られた熱延鋼板を冷間圧延する工程である。
冷延工程において、圧延率は特に限定されない。例えば、圧延率を３０〜８０％の範囲で調整することが好ましい。
次いで、焼鈍工程を行う。焼鈍工程とは、前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、６００℃から７００℃の温度範囲の平均加熱速度を１３℃／ｓ以上として、焼鈍温度まで加熱し、その後７５０〜９００℃の焼鈍温度域で、焼鈍時間：３０〜２００秒の条件で焼鈍し、該焼鈍時に半径８００ｍｍ以下のロールで曲げ曲げ戻しを合計７回以上１３回以下行い、焼鈍温度から１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２００〜３４０℃の温度域に冷却し、３５０〜６００℃の温度域に再加熱して１０〜３００秒保持する条件で行う工程である。
焼鈍時の加熱条件：６００℃から７００℃の温度範囲の平均加熱速度を１３℃／ｓ以上として、焼鈍温度まで加熱
６００℃から焼鈍温度までの温度範囲では、急速加熱によって、逆変態中のオーステナイト核生成を促進し、フレッシュマルテンサイトと残留γが微細化する。本発明では、フレッシュマルテンサイトと残留γの平均粒径をそれぞれ５μｍ以下にするため、６００℃から７００℃までの平均加熱速度は１３℃／ｓ以上とする。なお、７００℃超〜焼鈍温度までの平均加熱速度については、特に制限されない。
焼鈍温度：７５０〜９００℃、焼鈍時間：３０〜２００秒の条件で焼鈍
焼鈍温度が７５０℃未満や保持時間が３０秒未満の場合、未再結晶が残っているため、靱性が低下する。一方、焼鈍温度が９００℃を超えると、フレッシュマルテンサイト及び残留γの分率が高くなり、焼き戻し領域も増えて、熱影響部の靱性が低下する。また、焼鈍時間が２００秒を超えると、鉄炭化物の多量の析出により延性及び靱性の低下を招くことがある。したがって、焼鈍温度は７５０〜９００℃であり、好ましくは８００℃以上であり、好ましくは９００℃以下とする。保持時間は３０〜２００秒であり、好ましくは５０秒以上であり、好ましくは１５０秒以下とする。
焼鈍時に半径８００ｍｍ以下のロールで曲げ曲げ戻しを合計７回以上１３回以下行う
単純に焼鈍するのみでは、所望の組織が得られない。表層から板厚方向２００μｍの範囲で、フレッシュマルテンサイトおよび残留γのうち、フェライトのみと隣接するフレッシュマルテンサイトおよび残留γの割合が合計の面積率で３０％以下にするために、焼鈍中（７５０〜９００℃の焼鈍温度域で３０〜２００秒）に半径８００ｍｍ以下のロールで曲げ曲げ戻しを合計７回以上１３回以下とする必要がある。曲げ曲げ戻し回数が７回未満または１３回超えでは、上記のフレッシュマルテンサイトおよび残留γのうち、フェライトのみと隣接するフレッシュマルテンサイトおよび残留γの割合が合計の面積率で３０％超えになってしまうため、７回以上１３回以下とした。好ましくは、８回以上１２回以下である。なお、曲げ曲げ戻し回数とは、曲げと曲げ戻しを合わせて１回とするのではなく、曲げで１回、曲げ戻しで１回として回数を数える。なお、ロール径は、好ましくは、半径７００ｍｍ以下である。また、ロール径は、半径２００ｍｍ以上であることが好ましい。
焼鈍温度から２００〜３４０℃までの平均冷却速度：１０℃／ｓ以上
平均冷却速度が１０℃／ｓ未満になると、フェライト粒が成長し、フェライト面積率を５０％超えるため、熱影響部の靱性が低下する。焼鈍温度から２００℃未満の温度域まで冷却すると、フレッシュマルテンサイトと残留γの合計面積率が低くなる。一方、３４０℃超えの温度域まで冷却すると、フレッシュマルテンサイトと残留γの合計面積率が高くなり、亀裂が発生しやすくなる。したがって、焼鈍温度から２００〜３４０℃までの平均冷却速度は１０℃／ｓ以上とする。
再加熱温度：３５０〜６００℃、再加熱時間：１０〜３００秒
３５０℃未満の温度域で再加熱すると、フレッシュマルテンサイトおよび残留γの合計面積率が２％以上を得られなくなり、亀裂が発生しやすくなる。一方、６００℃超えまたは１０秒未満で再加熱すると、表層から板厚方向２００μｍの範囲でのフェライトの面積率が増えるため、フェライトのみと隣接するフレッシュマルテンサイトと残留γの合計の面積率が３０％超えになる。再加熱時間が３００秒超えになると、生産性上好ましくないうえ、ベイナイト変態が進行し、強度が低下する。したがって、再加熱温度：３５０〜６００℃、保持時間：１０〜３００秒とする。
上記焼鈍工程後に、鋼板表面にめっき処理を施すめっき工程を有してもよい。上記の通り、本発明においてめっき層の種類は特に限定されないため、めっき処理の種類も特に限定されない。例えば、溶融亜鉛めっき処理や、該処理後に合金化を行うめっき処理等を挙げることができる。
