WO2007015541A1 - 熱延鋼板及び冷延鋼板並びにそれらの製造方法 - Google Patents

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WO2007015541A1
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ferrite
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hot
rolled steel
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Toshirou Tomida
Norio Imai
Mitsuru Yoshida
Kaori Kawano
Masayuki Wakita
Tamotsu Toki
Masanori Yasuyama
Hitomi Nishibata
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Sumitomo Metal Industries, Ltd.
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Definitions

  • Hot-rolled steel sheet, cold-rolled steel sheet and methods for producing them are hot-rolled steel sheet, cold-rolled steel sheet and methods for producing them.
  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet and a cold-rolled steel sheet having ultrafine crystal grains, and methods for producing them. Specifically, hot-rolled steel sheets and cold-rolled steel sheets excellent in mechanical strength, workability and thermal stability suitable as materials for use in automobiles, home appliances, machine structures, buildings, etc., and their It relates to a manufacturing method.
  • Steel sheets used as materials for structural members of automobiles and other transportation machines and various industrial machines have not only mechanical properties with excellent strength, workability, and toughness, but also when assembling parts. In some cases, weldability and corrosion resistance during use are required. In order to improve the mechanical properties of steel sheets comprehensively, it is effective to refine the structure of the steel sheets. Therefore, many methods for refining the structure of steel plates have been proposed.
  • the controlled rolling method is generally a method of cooling after performing multi-pass rolling at a temperature of about 800 ° C or higher, reducing the rolling reduction per rolling pass to 20 to 40% or less. It is. A method for reducing the rolling temperature to a narrow temperature range near the Ar point, a method for shortening the time between rolling passes,
  • the alloy element addition method (m) promotes the refinement of ferrite grains by adding a small amount of alloy element that suppresses recrystallization and recovery of austenite. Alloy elements such as Nb and Ti form carbides and pray to grain boundaries to suppress the recovery and recrystallization of austenite, so the austenite grains after hot rolling become finer, The crystallites obtained by transformation from austenite are also refined.
  • This (iii) alloying element addition method is often used in combination with the (i) large rolling reduction method and (ii) controlled rolling method.
  • This alloying element addition method (m) also has the effect of suppressing ferrite grain growth during heat treatment.
  • the ferrite crystal grain size is reduced, there is a problem that the volume fraction of ferrite is lowered, and it is insufficient to suppress the grain growth in the welding of the ultrafine ferrite crystal grains and the hot dip Zn plating process. It is. Therefore, applicable steel types are limited. Further, the raw material cost increases by the amount of the alloy element to be added.
  • Patent Document 1 is a prior art document that refers to these (i) large rolling reduction methods, (i) controlled rolling methods, and (m) methods of adding alloy elements.
  • the cooling rate will be 20 ° CZ seconds or more in the temperature range of 600 ° C or higher after the end of processing.
  • a method of forced cooling is disclosed.
  • Patent Document 2 discloses that the first stand entering side where the reduction in the dynamic recrystallization temperature range is performed in a reduction pass of 5 stands or more and the reduction is applied in the dynamic recrystallization temperature range.
  • a method is disclosed in which the temperature difference on the last stand exit side is 60 ° C or less.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 59-205447
  • Patent Document 2 JP-A-11-152544
  • the present invention is a hot-rolled steel sheet and a cold-rolled steel sheet that have ultrafine crystal grains and are excellent in thermal stability and mechanical properties that can withstand the heat of welding and melting processes, and their The purpose is to provide a manufacturing method.
  • the welded member (e) it is preferable to regulate the hardness balance of the welded portion in the fusion welding, and (in D resistance welding, it is preferable to aim at the hardness balance of the welded portion and to suppress brittleness. I found out.
  • the growth rate of the fly crystal grains at high temperatures increases with increasing temperature.
  • the temperature range in which the problem of ferrite grain growth occurs in the welding or melting process is the temperature range from just below point A (near 730 ° C) to the vicinity of point A.
  • the temperature characteristic of the grain growth rate of steel sheets with an average crystal grain size in the range of (a) above is determined by the ferrite grain growth rate at temperatures near 700 ° C. Therefore, the ferrite grain growth rate at a temperature close to 700 ° C, that is, the product of the average crystal grain size of the fly (X mZmin) and the average crystal grain size D ( ⁇ m) D'X mVmin) It has been found that if an upper limit is set, no problem will occur even if it is heated to a higher temperature during the welding or melting process. As a result of experiments, it was found that the product D'X must be set to 0.1 ⁇ m 2 Zmin or less. Incidentally, the product D'X is 0. 07 ⁇ m 2 Zmin less preferred instrument 0. 05 ⁇ m 2 Zmin hereinafter are more preferred.
  • the distribution of ferrite grain size and strain within ferrite grains are closely related to grain growth at high temperatures. Grain growth at high temperatures is caused by grain boundary energy and intragranular strain as driving forces. Therefore, when relatively large ferrite crystal grains are mixed in a fine ferrite structure, the large ferrite crystal grains are easily integrated with surrounding fine ferrite crystal grains using the grain boundary as a driving force. Further, if there is a strain in the ferrite crystal grains, adjacent ferrite crystal grains are easily integrated with each other using the strain in the grains as a driving force. In this way, grain growth proceeds rapidly.
  • the crystal grain size distribution of the fly is 80% or more in the range of 1Z3 to 3 times the average crystal grain size. It is preferable to keep the grains of the particles.
  • This crystal grain size distribution is also measured for the plate surface force within a predetermined depth or within 100 m from that depth. As will be described later, this is the force by which the crystal grain size of the steel sheet by the method of the present invention changes in the direction of the plate thickness. Such a gradual change in the crystal grain size in the direction of the plate thickness affects the grain growth. This is because there is not.
  • the distribution in the thickness direction of the gradual flute grain size, in which the center force of the steel sheet becomes finer as it is directed to the surface layer of the steel sheet, is preferable for improving the workability of the steel sheet, such as hole expandability and bendability.
  • the finer ferrite structure in the surface layer improves the surface treatment properties such as the chemical conversion treatment properties and the tackiness of the steel sheet.
  • the average crystal grain size Ds (m) at the depth position of 1Z16 of the steel sheet surface force plate thickness the average crystal grain diameter D m) at the depth position of 1Z4 of the plate thickness from the steel sheet surface
  • Ds ⁇ 0.75Dc and D ⁇ 0.9Dc the relationship of Ds ⁇ 0.9Dc for cold-rolled steel sheets Is preferably satisfied.
  • the temperature is maintained at 600 to 720 ° C for 2 seconds or longer.
  • the temperature is maintained at 600 to 720 ° C for 2 seconds or longer.
  • the cooling condition immediately after the end of hot rolling needs to complete the cooling to a temperature of 720 ° C or less within 0.4 seconds.
  • the fastest one has been cooled for both force and cooling after 0.2 seconds or more immediately after the end of rolling, and its cooling rate is at most about 250 ° CZ seconds.
  • the processed ferrite recrystallizes during the heat treatment after cold rolling, it occurs on the ferrite grain boundary during hot rolling where a large amount of its nuclei exist. It is thought that this is due to the generation of nuclei, and (2) at the same time, a large number of austenite is generated on the ferrite grain boundary during hot rolling, which suppresses the growth of S ferrite nuclei.
  • the ferrite grain size after heat treatment is only 1 to 3 ⁇ m larger than the ferrite grain size during hot rolling, and a structure that inherits the properties during hot rolling can be obtained.
  • the heat treatment temperature may be lower than Ac, but it takes a long time to recrystallize the processed flight. Ac point
  • Melt weldability refers to the maximum hardness of the weld and the hardness of the base metal obtained by using a welding method that continuously forms a molten pool, such as arc welding or laser welding. This means that the difference in thickness or the difference in hardness of the softest part of the welded part becomes smaller, and the brittleness of the welded part is suppressed, and the workability of the member after welding can be secured. To do.
  • Base material resistance index defined by Rsp 13.5 X (Si + Al + 0.4Mn + 0.4Cr) + 12.2 in order to obtain sufficient nuggets (melt joints) to ensure strength over a wide range of welding conditions Rsp is 45 or less As a result, a welded portion having excellent resistance weldability can be obtained.
  • the resistance weldability means a characteristic capable of ensuring sufficient joint strength (so-called maximum breaking load at the time of button break) in a wide range of welding conditions.
  • the present invention has been completed on the basis of such knowledge, examination and experimental results.
  • the gist of the present invention is the hot-rolled steel sheets of (1), (2), (4) to (7) and (9) to (11) as well as (3) to (6) and ( This is a method for producing the cold-rolled steel sheets of 8) to (11), the hot-rolled steel sheet of (12) and (14), and the method of producing the cold-rolled steel sheets of (13) and (14).
  • these are referred to as the present inventions (1) to (14), respectively.
  • the present inventions (1) to (14) may be collectively referred to as the present invention.
  • the carbon steel or low alloy steel used in the present invention preferably contains C: 0.01 to 0.25%. Furthermore, Si, Mn, Al, P, Ti, Nb, One or more of V, Cr, Cu, Mo, Ni, Ca, REM, and B may be contained.
  • Carbon steel having ferrite as a main phase or steel with low alloy strength, and the average grain size D (m) of ferrite at the depth position of 1Z4 of the steel sheet surface strength is as follows: In addition to satisfying Eqs. (1) and (2), the rate of increase X (m / min) of the average crystal grain size of ferrite at 700 ° C at the depth of 1Z4 in the steel sheet surface strength and thickness and the average crystal A hot rolled steel sheet having a grain size D (m) satisfying the following formula (3).
  • C and Mn indicate the content (unit: mass%) of each element in the steel.
  • D represents the average crystal grain size ( ⁇ m) of ferrite at the depth position of 1Z4 of the steel sheet surface force plate thickness.
  • a steel plate with carbon steel or low alloy steel strength with ferrite as the main phase, and the average grain size D ( ⁇ m) of ferrite at the depth of 1Z4 of the steel plate surface strength is (5) Formula and In addition to satisfying Eq. (6), the increase rate X (m / min) of the average crystal grain size of ferrite at 700 ° C and the average grain size D ( ⁇ m) satisfies the following equation (3):
  • the ratio of the area occupied by ferrite at the above position of the ferrite crystal grains satisfying the formula is 8
  • a cold-rolled steel sheet characterized by being 0% or more.
  • C, Cr and Mn indicate the content (unit: mass%) of each element in the steel.
  • Hot-rolled steel sheet or cold-rolled steel sheet is characterized by containing a total of less than 50% of one or more selected group forces consisting of less than 5% martensite and less than 3% retained austenite and a yield ratio of not less than 0.75. Hot-rolled steel sheet or cold-rolled steel sheet.
  • the steel sheet of any one of the above (1) to (3) contains 5 to 40% martensite as a second phase other than ferrite and has a yield ratio of 0.
  • the steel sheet of any one of (1) to (3) above contains 3-30% residual austenite as a second phase other than ferrite, and has a tensile strength TS ( (MPa) and total elongation E1 (%) TS X E1 is 18000 (MPa ⁇ %) or more.
  • Ceq (I) C + Mn / 6 + Si / 24 + Cr / 5
  • the element symbol in a formula shows content (unit: mass%) in steel of each element.
  • the C content is 0.17% by mass or less, and the carbon equivalent Ceq (II) defined by the following formula (8) is 0.03 to 0.20%.
  • Ceq (II) C + Mn / 100 + Si / 90 + Cr / 100- ⁇ Equation (8)
  • the element symbol in a formula shows content (unit: mass%) in steel of each element.
  • the temperature is maintained in a temperature range of 600 to 720 ° C for 2 seconds or more.
  • the hot-rolled steel sheet obtained by the method of (12) is pickled, cold-rolled at a rolling rate of 40 to 90%, and then heat-treated at a temperature of 900 ° C or lower.
  • the hot-rolled steel sheet obtained by the method of (12) is pickled or cold-rolled at a rolling rate of 40 to 90% after pickling, and then in a continuous melting stake line.
  • Melting (11) The method for producing a hot-rolled hot-rolled steel sheet or a hot-rolled cold-rolled steel sheet according to the above (11).
  • a hot-rolled steel sheet and a cold-rolled steel sheet having ultra-fine crystal grains and excellent in thermal stability and mechanical properties capable of withstanding the heat of welding and melting processes, and those Manufacturing method can be provided.
  • the C is a useful element for promoting the refinement of ferrite crystal grains because the transformation temperature from austenite to ferrite can be lowered to lower the finishing temperature of hot rolling. Moreover, it is an element for ensuring strength. For this reason, it is preferable to contain 0.01% or more. Further, in order to further promote the refinement of ferrite crystal grains, it is preferable to contain 0.03% or more. However, if it is contained excessively, ferrite transformation after hot rolling is delayed, the volume fraction of ferrite is lowered, and weldability is deteriorated, so 0.25% or less is preferable. In order to improve the workability of the weld zone, the C content is preferably 0.17% or less, more preferably 0.15% or less.
  • Si is preferably contained for the purpose of improving the strength. However, if excessively added, the ductility is remarkably deteriorated and the problem of surface oxidation during hot rolling occurs. Therefore, the content is preferably 3% or less. Preferably it is 2% or less, more preferably 1.8% or less.
  • the lower limit may be an impurity level, but when residual austenite is generated in the ferrite structure, it is preferable to contain 1% or more in terms of the total amount of Si + Al.
  • Mn is preferably contained in order to ensure strength. It is also possible to lower the finishing temperature in hot rolling by lowering the transformation temperature from austenite to ferrite. In order to facilitate the refinement of the ferrite crystal grains, it is preferably contained. However, if it is contained excessively, ferrite transformation after hot rolling is delayed and the volume fraction of the fly falls, so the content is preferably made 3% or less. More preferably, it is 2.7% or less. The lower limit may be an impurity level, but when added for the purpose of improving the strength, it is preferably contained at 0.5% or more. Further, when the retained austenite is generated in the ferrite structure, the content is preferably 0.5% or more, and more preferably 0.8% or more. When martensite is generated in the ferrite structure, it is preferred to contain 1% or more of the total amount of Si + Mn. 1.5% or more is more preferred! /.
  • A1 may be added to improve ductility. However, if excessively contained, the austenite at high temperature becomes unstable, and it is necessary to excessively raise the finishing temperature in hot rolling, and it is difficult to achieve stable continuous forging. Is preferably 3% or less.
  • the lower limit may be an impurity level, but when residual austenite is generated in the ferrite structure, it is preferable to contain 1% or more in terms of the total amount of Si + Al.
  • the content is preferably 0.5% or less. More preferably, it is 0.2% or less, and still more preferably 0.1% or less.
  • the lower limit may be an impurity level. Usually, about 0.01% is mixed in at the steelmaking stage.
  • Ti precipitates as carbide or nitride to increase the strength, and this precipitate suppresses the coarsening of austenite and ferrite and promotes the refinement of crystal grains during hot rolling. In order to suppress grain growth, it may be added. However, if it is excessively contained, a large amount of coarse Ti carbide or nitride is generated during heating before hot rolling, which impairs ductility and workability, so the content may be 0.3% or less. preferable. In order to facilitate the formation of ferrite, the total amount of Ti + Nb is preferably 0.1% or less, more preferably 0.03% or less, and even more preferably 0.01% or less. The lower limit may be an impurity level. In steelmaking, generally 0.001% is mixed.
  • Nb precipitates as carbide or nitride to increase the strength, and this precipitate suppresses austenite and ferrite coarsening and promotes the refinement of crystal grains during hot rolling. In order to suppress grain growth, it may be added. However, if it is excessively contained, a large amount of coarse NbC is generated during heating before hot rolling, which impairs ductility and workability. Therefore, the content is preferably made 0.1% or less. In order to facilitate the formation of ferrite, the total amount of Ti + Nb is preferably 0.1% or less, more preferably 0.03% or less, and even more preferably 0.01%. The lower limit may be an impurity level. Generally about 0.001% is mixed in steelmaking.
  • V precipitates as a carbide to increase the strength, and this precipitate may be added to suppress the coarsening of ferrite and promote the refinement of crystal grains.
  • the content is preferably 1% or less. More preferably, it is 0.5% or less, and further preferably is 0.3% or less.
  • the lower limit may be an impurity level. In steelmaking, generally 0.001% is mixed.
  • the ferrite content is suppressed if contained in a large amount, so the content is preferably 1% or less.
  • the lower limit may be an impurity level. In steelmaking, generally about 0.02% is mixed.
  • the content is preferably 3% or less. More preferably, it is 2% or less. When added, the content is preferably 0.1% or more. The lower limit may be an impurity level. In steelmaking, generally about 0.02% is mixed.
  • Ni may be added for the purpose of increasing the stability of austenite at high temperatures. Further, when Cu is contained, it may be added in order to prevent grain boundary brittleness of the slab. However, if excessively contained, ferrite formation is suppressed, so the content is preferably 1% or less. The lower limit may be an impurity level. In steelmaking, generally about 0.02% is mixed.
  • Mo may be added to increase the strength by precipitating MoC, and to suppress the coarsening of the ferrite and promote the refinement of crystal grains.
  • the content is preferably 1% or less. More preferably, it is 0.5% or less, and further preferably is 0.3% or less.
  • the lower limit may be the impurity level. In steelmaking, generally 0.001% is mixed.
  • One or more of Ca, rare earth elements (REM) and B may be added to refine oxides and nitrides precipitated during solidification and maintain the integrity of the flakes.
  • the total content is preferably 0.005% or less.
  • the lower limit may be the impurity level.
  • impurities mixed in steel include S, N, Sn and the like.
  • S and N the content should be regulated as follows, if possible.
  • S is an impurity element that forms sulfate inclusions and lowers the strength
  • its content is preferably suppressed to 0.05% or less.
  • N is an impurity element that degrades workability, and its content is preferably suppressed to 0.01% or less. More preferably, it is 0.006% or less.
  • the structure of the steel sheet according to the present invention is a steel sheet having a structure having a main phase of ferrite and a main phase and a second phase other than ferrite.
  • main phase means that the phase occupying the maximum proportion of the phase constituting the organization is the phase.
  • the main phase ferrite is preferably at least 50% by volume, more preferably 60% or more. If the volume fraction of ferrite is less than 50%, the ductility and the caulking property of the steel sheet may be impaired.
