WO2011111332A1 - 高強度鋼板の製造方法 - Google Patents

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WO2011111332A1
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less
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austenite
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松田　広志
船川　義正
田中　靖
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a high-strength steel sheet having a tensile strength (TS) of 980 MPa or more excellent in workability, particularly ductility and stretch flangeability, used in industrial fields such as automobiles and electricity.
  • TS tensile strength
  • the workability of the steel plate is strongly influenced by the workability of the hard phase. That is, when the ratio of the hard phase is small and the amount of soft polygonal ferrite is large, the deformability of the polygonal ferrite becomes dominant with respect to the workability of the steel sheet, and even when the hard phase has insufficient workability. Workability such as ductility is ensured. However, if the ratio of the hard phase is large, the deformability of the hard phase itself, not the deformation of polygonal ferrite, directly affects the workability of the steel sheet. The performance will be greatly degraded.
  • steel plates having a hard phase other than martensite there are steel plates in which the main phase is polygonal ferrite, the hard phase is bainite or pearlite, and carbide is generated in the hard phase bainite or pearlite.
  • This steel sheet is not intended to improve workability with polygonal ferrite alone, but to improve the workability of the hard phase itself by generating carbides in the hard phase, and in particular to improve stretch flangeability. It is a steel plate.
  • Patent Document 1 proposes a high-tensile steel plate that is excellent in bending workability and impact properties by defining alloy components and making the steel structure fine and uniform bainite having retained austenite.
  • Patent Document 2 proposes a composite structure steel plate having excellent bake hardenability by defining a predetermined alloy component, defining a steel structure mainly of bainite and a retained austenite amount.
  • Patent Document 3 defines a predetermined alloy component, the steel structure is 90% or more in area ratio of bainite having retained austenite, the amount of retained austenite in bainite is 1% or more and 15% or less, and bainite.
  • Hv hardness
  • JP-A-4-235253 JP 2004-76114 A Japanese Patent Laid-Open No. 11-256273
  • each of the above-described steel plates has the following problems.
  • the steel sheet described in Patent Document 2 has bake hardenability, it has a structure in which martensite mainly composed of bainite or ferrite is suppressed as much as possible even if the tensile strength (TS) is increased to 980 MPa or more or 1050 MPa or more. It is. Therefore, it is difficult to ensure workability such as ductility and stretch flangeability when the strength is secured or the strength is increased.
  • the steel sheet described in Patent Document 3 is mainly intended to improve impact resistance, and has a bainite having a hardness of Hv: 250 or less as a main phase, specifically, a structure containing bainite in a proportion of more than 90%. Therefore, it is difficult to ensure the strength of 980 MPa or more.
  • TS tensile strength
  • a steel plate used as a material for parts particularly required for strength such as a door impact beam and a bumper reinforcement that suppresses deformation at the time of a car collision, is required to have a tensile strength of 1180 MPa class or higher. It is considered that a tensile strength of 1470 MPa class or higher is required.
  • the plate temperature in the steel sheet is likely to vary. Therefore, even if the steel sheet is rapidly cooled to the target temperature to generate a predetermined amount of martensite thereafter, the same ratio of martensite is obtained throughout the steel sheet due to the above-described variation in the sheet temperature. Instead, the martensite production ratio varies. As a result, the mechanical properties of the steel plate varied.
  • the present invention advantageously solves the above-described problems, and is a high-strength steel sheet having excellent workability, particularly ductility and stretch flangeability, and excellent tensile strength (TS) of 980 MPa or more, which is excellent in stability of such mechanical properties. It aims at providing the manufacturing method of. Specifically, a part of untransformed austenite is tempered martensite, and the remaining untransformed austenite is made into a structure such as bainite or retained austenite to produce a high-strength steel sheet that achieves both high strength and workability. It is.
  • the high-strength steel sheet of the present invention includes a steel sheet obtained by subjecting the surface of the steel sheet to hot dip galvanization or galvannealing.
  • excellent workability means that the product of tensile strength and total elongation, that is, TS ⁇ T.
  • the EL value satisfies 20000 MPa ⁇ % or more
  • the product of tensile strength and critical hole expansion rate that is, the value of TS ⁇ ⁇ satisfies 25000 MPa ⁇ % or more.