表１に示す成分組成のスラブを表２に示す条件で、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を施して鋼板を製造した。なお、焼鈍工程における曲げ曲げ戻しで用いたロール径は、半径４２５ｍｍとした。また、表２に示す条件で作製した鋼板を、めっき浴中に浸漬し、めっき付着量を２０〜８０ｇ／ｍ２の溶融亜鉛めっき層を形成させた。また、一部については溶融亜鉛めっき層の形成後に合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。材料区分は表２に合わせて示した。めっき処理後、
冷却を行った。調査方法は次の通りである。
Figure 2020158066
Figure 2020158066
 （１）組織観察
得られた鋼板の圧延方向の板厚断面を研磨して、１質量％ナイタールによる腐食現出させた。走査型電子顕微鏡で３０００倍に拡大して、表面から板厚１／４ｔ部までの領域内を１０視野分撮影し、ＡＳＴＭ Ｅ １１２−１０に準拠した切断法によって求める。ｔは鋼板の厚さ（板厚）である。フェライト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、フレッシュマルテンサイト（ＦＭ）と残留γは粒内に炭化物が認められず、フェライトよりも明るいコントラストで観察される組織である。
フェライトの面積率、フレッシュマルテンサイトと残留γの合計の面積率、フレッシュマルテンサイトと残留γの平均粒径、表面から板厚方向２００μｍの範囲で、フレッシュマルテンサイトおよび残留γのうち、フェライトのみと隣接するフレッシュマルテンサイトおよび残留γの割合は、上記走査電子顕微鏡による観察結果を画像解析することにより求めた。
フェライトの面積率は、各組織視野において、フェライト部分のみを抽出し、観察視野面積に対してフェライトが占める面積率を求め、１０視野の面積率の値を平均することにより求めた。同様に、フレッシュマルテンサイトと残留γの合計の面積率は、各観察視野において、フレッシュマルテンサイトおよび残留γ部分のみを抽出し、観察視野面積に対してフレッシュマルテンサイトと残留γが占める面積率を求め、１０視野の面積率の値を平均することにより求めた。また、フレッシュマルテンサイトと残留γの平均粒径については、フレッシュマルテンサイトと残留γは島状の形態を呈し、両者は区別し難いものであるため、一体のものとして扱う。すなわち、フレッシュマルテンサイトと残留γの平均粒径は、各観察視野において、フレッシュマルテンサイトと残留γ粒子の円相当径を求め、１０視野のフレッシュマルテンサイトと残留γの円相当径の値を平均した値を、フレッシュマルテンサイトと残留γの平均粒径とした。
「表面から板厚方向２００μｍの範囲で、フレッシュマルテンサイトおよび残留γのうち、フェライトのみと隣接するフレッシュマルテンサイトおよび残留γの割合」は、表面から板厚方向２００μｍまでの領域内を１０視野分撮影し、各観察視野において、画像解析により、組織境界において一箇所もフェライト以外の組織と接していないフレッシュマルテンサイトおよび残留γを決定し、面積率を求め、その値を観察視野内に存在するフレッシュマルテンサイトおよび残留γの合計面積で割った値を、「フレッシュマルテンサイトおよび残留γのうち、フェライトと隣接するフレッシュマルテンサイトおよび残留γの割合」とし、１０視野のそれぞれの割合を、平均することにより求めた。なお、その他の相として焼き戻しマルテンサイト、ベイナイト及びパーライトが確認された。
（２）引張特性
圧延方向と９０°の方向を長手方向（引張方向）とするＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、突合せ伸び（ＥＬ）を求めた。
（３）穴広げ率
日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に基づき実施した。初期直径ｄ０＝１０ｍｍの穴を打抜き、６０°の円錐ポンチを上昇させて穴を拡げた際に、亀裂が板厚貫通したところでポンチの上昇を止め、亀裂貫通後の打抜き穴径ｄを測定し、次式により穴拡げ率を算出した。
穴拡げ率（％）＝（（ｄ−ｄ０）／ｄ０）×１００
この試験は、同一番号の鋼板について３回実施し、穴拡げ率の平均値（λ）を求めた。
（４）溶接部疲労試験