  • the crystal grain size (diameter) of the flight greatly affects the mechanical properties and thermal stability of the steel sheet, as well as the workability.
  • the average grain size of ferrite at a steel sheet surface force of 1Z4 depth is also included. It is necessary to keep the diameter D (m) within a certain range that satisfies the following formulas (1) and (2).
  • the fixed range is 1.2 m as the lower limit, and 2.7 + 5000 / (5 + 350 ⁇ C +40 ⁇ Mn) 2 ⁇ m and the smaller of 7 ⁇ m! /, This is the range up to the upper limit.
  • the average grain size of ferrite at a steel sheet surface force of 1Z4 depth is also included.
  • D (m) must be kept within a certain range that satisfies the following formulas (5) and (6).
  • the fixed range is 1.2 m as the lower limit, and 5.0-2.
  • the lower limit of the average grain size D of ferrite is set to 1.2 m. If it is less than 1.2 m, the work hardening coefficient is extremely reduced and ductility and workability deteriorate. This is because the thermal stability of the fine ferrite structure is deteriorated and the grains grow easily at high temperatures. Better In order to obtain excellent ductility, strength and thermal stability, the lower limit of the average crystal grain size D of ferrite is preferably set to 1.5 / zm. On the other hand, the upper limit of the average grain size D of ferrite is 2.7 + 5000 / (5 + 350 ⁇ . + 40 ⁇ ⁇ ) 2 / ⁇ ⁇ and / J ⁇ for hot rolled oka plates!
  • the upper limit of the average grain size D of ferrite should be set to 2.4 + 5000 / (5 + 350-C +40 ⁇ ⁇ ) 2 / ⁇ ⁇ and 5 for hot-rolled steel sheets.
  • the upper limit it is preferable to set the upper limit to the upper limit.
  • a region surrounded by a large-angle grain boundary having a crystal orientation difference of 15 ° or more is defined as one crystal grain, and a small-angle grain boundary less than 15 ° is ignored.
  • the distribution of the crystal grain size of ferrite within a certain range.
  • One factor that causes grain growth at high temperature is the driving force based on the energy of the grain boundary. If relatively large frit crystal grains are mixed in a fine frit structure, large ferrite grains are formed. It easily integrates with the surrounding fine ferrite grains using the boundary as a driving force, and grain growth proceeds rapidly. For this reason, in order to suppress the growth rate of ferrite crystal grains at high temperatures, the ferrite crystal grains are refined and their average grain size D ( ⁇ m) is expressed by the above formulas (1) and (2).
  • the grain size distribution is such that it is within a range of 1 ⁇ 3 to 3 times the force average crystal grain size ⁇ (/ ⁇ ⁇ ) by 80% or more of the ferrite crystal grains by area ratio.
  • the grain size distribution is such that 85% or more of the fly crystal grains fall within the range of 1Z3 to 3 times the average crystal grain size D (m), more preferably 90% or more of the ferrite crystal grains. Is a particle size distribution that falls within the range of 1/3 to 3 times the average crystal grain size D (m).
  • the reason for defining the grain size and distribution of ferrite by the depth of 1Z4 of surface force plate thickness is This is because the fly crystal grain size of the hot-rolled steel sheet according to the present invention changes in the thickness direction.
  • the steel sheet according to the present invention can ensure the desired mechanical properties and thermal stability by setting the ferrite crystal grain structure of this depth in the above range.
  • the thermal stability of the particle size is not determined by the particle size distribution when statistics are taken over a wide range from the surface to the inside of the plate.
  • the second phase other than ferrite is a phase generally known to be generated in low carbon steel materials such as pearlite, cementite, bainite, martensite, residual austenite, and carbonitride of elements other than Fe. Good if there is.
  • bainite having a volume fraction of less than 50%, pearlite having a volume ratio of less than 30%, Group strength of less than 5% granular cementite, less than 5% martensite and less than 3% retained austenite force It is preferable to contain less than 50% of one or more selected groups. More preferably, the total amount is less than 40%.
  • the volume fractions of bainite, pearlite, and granular cementite exceed the above values, workability is hindered. If the volume ratio of martensite and retained austenite exceeds the above value, it is difficult to make the yield ratio 0.75 or more.
  • the second phase contains martensite at a volume ratio of 5 to 40%. It is preferable that in this case, it is preferable to reduce the volume fractions of bainite, pearlite, and granular cementite as much as possible. Residual austenite may be present, but in order to make it easier to lower the yield ratio, the volume ratio is preferably 3% or less.
  • residual austenite is used as the second phase by volume. 3-30% is included. If the volume fraction of retained austenite is less than 3%, the elongation characteristics may be impaired, and if it exceeds 30%, the thermal stability may be inhibited.
  • the volume fraction of retained austenite contained as the second phase is preferably 5-25%. Good.
  • a trace amount of carbide, nitride, or oxide having a volume ratio of 1% or less can be contained in addition to the above-described one.
  • carbide, nitride, or oxide having a volume ratio of 1% or less include Ti, Nb, V, and Mo carbonitrides.
  • the average grain size of ferrite is within a certain range that satisfies the above formulas (1) and (2) .
  • the temperature characteristics of the grain growth rate of the steel sheet are as follows. Determined by. Therefore, the increase rate X (m / min) of the average crystal grain size at 700 ° C and the average crystal grain size D ( ⁇ m) at the depth position of 1Z4 of the steel sheet surface force thickness are as follows: It is necessary to satisfy the formula.
  • the product D′ X is preferably 0.07 m 2 / min or less, and more preferably 0.05 / ⁇ ⁇ 2 ⁇ or less.
  • the rate of increase in the average crystal grain size of the flight And the average grain size 0 111), the ferrite grain structure of the steel sheet with a value of 0 * 0.1 ⁇ . / Min or less is almost the same even when heat-treated at 850 ° C for several tens of seconds. Not shown.
  • the ferrite grain size (diameter) of the steel sheet according to the present invention increases almost at 700 ° C in proportion to time. Therefore, the increase rate X (mZmin) of the average crystal grain size of ferrite is determined by measuring the grain size change for about 1 hour at 700 ° C and averaging the rate of change.
  • the dislocation density in the ferrite crystal grains is preferably 10 9 Z cm 2 or less, more preferably 10 8 Zcm 2 or less.
  • the fine-grained hot-rolled steel sheet with the above-mentioned structure and its thermal stability has a fusion staking line. It is possible to coat the steel sheet surface with Zn, Zn-Al alloy, Al-Si alloy, Fe-Zn alloy, etc.
  • composition of the Zn-Al alloy plating bath a Zn- (0.1-60)% A1 bath, a bath in which Si and Z or Mg are added in combination, and the like are used.
  • composition of the Al—Si alloy plating bath an Al— (7-13)% Si bath or the like is used.
  • Others in the plating bath Fe, V, Mn, Ti , N b, Ca, Cr, Ni ⁇ W, Cu, Pb, Sn, Cd, contain Sb force 0.1 0/0 or less! / ⁇ be particularly There is no hindrance.
  • the composition of the coating on the surface of the steel sheet cooled after plating generally has a slightly higher Fe concentration than the tanning bath composition, because interdiffusion of elements occurs between the steel and the molten metal during immersion and cooling. Alloying hot dip galvanization uses this mutual diffusion positively, and the Fe concentration in the film is 7-15%.
  • the amount of plating is not particularly limited, but it is preferably 30 to 200 g / m 2 per side, and in the case of alloyed hot dip galvanizing, powdering is a concern, so 25 to 60 gZm 2 Is preferred
  • the hot-rolled steel sheet that has achieved a fine grain structure is passed through a continuous molten zinc plating line after the scale of the surface layer is removed through a pickling process. From the entrance side, after alkaline degreasing and water washing, after preheating, it is heated to a temperature of 550 to 900 ° C in an atmosphere containing hydrogen to reduce the Fe oxide on the steel sheet surface, and then the plating treatment A suitable surface is formed. If the temperature is lower than 550 ° C, the reduction is not sufficient. When heated to a temperature exceeding 900 ° C, the ferrite structure becomes coarse.
  • the temperature In order to obtain a ferrite + pearlite structure or a ferrite + cementite structure after plating, it is preferable to set the temperature from 550 ° C to around 730 ° C. On the other hand, in order to generate bainite, martensite, residual ⁇ , etc. as the second phase, it is preferable to raise the temperature from the saddle point to 900 ° C to the two-phase coexisting temperature range of ferrite and austenite.
  • the hydrogen content in the atmosphere is preferably 5-40%. If the hydrogen content is less than 5%, the reduction is not sufficient. If it exceeds 40%, the cost of atmospheric gas will increase excessively. Components other than hydrogen may be any gas that does not inhibit reduction. Nitrogen is preferred from the viewpoint of cost.
  • the soaking time is not particularly specified as long as it is sufficient for reduction, but is generally 10 seconds or longer.
  • the upper limit is 5 minutes or less, more preferably 2 minutes, so as not to coarsen the flight. Is within.
  • the steel sheet temperature is cooled to the vicinity of the fitting bath temperature, immersed in the plating bath, adjusted to a predetermined adhesion amount, and cooled to room temperature.
  • alloyed hot dip galvanization after the hot dip galvanization as described above, it is reheated to 470-600 ° C to cause a reaction between the ground iron and the plating film, and the Fe-Zn alloy film on the steel plate surface Form.
  • the step of reducing the surface oxide layer before being immersed in the plating bath that is merely heated in the steel staking bath, or the alloy after immersion in the plating bath. also undergoes high temperature heat treatment in the conversion process.
  • the ferrite structure of the steel sheet of the present invention is thermally stable, a fine grain structure is maintained even after these steps, and excellent mechanical properties are exhibited.
  • the surface crystallite grains are fine, the alloying reaction rate is increased and the production can be efficiently performed.
  • the steel composition when plating is preferably C: 0.001 to 0.15%, Si: 0.005 to 1.5%, and Z or P: 0.005 to 1.0%.
  • a steel sheet having a fine grain structure produced by conventional low temperature rolling is inferior in thermal stability, and the HAZ part softens, so the properties of the welded part deteriorate.
  • the thermal stability of the steel sheet according to the present invention is good even when the steel sheet itself or the steel sheet with the surface coating described above is joined by welding, and welding such as laser, spot, arc, etc. Improves the formability of the weld after welding using.
  • the carbon equivalent Ceq (I) defined by the following equation (7) is further set to 0.06-0 for the chemical composition of the steel plate. It is preferable to specify 6%.
  • Ceq (I) C + Mn / 6 + Si / 24 + Cr / 5
  • the element symbol in a formula shows content (unit: mass%) in steel of each element.
  • Ceq (i) is an index of the maximum hardness of the weld. By defining Ceq (i) as 0.06-0. 6%, it is necessary to ensure the formability of the member after welding. Can do. If Ceq (l) is less than 0.06%, the hardenability is poor, so the hardness of the weld metal is strengthened by a thermally stable fine grain structure. Since the strength is softer than the hardness of the preform, the workability of the welded portion is reduced. If it exceeds 0.6%, the weld metal part and the HAZ part having thermal stability in the HAZ part having thermal stability are markedly hardened with respect to the base metal hardness, so that the formability of the weld part is deteriorated. Ceq (I) is preferably defined as 0.10 to 0.5%. In addition, it is preferable that the content of C that causes hardening of the welded portion and brittle defects is 0.17 mass% or less.
  • the element symbol in a formula shows content (unit: mass%) in steel of each element.
  • the C content is preferably 0.17% or less and 0.15% or less. Is more preferred.
  • Ceq (II) is a measure of the maximum hardness of the weld in a rapid thermal cycle such as spot welding. By specifying Ceq (II) as 0.03 to 0.20%, resistance weldability It is possible to obtain an excellent welded part. If Ceq (II) is less than 0.03%, the hardenability is poor, so the maximum hardness that can be obtained at spot welds is smaller than the base metal hardness. The maximum breaking load that can be obtained becomes small. When Ceq ( ⁇ ) exceeds 0.20%, the strength of the weld metal part and the HAZ part that has thermal stability due to quench hardening are evaluated in a strength evaluation test in which hardening against embrittlement of the base metal is significant. Then, cracks occur in the molten metal part (in the nugget), making it difficult to obtain a so-called button break. Ceq (II) is preferably defined as 0.06 to 0.17%.
  • Base material resistance index Rsp is an index of how wide a welding condition range can be obtained to obtain a sufficient nugget (molten joint) diameter to ensure joint strength. In order to obtain a welded portion with excellent properties, it is preferable to make it 45 or less. A power of 40 or less is preferable.
  • the current density is determined by the cross-sectional area of the current-carrying path during welding, and the steel according to the present invention, which has excellent thermal stability, does not generate soft defects due to grain growth, and therefore suppresses the spread of the initial current-carrying path.
  • a sufficient nugget diameter is easily formed.
  • the resistance heat is greatly affected by the electric resistance value of the base material, and when the base material resistance is large, the resistance heat is excessively generated.
  • the appropriate range for spot welding is the range from the welding current at which a nugget diameter of 4 X t is formed to the current generated by chilling (t is the thickness of the joining material), or the minimum current indicating button fracture. ⁇ Expressed using the Chilean generation current range.
  • Rolling is performed in the austenite temperature range from a temperature exceeding 1000 ° C using a lever mill or tandem mill. From the viewpoint of industrial productivity, it is preferable to use a tandem mill for at least the last few stages.
  • Rolling is also started at a temperature of preferably 1025 ° C or higher, more preferably 1050 ° C or higher.
  • the upper limit is set to 1350 ° C or lower, preferably 1250 ° C or lower, in order to suppress coarsening of austenite grains and to suppress facility costs and heating fuel costs.
  • the rolling finish temperature is A for the transformation from austenite to ferrite after rolling.
  • the temperature should be higher than point r and higher than 780 ° C. Finishing temperature force Roll below Ar point
  • the rolling load increases and it becomes difficult to apply sufficient reduction, and ferrite transformation may occur in the surface layer of the plate during rolling.
  • the rolling is finished at a temperature not lower than the Ar point and not lower than 800 ° C.
  • the temperature at which the rolling is finished is low if the temperature range is not less than the Ar point and not less than 780 ° C.
  • the total amount of rolling reduction is 90% or more, preferably 92%, more preferably 94% or more in terms of sheet thickness reduction rate in order to promote the refinement of ferrite. It is preferable that the sheet thickness reduction rate in the temperature range from the rolling end temperature to "rolling end temperature + 100 ° C" is 40% or more. More preferably, the sheet thickness reduction rate in the temperature range from the rolling end temperature to “rolling end temperature + 80 ° C.” is 60% or more.
  • the rolling is continuous multi-pass rolling. The reduction amount per pass is preferably 15 to 60%. A larger rolling reduction per pass is preferable in terms of accumulating strain into austenite and making the crystal grain size of ferrite produced by transformation finer, but it is necessary to increase the rolling load.
  • fine ferrite crystal grains can be obtained even by rolling in a plurality of passes where the reduction amount per pass is 40% or less. Therefore, especially when it is desired to easily control the plate shape, it is preferable to set the rolling reduction ratio of the final two passes to 40% Z pass or less.
  • the processing strain introduced into the austenite is released, and this is used as a driving force to transform from austenite to ferrite and to produce a fine ferrite grain structure. Cool to a temperature below 720 ° C. Preferably, the rolling end force is also cooled to a temperature of 720 ° C or less within 0.2 seconds. It is desirable to use water cooling for cooling, and the cooling rate is preferably set to 400 ° CZ seconds or more as an average cooling rate during the period of forced cooling excluding the air cooling period.
  • the reason for prescribing the time to cool down to 720 ° C or lower is over 720 ° C. If the cooling is stopped or slowed at a high temperature, the strain introduced by the processing is released before the fine ferrite is formed, or the strain's existence is changed, which is effective for nucleation of ferrite. This is because the fly crystal grains become significantly coarser.
  • the ferrite transformation temperature range where the above ferrite structure is obtained is the temperature range from this temperature to 600 ° C. Therefore, after reaching 720 ° C or lower, the cooling is temporarily stopped, or the speed is slowed down and held in this temperature range for 2 seconds or more, thereby forming the above thermally stable ferrite crystal grain structure. Can be ensured. If the holding time in this temperature range is short, the formation of the above thermally stable friet grain structure may be hindered. More preferably, it is allowed to stay for 3 seconds or more in a temperature range of 620 to 700 ° C.
  • the equipment for performing the above cooling is not limited.
  • a water spray device having a high water density For example, by placing a water spray header between the rolling plate conveyance rollers and spraying high-pressure water with sufficient water density, the plate can be cooled and cast.
  • a thin steel sheet with a fine grain structure In order to efficiently produce a thin steel sheet with a fine grain structure, it is hot-rolled and then pickled. Further, after cold rolling, annealing is performed. The cold rolling rate is set to 40% or more to promote recrystallization of ferrite during annealing, and 90% or less to make rolling difficult. Tandem mills and reverse mills with no restrictions on rolling equipment can be used.
  • the temperature is above the temperature at which ferrite recrystallization occurs and is below 900 ° C to prevent grain coarsening.
  • the temperature is higher than the Ac point and lower than the Ac point.
  • the annealing time is longer than the time for ferrite to recrystallize, and there is no upper limit.
  • Normal continuous annealing equipment or batch annealing equipment can be used, but it is preferable to perform annealing for a short time using continuous annealing equipment for efficient production.
  • the pre-annealing process is generally provided in the equipment, so cold-rolled material that does not need to be annealed after cold-rolling is passed directly to the equipment. can do.
  • Table 2 shows the rolling finishing temperature and cooling conditions.
  • the finishing temperature of the rolling is higher than the Ar point of each steel type, and more than 3 passes are rolled in the temperature range from finishing temperature to [finishing temperature + 100 ° C]. It was.
  • the final two-pass rolling was light rolling at 35% Z or less except for test number 3.
  • the final two passes were 50 60% large rolling.