  • excellent stability of mechanical properties means that TS and T. It means that the standard deviation ⁇ of EL is 10 MPa or less and 2.0% or less, respectively.
  • the inventors cool the coldest part to the target temperature with reference to the coldest part as the heat treatment condition at the target temperature as shown in FIG. Thereafter, it was found that by holding the steel plate for a certain period of time in the region immediately above the target temperature, the structure of the steel plate becomes uniform, and as a result, variations in mechanical properties such as strength of the steel plate can be reduced.
  • the present invention is based on the above findings.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1. A steel sheet containing 0.10% by mass or more of C is heated to an austenite single-phase region or (austenite + ferrite) two-phase region, and the temperature is less than Ms and Ms-150 ° C. or higher with the martensite transformation start temperature Ms as an index.
  • a method for producing a high-strength steel sheet characterized in that the coldest part in the sheet width direction is maintained in a temperature range from a target cooling stop temperature to (cooling stop temperature + 15 ° C) for a period of 15 seconds to 100 seconds.
  • the steel sheet is in mass%, C: 0.10% to 0.73%, Si: 3.0% or less, Mn: 0.5% to 3.0%, P: 0.1% or less, S: 0.07% or less, 3.
  • the steel sheet is further in mass%, Cr: 0.05% to 5.0%, 4.
  • the steel sheet is further in mass%, 5.
  • the above 3 or 4 characterized by containing one or two selected from Ti: 0.01% to 0.1% and Nb: 0.01% to 0.1% Manufacturing method of high strength steel sheet.
  • the steel sheet is further in mass%
  • B The method for producing a high-strength steel sheet according to any one of 3 to 5 above, which contains 0.0003% or more and 0.0050% or less.
  • the steel sheet is further in mass%, Any one of 3 to 6 above, which contains one or two selected from Ni: 0.05% to 2.0% and Cu: 0.05% to 2.0%
  • the component composition is further in mass%, Any one of 3 to 7 above, which contains one or two selected from Ca: 0.001% to 0.005% and REM: 0.001% to 0.005%.
  • the present invention it is possible to provide a high-strength steel sheet that is excellent in workability and excellent in mechanical properties, and thus can be reduced in weight by suppressing the thickness of the steel sheet. As a result, the automobile body can be effectively reduced in weight.
  • (a) to (c) are diagrams showing temperature patterns of heat treatment in which a steel sheet is heated and quenched to generate martensite at a certain ratio. It is the figure which showed the temperature pattern of the heat processing of the manufacturing method according to this invention.
  • the high-strength steel plate according to the present invention is hot-rolled after the steel slab adjusted to the component composition containing C in an amount of 0.10% by mass (hereinafter referred to as “%” when the steel plate component is expressed) is necessary.
  • the steel sheet is produced by a cold rolling process, but there is no particular limitation in these processes, and it may be performed according to a conventional method.
  • C needs to be at least 0.10%. This is because it is an indispensable element for increasing the strength of the steel sheet, and is an element necessary for securing the amount of martensite and for retaining austenite at room temperature.
  • typical production conditions are as follows. First, after the steel slab is heated to a temperature range of 1000 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower, hot rolling is finished in a temperature range of 870 ° C. or higher and 950 ° C. or lower, and the obtained hot rolled steel sheet is 350 ° C. or higher and 720 ° C. or lower. Wind in the temperature range. Next, after pickling the hot-rolled steel sheet, cold rolling is performed at a reduction rate in the range of 40% to 90% to obtain a cold-rolled steel sheet (raw steel sheet).
  • the raw material steel plate used for this invention a part or all of a hot rolling process can be abbreviate
  • the raw steel plate thus obtained is made into a high-strength steel plate in the following steps according to the present invention.
  • FIG. 2 an example of the temperature pattern of the heat processing of the manufacturing method according to this invention is shown.
  • the steel sheet is heated and annealed in the austenite single-phase region or (austenite + ferrite) two-phase region.
  • the annealing temperature is not particularly limited as long as the temperature reaches the (austenite + ferrite) two-phase region, but when the annealing temperature exceeds 1000 ° C., the austenite grain grows significantly and constitutes a steel sheet produced by subsequent cooling. Cause coarsening of the grain size of each structure to deteriorate toughness and the like. Therefore, the annealing temperature is preferably set to 1000 ° C. or lower.