以下の条件にてスポット溶接を行った。電極：ＤＲ６ｍｍ−４０Ｒ、加圧力：４８０２Ｎ（４９０ｋｇｆ）、通電時間：１７ｃｙｃｌｅｓで行い、ナゲット径を６．５ｍｍになるように電流値を調整し、十字引張試験片を作製した。その後、疲労限を１０−７回、試験速度２０Ｈｚで試験を行い、ＪＩＳ Ｚ ３１３７に基づき十字引張試験を行った。荷重範囲が２５０Ｎ以上の場合「◎」と判定し、荷重範囲が１８０Ｎ超え２５０Ｎ未満の場合「○」と判定し、荷重範囲が１１０Ｎ以上１８０Ｎ未満の場合「△」と判定し、荷重範囲が１１０Ｎ未満の場合「×」と判定した。
結果を表３に示す。
Figure 2020158066

Claims (8)

  1. 質量％で、Ｃ：０．０７〜０．２５％、
    Ｓｉ：０．０１〜１．８０％、
    Ｍｎ：１．８〜３．２％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０２％以下、
    Ａｌ：０．０１〜２．０％、
    Ｎ：０．０１％以下を含有し、
    Ｂ：０．０００１〜０．００５％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、
    Ｎｂ：０．００５〜０．０６％のいずれか１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    圧延方向の板厚断面において、フェライトの面積率が５〜５０％であり、フレッシュマルテンサイトおよび残留γの合計の面積率が２〜３０％であり、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γの平均粒径はそれぞれ５μｍ以下であり、表面から板厚方向２００μｍの範囲で、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γのうち、フェライトのみと隣接する前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γの割合が、合計の面積率で３０％以下である鋼組織を有し、
    降伏強さが５５０ＭＰａ以上である高強度鋼板。
  2. 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％、
    Ｃｒ：０．１〜１．０％のいずれか１種以上を合計で１％以下を含有する請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、ＲＥＭ、Ｚｎ、Ｖ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆのいずれか１種以上を合計で０．５％以下を含有する請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 鋼板表面にめっき層を有する請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  5. 前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層である請求項４に記載の高強度鋼板。
  6. 請求項１〜３のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延後、平均冷却速度が１０〜３０℃／ｓの条件で冷却し、巻取温度が４００〜７００℃の条件で巻取る熱延工程と、
    前記熱延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷延工程と、
    前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、６００℃から７００℃の温度範囲の平均加熱速度を１３℃／ｓ以上として、焼鈍温度まで加熱し、その後７５０〜９００℃の焼鈍温度域で、焼鈍時間：３０〜２００秒の条件で焼鈍し、該焼鈍時に半径８００ｍｍ以下のロールで曲げ曲げ戻しを合計７回以上１３回以下行い、前記焼鈍温度から１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２００〜３４０℃の温度域に冷却し、３５０〜６００℃の温度域に再加熱して１０〜３００秒保持する条件で行う焼鈍工程を有する高強度鋼板の製造方法。
  7. 前記焼鈍工程後に、めっき処理を行うめっき工程を有する請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法。
  8. 前記めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を行う請求項７に記載の高強度鋼板の製造方法。
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