  • Table 2 shows the retention time in the temperature range of 700 to 620 ° C in addition to the retention time in the temperature range of 720 to 600 ° C. Thereafter, water cooling to room temperature is performed at a rate of about 100 ° C / s, or various types of cooling are performed in the furnace after water cooling to a predetermined temperature within a temperature range of 600 to 400 ° C. Steel sheets with the second phase structure were prepared [Table 2]
  • the crystal orientation analysis was performed using the EBSP (Electron Back Scattering Pattern) method at a depth of 14 from the plate surface to the plate thickness. Sought by doing. The volume fraction of each phase was measured by observing the structure corroded with nital or picric acid using a scanning electron microscope at a plate surface force of 1Z4 depth. Note that the structure of the second phase other than the ferrite phase of the steel sheet produced in this example was pearlite, bainite, and intragranular spherical cementite or grain boundary cementite.
  • the crystal grain size at a depth of 100 m from the steel plate surface and the crystal grain size at the center of the plate thickness were measured by the same method as described above.
  • the crystal grain size at a depth of 100 ⁇ m is 60% or less of the grain size at the center of the plate thickness
  • the grain size at the depth of 1Z4 of the plate thickness is the grain size at the center of the plate thickness. It was less than 85%.
  • the increase rate X ( ⁇ mZ min) of the average crystal grain size was calculated by dividing the difference of 0 1 by the annealing time (min).
  • Table 3 shows the structure, properties, and tensile test results of the hot-rolled steel sheet thus obtained.
  • test No. 1 has a short retention time of 0.8 seconds in the temperature range of 720 to 600 ° C, so the ferrite volume fraction is only 14.8%. The growth rate is large and the thermal stability is poor.
  • Test No. 3 uses large rolling at low temperature, so the particle size is 1.13 m, which is too fine, thermal stability and strength. In Test No. 5, it took 1.52 seconds to cool to 720 ° C immediately after finishing rolling, so the average grain size of ferrite became 4.52 / zm and coarse grains were formed. It becomes a mixed grain structure and is inferior in thermal stability. Test No.
  • a hot rolled steel sheet having a thickness of 1.2 mm was obtained.
  • the crystal grain size, its grain size distribution and dislocation density were measured, and thermal stability was evaluated.
  • the ferrite crystal grain size, the grain size distribution and the dislocation density were measured, and the thermal stability was evaluated by the same method as described above.
  • the dislocation density p (cm -2 ) was determined by measuring the length L (cm) of an arbitrary line segment and the number of intersections N between dislocation lines in a bright-field image by observation with a transmission electron microscope. cm) was obtained according to the following equation (10).
  • the increase rate X ( ⁇ m / min) of the average crystal grain size was calculated by dividing the difference between 0 and grain size d m) after annealing by the annealing time (min).
  • the crystal grain size at a depth of 100 ⁇ m from the steel sheet surface and the crystal grain size at the center of the plate thickness were measured by the same method as described above.
  • the crystal grain size at a depth of 100 ⁇ m is 60% or less of the grain size at the center of the plate thickness
  • the grain size at the depth of 1Z4 of the plate thickness is the grain size at the center of the plate thickness. Of 85% or less.
  • Table 6 shows the structure, properties and tensile test results of the hot-rolled steel sheet thus obtained, and after reheating treatment in the range of 730 to 830 ° C, the ferrite average crystal The results of measuring the particle size are shown.
  • test numbers C and F the steel sheet after hot rolling is inferior in mechanical properties and thermal stability. It was confirmed that the reheat treatment increased the ferrite crystal grain size to more than 8 m and further deteriorated the mechanical properties.
  • the steel sheet with excellent thermal stability of the present invention example exhibits excellent mechanical properties, and even after heat treatment at 730 ° C to 830 ° C for several tens of seconds, Almost no change in particle size. Therefore, it was confirmed that the steel sheet according to the present invention was strengthened with fine grains even after the heat treatment.
  • the ferrite crystal grain size and grain size distribution were determined by conducting crystal orientation analysis using the EBSP (Electron Back Scattering Pattern) method at a depth of 1Z4 of the plate thickness from the plate surface. Measurements of each phase volume fraction, at a depth of the plate surface forces thickness of 1Z4, nital or n ferrite volume was performed by observing with a SEM tissue corroded with a picric acid As for the ratio and the martensite volume ratio, the plate surface force was also measured by the so-called mesh method at a depth of 1Z4 of the plate thickness, and indicated by the arithmetic average value of these. Furthermore, JIS No. 5 test pieces were collected from the rolled material, and mechanical properties were evaluated by a normal temperature tensile test.
  • the crystal grain size at a depth of 100 ⁇ m from the steel sheet surface and the crystal grain size at the center of the plate thickness were measured by the same method as described above.
  • the crystal grain size at a depth of 100 ⁇ m is 60% or less of the grain size at the center of the plate thickness
  • the grain size at the depth of 1Z4 of the plate thickness is the grain size at the center of the plate thickness. Of 85% or less.
  • the sample was immersed in a 700 ° C salt bath for 10, 30 or 60 minutes and then rapidly cooled. In the same manner as described above, the average crystal grain size increase rate X m / min) was calculated.
  • test number A10 has a ferrite crystal grain size as coarse as 4.57 m and the volume fraction of ferrite is small
  • test numbers A8 to A9 and Al l indicate the increase rate of the average crystal grain size.
  • the product of X and the average grain size D, D'X exceeds 0. ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ Zmin, and the volume fraction of ferrite is small, so the mechanical properties are poor and the thermal stability is poor.
  • the inventive examples of test numbers A1 to A7 have a fine ferrite crystal grain size of about 2.5 m despite being light rolling, and 50% by volume.
  • the steel sheet consists of the above ferrite and 10% by volume or more martensite. Since these ferrite structures are thermally stable and become a ferrite structure containing an appropriate amount of martensite, high strength and good elongation characteristics can be obtained.
  • Rolling 5 passes at temperature, 1. Finished to a thickness of 5mm. After rolling, it was cooled under the conditions shown in Table 11. The obtained steel structure was observed by a cross section of the steel plate thickness using a scanning electron microscope (SEM).
  • the ferrite crystal grain size and grain size distribution can be analyzed by analyzing the crystal orientation using the EBSP (Electron Back Scattering Pattern) method, with the plate surface force at a depth of i / 4 of the plate thickness. Asked. The volume ratio of each phase was measured by observing the structure corroded with nital or picric acid at a depth of 1Z4 of the plate surface force and plate thickness using SEM. Regarding the ferrite volume fraction, the plate surface force was also measured by the so-called mesh method at a depth of 1Z4 of the plate thickness, and indicated by the arithmetic average value of these. The retained austenite volume fraction was determined by X-ray diffraction measurement. Furthermore, JIS No.
  • test specimens were collected from the rolled material, and mechanical properties were evaluated by a normal temperature tensile test.
  • the sample was immersed in a 700 ° C. salt bath for 10, 30 or 60 minutes, then rapidly cooled, and the rate of increase in average grain size X mZmin) was calculated by the same method as described above.
  • the crystal grain size at a depth of 100 ⁇ m from the steel sheet surface and the crystal grain size at the center of the plate thickness were measured by the same method as described above.
  • the crystal grain size at a depth of 100 ⁇ m is 60% or less of the grain size at the center of the plate thickness
  • the grain size at the depth of 1Z4 of the plate thickness is the grain size at the center of the plate thickness. Of 85% or less.
  • Table 14 A steel plate with a thickness of 2 mm was obtained by cooling under the cooling conditions shown in.
  • Samples 14 and 6 of the present invention example and samples 3 and 5 of the comparative example had a final two-pass rolling rate of 40 35% under light reduction, and samples 2 and 7 of the comparative example were rolled at the final pass by low temperature rolling. The pressure was reduced to 65%. After rolling, pickling treatment was performed to remove the scale. This specimen is cut to a size of 8 OX 200 mm and plated using a vertical hot-dip zinc plating machine under the following conditions: Went.
  • the steel sheet was cooled to near bath temperature, it was immersed in a variety of plated bath 3 seconds to adjust more the plated single-side adhesion amount 50GZm 2 to Waibingu scheme.
  • the coated steel sheet was subsequently heated at 500 ° C for 30 seconds using an infrared heating device.
  • the cooling rate was adjusted by changing the air volume and mist volume.
  • Ra of the roll was set to 1 to 5 ⁇ m and the load was set to 200 ton / m.
  • the crystal grain size at a depth of 100 ⁇ m from the steel sheet surface and the crystal grain size at the center of the plate thickness were measured by the same method as described above.
  • the crystal grain size at a depth of 100 ⁇ m is 60% or less of the grain size at the center of the plate thickness
  • the grain size at the depth of 1Z4 of the plate thickness is the grain size at the center of the plate thickness. Of 85% or less.
  • Table 15 shows the results.
  • the hot-rolled steel sheets having fine-fried crystal grain structures according to the inventive examples of Test Nos. 1-3, 6-8, 10 and 12 have a high thermal stability, so that they are subjected to fusion staking treatment.
  • the ferrite crystal grain size hardly increases, and the fine ferrite structure maintains an appropriate grain size distribution and low dislocation density. Therefore, both mechanical properties and thermal stability are excellent after the test.
  • the comparative examples of test numbers 4 to 5, 9 and 11 are inferior in thermal stability and mechanical properties as compared with the inventive examples.
  • Example 1 Plasma welding (welding speed: 0.5 m / min, welding current: approx. 180A) and laser welding (welding speed: 1. OmZmin, collection) on the steel sheet with a thickness of 2 mm shown in 3 and 5 Butt-through welding was performed using an optical spot diameter of 0.6 mm and an output of 3000 W.
  • Table 16 shows the main components and carbon equivalent Ceq (I) of the steel sheet.
  • Figure 1 shows the shape of the ball head test specimen.
  • (A) is when the principal strain direction is parallel to the direction of weld line 2 (Type I), and
  • (b) is when the principal strain direction is perpendicular to the direction of weld line 2.
  • the ball head overhang test specimen 1 was cut out from each welded portion, and the overhang height and fracture position were evaluated.
  • test No. 13 is a type II test in which the melted and solidified bead portion is softer than the base metal when welding with a small Ceq (I), and the bead breaks.
  • Test No. 14 has an excessively high Ceq (I), so that the bead portion hardens excessively and a bead crack occurs in the Type I test.
  • Test No. 15 is a fine-grained steel plate produced by low-temperature rolling, which is inferior in thermal stability, so that the HAZ part softens despite the bead part having an appropriate hardness.
  • Test Nos. 1 to 12 show excellent workability and excellent formability after welding even when fusion welding using a plasma laser is performed. I understand.
  • Table 18 shows the tensile strength TS, main chemical composition, carbon equivalent Ceq (II), etc. of each hot-rolled steel sheet.
  • Test number 1 since Ceq (II) is too small, the joint hardness decreases because the maximum hardness of the weld is low.
  • Test Nos. 10 to 12 since Ceq (II) or Rsp is excessive, the current range from button breakage to dust generation is small.
  • Test No. 14 is a fine-grained steel sheet made by cold rolling, which is inferior in thermal stability, so the HAZ part softens despite the bead part having an appropriate hardness, so the joint strength is low.
  • Test numbers 3, 6 and 13 are commercially available coarse-grained hot-rolled steel sheets, which are inferior in thermal stability and all have a small current range from button breakage to dust generation.
  • the steel plates with test numbers 2, 4 to 5 and 7 to 9 have excellent mechanical properties and a wide welding proper current range, and show excellent resistance weldability.
  • Example 8 Steel having the chemical composition Al shown in Table 1 of Example 1 was melted and made 30 mm thick by hot forging. Then, after reheating to 1000 ° C, rolling was performed in a small test tandem mill, and the thickness was finished to 1.3 mm. Rolling finish temperature is 830 ° C, more than Ar point
  • the final three-pass rolling was 40-50% large reduction rolling.
  • water cooling is started after 0.05 seconds, cooled to a temperature of 680 ° C at a cooling rate of 1000 ° CZ seconds or more, allowed to cool for about 4 seconds, and reaches 600 ° C. It was water cooled again and cooled to room temperature. After that, it was pickled, cold-rolled to a thickness of 0.5 mm at a reduction ratio of 62%, and annealed. Annealing was immersed in an 800 ° C salt bath for about 2 minutes and then cooled to room temperature.
  • the average crystal grain size of the flites after hot rolling is 1Z16 depth, 1Z4 depth of the plate thickness, 1Z4 depth, and 1.4 m, 1. 7 and 2.3 m respectively. there were.
  • the volume fraction of ferrite was 93%, and the second phase was bainite or martensite.
  • 90% or more of the ferrite has a grain size that is between 3 times the 1Z3 force of the average grain size at that depth, and the grain growth rate and grain size at 700 ° C
  • Figure 2 shows the time variation of the ferrite grain size at 700 ° C. It can be seen that the growth rate is as low as 0.015 / z mZmin, and the morphology of the ferrite grains is equiaxed.
  • Figure 3 shows the change in grain size after cold rolling and annealing with annealing time.
  • the data with zero annealing time is the grain size after hot rolling.
  • the grain size is increased by annealing, the change is small and the surface force after annealing is 1Z16 depth, 1Z4 depth, and 2.2, 2.4 and 2.9 m at the thickness center respectively. It is fine. There is no coarsening due to the extended annealing time.
  • the grain size of the commercial cold-rolled steel sheet having the same composition is about 7.5 m, and the grain size of the steel sheet of the present invention is about 1 Z3.
  • Fig. 4 shows an example of yarn weaving at this time (800 ° C, 5 min annealing).
  • the volume fraction of ferrite after annealing of the steel sheet of the present invention was about 70%, and the second phase was martensite.
  • the product X of grain growth rate and grain size at 700 ° C was about 0.02 / ⁇ ⁇ 2 ⁇ .
  • the thickness from the surface more than 90% of the ferrite had a grain size that was 3 times the 1Z3 force of the average grain size at that depth.
  • the hot-rolled steel plate of Example 8 was pickled, and after the pickling, the reduction ratio was 62% until the thickness became 0.5 mm. After cold rolling, it was annealed. Annealing was designed to simulate the heat treatment process of an industrial continuous annealing line. The heating rate is 10 to 15 ° C for Z seconds, the soaking temperature is 750 ° C or 800 ° C, and the cooling condition after rolling corresponds to continuous Zn alloy plating when the soaking temperature is 750 ° C. When the soaking temperature is 800 ° C, it is assumed that the over-aging treatment is performed by gradually cooling from 400 ° C to 320 ° C.
  • the grain size of the ferrite after cold rolling and heat treatment is 3.5, 3 from the surface to the 1Z16 depth, 1Z4 depth and the center of the thickness, respectively, when the soaking temperature is 750 ° C.
  • the soaking temperature was 800 ° C, it was 4.2, 4.6 and 5. O / zm.
  • This grain size is 50 to 60% of the crystal grain size of a commercially available cold-rolled steel sheet of the same composition, about 7.5 m.
  • Figure 5 shows an example of the structure of a material with a soaking temperature of 750 ° C.
  • the product X of the grain growth rate and grain size at 700 ° C was 0.01 m 2 Zmin or less, and the grain size was almost unchanged within the measurement time (30 minutes).
  • the steel sheet of the present invention has ultrafine crystal grains, and is excellent in thermal stability and mechanical properties capable of withstanding the heat of welding and melting processes. Moreover, such a steel plate excellent in thermal stability and mechanical properties can be easily produced by the method of the present invention.
  • FIG. 1 The shape of a ball-headed test specimen. (A) is when the principal strain direction is parallel to the weld line direction, and (b) is when the principal strain direction is perpendicular to the weld line direction.
  • FIG. 2 Surface force Shows the time variation of the flrite grain size at a depth of 1Z4.
  • FIG. 3 Changes in ferrite grain size after annealing and annealing due to annealing time.
  • FIG. 4 shows the structure after annealing at 800 ° C. for 5 minutes after cold rolling.
  • FIG. 5 An example of the microstructure after annealing at 750 ° C after cold rolling.