  • the annealing time is less than 15 seconds, the dissolution of carbides present in the steel plate before annealing and the reverse transformation of the steel plate structure to austenite may not proceed sufficiently.
  • the annealing time exceeds 600 seconds, the processing cost increases due to excessive energy consumption. Therefore, the annealing time is preferably in the range of 15 seconds to 600 seconds.
  • the annealed steel sheet is cooled to a first temperature range of less than Ms and Ms ⁇ 150 ° C. or more.
  • a target cooling stop temperature: T1 (hereinafter referred to as T1) is set within the range of the first temperature range.
  • T1 target cooling stop temperature
  • a part of austenite is martensitic transformed by cooling the steel sheet to less than Ms.
  • the lower limit of the first temperature range is less than Ms-150 ° C.
  • almost all of the untransformed austenite is martensite at this point. Therefore, it becomes impossible to utilize a structure effective for improving workability such as retained austenite.
  • the temperature range of the first temperature range for setting T1 is set to a range of less than Ms and Ms ⁇ 150 ° C. or more.
  • the cooling rate of the steel sheet until reaching the first temperature range is not particularly specified, but if the average cooling rate is less than 3 ° C./s, excessive formation and growth of polygonal ferrite, Further, pearlite or the like may precipitate, and a desired steel sheet structure may not be obtained. Therefore, the average cooling rate from the annealing temperature to the first temperature range is preferably 3 ° C./s or more.
  • the temperature of the coldest part in the plate width direction is set to the first temperature. Further, the temperature is maintained within a temperature range of T1 to T1 + 15 ° C. with respect to the target cooling stop temperature T1. This is because when the temperature of the coldest part is lower than T1 ° C., there occurs a place where the untransformed austenite becomes excessively martensite with respect to the amount of martensite commensurate with the target temperature T1.
  • the present invention it is necessary to maintain the temperature of the coldest part in the temperature range of T1 to T1 + 15 ° C. for a period of 15 seconds to 100 seconds. This is because, when the holding time is less than 15 seconds, the follow-up of the plate temperature other than the coldest portion becomes insufficient, and a portion that does not become a desired steel plate structure is generated, and the workability of the obtained steel plate varies. Because. On the other hand, if the holding time exceeds 100 seconds, the effect of following the plate temperature is saturated and only the processing time is extended.
  • the coldest part in the present invention is a part having the lowest plate temperature in the plate width direction of the steel plate. Further, the coldest part is usually the edge of a steel plate in many cases. However, depending on the characteristics of the production line, it may be another part. In this case, it is only necessary to examine the location of the coldest part in advance by passing the steel plate through a test and control the plate temperature at that location. In addition, in order to measure the actual temperature of the coldest part, the equipment provided with the thermometer which can confirm temperature distribution over the whole plate width direction of steel plate temperature is desirable. However, even in equipment that is not equipped, as described above, it is possible to control the heat treatment conditions according to the present invention by measuring and controlling the temperature of the coldest part obtained when the test threading is performed. . Further, in the present invention, in order to keep the plate temperature during holding in the temperature range of T1 to T1 + 15 ° C., for example, it is effective to divide the plate width direction into several blocks and feedback control the plate temperature in each block. It is.
  • the present invention by setting the coldest part of the steel plate to a predetermined temperature for a predetermined time, variation in mechanical properties such as tensile strength in the steel plate in the high-strength steel plate can be greatly reduced.
  • the temperature in the steel sheet is supercooled from the Ms point due to temperature variations in the sheet thickness direction and the plate feed speed width direction, and the amount of martensite generated in the steel sheet varies. Even if it occurs, the amount of martensite produced in the steel sheet can be stabilized by performing the above-described treatment. As a result, the inventors consider that the martensitic transformation amount becomes uniform throughout the steel sheet and the mechanical properties of the steel sheet can be stabilized.
  • the temperature is raised according to a conventional method to perform a tempering treatment of martensite.
  • the temperature range of this process when considering the tempering efficiency of martensite, it is desirable that the temperature is 200 ° C. or higher. Further, when the cooling stop temperature is 200 ° C. or higher, it is possible to omit the above-described temperature rise by holding in that temperature range. Moreover, when the upper limit of temperature rising temperature exceeds 570 degreeC, a carbide
  • the holding time after the temperature rise is not particularly limited, but when the holding time is less than 5 seconds, tempering of martensite becomes insufficient, and a desired steel sheet structure cannot be obtained. The workability of the obtained steel sheet may be inferior.