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Description

明 細 書
熱延鋼板及び冷延鋼板並びにそれらの製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、超微細な結晶粒を有する熱延鋼板及び冷延鋼板並びにそれらの製造 方法に関する。詳しくは、自動車用、家電用、機械構造用、建築用等の用途に用い られる素材として好適な機械的強度、加工性及び熱的安定性に優れた熱延鋼板及 び冷延鋼板並びにそれらの製造方法に関する。
背景技術
[0002] 自動車をはじめとする輸送用機械や各種産業機械の構造用部材等の素材として 供される鋼板には、強度、加工性、靱性などに優れた機械的特性のみならず、部品 組み立て時の溶接性や、使用時の耐食性が求められる場合がある。鋼板の機械特 性を総合的に高めるには、鋼板の組織を微細化することが有効である。そのため、鋼 板の組織を微細するための方法が数多く提案されてきている。
[0003] 従来技術における組織微細化の手段を総括すると、（i)大圧下圧延法、（ii)制御圧 延法、（m)合金元素添加法、もしくはこれらの組み合わせである。
[0004] (i)大圧下圧延法は、圧下率を 50%程度以上と大きくして、 1パスの圧延で大きな 歪みを蓄積させ、その後オーステナイトから微細フェライトへと変態させるか、もしくは 大歪みを利用して比較的粗大なフェライトを微細フェライトへ再結晶させる手法であ る。力かる手法によれば、 1000°C近傍以下の温度に加熱した後、 700°C近傍の低 温域で大圧下圧延を行うことによって、 1〜3 mの超微細フェライト組織が得られる 。しかし、この方法は、工業的に実現し難いばかりか、微細フェライト組織が熱処理に よって粒成長し易いので、溶接を行うと溶接部が軟化する、あるいは溶融 Znめっきを 施すと所期の機械特性を失うなどの問題を有して!/、る。
[0005] (ii)制御圧延法は、一般的に 800°C近傍以上の温度で、圧延 1パス当たりの圧下 率を 20〜40%以下として、多パスの圧延を施した後、冷却する方法である。圧延温 度を Ar点近傍の狭い温度域にする方法、圧延のパス間の時間を短縮する方法、ま
3
た、歪み速度と温度を制御してオーステナイトを動的再結晶させる方法などの多くの 方法が開示されている。しかし、圧延後の冷却に関する検討は十分には行われてい ない。圧延の直後から水冷するほうが好ましいとされているが、直後冷却といっても圧 延後 0. 2秒以上経過してからの冷却開始であり、冷却速度もせいぜい 250°CZ秒程 度である。このような方法では、単純組成の低炭素鋼のフェライト結晶粒径は 5 /z m 程度にしかならない。したがって、機械特性を十分に高めることができない。
[0006] (m)合金元素添加法は、オーステナイトの再結晶化や回復を抑制する合金元素の 微量の添カ卩によってフェライト結晶粒の微細化を促進するものである。 Nb、 Ti等の合 金元素は、炭化物を形成したり、粒界に偏祈したりして、オーステナイトの回復と再結 晶を抑制するため、熱間圧延後のオーステナイト粒が微細化して、オーステナイトか らの変態で得られるフ ライト結晶粒も微細化する。この (iii)の合金元素添加法は、 上記の（i)の大圧下圧延法や (ii)の制御圧延法と組み合わせて用いる場合が多 、。 この（m)の合金元素添加法は、熱処理の際にもフェライトの粒成長を抑制する効果も 持っている。しかし、フェライトの結晶粒径を小さくはするもののフェライトの体積率を 低下させるという問題があり、また、超微細フェライト結晶粒の溶接や溶融 Znめっきェ 程での粒成長を抑制するには不十分である。したがって、適用できる鋼種が限定さ れる。また、添加する合金元素の分だけ、原料コストが嵩む。
[0007] これらの (i)大圧下圧延法、（ϋ)制御圧延法及び (m)合金元素を添加する方法に言 及した先行文献として、特許文献 1がある。ここでは、 Ar +50°C力 Ar + 100°Cの
1 3 温度域で 1秒以内に一回もしくは二回以上の合計圧下率が 50%以上の加工をカロえ 、加工終了後の 600°C以上の温度域で 20°CZ秒以上の冷却速度の強制冷却を行 う方法が開示されている。
[0008] また、特許文献 2には、動的再結晶温度域での圧下を 5スタンド以上の圧下パスに て行い、かつ、この動的再結晶温度域で圧下を加える最初のスタンド入り側と最後の スタンド出側の温度差を 60°C以下にする方法が開示されている。
[0009] 特許文献 1：特開昭 59— 205447号公報
特許文献 2：特開平 11— 152544号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題 [0010] しかし、これらの方法で微細な結晶組織の鋼板を得ても、その組織の熱的安定性 は低い。したがって、せつカゝく組織を微細化して機械特性を高めたとしても、その後に 鋼板を溶接したり鋼板に溶融めつきを施したりすると、溶接時に加えられる熱や溶融 めっき工程でカ卩えられる熱によって結晶粒が容易に粗大化してしまい、その機械特 性が極端に損なわれてしまうという問題があった。また、これらの熱延鋼板に冷間圧 延と熱処理を施し薄鋼板とした場合も、熱処理によって結晶粒は容易に粗大化して しま 、、微細組織の冷延鋼板を得ることもできな 、と 、う問題があった。
[0011] 本発明は、超微細な結晶粒を有し、溶接や溶融めつき工程の熱に耐えることができ る熱的安定性と機械特性に優れた熱延鋼板及び冷延鋼板並びにそれらの製造方法 を提供することを目的とする。
課題を解決するための手段
[0012] 本発明者らは、微細フェライト結晶粒組織の機械特性と熱的安定性に対して種々 の検討と実験を行った結果、機械特性と熱的安定性がともに優れたものとするために は、（a)フ ライトの平均結晶粒径を一定の範囲にとどめることと、 (b)A点直下の 700 °C近傍の温度におけるフェライトの平均結晶粒径 D ( μ m)の増加速度 X( m/min )と、この平均結晶粒径 D ( m)の積 D'X( m2Zmin)に上限を設けること力 最も 重要であることを見出した。また、より良好な熱的安定性を得るためには、（c)フェライト の結晶粒径の分布を一定の範囲にとどめることや、フェライト結晶粒内に圧延による 歪みを残さないようにすることが好ましいことを見出した。また、このような鋼板は冷間 圧延した後に熱処理すると、再度、上記と同様に熱的に安定で微細なフェライト結晶 粒組織を持つようになることも見出した。そして、（d)このような組織と特性を有する熱 延鋼板と冷延鋼板を製造するための新 ヽ方法にっ ヽても種々の検討と実験を行つ た。さらに、溶接部材に関しては、（e)溶融溶接においては溶接部の硬度バランスを 規定することが好ましいこと、そして、（D抵抗溶接においては溶接部の硬度バランスと 脆ィ匕抑制を図ることが好ましいことを、見出した。
[0013] 以下、（a)〜(Dにおいて、本発明に係る知見と検討 ·実験結果を詳述する。
[0014] (a)フェライトの平均結晶粒径を一定の範囲にとどめることについて フェライトの結晶粒径は小さくなるほど強度が増加するが、結晶粒径が小さくなりすぎ ると粒界エネルギーによる粒成長の駆動力が増加するため、高温における粒成長が 促進されてしまうことが分力 た。具体的には、平均結晶粒径が 1. を下回るよ うになると、高温での粒成長を抑止することが困難になり、逆に、平均結晶粒径が熱 延鋼板にっ 、ては 2. 7 + 5000/ (5 + 350 · C +40 · Mn) 2 μ m及び 7 μ mの!、ずれ かの値を上回ると、また冷延鋼板については 5. 0- 2. 0-Cr+ 5000/ (5 + 350-C +40 ·Μη) 2 /ζ
Figure imgf000006_0001
3 /z mのいずれかの値を上回ると、微細化による機械特性 の向上が十分に期待できなくなることが、判明した。したがって、機械特性と熱的安 定性を両立するためには、フェライトの平均結晶粒径の下限として 1. 2 mを採用し 、そして、上限として、熱延鋼板については 2. 7 + 5000/ (5 + 350-C+40-Mn) 2 m及び 7 mのうちの/ J、さい方の値、冷延ま岡板については 5. 0- 2. O-Cr+ 5000 Ζ (5 + 350·Ο+40·Μη) 2 /ζ m及び 9. 3 μ mのうちの小さい方の値を採用する必要 がある。
[0015] (b)A点直下の 700°C近傍の温度におけるフェライトの平均結晶粒径 Dの増加速度 Xと平均結晶粒径 Dの積 D'Xの上限規定について
高温におけるフ ライト結晶粒の粒成長速度は、温度の上昇と共に増加する。一般 に、溶接や溶融めつき工程でフェライトの粒成長という問題が生じる温度域は A点（7 30°C近傍)直下から A点近傍までの温度域であり、この温度範囲でフェライトの粒成
3
長速度は大きく変化する。しかし、フ ライトの平均結晶粒径が上記 (a)の範囲内にあ る鋼板の粒成長速度の温度特性は 700°C近傍の温度におけるフェライトの粒成長速 度によって決定されることが分力つたので、 700°C近傍の温度におけるフェライトの粒 成長速度、すなわち、フ ライトの平均結晶粒径の増加速度 X mZmin)と平均結 晶粒径 D ( μ m)の積 D'X mVmin)に、上限を設ければ、溶接や溶融めつきェ 程でより高 、温度に加熱された場合にぉ 、ても、問題が発生しな 、ことを見出した。 そして、実験の結果、積 D'Xを 0. 1 μ m2Zmin以下に設定することが必要であること も判明した。なお、積 D'Xは 0. 07 μ m2Zmin以下が好ましぐ 0. 05 μ m2Zmin以 下がさらに好ましい。
[0016] (cl)フェライトの結晶粒径の分布を一定の範囲にとどめることとフェライト結晶粒内に 圧延による歪みを残さな 、ようにすることにつ 、て
フェライトの結晶粒径の分布とフェライト結晶粒内の歪みは高温での粒成長に密接 に関係する。高温での粒成長は粒界のエネルギーと粒内の歪みを駆動力として生じ る。したがって、微細なフェライト組織の中に比較的大きなフェライト結晶粒が混在し ていると、大きなフェライト結晶粒が粒界を駆動力として周囲の微細なフェライト結晶 粒と容易に一体化する。また、フェライト結晶粒内に歪みが存在していると、粒内の歪 みを駆動力として隣接するフェライト結晶粒同士が容易に一体ィ匕する。このようにして 、粒成長が急速に進展する。このため、粒成長の急速の進展を防止するためには、 フ ライト結晶粒の微細化に加えて、フ ライトの結晶粒径分布として平均結晶粒径 の 1Z3から 3倍の範囲に 80%以上の粒が収まるようにすることが好ましい。この結晶 粒径分布は板表面力も所定の深さもしくはその深さから 100 m以内の範囲で測定 する。これは後述のように本発明の方法による鋼板の結晶粒径は板厚の方向に変化 する力 このような板厚の方向への緩やかな結晶粒径の変化は粒の成長性に影響を 与えないためである。また、フェライト結晶粒内の歪みを示す粒内転位密度を 109Zc m2以下とすることが好ましぐ 108Zcm2以下とすることがより好ましい。さらに、フェラ イト粒の形状は等軸であることが好まし 、。
[0017] (c2) フェライト粒径の板厚方向分布について
鋼板の中心部力も鋼板の表層部へ向力つてより微細化する緩やかなフ ライト粒径 の板厚方向分布は穴拡げ性や曲げ性などの鋼板の加工性を改善するうえで好まし い。また、表層部でより微細化したフェライト組織は鋼板の化成処理性ゃメツキ性など の表面処理性も改善する。したがって、熱延鋼板については鋼板表面力 板厚の 1 Z16の深さ位置における平均結晶粒径 Ds ( m)、鋼板表面から板厚の 1Z4の深 さ位置における平均結晶粒径 D m)、板厚の中心部分における平均結晶粒径 Dc ( /z m)の間に、 Ds≤0. 75Dcおよび D≤0. 9Dcなる関係を満足することが好ましく 、冷延鋼板については Ds≤0. 9Dcなる関係を満足することが好ましい。
[0018] (d)上記 (a)〜(c)の組織と特性を有する熱延鋼板を製造するための新しい方法につ いて
次のとおり、高温域での圧延を採用することで、圧延が容易かつ高生産性の工業 的方法を提供することができる。
[0019] まず、オーステナイト温度域から、多パス熱間圧延を開始し、最終の圧延パスを Ar
3 点以上かつ 780°C以上の高温度で終了する。このとき、オーステナイト結晶粒内に 歪みが蓄積される。
[0020] そして、熱間圧延終了直後の 0. 4秒以内に、 720°C以下の温度までの冷却を完了 する。このとき、冷却途中においてはこの歪みの解放が抑制されるので、歪みはォー ステナイト粒内に蓄積された状態であり、 720°C以下の温度になってはじめて、ォー ステナイトからフェライトへの変態が活発化し、蓄積された歪みを核としてフェライト結 晶粒が多数発生し、微細なフェライト組織を形成する。この方法では、鋼板表面と圧 延ロール表面の間の摩擦によって熱間圧延時に鋼板に導入される剪断歪みの解放 をも抑制することができるため、板厚中心部よりも表面に近い部分でより多くのフェラ イト核が発生する。
[0021] さらにその後、 600〜720°Cの温度域で 2秒以上保持する。これによつて、微細か つ結晶粒径が狭い範囲に分布する所望のフェライト組織を得ることができるとともに、 変態後の微細フェライト組織中に歪みが残存することも抑制される。また、上述の板 厚方向へのフ ライト核生成量変化によって、板厚中心力 表面に向けて緩やかな 粒径の勾配を持つ組織が生成する。
[0022] なお、熱間圧延終了直後の冷却条件は、上述のとおり、 0. 4秒以内に 720°C以下 の温度までの冷却を完了することが必要である。従来は、最も速いものでも、圧延終 了直後から 0. 2秒以上経過して力も冷却が開始され、その冷却速度もせいぜい 250 °CZ秒程度であった。 Ar点が 800°Cの低炭素鋼を例にとると、低炭素鋼の熱間圧
3
延を Ar点で終了したとしても、 800°C以上から 720°C以下の温度まで冷却する間に
3
、従来は 0. 52秒以上経過していたから、 0. 4秒以内に 720°C以下の温度までの冷 却を完了することは困難であった。
[0023] 上記の (a)〜(c)の組織を持つ熱延鋼板を冷間圧延した後、オーステナイト単相にな る温度 (Ac )以下で熱処理すると、再度、上記の特徴を持つ微細粒フェライト組織と
3
なる。これは、（1)冷間圧延後の熱処理中に加工フェライトが再結晶する際、その核 が多量に存在する熱延時のフェライト粒界上で発生して、そのため多数のフェライト 核が発生すること、 (2)同時にオーステナイトも熱延時のフェライト粒界上で多数発生 して、これ力 Sフェライト核の成長を抑制すること、によると考えられる。その結果、熱処 理後のフェライト粒径は熱延時のフェライト粒径とほぼ同じ力 1〜3 μ m大きくなるだ けで、熱間圧延時の特性を引き継いだ組織が得られる。したがって、本発明のよう〖こ 熱延鋼板の段階でフェライト粒径の板厚方向分布が存在すれば、冷間圧延および 熱処理を施した後も同様なフ ライト結晶粒径の板厚方向分布が現れる。熱処理温 度は Ac以下の温度でも良いが、加工フ ライトの再結晶に長時間を要する。 Ac点
1 3 以上のオーステナイト単相になる温度では、組織が容易に粗大化する。
[0024] (e)溶融溶接にぉ 、て溶接部の硬度バランスを規定することにつ!/、て
溶接時の入熱が大き 、アーク溶接にぉ 、ては、 HAZ (熱影響部）の軟化防止の観 点からも、溶接中の粒成長を起こし難 ヽ熱安定性の高 、組織を作ることが好ま U、こ とはいうまでもない。さらに、溶接後の部材の加工性を確保するためには、溶接部の 硬度バランスを規定して、溶融溶接性の向上を図ることが好ましい。すなわち、化学 組成に関して、 Ceq (I) = C + Mn/6 + Si/ 24 + Cr/5 + Mo/4 + Ni/40 + V/ 14で定義される炭素当量 Ceq (I)を 0. 06〜0. 6%と規定することによって、溶融溶 接性に優れた溶接部を得ることができる。なお、溶融溶接性とは、アーク溶接やレー ザ溶接などのように、溶融池を連続的に形成 '凝固しながら進行する溶接法を用いて 得られた溶接部の最高硬さと母材の硬さの差あるいは溶接部の最軟ィ匕部硬さの差が 小さくなること、かつ、溶接部の脆ィ匕を抑制し、溶接後の部材の加工性を確保するこ とができる特性を意味する。
[0025] (D抵抗溶接において溶接部の硬度バランスと脆ィ匕抑制を図ることについて
母材への通電加熱により溶接が為される抵抗溶接においても、溶接中の粒成長を 起こし難 、熱安定性の高!、組織を作ることが好まし 、ことは 、うまでもな 、。さらに、 溶接部の硬度バランス及び脆ィ匕抑制を図ることが好ましい。すなわち、化学組成に 関して、 C≤0.17%、かつ Ceq (II) =C + MnZlOO + SiZ90 + CrZlOOで定義さ れる炭素当量 Ceq (Π)を 0. 03〜0.20%と規定し、さらに、継手強度を確保するため の十分なナゲット (溶融接合部）を広い溶接条件範囲にて得るため、 Rsp = 13.5 X ( Si+Al+0.4Mn+0.4Cr) + 12.2で定義される母材抵抗の指標 Rspを 45以下とす ることで、抵抗溶接性に優れた溶接部を得ることができる。なお、抵抗溶接性とは、広 い溶接条件範囲において、十分な継手強度 (所謂、ボタン破断時の最大破断荷重） を確保することができる特性を意味する。
[0026] 本発明は、このような知見と検討 ·実験結果に基づいて完成したものである。本発 明の要旨とするところは、次の（1)、（2)、（4)〜（7)及び (9)〜（11)の熱延鋼板並 びに（3)〜（6)及び (8)〜（ 11)の冷延鋼板、さらに（ 12)及び（14)の熱延鋼板の製 造方法並びに（13)及び（14)の冷延鋼板の製造方法である。以下、それぞれ、本発 明（1)〜（14)という。本発明（1)〜（14)を総称して、本発明ということがある。
[0027] なお、本発明に用いる炭素鋼又は低合金鋼は、 C : 0. 01〜0. 25%を含有するも のが好ましぐさらに、 Si、 Mn、 Al、 P、 Ti、 Nb、 V、 Cr、 Cu、 Mo、 Ni、 Ca、 REM, B のうちの 1種又は 2種以上を含有してもよい。
[0028] (1)フェライトを主相とする炭素鋼または低合金鋼力もなる鋼板であって、鋼板表面 力 板厚の 1Z4の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径 D ( m)が下記の (1) 式及び (2)式を満足するとともに、鋼板表面力 板厚の 1Z4の深さ位置におけるフエ ライトの平均結晶粒径の 700°Cにおける増加速度 X( m/min)と前記平均結晶粒 径 D ( m)が下記の (3)式を満足することを特徴とする熱延鋼板。
[0029] 1. 2≤D≤7 (1)式
D≤2. 7 + 5000/ (5 + 350·Ο+40·Μη) 2· · ·(2)式
D-X≤0. 1 (3)式
ここで、 Cおよび Mnは鋼中の各元素の含有量（単位:質量％)を示す。
[0030] (2)鋼板表面力 板厚の 1Z4の深さ位置において、結晶粒径 d m)が下記の (4) 式を満足するフェライト結晶粒の前記位置におけるフェライトの占める面積割合が 80 %以上であることを特徴とする請求項 1に記載の熱延鋼板。
[0031] D/3≤d≤3D (4)式
ここで、 Dは鋼板表面力 板厚の 1Z4の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径 ( μ m)を示す。
[0032] (3)フェライトを主相とする炭素鋼または低合金鋼力もなる鋼板であって、鋼板表面 力も板厚の 1Z4の深さにおけるフェライトの平均結晶粒径 D ( μ m)が下記の (5)式及 び (6)式を満足するとともに、鋼板表面力 板厚の 1Z4の深さ位置におけるフェライト の平均結晶粒径の 700°Cにおける増加速度 X( m/min)と前記平均結晶粒径 D ( μ m)が下記の (3)式を満足し、
1. 2≤D≤9. 3 (5)式
D≤5. 0- 2. 0· θΓ+ 5000/ (5 + 350·Ο+40·Μη) 2· ·(6)ϊζ
D-X≤0. 1 (3)式
かつ、鋼板表面力 板厚の 1Z4の深さ位置において、結晶粒径 d m)が下記の (4
)式を満足するフェライト結晶粒の前記位置におけるフェライトの占める面積割合が 8
0%以上であることを特徴とする冷延鋼板。
[0033] D/3≤d≤3D (4)式
ここで、 C、 Crおよび Mnは鋼中の各元素の含有量（単位：質量％)を示す。
[0034] (4)上記（1)〜（3)のいずれかの鋼板において、フェライト以外の第 2相として、体 積率で、 50%未満のベイナイト、 30%未満のパーライト、 5%未満の粒状セメンタイト
、 5%未満のマルテンサイトおよび 3%未満の残留オーステナイトからなる群力も選ば れた 1種または 2種以上を合計で 50%未満含有するとともに、降伏比が 0. 75以上で あることを特徴とする熱延鋼板又は冷延鋼板。
[0035] (5)上記（1)〜（3)のいずれかの鋼板において、フェライト以外の第 2相として、体 積率で、 5〜40%のマルテンサイトを含有するとともに、降伏比が 0. 75未満であるこ とを特徴とする熱延鋼板又は冷延鋼板。
[0036] (6)上記（1)〜（3)のいずれかの鋼板において、フェライト以外の第 2相として、体 積率で、 3〜30%の残留オーステナイトを含有するとともに、引張強度 TS (MPa)と 全伸び E1 (%)との積 TS X E1が 18000 (MPa · %)以上であることを特徴とする熱延 鋼板又は冷延鋼板。
[0037] (7)鋼板表面力も板厚の 1Z16の深さ位置における平均結晶粒径 Ds ( m)、鋼 板表面力も板厚の 1Z4の深さ位置における平均結晶粒径 D ( m)、板厚の中心部 分における平均結晶粒径 Dc ( m)の間に、 Ds≤0. 75Dcおよび D≤0. 9Dcなる 関係を満足することを特徴とする、上記（1)、（2)、（4)、（5)及び (6)のいずれかに 記載の熱延鋼板。 [0038] (8)鋼板表面力も板厚の 1Z16の深さ位置における平均結晶粒径 Ds ( m)、板 厚の中心部分における平均結晶粒径 Dc ( μ m)の間に、 D≤0. 9Dcなる関係を満足 することを特徴とする、上記（3)〜（6)の ヽずれかの冷延鋼板。
[0039] (9)下記の (7)式で定義される炭素当量 Ceq (I)が 0. 06〜0. 6%であることを特徴 とする、上記（1)〜（8)の 、ずれかの熱延鋼板又は冷延鋼板。
[0040] Ceq (I) = C + Mn/6 + Si/ 24 + Cr/5
+ Mo/4+ Ni/40 +V/14 (7)式
ここで、式中の元素記号は各元素の鋼中の含有量 (単位:質量％)を示す。
[0041] (10) C含有量が 0. 17質量％以下であり、かつ下記の (8)式で定義される炭素当量 Ceq (II)が 0. 03〜0.20%であり、さらに、下記の (9)式で定義される母材抵抗の指 標 Rspが 45以下であることを特徴とする、上記（1)〜（8)の 、ずれかの熱延鋼板又 は冷延鋼板。
[0042] Ceq (II) =C + Mn/100 + Si/90 + Cr/100 - · '(8)式
Rsp = 13.5 X (Si+Al+0.4Mn+0.4Cr) + 12.2' . '(9)式
ここで、式中の元素記号は各元素の鋼中の含有量 (単位:質量％)を示す。
[0043] (11)上記（1)〜（10)のいずれかの熱延鋼板の表面に、 Zn、 Al、 Zn— A1合金また は Fe—Zn合金の被覆層を備えることを特徴とする溶融めつき熱延鋼板又は冷延鋼 板。
[0044] (12)炭素鋼又は低合金鋼からなるスラブを多パス熱間圧延して熱延鋼板を製造 する方法であって、最終の圧延パスを Ar点以上かつ 780°C以上の温度で終了し、
3
その後 400°CZ秒以上の冷却速度で 0. 4秒以内に 720°C以下まで冷却した後、 60 0〜720°Cの温度域で 2秒以上保持することを特徴とする、上記（1)、（2)、（4)、 (5) 、（6)、（7)、（9)、（10)および（11)のいずれかの熱延鋼板の製造方法。
[0045] (13)上記（12)の方法により得られた熱延鋼板を酸洗後、 40〜90%の圧延率で 冷間圧延した後、 900°C以下の温度で熱処理することを特徴とする、上記（3)、（4)、 (5)、（6)、（8)、（9)および（10)のいずれかの冷延鋼板の製造方法。
[0046] (14)上記（12)の方法により得られた熱延鋼板を酸洗後、もしくは酸洗後さらに 40 〜90%の圧延率で冷間圧延した後、連続溶融めつきラインにて溶融めつきを施すこ とを特徴とする、上記（11)の溶融めつき熱延鋼板または溶融めつき冷延鋼板の製造 方法。
発明の効果
[0047] 本発明によれば、超微細な結晶粒を有し、溶接や溶融めつき工程の熱に耐えること ができる熱的安定性と機械特性に優れた熱延鋼板及び冷延鋼板並びにそれらの製 造方法を提供することができる。
発明を実施するための最良の形態
[0048] 以下に、本発明に係る超微細結晶粒熱延鋼板について説明する。以下、各化学成 分の含有量の「％」表示は、「質量％」を意味する。
[0049] (A)化学組成について
C :
Cは、オーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させて、熱延の仕上げ温度 を低下させることができるので、フェライト結晶粒の微細化を促進するのに有用な元 素である。また、強度を確保するための元素である。このため、 0. 01%以上含有させ ることが好ましい。また、フェライト結晶粒の微細化をより促進するためには、 0. 03% 以上含有させるのが好ましい。ただし、過度に含有させると、熱延後のフェライト変態 が遅延し、フェライトの体積率が低下するため、また溶接性が劣化するため 0. 25% 以下とすることが好ましい。溶接部の加工性を向上させるためには、 C含有量を 0. 1 7%以下にするのが好ましぐ 0. 15%以下とするのがより好ましい。
[0050] Si:
Siは、強度向上を目的として含有させることが好ましい。ただし、過剰に添加すると 、延性の劣化が著しくなるうえに、熱間圧延時の表面酸化の問題が生じるので、含有 量を 3%以下とすることが好ましい。好ましくは 2%以下、より好ましくは 1. 8%以下で ある。下限は不純物レベルでもよいが、フェライト組織中に残留オーステナイトを生成 させる場合には、 Si+Alの総量で 1%以上含有させることが好ましい。
[0051] Mn:
Mnは、強度確保のため、含有させることが好ましい。また、オーステナイトからフエ ライトへの変態温度を低下させて、熱間圧延における仕上温度を低下させることを可 能にするので、フェライト結晶粒の微細化を促進するため、含有させることが好ましい 。ただし、過度に含有させると、熱間圧延後のフェライト変態が遅延し、フ ライトの体 積率が低下するため、含有量を 3%以下とすることが好ましい。より好ましくは 2. 7% 以下である。下限は不純物レベルでもよいが、強度向上を目的として添加する場合 には、 0. 5%以上含有させることが好ましい。また、フェライト組織中に残留オーステ ナイトを生成させる場合には、 0. 5%以上含有させることが好ましぐ 0. 8%以上含 有させることがより好ましい。また、フェライト組織中にマルテンサイトを生成させる場 合には、 Si+Mnの総量で 1%以上含有させることが好ましぐ 1. 5%以上含有させ ることがより好まし!/、。
[0052] A1:
A1は、延性を向上させるため添加してもよい。しかし、過度に含有させると、高温で のオーステナイトが不安定ィヒし熱間圧延における仕上温度を過度に上昇させる必要 力 S生じること、また、安定した連続铸造を困難にすることから、含有量を 3%以下とす ることが好ましい。下限は不純物レベルでもよいが、フェライト組織中に残留オーステ ナイトを生成させる場合には、 Si+Alの総量で 1%以上含有させることが好ましい。
[0053] P :
Pは、強度を増加させるため、添加しても良い。しかし、過度に含有させると、粒界 偏析による脆ィ匕が生じるので、添加する場合には、含有量を 0. 5%以下とすることが 好ましい。より好ましくは 0. 2%以下、さらに好ましくは、 0. 1%以下である。下限は不 純物レベルでもよい。通常、製鋼段階で 0. 01%程度混入してくる。
[0054] Ti:
Tiは、炭化物又は窒化物として析出し強度を増加させるため、また、この析出物が オーステナイトやフェライトの粗大化を抑制して、熱延時の結晶粒の微細化を促進し 、熱処理の際には粒成長を抑制するため、添加しても良い。ただし、過度に含有させ ると、熱延以前の加熱時に粗大な Ti炭化物又は窒化物が多量に発生して、延性や 加工性を阻害するので、含有量を 0. 3%以下とすることが好ましい。フェライトの生成 を容易にするため、好ましくは Ti+Nbの総量で 0. 1%以下、より好ましくは 0. 03% 以下、よりより好ましくは 0. 01%以下である。なお、下限は不純物レベルでもよい。 製鋼上、一般に 0. 001%程度は混入する。
[0055] Nb：
Nbは、炭化物又は窒化物として析出し強度を増加させるため、また、この析出物が オーステナイトやフェライトの粗大化を抑制して、熱延時の結晶粒の微細化を促進し 、熱処理の際には粒成長を抑制するため、添加しても良い。ただし、過度に含有させ ると、熱延以前の加熱時に粗大な NbCが多量に発生して、延性や加工性を阻害す るので、含有量を 0. 1%以下とすることが好ましい。フェライトの生成を容易にするた め、好ましくは Ti+Nbの総量で 0. 1%以下、より好ましくは 0. 03%以下、さらに好ま しくは 0. 01%である。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に 0. 001 %程度は混入する。
[0056] V：
Vは炭化物として析出し強度を増加させるため、また、この析出物がフェライトの粗 大化を抑制して、結晶粒の微細化を促進するため、添加しても良い。ただし、 Ti、 Nb と同様な理由で、延性や加工性を阻害するので、含有量を 1%以下とすることが好ま しい。より好ましくは 0. 5%以下であり、さらに好ましくは 0. 3%以下である。なお、下 限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に 0. 001%程度は混入する。
[0057] Cr:
Crは、焼き入れ性を増カロさせ、フェライト組織中にマルテンサイトやべイナイトを生 成させる作用を有するため、これらの作用を目的として添加しても良い。ただし、多量 に含有させるとフェライトの生成が抑制されるため、含有量を 1%以下とすることが好 ましい。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に 0. 02%程度は混入す る。
[0058] Cu:
Cuは、低温で析出して強度を増加させる作用を有するため、これらの作用を目的と して添カ卩しても良い。ただし、スラブの粒界割れなどを引き起こすおそれがあるため、 含有量を 3%以下とすることが好ましい。より好ましくは 2%以下である。なお、添加す る場合は、含有量 0. 1%以上とすることが好ましい。なお、下限は不純物レベルでも よい。製鋼上、一般に 0. 02%程度は混入する。 [0059] Ni:
Niは、高温でのオーステナイトの安定度を増加する目的で添加しても良い。また、 Cuを含有させる場合はスラブの粒界脆ィ匕を防止するために添加しても良い。ただし 、過度に含有させると、フェライトの生成が抑制されるため、含有量を 1%以下とする ことが好ましい。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に 0. 02%程度 は混入する。
[0060] Mo :
Moは、 MoCを析出し強度を増加させるため、また、この析出物がフェライトの粗大 化を抑制して、結晶粒の微細化を促進するため、添加しても良い。ただし、 Ti、 Nbと 同様な理由で、延性や加工性を阻害するので、含有量を 1%以下とすることが好まし い。より好ましくは 0. 5%以下であり、さらに好ましくは 0. 3%以下である。なお、下限 は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に 0. 001%程度は混入する。
[0061] Caゝ REM, B:
Ca、希土類元素 (REM)や Bは凝固中に析出する酸化物や窒化物を微細化して、 铸片の健全性を保っため、その 1種又は 2種以上を添加しても良い。ただし、高価で あるため、総含有量で 0. 005%以下とすることが好ましい。下限は不純物レベルでも よい。
[0062] なお、鋼中に混入する「不純物」としては S、 N、 Sn等が挙げられる。 S、 Nについて は、できればその含有量を以下のように規制するのが望ま 、。
[0063] S :
Sは硫ィ匕物系介在物を形成して力卩ェ性を低下させる不純物元素であるため、その 含有量は 0.05%以下に抑えるのが望ましい。そして、一段と優れた加工性を確保し たい場合には、 0. 008%以下とすることが好ましい。より好ましくは 0. 003%以下で ある。
[0064] N:
Nは加工性を低下させる不純物元素であり、その含有量は 0.01%以下に抑えるこ とが望ましい。より好ましくは、 0.006%以下である。
[0065] (B)本発明に係る鋼板の組織につ！ヽて 本発明に係る鋼板は、フェライトを主相とし、主相とフェライト以外の第 2相とからな る組織を有する鋼板である。ここで「主相」とは組織を構成する相のうち該組織に占め る割合が最大となる相であるという意味である。主相のフェライトは、体積率で少なくと も 50%以上であることが好ましぐより好ましくは 60%以上である。フェライトの体積率 が 50%未満では、鋼板の延性やカ卩ェ性が損なわれる場合がある。
[0066] フ ライトの結晶粒径 (直径）は、鋼板の機械特性と熱的安定性、さらには加工性に 大きく影響する。
[0067] したがって、本発明に係る熱延鋼板に十分な強度と延性や熱的安定性さらにはカロ ェ性を確保するために、鋼板表面力も板厚の 1Z4の深さにおけるフェライトの平均 結晶粒径 D ( m)を、下記の (1)式及び (2)式を満足する一定の範囲にとどめる必要 がある。
1. 2≤D≤7 (1)式
D≤2. 7 + 5000/ (5 + 350·Ο+40·Μη) 2· · ·(2)式
すなわち、その一定の範囲とは、 1. 2 mを下限とし、そして、 2. 7 + 5000/ (5 + 350 · C +40 · Mn) 2 μ m及び 7 μ mのうちの小さ!/、方の値を上限とする範囲のことで ある。
[0068] そして、本発明に係る冷延鋼板に十分な強度と延性や熱的安定性さらには加工性 を確保するために、鋼板表面力も板厚の 1Z4の深さにおけるフェライトの平均結晶 粒径 D ( m)を、下記の (5)式及び (6)式を満足する一定の範囲にとどめる必要がある
[0069] 1. 2≤D≤9. 3 (5)式
D≤5. 0- 2. 0· θΓ+ 5000/ (5 + 350·Ο+40·Μη) 2· ·(6)ϊζ
すなわち、その一定の範囲とは、 1. 2 mを下限とし、そして、 5. 0- 2. O -Cr+ 5 000/ (5 + 350 · C +40 · Mn) 2 μ m及び 9. 3 μ mのうちの小さ!/、方の値を上限とす る範囲のことである。
[0070] ここで、フェライトの平均結晶粒径 Dの下限を 1. 2 mとするのは、 1. 2 m未満で は、加工硬化係数が極端に減少して延性や加工性が劣化するだけでなぐ微細フエ ライト組織の熱的安定性も劣化して、高温下で容易に粒成長するからである。より優 れた延性や力卩ェ性や熱的安定性を得るためには、フェライトの平均結晶粒径 Dの下 限を 1. 5 /z mとするのが好ましい。一方、フェライトの平均結晶粒径 Dの上限を、熱延 ま岡板については 2. 7 + 5000/ (5 + 350·。+40·Μη) 2 /ζ πι及び のうちの/ Jヽ さ!ヽ方の値、冷延ま岡板【こつ ヽて ίま 5. 0- 2. 0-Cr+ 5000/ (5 + 350-C+40-Mn ) 2 /ζ πι及び 9. 3 mのうちの小さい方の値、とするのは、これらのいずれかの値を超 えると、十分な強度が得られなくなるからである。より優れた強度を得るためには、フエ ライトの平均結晶粒径 Dの上限を、熱延鋼板については 2. 4 + 5000/ (5 + 350-C +40 ·Μη) 2 /ζ πι及び 5. 5 mのうちの小さい方の値、冷延鋼板については 4. 5 + 5 000/ (5 + 350 · C +40 · Mn) 2 μ m及び 8. 5 μ mのうちの小さ!/、方の値を上限とす るのが好ましい。なお、ここでは、 15° 以上の結晶方位差を持つ大角の粒界で囲ま れた領域を 1つの結晶粒と定義し、 15° 未満の小角の粒界は無視する。