  • the holding time exceeds 1000 seconds, for example, carbide is precipitated from untransformed austenite which becomes residual austenite as the final structure of the steel sheet, and stable retained austenite concentrated by C cannot be obtained. Or you may not get both. Therefore, the holding time is preferably 5 seconds or more and 1000 seconds or less.
  • the holding temperature does not need to be fixed at one point as long as it is within a predetermined temperature range. There is no loss of purpose. Similarly, the cooling rate may vary. Moreover, as long as the above-described heat history can be satisfied, the heat treatment may be performed by any equipment. Furthermore, in the present invention, after the heat treatment, the surface of the steel sheet can be subjected to temper rolling or surface treatment such as electroplating for shape correction.
  • the method for producing a high-strength steel sheet of the present invention can be further subjected to hot dip galvanizing treatment or galvannealing treatment in which alloying treatment is further added to hot dip galvanizing treatment.
  • hot dip galvanizing or galvannealed hot dip galvanizing in the temperature range of the tempering treatment of martensite, the holding time in the tempered galvanizing treatment or hot galvanizing treatment In addition, it is desirable to set it in the range of 5 seconds to 1000 seconds.
  • the hot dip galvanizing treatment or alloying hot dip galvanizing treatment is preferably performed in a continuous hot dip galvanizing line.
  • the high strength steel sheet that has been subjected to the heat treatment can be subjected to hot dip galvanizing treatment or further alloying treatment.
  • the procedure for performing hot dip galvanizing treatment or alloying hot dip galvanizing treatment on the steel sheet in the present invention is as follows. First, the steel sheet is infiltrated into the plating bath, and the amount of adhesion is adjusted by gas wiping or the like. At this time, the amount of dissolved Al in the plating bath is in the range of 0.12% or more and 0.22% or less in the hot dip galvanizing treatment, and 0.08% or more in the alloying hot dip galvanizing treatment. A range of 18% or less is preferable. In the case of hot dip galvanizing treatment, the temperature of the plating bath may be in the range of the usual 450 ° C. or more and 500 ° C. or less.
  • the temperature during alloying shall be 570 ° C. or less. Is preferred.
  • carbides are precipitated from untransformed austenite or pearlite is generated in some cases, so that strength and workability or both cannot be obtained. There is also a possibility that the ring property may deteriorate.
  • the temperature during alloying is less than 450 ° C., alloying may not proceed.
  • the alloying degree (Fe% (Fe content)) of the plating layer is preferably in the range of 7% to 15%.
  • the degree of alloying of the plating layer is less than 7%, unevenness in alloying occurs and the appearance quality deteriorates, or the so-called ⁇ phase is generated in the plating layer and the slidability of the steel sheet deteriorates.
  • the degree of alloying of the plating layer exceeds 15%, a large amount of hard and brittle ⁇ phase is formed, and the plating adhesion deteriorates.
  • the upper limit value is preferably 0.73%. More preferably, it is in the range of more than 0.15% and not more than 0.48%.
  • Si 3.0% or less (including 0%) Si is a useful element that contributes to improving the strength of steel by solid solution strengthening. However, if the amount of Si exceeds 3.0%, the amount of solid solution in polygonal ferrite and bainitic ferrite increases, resulting in deterioration of workability and toughness. In addition, in the case of performing hot dipping, if the Si content exceeds 3.0%, the plating adhesion and adhesion are deteriorated. Accordingly, the Si content is preferably 3.0% or less. More preferably, it is 2.6% or less. More preferably, it is 2.2% or less. Si is an element useful for suppressing the formation of carbides and promoting the formation of retained austenite. Therefore, the Si content is preferably 0.5% or more, but the formation of carbides is only Al. In the case of suppressing by Si, Si does not need to be added, and the Si amount may be 0%.