[0071] さらに鋼板の熱的安定性を高めるためには、フェライトの結晶粒径の分布を一定の 範囲にとどめるのが好ましい。高温での粒成長が生じる一因は、粒界のエネルギー に基づく駆動力であり、微細なフ ライト組織の中に比較的大きなフ ライト結晶粒が 混在していると、大きなフェライト結晶粒が粒界を駆動力として周囲の微細なフェライ ト結晶粒と容易に一体化し、粒成長が急速に進展する。このため、高温でのフェライト 結晶粒の粒成長速度を抑制するためには、フ ライト結晶粒を微細化してその平均 結晶粒径 D ( μ m)を上記の (1)式及び (2)式を満足する一定の範囲にとどめることに加 えて、鋼板表面力 板厚の 1Z4の深さ位置におけるフェライトのうち、結晶粒径 d m)が下記の (4)式を満足する結晶粒の占める面積割合が 80%以上であることが好ま しい。
D/3≤d≤3D (4)式
すなわち、面積割合でフェライト結晶粒の 80%以上力 平均結晶粒径 ϋ ( /ζ πι)の 1 Ζ3から 3倍の範囲に収まるような粒径分布となることが好ましい。好ましくは 85%以 上のフ ライト結晶粒が平均結晶粒径 D ( m)の 1Z3から 3倍の範囲に収まるような 粒径分布となることであり、より好ましくは 90%以上のフェライト結晶粒が平均結晶粒 径 D ( m)の 1/3から 3倍の範囲に収まるような粒径分布となることである。
[0072] フェライトの結晶粒径とその分布を表面力 板厚の 1Z4の深さで定義する理由は、 本発明に係る熱延鋼板のフ ライト結晶粒径は板厚方向に変化するためである。本 発明に係る鋼板は、この深さのフェライト結晶粒組織を上記の範囲にすることで、所 望の機械特性と熱的安定性を確保することができる。特に粒径の熱的安定性は、板 の表面から内部に渡る広い範囲で統計を取ったときの粒径分布で決まるのではなく
、特定の深さで統計を取ったときの粒径分布で決まる。従って、板厚の 1Z4の深さで 表面に平行な断面で組織観察を行うか、もしくは、表面に垂直な断面で観察するの であれば、板厚の 1Z4の深さから 100 /z m以内の領域で観察を行い、統計を取る。
[0073] フェライト以外の第 2相は、パーライト、セメンタイト、ベイナイト、マルテンサイト、残 留オーステナイトや Fe以外の元素の炭窒化物など、一般に低炭素鉄鋼材料中に生 成することが知られる相であれば良 、。
[0074] 降伏比が 0. 75以上の機械特性と熱的安定性に優れる鋼板を効率的に製造する には、第 2相として、体積率で 50%未満のベイナイト、 30%未満のパーライト、 5%未 満の粒状セメンタイト、 5%未満のマルテンサイト及び 3%未満の残留オーステナイト 力 なる群力 選ばれた 1種又は 2種以上を総量で 50%未満含有させることが好まし い。より好ましくは総量で 40%未満である。ベイナイト、パーライト、粒状セメンタイトの 各体積率が上記の値を超えると、加工性が阻害される。また、マルテンサイトと残留 オーステナイトの体積率が上記の値を超えると、降伏比を 0. 75以上とすることが困 難となる。
[0075] 次に、降伏比が 0. 75未満の機械特性と熱的安定性に優れる鋼板を効率的に製造 するには、第 2相として、体積率で 5〜40%のマルテンサイトを含有させることが好ま しい。この場合、ベイナイト、パーライト及び粒状セメンタイトの体積率はできる限り減 少させる方が好ましい。残留オーステナイトは存在しても良いが、降伏比をより低下さ せ易くするには体積率で 3%以下とするのが好ましい。
[0076] また、引張強度 TSと全伸び E1の積が 18000以上の伸び特性に特に優れ、かつ熱 的安定性にも優れる鋼板を効率的に製造するには、第 2相として残留オーステナイト を体積率で 3〜30%含有させる。残留オーステナイトの体積率が 3%を下回ると伸び 特性が阻害されるおそれがあり、 30%を超えると熱的安定性が阻害されるおそれが ある。第 2相として含有させる残留オーステナイトの体積率は、 5〜25%とするのが好 ましい。
[0077] なお、フェライト以外の第 2相としては、上記したものの外に、体積率で 1 %以下の 微量の炭化物、窒化物、酸ィ匕物を含有させることもできる。これらには、 Ti、 Nb、 V、 Moの炭窒化物等がある。
[0078] (C)高温での粒成長速度につ!、て
フェライトの平均結晶粒径が上記の (1)式及び (2)式を満足する一定の範囲内にある 鋼板の粒成長速度の温度特性は、 700°C近傍の温度におけるフェライトの粒成長速 度によって決定される。したがって、鋼板表面力 板厚の 1Z4の深さ位置におけるフ ライトの平均結晶粒径の 700°Cにおける増加速度 X ( m/min)と前記平均結晶 粒径 D ( μ m)が下記の (3)式を満足することが必要となる。
D -X≤0. 1 (3)式
すなわち、フェライトの平均結晶粒径の増加速度 X m/min)と平均結晶粒径 D ( μ m)の積 D 'X ( mVmin)を、 0. 1 m2Zmin以下に保つことで、溶接や溶融 めっき工程における主要な熱履歴に対して安定となり、良好な熱的安定性が得られ る。より優れた熱安定性を得るためには、積 D 'Xを 0. 07 m2/min以下にするのが 好ましぐ 0. 05 /ζ πι2Ζπΰη以下にするのがさらに好ましい。
[0079] なお、後掲する実施例 2及び 3に示すように、フ ライトの平均結晶粒径の増加速度
Figure imgf000020_0001
と平均結晶粒径0 111)の積0* カ 0. 1 μ νη. / mi n以下である鋼板のフェライト結晶粒組織は、 850°Cで数十秒熱処理しても、殆ど粒 径の変化を示さない。本発明に係る鋼板のフェライトの結晶粒径 (直径）は、時間の 平方根に比例する通常の粒成長とは異なり、 700°Cではほぼ時間に比例して増加す る。したがって、フェライトの平均結晶粒径の増加速度 X ( mZmin)は、 700°Cで 1 時間程度の間の粒径変化を測定して、その変化率を平均することによって、求めるこ ととする。
[0080] また、さらに粒成長速度を低下させるため、フェライト結晶粒内の転位密度を 109Z cm2以下、より好ましくは 108Zcm2以下とすることが好まし 、。
[0081] (D) Znめっきについて
上述の組織とその熱的安定性を具備した微細粒熱延鋼板は、溶融めつきラインを 用いて Zn、 Zn— Al合金、 Al— Si合金、 Fe—Zn合金等の被覆を鋼板表面に施すこ とが可能である。
[0082] Zn—Al合金のめっき浴の組成としては、 Zn— (0.1〜60) %A1浴、更に Si及び Z 又は Mgを複合添加した浴などを用いる。また、 Al— Si合金のめっき浴の組成として は、 Al- (7〜13) %Si浴などを用いる。めっき浴中にはその他、 Fe、 V、 Mn、 Ti、 N b、 Ca、 Cr、 Niゝ W、 Cu、 Pb、 Sn、 Cd、 Sb力 0.10/0以下含まれて!/ヽても特に支障は ない。めっき後冷却された鋼板表面上の皮膜の組成は、浸漬並びに冷却時に鋼材と 溶融金属の間で元素の相互拡散が起こるため、一般にめつき浴組成よりは若干 Fe 濃度の高い組成となる。合金化溶融亜鉛めつきは、この相互拡散を積極的に利用し たものであり、皮膜中の Fe濃度は 7〜15%となる。めっき付着量は特に限定するもの ではないが、片面当たり 30〜200g/m2とするのが好ましぐそして、合金化溶融亜鉛 めっきの場合は、パウダリングが懸念されるため、 25〜60gZm2とするのが好ましい
[0083] 溶融めつきラインによるめつき法は、以下のとおりである。
[0084] 微細粒組織を達成した熱延鋼板は、酸洗工程を経て表層のスケールを除去した後 、連続溶融亜鉛めつきラインに通板される。入り側から、アルカリ脱脂、水洗を経た後 、予熱後水素を含有する雰囲気中で 550〜900°Cの温度に加熱し、鋼板表面の Fe 酸ィ匕物を還元して、この後のめっき処理に好適な表面を形成する。 550°C未満の温 度では還元が十分ではなぐ 900°Cを超える温度まで加熱するとフェライト組織が粗 大化する。めっき後にフェライト +パーライト組織もしくはフェライト +セメンタイト組織 とするには、 550°Cから 730°C近傍までの温度とすることが好ましい。一方、第 2相と してべイナイト、マルテンサイト、残留 γ等を生成させるには、 Α点から 900°Cまでの フェライトとオーステナイトの二相共存温度域まで昇温する方が好ましい。雰囲気中 の水素含有量は 5〜40%が好ましい。水素含有量が 5%未満では還元が十分に行 われない。 40%を超えると雰囲気ガスのコストが過度に増加する。水素以外の成分 は還元を阻害しないガスであれば良い。好ましくはコストの点から窒素である。均熱の 時間は、還元が十分に行われる時間であれば良ぐ特に指定しないが、一般に 10秒 以上である。上限は、フ ライトを粗大化させないために 5分以内、より好ましくは 2分 以内である。この還元のための加熱 ·均熱帯を経た後、鋼板温度はめつき浴温近傍 まで冷却され、めっき浴に浸漬後、所定の付着量に調整され、室温まで冷却される。 合金化溶融亜鉛めつきの場合は、上記のように溶融亜鉛めつきの後、 470〜600°C に再加熱して地鉄とめっき膜の間の反応を生じさせ、鋼板表面に Fe— Zn合金膜を 形成する。
[0085] このように、溶融めつき法では、鋼板はめつき浴中で加熱されるだけでなぐめっき 浴に浸される前の表面酸ィ匕層を還元する工程や、めっき浴浸漬後の合金化工程で も高温熱処理を受ける。しかし、本発明の鋼板のフェライト組織は熱的に安定である ために、これらの工程を経ても微細粒組織が保たれ、優れた機械特性を示す。さらに 、表面のフ ライト結晶粒が微細であるために、合金化反応速度が増加して、効率的 に生産できると 、う利点も有する。
[0086] なお、めっきを施す場合の鋼組成としては、 C : 0.001〜0.15%とし、 Si: 0.005〜l .5%及び Zまたは P : 0. 005-1. 0%とすることが好ましい。
[0087] (E)溶接性について
従来の低温圧延により作成した微細粒組織を有する鋼板では、熱的安定性に劣り 、 HAZ部が軟ィ匕するため、溶接部の特性が低下する。これに対して、本発明に係る 鋼板の熱的安定性は、鋼板そのものや上述の表面被膜を施した鋼板を溶接により接 合した場合においても、良好であり、レーザ、スポット、アーク等の溶接を用いた溶接 後の溶接部の成形性を向上させる。
[0088] アーク'プラズマ溶接やレーザ溶接に代表される溶融溶接においては、さらに、鋼 板の化学成分に関して、下記の (7)式で定義される炭素当量 Ceq (I)を 0. 06〜0. 6 %と規定するのが好まし 、。
Ceq (I) =C + Mn/6 + Si/ 24 + Cr/5
+ Mo/4+ Ni/40 +V/14 (7)式
ここで、式中の元素記号は各元素の鋼中の含有量 (単位:質量％)を示す。
[0089] Ceq (i)は、溶接部の最高硬さの指標であり、 Ceq (i)を 0. 06-0. 6%と規定する ことで、溶接後の部材の成形性を確保することができる。 Ceq (l)が 0.06%未満では 、焼入れ性に乏しいため、溶接金属部の硬さが、熱的に安定な細粒組織により強化 された母材の硬さよりも軟ら力べなるため、溶接部の加工性が低下する。そして、 0.6 %を超えると、焼入れ硬化により、溶接金属部及び熱的安定性を有した HAZ部では 、母材硬さに対する硬化が著しいため、溶接部の成形性が低下する。なお、 Ceq (I) を 0. 10〜0.5%と規定するのが好ましい。また、溶接部の硬化、脆ィ匕を生じさせる C の含有量を 0.17質量％以下とするのが好ましい。
[0090] 一方、母材への通電発熱により抵抗溶接が為されるスポット溶接において、継手強 度を確保するため、溶接部の硬度分布及び脆ィ匕抑制の観点から、化学組成に関し て、 C含有量を 0. 17質量％以下と規定し、かつ下記の (8)式で定義される炭素当量 Ceq (II)を 0. 03〜0.20%と規定するととも〖こ、さらに、継手強度を確保するための ナゲット径を広い条件範囲において得るために、下記の (9)式で定義される母材抵抗 の指標 Rspを 45以下と規定するのが好ましい。
Ceq (ll) =C + Mn/100 + Si/90 + Cr/100 - · '(8)式
Rsp = 13.5 X (Si+Al+0.4Mn+0.4Cr) + 12.2' . '(9)式
ここで、式中の元素記号は各元素の鋼中の含有量 (単位:質量％)を示す。
[0091] スポット溶接のような急冷熱サイクルでは、 C量による硬化、脆ィ匕への影響が大き!/ヽ ため、 C含有量は 0.17%以下とするのが好ましぐ 0.15%以下とするのがより好まし い。
[0092] Ceq (II)は、スポット溶接のような急冷熱サイクルにおける溶接部の最高硬さの指 標であり、 Ceq (II)を 0. 03〜0.20%と規定することで、抵抗溶接性に優れた溶接部 を得ることができる。 Ceq (II)が 0.03%未満では、焼入れ性に乏しいため、スポット溶 接部で得られる最高硬さが母材硬度に対して小さくなり、そのため継手強度評価試 験において、いわゆるボタン破断を得ることができる力 得られる最大破断荷重が小 さくなつてしまう。そして、 Ceq (Π)が 0.20%を超えると、焼入れ硬化により、溶接金属 部及び熱的安定性を有した HAZ部では、母材硬さに対する硬化'脆化が著しぐ強 度評価試験において、溶融金属部（ナゲット内）に割れを生じ、いわゆるボタン破断 を得ることが難しくなる。なお、 Ceq (II)を 0. 06〜0.17%と規定するのが好ましい。
[0093] 母材抵抗の指標 Rspは、継手強度を確保するための十分なナゲット (溶融接合部） 径をどの程度の広さの溶接条件範囲で得ることができるかの指標であり、抵抗溶接 性に優れた溶接部を得るためには、 45以下にすることが好ましい。 40以下にするの 力 り好ましい。
[0094] 広 、溶接条件範囲にて、継手強度を確保するためのナゲット径を得るためには、電 流密度と抵抗発熱が重要となる。ここで、電流密度は、溶接中の通電経路の断面積 により決まり、熱的安定性に優れる本発明鋼では、粒成長に起因した軟ィ匕を生じない ため、初期の通電経路の広がりを抑制し、十分なナゲット径が形成されやすい。一方 、抵抗発熱は母材の電気抵抗値の影響が大きぐ母材抵抗が大きい場合には、過剰 に抵抗発熱がなされ、適正条件範囲を超えると、チリ発生がし易くなる。なお、一般に 、スポット溶接の適正条件範囲とは、 4 X tのナゲット径が形成される溶接電流〜チ リ発生電流 (tは接合材の板厚）の範囲、又は、ボタン破断を示す最小電流〜チリ発 生電流の範囲を用いて表される。
[0095] (F)圧延について
圧延は、 1000°Cを超える温度から、レバースミルもしくはタンデムミルを用いて、ォ ーステナイト温度域で行う。工業的生産性の観点力 は、少なくとも最終の数段はタ ンデムミルを用いるのが好まし 、。
[0096] 連続铸造ゃ铸造 ·分塊により得たスラブ、ストリップキャスティングにより得た鋼板な どや、必要によってはそれらに一度、熱間又は冷間加工を加えたものを用い、それら が冷片であれば 1000°Cを超える温度に再加熱して圧延する。圧延の開始温度が 1 000°C以下になると、圧延荷重が過大になり、十分な圧延率を得ることが困難になる ばかりか、十分な圧延率の圧延を Ar点以上の温度で終了することも困難となり、所
3
望の機械特性や熱的安定性を得られなくなる。好ましくは 1025°C以上、より好ましく は 1050°C以上の温度力も圧延を開始する。上限は、オーステナイト粒の粗大化を抑 制するため、また、設備費用や加熱燃料費を抑制するため、 1350°C以下、好ましく は 1250°C以下とする。 TiCや NbCなどの析出物をオーステナイト中に十分に溶解さ せる必要がな 、鋼種の場合、この範囲の中でも比較的低 、温度（ 1050〜 1150°C) に再加熱することが好ましい。初期のオーステナイト結晶粒が微細化し、最終のフ ライト結晶粒も微細化し易くなるためである。
[0097] 圧延仕上げ温度は、圧延後にオーステナイトからフェライトへと変態させるために A r点以上かつ 780°C以上の温度範囲とする。仕上げ温度力 Ar点を下回ると、圧延
3 3
中にフェライトが発生する。また 780°C未満の温度では、圧延荷重が増大し、十分な 圧下を加えることが困難となるばかりか、圧延中に板表層部でフェライト変態が生じる 場合がある。好ましくは、 Ar点以上かつ 800°C以上の温度で圧延を終了する。
3
[0098] なお、圧延を終了する温度は、 Ar点以上かつ 780°C以上の温度範囲であれば低
3
い程良い。これは、圧延によってオーステナイトに導入されたカ卩ェ歪みの蓄積効果が 大きくなり、結晶粒の微細化が促進されるためである。本発明で用いる鋼種の Ar点
3 は、概ね 780力も 900。Cである。
[0099] 総圧下量は、フェライトの微細化を促進するため板厚減少率で 90%以上、好ましく は 92%、より好ましくは 94%以上である。圧延終了温度から「圧延終了温度 + 100 °C」までの温度範囲における板厚減少率で 40%以上とすることが好ま U、。より好ま しくは、圧延終了温度から「圧延終了温度 + 80°C」までの温度範囲における板厚減 少率で 60%以上である。圧延は、連続した複数パスの圧延とする。 1パス当たりの圧 下量は、好ましくは 15〜60%である。 1パス当たりの圧下量を大きく取る方がオース テナイトへの歪みを蓄積させ、変態によって生成するフェライトの結晶粒径を微細化 する意味力もは好ましいが、圧延荷重の増大が必要となるので、圧延設備が大型化 するだけでなぐ板形状の制御も困難になる。本発明の方法では、 1パス当たりの圧 下量を 40%以下とした複数パスの圧延でも微細なフェライト結晶粒を得ることができ る。したがって、特に板形状の制御を容易にしたいときには、最終の 2パスの圧下率 を 40%Zパス以下とすることが好まし 、。
[0100] (G)圧延後の冷却について
圧延を終了後、オーステナイトに導入された加工歪みを解放することなぐこれを駆 動力としてオーステナイトからフェライトへと変態させ、微細なフェライト結晶粒組織を 生成させるために、圧延終了力も 0. 4秒以内に 720°C以下の温度まで冷却する。好 ましくは圧延終了力も 0. 2秒以内に 720°C以下の温度まで冷却する。冷却は、水冷 を用いるのが望ましぐそして、その冷却速度は、空冷期間を除外し強制冷却を行つ ている期間の平均冷却速度として、 400°CZ秒以上とするの力 好ましい。
[0101] ここで、 720°C以下の温度に冷却されるまでの時間を規定する理由は、 720°Cを超 える温度で、冷却を停止もしくは鈍化させると、微細なフェライトが生成する以前に、 加工によって導入された歪みが解放されて、又は、歪みの存在形態が変化して、フエ ライトの核生成に有効ではなくなり、フ ライト結晶粒が顕著に粗大化するためである
[0102] 温度が 720°C以下に達すると、フェライト変態が活発化する変態温度域に入る。上 記のフェライト組織が得られるフェライト変態温度域は、この温度から 600°Cまでの間 の温度域である。したがって、 720°C以下に達した後、冷却を一次停止、もしくはそ の速度を鈍化させて、この温度域で 2秒以上保持させることによって、上記の熱的に 安定なフェライト結晶粒組織の形成を確実にすることができる。この温度域での保持 時間が短いと上記の熱的に安定なフ ライト結晶粒組織の形成が阻害されるおそれ がある。より好ましくは、 620〜700°Cの温度域で 3秒以上滞留させるのがよい。
[0103] 微細なフェライト結晶粒組織を主相とし、その中に体積率で 5%以上のマルテンサ イトを分散させた複相組織鋼とする場合は、上述の冷却 ·保持の後、 350°C以下の温 度まで冷却することが好まし 、。 40°CZs以上の冷却速度で 250°C以下の温度まで 冷却するの力 より好ましい。なお、 350°C以下の温度までの冷却を 20°C/s以下の 冷却速度で行うと、ベイナイトが発生し易くなつて、マルテンサイト生成を阻害するお それがある。
[0104] 一方、微細なフェライト結晶粒組織を主とし、体積率で 3〜30%の残留オーステナ イトが分散した複相組織鋼とする場合は、上述の冷却の後、 20°C/s以上の冷却速度 で 350〜500°Cまで冷却し、その後、 60°C°C/h以下の冷却速度で徐冷することが好 まし 、。 400〜500°Cまでの冷却速度を 50°C/s以上とすることがより好まし 、。
[0105] (H)冷却設備について
本発明において、上記の冷却を行う設備は限定されない。工業的には、水量密度 の高い水スプレー装置を用いることが好適である。例えば、圧延板搬送ローラーの間 に水スプレーヘッダーを配置し、板の上下力 十分な水量密度の高圧水を噴射する ことで冷去卩することができる。
[0106] (I)冷間圧延と焼鈍について
微細粒組織を持った薄鋼板を効率的に生産するため、熱間圧延した後、酸洗して 、さらに冷間圧延した後、焼鈍する。冷間圧延率は、焼鈍中のフェライトの再結晶を 促進するため 40%以上とし、圧延が困難となるため 90%以下とする。圧延設備に制 限はなぐタンデムミルやリバースミルを用いることができる。
[0107] 冷間圧延後、加工フ ライトを再結晶させ微細粒フ ライト組織とするため、熱処理 する。温度はフェライトの再結晶の生じる温度以上で結晶粒の粗大化を防ぐため 900 °C以下とする。好ましくは、 Ac点以上の温度かつ Ac点以下の温度である。 Ac点
1 3 1 未満ではフェライトの再結晶に長時間を要し、 Ac点を超えると組織がオーステナイト
3
単相となるため組織が粗大化し易いためである。焼鈍時間は、フェライトが再結晶す る時間以上で、上限に制限はない。通常の連続焼鈍設備やバッチ焼鈍設備などを 用いることができるが、効率的な生産のために連続焼鈍設備を用いて短時間の焼鈍 を行うことが好ましい。連続溶融メツキ設備を用いて溶融メツキを行う場合は、一般に メツキ設備に前焼鈍工程が具備されているため、冷間圧延後に焼鈍を行う必要はな ぐ冷間圧延材を直接メツキ設備に通板することができる。
[0108] 以下、実施例により、本発明を更に詳しく説明する。
実施例 1
[0109] 表 1に示すィ匕学組成を有する鋼種 A1〜A11の鋼を溶製し、熱間鍛造によって 30 mm厚さにした。その後、 1050°C以上に再加熱した後、試験用小型タンデムミルに て圧延を実施し、 2mmの板厚に仕上げた。
[0110] [表 1]
Figure imgf000028_0001
表 2に、その圧延仕上げ温度と冷却条件を示す。全ての圧延において、圧延の仕 上げ温度は、各鋼種の Ar点よりも高い温度とし、さらに、仕上げ温度〜 [仕上げ温 度 + 100°C]の温度域内で 3パス以上の多パス圧延を行なった。最終の 2パスの圧延 は、試験番号 3を除いて 35%Zパス以下の軽圧下圧延とした。試験番号 3について は最終の 2パスを 50 60%の大圧下圧延とした。圧延仕上げ後は、表 2に記載した とおり、水冷によって 500 720°Cの温度域内の所定の温度まで冷却した。なお、試 験番号によっては、水冷後に空冷時間を設けることで 720 600°Cにおける保持時 間を設けた。表 2には、 720〜600°Cの温度域における保持時間に加えて、そのうち の 700〜620°Cの温度域における保持時間をも示した。その後、約 100°C/sの速度 で室温までの水冷を行うか、又は、 600〜400°Cの温度域内の所定の温度までの水 冷後に炉中で炉冷を行うことによって、種々の第 2相の組織を有する鋼板を作製した [表 2]
Figure imgf000030_0001
[0113] このようにして得られた熱延鋼板の組織について、走査電子顕微鏡を用いることに よって鋼板板厚の断面を観察した。
[0114] フェライトの結晶粒径およびその粒径分布については、板表面から板厚の 1 4の 深さにて、 EBSP (Electron Back Scattering Pattern)法を用いて結晶方位解析を 行うことで求めた。各相の体積率の測定は、板表面力も板厚の 1Z4の深さにて、ナイ タール又はピクリン酸で腐食した組織を走査電子顕微鏡を用いて観察することで行 つた。なお、本実施例で製造した鋼板のフェライト相以外の第 2相の組織は、パーラ イト、ベイナイト、そして、粒内の球状セメンタイト又は粒界セメンタイトであった。
[0115] 本発明の鋼板に関しては、鋼板表面から 100 mの深さ位置における結晶粒径と 板厚の中心部分における結晶粒径を上記と同じ方法で測定した。その結果、全ての 本発明鋼板に関し 100 μ mの深さ位置における結晶粒径は板厚中心における粒径 の 60%以下、板厚の 1Z4の深さにおける粒径は板厚中心における粒径の 85%以 下であった。
[0116] 機械的性質については、引張特性を JIS5号引張試験片にて行い、引張強度 TS (
MPa)、降伏比 YR及び全伸び El (%)を評価した。
[0117] 熱的安定性については、 700°Cの塩浴に 10、 30又は 60分間浸した後、急冷し、 上記したのと同じ方法で粒径を測定し、焼鈍前粒径 d m)と焼鈍後粒径 d m)
0 1 の差を、焼鈍時間 (min)で割り算をすることによって、平均結晶粒径の増加速度 X( μ mZ min)を算出した。
[0118] 表 3に、このようにして得られた熱延鋼板の組織とその性質および引張試験結果を 示す。ここで、試験番号 1は、 720〜600°Cの温度域における保持時間が 0. 8秒と短 いため、フェライト体積率は 14. 8%と少ないだけでなぐ 700°Cで焼鈍したときの粒 成長速度も大きぐ熱的安定性に劣る。試験番号 3は、低温で大圧下圧延を採用し たため、粒径が 1. 13 mと過度に細かぐ熱的安定性と強度 '伸びバランスに劣る。 試験番号 5は、仕上圧延の終了直後に 720°Cまで冷却するのに 1. 52秒の時間を要 したため、フェライトの平均結晶粒径が 4. 52 /z mとなって粗粒ィ匕するとともに混粒組 織となり、熱的安定性に劣る。試験番号 19は、 720〜600°Cの温度域における保持 時間が 0. 2秒と極めて短いため、 95%を超えるベイナイト組織になり、フェライト体積 率は 5%未満と少ない。これらの比較例に対して、冷却条件が本発明の範囲内であ る本発明例は、熱的安定性および機械的性質の両方に優れている。
[0119] [表 3] 表 3
Figure imgf000032_0001
*1:フェライト 積率が過少のため，測定不可
実施例 2
[0120] 表 4に示す化学組成を有する鋼種 1〜 5からなる鋼片（サイズ: 80mm幅 X 100mm 長 X 35mm厚）を、表 5に示す条件で Ar点以上の温度で熱間圧延後、水冷し、板
3
厚が 1. 2mmの熱延鋼板を得た。
[0121] [表 4] 4
Figure imgf000033_0001
[0122] [表 5]
表 5
Figure imgf000034_0002
Figure imgf000034_0001
結晶粒径、その粒径分布と転位密度の測定を行い、そして、熱的安定性の評価を行 つた。なお、フェライト結晶粒径、その粒径分布と転位密度の測定を行い、そして、熱 的安定性の評価については、前記したのと同じ方法で行った。転位密度 p (cm-2) は、透過電子顕微鏡観察により明視野像において、任意の線分の長さ L (cm)と転位 線との交切点の数 Nを測定し、膜厚 t (cm)として、次の (10)式にしたがって求めた。
p =2N/Lt (10)式
フェライト結晶粒の熱的安定性については、 700°Cの塩浴に 10、 30又は 60分浸し た後、急冷し、前記したのと同じ方法で粒径を測定し、焼鈍前粒径 d ( μ m)
0 と焼鈍後 粒径 d m)の差を、焼鈍時間 (min)で割り算をすることによって、平均結晶粒径の 増加速度 X ( μ m/min)算出した。
[0124] 本発明鋼板に関しては、鋼板表面から 100 μ mの深さ位置における結晶粒径と板 厚の中心部分における結晶粒径を前記したのと同じ方法で測定した。その結果、全 ての本発明鋼板に関し 100 μ mの深さ位置における結晶粒径は板厚中心における 粒径の 60%以下、板厚の 1Z4の深さにおける粒径は板厚中心における粒径の 85 %以下であった。
[0125] このようにして得られた熱延鋼板の機械特性に及ぼす熱処理の影響を明らかにす る目的で、 730〜830°Cの範囲で再加熱処理を行った後、再度、フェライト平均結晶 粒径を測定した。ここで、機械的性質については、引張特性を JIS5号引張試験片に て行い、引張強度 TS (MPa)、降伏比 YR及び全伸び El(%)を評価した。
[0126] 表 6に、このようにして得られた熱延鋼板の組織とその性質および引張試験結果、 さらに、 730〜830°Cの範囲で再加熱処理を行った後、再度、フェライト平均結晶粒 径を測定した結果を示す。ここで、試験番号 C及び Fは、熱延後の鋼板は機械特性 に劣るとともに熱的安定性にも劣る。そして、再加熱処理によって、そのフェライト結 晶粒径が 8 mを超えるようになり、一層機械特性が劣化することが確認できた。これ らの比較例に対して、本発明例の熱的安定性に優れる鋼板は、優れた機械特性を 示すととも〖こ、 730°C〜830°Cで数十秒熱処理をしても、殆んど粒径の変化を示さな い。よって、本発明に係る鋼板は、熱処理後も細粒強化されていることが確認できた
[9挲] [Ζ2Ϊ0] CSTC/900Zdf/X3d P£ 蒙 OOZ OAV 表 6
Figure imgf000037_0001
実施例 3
[0128] 表 7に示す化学組成を有する鋼種 AA〜AZの鋼を溶製し、熱間鍛造によって 30m m厚さにした。その後 1100〜1200°Cの温度に再加熱した後、 Ar点よりも高い温度
3
で 5パスの圧延を行い、 2mmの板厚に仕上げた。最終の 2パスの圧延は、 35%Zパ ス以下の軽圧下圧延とした。圧延後、表 8に示す条件で冷却した。得られた鋼材の組 織は、走査型電子顕微鏡 (SEM)を用いて鋼板板厚の断面を観察した。
[0129] [表 7]
Figure imgf000038_0001
[0130] [表 8]
Figure imgf000039_0001
[0131] フェライト結晶粒径および粒径分布については、板表面から板厚の 1Z4の深さに て、 EBSP (Electron Back Scattering Pattern)法を用いて結晶方位解析を行うことで 求めた。各相の体積率の測定は、板表面力 板厚の 1Z4の深さにて、ナイタール又 はピクリン酸で腐食した組織を SEMを用いて観察することで行った nフェライト体積 率及びマルテンサイト体積率については、板表面力も板厚の 1Z4の深さにて、いわ ゆるメッシュ法にて測定し、これらの算術平均値で示した。さらに、圧延材から JIS5号 試験片を採取し、常温引張り試験にて機械的特性を評価した。
[0132] 本発明鋼板に関しては、鋼板表面から 100 μ mの深さ位置における結晶粒径と板 厚の中心部分における結晶粒径を前記したのと同じ方法で測定した。その結果、全 ての本発明鋼板に関し 100 μ mの深さ位置における結晶粒径は板厚中心における 粒径の 60%以下、板厚の 1Z4の深さにおける粒径は板厚中心における粒径の 85 %以下であった。
[0133] 熱的安定性については、 700°Cの塩浴に 10、 30又は 60分間浸した後、急冷し、 前記したのと同じ方法で、平均結晶粒径の増加速度 X m/min)を算出した。
[0134] これらの結果を表 9に示す。ここで、試験番号 A10は、フェライト結晶粒径が 4. 57 mと粗大であるとともにフェライトの体積率が小さいため、そして、試験番号 A8〜A 9及び Al lは、平均結晶粒径の増加速度 Xと平均結晶粒径 Dの積 D 'Xが 0. Ι μ ΐη Zminを超えるとともにフェライトの体積率が小さいため、機械特性にも劣るとともに熱 的安定性に劣る。これらの比較例に対して、試験番号 A1〜A7の本発明例は、軽圧 下圧延としたにもかかわらず 2. 5 m前後の微細なフェライト結晶粒径を有するととも に、 50体積％以上のフェライトと 10体積％以上のマルテンサイトからなる鋼板となつ ている。これらのフェライト組織は熱的に安定であり、またマルテンサイトを適量含む フェライト組織となって 、るため、高強度でかつ良好な伸び特性が得られる。
[0135] [表 9]
Figure imgf000041_0001
実施例 4
表 10に示す化学組成を有する鋼種 A1 A10の鋼を溶製し、熱間鍛造によって 35 mm厚さにした。その後、 1050 1250°Cの温度に再加熱した後、 Ar点よりも高い
3
温度で 5パスの圧延を行い、 1. 5mmの板厚に仕上げた。圧延後、表 11に示す条件 で冷却した。得られた鋼材の組織は、走査型電子顕微鏡 (SEM)を用いて鋼板板厚 の断面を観察した。
[urn [8sio]
Figure imgf000042_0001
SSIO OAV
Figure imgf000043_0001
フェライト結晶粒径および粒径分布については、板表面力も板厚の i/4の深さに て、 EBSP (Electron Back Scattering Pattern)法を用いて結晶方位解析を行うことで 求めた。各相の体積率の測定は、板表面力 板厚の 1Z4の深さにて、ナイタール又 はピクリン酸で腐食した組織を SEMを用いて観察することで行った。フェライト体積 率については、板表面力も板厚の 1Z4の深さにて、いわゆるメッシュ法にて測定し、 これらの算術平均値で示した。また、残留オーステナイト体積率は X線回折測定から 求めた。さらに、圧延材から JIS5号試験片を採取し、常温引張り試験にて機械的特 性を評価した。熱的安定性については、 700°Cの塩浴に 10、 30又は 60分間浸した 後、急冷し、前記したのと同じ方法で、平均結晶粒径の増加速度 X mZmin)を 算出した。
[0140] 本発明鋼板に関しては、鋼板表面から 100 μ mの深さ位置における結晶粒径と板 厚の中心部分における結晶粒径を前記したのと同じ方法で測定した。その結果、全 ての本発明鋼板に関し 100 μ mの深さ位置における結晶粒径は板厚中心における 粒径の 60%以下、板厚の 1Z4の深さにおける粒径は板厚中心における粒径の 85 %以下であった。
[0141] これらの結果を表 12に示す。ここで、試験番号 1〜8及び 10の本発明例は、フェラ イトは細粒であり、かつ熱的安定性と機械的特性に優れている。これに対して、試験 番号 9及び 11〜13の比較例は、本発明例に比べて熱的安定性と機械的特性に劣 る。
[0142] [表 12]
Figure imgf000045_0001
実施例 5
表 13に示す化学組成を有する鋼種 A〜Cの鋼力もなる 50mm厚さのスラブを、表 1 4に示す圧延条件で連続する 6パスで総圧下率 96%の熱間圧延した後、表 14に示 す冷却条件で冷却して、板厚 2mmの鋼板を得た。
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Figure imgf000047_0001
本発明例の試料 1 4及び 6並びに比較例の試料 3及び 5は終段 2パスの圧延率を 40 35%の軽圧下とし、比較例の試料 2及び 7は低温圧延で最終パスの圧延率を 6 5%の大圧下とした。圧延後、酸洗処理を行い、スケールを除去した。この供試材を 8 O X 200mmの大きさに裁断し、縦型溶融 Znめっき装置を用い、以下の条件でめっき を行った。
[0147] まず、板厚 2. Ommの鋼板を 75°Cの NaOH溶液で脱脂洗浄し、雰囲気ガス N + 2
2
0%H 露点 40°Cの雰囲気中で 600、 720、又は 840°Cで 60秒焼鈍した。焼鈍後
2、
、浴温近傍まで鋼板を冷却し、各種めつき浴で 3秒間浸漬した後、ワイビング方式に よりめつき片面付着量を 50gZm2に調整した。合金化処理を行う場合は引き続き、赤 外線加熱装置を用いてめっき鋼板に 500°Cで 30秒の加熱処理を施した。冷却速度 は、風量及びミスト量を変化させることによって、調整した。また、めっき後の調質圧延 は、ロールの Raを 1〜5 μ mとし、荷重を 200トン/ mとした。
[0148] 熱間圧延後およびめつき後の鋼板の表面力 板厚の 1Z4におけるフェライトの結 晶粒径と粒径分布を EBSPにより、鋼組織の各相の体積率を腐食組織の SEM観察 と X線回折測定により、さらにフ ライト結晶粒内の転位密度を透過型電子顕微鏡に て調査した。また、めっき後の鋼板については、 JIS5号引張り試験片を採取して引張 り特性を調査した。
[0149] 本発明鋼板に関しては、鋼板表面から 100 μ mの深さ位置における結晶粒径と板 厚の中心部分における結晶粒径を前記したのと同じ方法で測定した。その結果、全 ての本発明鋼板に関し 100 μ mの深さ位置における結晶粒径は板厚中心における 粒径の 60%以下、板厚の 1Z4の深さにおける粒径は板厚中心における粒径の 85 %以下であった。
[0150] これらの結果を表 15に示す。ここで、試験番号 1〜3、 6〜8、 10及び 12の本発明 例に係る微細フ ライト結晶粒組織の熱延鋼板は、高 ヽ熱的組織安定性をもっため 、溶融めつき処理を施してもフェライト結晶粒径がほとんど増加することはないし、そ の微細フェライト組織は適度な粒径分布と低転位密度を保持する。したがって、めつ き後も、機械特性と熱的安定性がともに優れている。これに対して、試験番号 4〜5、 9及び 11の比較例は、本発明例に比べて熱的安定性や機械特性が劣る。
[0151] [表 15] 表
Figure imgf000049_0001
実施例 6
[0152] 実施例 1 3及び 5に示す板厚 2mmの鋼板に対し、プラズマ溶接 (溶接速度： 0. 5 m/min,溶接電流：約 180A)及びレーザ溶接 (溶接速度： 1. OmZmin、集光スポ ット直径: 0. 6mm,出力： 3000W)により、突き合わせ貫通溶接を実施した。表 16に 、鋼板の主成分と炭素当量 Ceq (I)を示す。
[0153] [表 16]
Figure imgf000050_0001
得られた溶接部の特性評価は、直径 50mmの球頭張り出し試験を用いて実施した 。球頭張り出し試験体の形状を図 1に示す。（a)が主歪み方向が溶接線 2の方向に対 して平行のとき (Type I)であり、（b)が主歪み方向が溶接線 2の方向に対して垂直のと さ（Type
II)である。球頭張り出し試験体 1を、溶接部からそれぞれ切り出して、その張り出し高 さ、破断位置を評価した。
[0155] その結果を表 17に示す。ここで、試験番号 13のものは Ceq (I)が小さぐ溶接時に 溶融'凝固したビード部分が母材と比べて軟らかぐ Type IIの試験においてビードで 破断が生じる。試験番号 14のものは Ceq (I)が過大なためにビード部が過度に硬化 し、 Type Iの試験においてビード割れが生じる。試験番号 15のものは低温圧延により 作製した微細粒組織鋼板であり、熱的安定性に劣り、そのためビード部は適度な硬 度を持つにもかかわらず、 HAZ部が軟ィヒするため、 Type
IIの試験において HAZにて破断が生じる。これらに対して、試験番号 1〜12は、プラ スマゃレーザを用いた溶融溶接を行っても、溶接部を含む部位にぉ 、て高 、加工性 を示し、溶接後の成形性に優れることが分かる。
[0156] [表 17]
Figure imgf000051_0001
実施例 7
実施例 1、 3、 4及び 5に示す引張強度 TSが 440〜780MPaクラスの強度を持つ板 厚 2mmの微細粒熱延鋼板と、これらとほぼ同じ引張強度を有する市販の粗粒熱延 鋼板を用いて、抵抗溶接性を評価した。表 18に、それぞれの熱延鋼板の引張強度 T Sと主要な化学組成と炭素当量 Ceq (II)等を示す。
[表 18]
Figure imgf000053_0001
30X 100mmの試験片を切り出し、ラップ代を 30mmとして、重ね合わせ、 8mm直 径のドーム型電極を用いて、加圧力 3920N(400kg'f)、通電時間 30サイクルの条 件にて、溶接電流を種々に変化させて継手を作成した。
[0160] チリ発生電流を測定するとともに、剪断引張試験を実施して、その継手の最大破断 荷重を評価した。また、スポット溶接部の断面マクロ観察を行い、ピクリン酸腐食後の ナゲット径を測定することにより、 4 tのナゲット径形成力 チリ発生までの電流範囲 及び継手のボタン破断力もチリ発生までの電流範囲を求めて、抵抗溶接性を評価し た。なお、継手の最大破断荷重は、ボタン破断した条件のうちで最小ボタン径が得ら れた継手における最大破断荷重を示す。
[0161] その結果を表 19に示す。ここで、試験番号 1は、 Ceq (II)が過小であるため、溶接 部の最高硬さが低ぐ継手強度が低下する。また、試験番号 10〜： 12は、 Ceq (II)又 は Rspが過大であるため、いずれも、ボタン破断からチリ発生までの電流範囲が小さ い。試験番号 14は、低温圧延により作成した微細粒組織鋼板であり、熱的安定性に 劣り、そのためビード部は適度な硬度を持つにもかかわらず、 HAZ部が軟化するた め、継ぎ手強度が低い。そして、試験番号 3、 6及び 13は、市販の粗粒熱延鋼板であ り、熱的安定性に劣る上に、いずれも、ボタン破断からチリ発生までの電流範囲が小 さい。これに対して、試験番号 2、 4〜5及び 7〜9の鋼板は、優れた機械的特性を有 するとともに、広い溶接適正電流範囲を持ち、優れた抵抗溶接性を示す。
[0162] [表 19] 1 9
Figure imgf000054_0001
実施例 8 [0163] 実施例 1の表 1に示す化学組成 Alを有する鋼を溶製し、熱間鍛造によって 30mm 厚さにした。その後、 1000°Cに再加熱した後、試験用小型タンデムミルにて圧延を 実施し、 1. 3mmの板厚に仕上げた。圧延仕上げ温度は 830°Cであり、 Ar点よりも
3 高い温度とした。最終の 3パスの圧延は、 40〜50%の大圧下圧延とした。圧延仕上 げ後は、 0. 05秒後に水冷を開始し、 1000°CZ秒以上の冷却速度で 680°Cの温度 に冷却し、約 4秒放冷して、 600°Cとなった後、再度水冷して、室温まで冷却した。そ の後、酸洗して、 0. 5mm厚まで圧下率 62%で冷間圧延し、焼鈍した。焼鈍は 800 °Cの塩浴に約 2分浸漬した後、室温まで水冷した。
[0164] 熱間圧延後のフ ライトの平均結晶粒径は表面力 板厚の 1Z16深さ、 1Z4の深 さ、および板厚中心位置で各々 1. 4、 1. 7及び 2. 3 mであった。フェライトの体積 率は 93%で第 2相はべイナイトもしくはマルテンサイトであった。また、表面から板厚 の 1Z4の深さ位置において、フェライトの 90%以上がその深さの平均粒径の 1Z3 力 3倍の間の粒径であり、 700°Cにおける粒成長速度と粒径の積 Xは 0. 026 μ ra /min ( = 0. 015 /z mZmin X l . であった。図 2は 700°Cにおけるフェライト の粒径の時間変化を示すものであり、この図力 粒成長速度は 0. 015 /z mZminと 小さいことが分かる。なお、フェライト粒の形態は等軸である。
[0165] 冷間圧延および焼鈍後の粒径の焼鈍時間による変化を図 3に示す。焼鈍時間零の データは熱間圧延後の粒径である。焼鈍によって、粒径は大きくなるものの、その変 化は小さく焼鈍後も表面力 板厚の 1Z16深さ、 1Z4深さ、及び板厚中心で各々 2. 2、 2. 4及び 2. 9 mと微細である。焼鈍時間延長による粗大化も見られない。同じ 組成の巿販冷延鋼板の結晶粒径は約 7. 5 mであり、本発明の鋼板の粒径は約 1 Z3になっている。このときの糸且織の例（800°C、 5min焼鈍）を図 4に示す。本発明鋼 板の焼鈍後のフェライトの体積率は約 70%、第 2相はマルテンサイトであった。 700 °Cにおける粒成長速度と粒径の積 Xは約 0. 02 /ζ πι2Ζπΰηであった。また、表面から 板厚の 1Z4の深さにおいて、フェライトの 90%以上がその深さの平均粒径の 1Z3 力も 3倍の間の粒径をもっていた。
実施例 9
[0166] 実施例 8の熱延鋼板を同様に、酸洗後、 0. 5mmの板厚になるまで圧下率 62%で 冷間圧延したのち、焼鈍した。焼鈍は、工業的な連続焼鈍ラインの熱処理工程を模 擬するものとした。昇温速度は 10〜15°CZ秒、均熱温度は 750°C又は 800°Cとし、 圧延後の冷却条件は、均熱温度が 750°Cのときは連続 Zn合金メッキ処理に相当す るものとし、均熱温度が 800°Cのときは 400°Cから 320°Cまでを徐冷する過時効処理 をカロえたものとした。
[0167] 冷間圧延および熱処理後のフェライトの粒径は、均熱温度が 750°Cのとき、表面か ら板厚の 1Z16深さ、 1Z4深さ及び板厚中心で各々 3. 5、 3. 8及び 4. 1 m、均熱 温度が 800°Cのとき、 4. 2、 4. 6及び 5. O /z mであった。この粒径は同じ組成の巿販 冷延鋼板の結晶粒径、約 7. 5 mの 50ないし 60%である。均熱温度が 750°Cの材 料の組織の一例を図 5に示す。 700°Cにおける粒成長速度と粒径の積 Xは 0. 01 m2Zmin以下であり、測定時間（30分)以内では粒径は殆ど変化しな力つた。また、 表面から板厚の 1Z4の深さにおいて、フェライトの 90%以上がその深さの平均粒径 の 1Z3から 3倍の間の粒径であった。フェライトの体積率はいずれの鋼板も 93%以 上であり、第 2相はパーライトであった。これらの鋼板の機械特性を表 20に示す。 本発明鋼の降伏強度は同組成の巿販鋼に比較して、 60から 80MPaも上昇し、引つ 張り強度も 30から 50MPa増加していることが分かる。均一伸び (UEL)は強度の増 加にも拘わらず巿販鋼とほぼ同程度である。全伸び ELは低下している力 これは巿 販鋼の板厚が 1. 2mmと厚いことが原因で、板厚差を考慮すると本発明鋼の強度お よび伸びバランスは巿販鋼と同程度もしくはそれ以上である。
[0168] [表 20]
表 2 0'
Figure imgf000056_0001
本発明鋼の降伏強度は同組成の巿販鋼に比較して、 60から 80MPaも上昇し、 つ張り強度も 30から 50MPa増加していることが分かる。均一伸び (UEL)は強度の 増加にもかかわらず、巿販鋼とほぼ同程度である。全伸び (EL)は低下している力 これは市販鋼の板厚が 1. 2mmと厚いことが原因であり、板厚差を考慮すると本発明 鋼の強度および伸びバランスは市販鋼と同程度もしくはそれ以上である。
産業上の利用可能性
[0170] 本発明の鋼板は、超微細な結晶粒を有し、溶接や溶融めつき工程の熱に耐えるこ とができる熱的安定性と機械特性に優れる。また、このような熱的安定性と機械特性 に優れる鋼板は、本発明の方法によって、容易に製造することができる。
図面の簡単な説明
[0171] [図 1]球頭張り出し試験体の形状である。（a)が主歪み方向が溶接線方向に対して平 行のときであり、 (b)が主歪み方向が溶接線方向に対して垂直のときである。
[図 2]表面力 板厚の 1Z4の深さにおけるフ ライト粒径の時間変化を示す。
[図 3]冷延 ·焼鈍後のフェライト粒径の焼鈍時間による変化を示す。
[図 4]冷延後、 800°C X 5分間の焼鈍後の組織を示す。
[図 5]冷延後、 750°Cでの焼鈍後の組織の一例を示す。
符号の説明
[0172] 1 球頭張り出し試験体
2 溶接線

Claims

請求の範囲 [1] フェライトを主相とする炭素鋼または低合金鋼力もなる鋼板であって、鋼板表面力 板厚の 1Z4の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径 D ( m)が下記の (1)式 及び (2)式を満足するとともに、鋼板表面力 板厚の 1Z4の深さ位置におけるフェラ イトの平均結晶粒径の 700°Cにおける増加速度 X( m/min)と前記平均結晶粒径 D ( m)が下記の (3)式を満足することを特徴とする熱延鋼板。
1. 2≤D≤7 (1)式
D≤2. 7 + 5000/ (5 + 350·Ο+40·Μη) 2· · ·(2)式
D-X≤0. 1 (3)式
ここで、 Cおよび Mnは鋼中の各元素の含有量（単位:質量％)を示す。
[2] 鋼板表面力 板厚の 1Z4の深さ位置において、結晶粒径 d m)が下記の (4)式 を満足するフェライト結晶粒の前記位置におけるフェライトの占める面積割合が 80% 以上であることを特徴とする請求項 1に記載の熱延鋼板。
D/3≤d≤3D (4)式
ここで、 Dは鋼板表面力 板厚の 1Z4の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径 ( μ m)を示す。
[3] フェライトを主相とする炭素鋼または低合金鋼力 なる鋼板であって、鋼板表面力 板厚の 1Z4の深さにおけるフェライトの平均結晶粒径 D ( m)が下記の (5)式及び (6 )式を満足するとともに、鋼板表面力 板厚の 1Z4の深さ位置におけるフェライトの平 均結晶粒径の 700°Cにおける増加速度 X m/min)と前記平均結晶粒径 D ( μ m )が下記の (3)式を満足し、
1. 2≤D≤9. 3 (5)式
D≤5. 0- 2. 0· θΓ+ 5000/ (5 + 350·Ο+40·Μη) 2· ·(6)ϊζ
D-X≤0. 1 (3)式
かつ、鋼板表面力 板厚の 1Z4の深さ位置において、結晶粒径 d m)が下記の (4 )式を満足するフェライト結晶粒の前記位置におけるフェライトの占める面積割合が 8 0%以上であることを特徴とする冷延鋼板。
D/3≤d≤3D (4)式 ここで、 C、 Crおよび Mnは鋼中の各元素の含有量（単位：質量％)を示す。
[4] 請求項 1から 3までのいずれかに記載の鋼板において、フェライト以外の第 2相とし て、体積率で、 50%未満のベイナイト、 30%未満のパーライト、 5%未満の粒状セメ ンタイト、 5%未満のマルテンサイトおよび 3%未満の残留オーステナイトからなる群か ら選ばれた 1種または 2種以上を合計で 50%未満含有するとともに、降伏比が 0. 75 以上であることを特徴とする熱延鋼板又は冷延鋼板。
[5] 請求項 1から 3までのいずれかに記載の鋼板において、フェライト以外の第 2相とし て、体積率で、 5〜40%のマルテンサイトを含有するとともに、降伏比が 0. 75未満で あることを特徴とする熱延鋼板又は冷延鋼板。
[6] 請求項 1から 3までのいずれかに記載の鋼板において、フェライト以外の第 2相とし て、体積率で、 3〜30%の残留オーステナイトを含有するとともに、引張強度 TS (M Pa)と全伸び El (%)との積 TS X Elが 18000 (MPa' %)以上であることを特徴とする 熱延鋼板又は冷延鋼板。
[7] 鋼板表面力 板厚の 1Z16の深さ位置における平均結晶粒径 Ds ( m)、鋼板表 面力 板厚の 1Z4の深さ位置における平均結晶粒径 D ( m)、板厚の中心部分に おける平均結晶粒径 Dc m)の間に、 Ds≤0. 75Dcおよび D≤0. 9Dcなる関係 を満足することを特徴とする、請求項 1、 2、 4、 5および 6のいずれかに記載の熱延鋼 板。
[8] 鋼板表面力も板厚の 1Z16の深さ位置における平均結晶粒径 Ds ( m)、板厚の 中心部分における平均結晶粒径 Dc ( m)の間に、 Ds≤0. 9Dcなる関係を満足す ることを特徴とする、請求項 3から 6までのいずれかに記載の冷延鋼板。
[9] 下記の (7)式で定義される炭素当量 Ceq (I)が 0. 06〜0. 6%であることを特徴とす る、請求項 1から 8までの 、ずれかに記載の熱延鋼板又は冷延鋼板。
Ceq (I) =C + Mn/6 + Si/ 24 + Cr/5
+ Mo/4+ Ni/40 +V/14 (7)式
ここで、式中の元素記号は各元素の鋼中の含有量 (単位:質量％)を示す。
[10] C含有量が 0. 17質量％以下であり、かつ下記の (8)式で定義される炭素当量 Ceq ( II)が 0. 03〜0.20%であり、さらに、下記の (9)式で定義される母材抵抗の指標 Rsp が 45以下であることを特徴とする、請求項 1から 8までの 、ずれかに記載の熱延鋼板 又は冷延鋼板。
Ceq (ll) =C + Mn/100 + Si/90 + Cr/100 - · '(8)式
Rsp = 13.5 X (Si+Al+0.4Mn+0.4Cr) + 12.2' . '(9)式
ここで、式中の元素記号は各元素の鋼中の含有量 (単位:質量％)を示す。
[11] 請求項 1から 10までのいずれかに記載の熱延鋼板の表面に、 Zn、 Al、 Zn— A1合 金または Fe—Zn合金の被覆層を備えることを特徴とする、溶融めつき熱延鋼板又は 冷延鋼板。
[12] 炭素鋼又は低合金鋼からなるスラブを多パス熱間圧延して熱延鋼板を製造する方 法であって、最終の圧延パスを Ar点以上かつ 780°C以上の温度で終了し、その後
3
400°CZ秒以上の冷却速度で 0. 4秒以内に 720°C以下まで冷却した後、 600-72 0°Cの温度域で 2秒以上保持することを特徴とする、請求項 1、 2、 4、 5、 6、 7、 9、 10 および 11の 、ずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
[13] 請求項 12に記載の方法により得られた熱延鋼板を酸洗後、 40〜90%の圧延率で 冷間圧延した後、 900°C以下の温度で熱処理することを特徴とする、請求項 3、 4、 5 、 6、 8、 9および 10のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。
[14] 請求項 12に記載の方法により得られた熱延鋼板を酸洗後、もしくは酸洗後さらに 4 0〜90%の圧延率で冷間圧延した後、連続溶融めつきラインにて溶融めつきを施す ことを特徴とする、請求項 11記載の溶融めつき熱延鋼板または溶融めつき冷延鋼板 の製造方法。
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