  • Mn 0.5% to 3.0%
  • Mn is an element effective for strengthening steel. If the amount of Mn is less than 0.5%, during the cooling after annealing, carbide precipitates in a temperature range higher than the temperature at which bainite and martensite are generated, so the amount of hard phase that contributes to strengthening of the steel is ensured. I can't. On the other hand, if the amount of Mn exceeds 3.0%, castability may be deteriorated. Therefore, the amount of Mn is preferably in the range of 0.5% to 3.0%. More preferably, the range is 1.5% or more and 2.5% or less.
  • P 0.1% or less
  • P is an element useful for strengthening steel, but if the P content exceeds 0.1%, it becomes brittle due to grain boundary segregation and deteriorates impact resistance. Moreover, when alloying hot dip galvanizing is applied to a steel sheet, the alloying speed is delayed. Accordingly, the P content is preferably 0.1% or less. More preferably, it is 0.05% or less. The amount of P is preferably reduced as much as possible, but if it is less than 0.005%, it causes a significant increase in refining costs, so the lower limit is about 0.005%.
  • S 0.07% or less Since S produces MnS and becomes inclusions, which causes deterioration of impact resistance and cracks along the metal flow of the welded portion, S is preferably reduced as much as possible. However, excessively reducing the amount of S causes an increase in manufacturing cost, so the amount of S is allowed to be about 0.07%. Preferably it is 0.05% or less, More preferably, it is 0.01% or less. In addition, since there is a large increase in cost to make S less than 0.0005%, the lower limit is about 0.0005%.
  • Al 3.0% or less
  • Al is a useful element added as a deoxidizer in the steel making process.
  • the Al content is 3.0% or less.
  • it is 2.0% or less.
  • Al is an element useful for suppressing the formation of carbides and promoting the formation of retained austenite.
  • the Al content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more.
  • the amount of Al in the present invention means the amount of Al contained in the steel sheet after deoxidation.
  • N 0.010% or less N is an element that most deteriorates the aging resistance of steel, and it is preferable to reduce it as much as possible, but up to about 0.010% is allowed. Note that, if N is less than 0.001%, a large increase in manufacturing cost is caused, so the lower limit is about 0.001%.
  • the following components can be appropriately contained.
  • Cr 0.05% or more
  • Mo 0.005% or more.
  • Cr: 0.05% to 5.0%, V: 1.0% and Mo: 0.5% the amount of hard martensite becomes excessive, resulting in high strength and accordingly brittleness. Therefore, when Cr, V and Mo are contained, Cr: 0.05% to 5.0%, V: 0.005% to 1.0% and Mo: 0.005% to 0.5% % Or less.
  • Ti and Nb are useful for the precipitation strengthening of steel.
  • Each content is obtained at 0.01% or more.
  • the workability and the shape freezing property are lowered. Therefore, when Ti and Nb are contained, the range is Ti: 0.01% to 0.1% and Nb: 0.01% to 0.1%.
  • B 0.0003% or more and 0.0050% or less B is an element useful for suppressing the formation and growth of ferrite from austenite grain boundaries. The effect is obtained when the content is 0.0003% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.0050%, the workability decreases. Therefore, when it contains B, it is set as B: 0.0003% or more and 0.0050% or less of range.
  • Ni and Cu are effective elements for strengthening steel. Further, when hot dip galvanizing or galvannealed hot dip galvanizing is applied to the steel sheet, it has an effect of promoting the internal oxidation of the steel sheet surface layer and improving the plating adhesion. These effects are obtained when the respective contents are 0.05% or more. On the other hand, when each content exceeds 2.0%, the workability of the steel sheet is lowered. Therefore, when Ni and Cu are contained, the range is Ni: 0.05% to 2.0% and Cu: 0.05% to 2.0%.
  • Ca and REM spheroidize the shape of the sulfide, and stretch flange Useful to improve the negative effects of sulfides on sex.
  • the effect is obtained when each content is 0.001% or more.
  • the respective contents exceed 0.005%, inclusions and the like increase, causing surface defects and internal defects. Therefore, when Ca and REM are contained, the range is Ca: 0.001% to 0.005% and REM: 0.001% to 0.005%.
  • components other than the above are Fe and inevitable impurities. However, as long as the effects of the present invention are not impaired, the inclusion of components other than those described above is not rejected.
  • Example 1 EXAMPLES
  • Example 1 EXAMPLES
  • a following example does not limit this invention. Further, it goes without saying that even if the configuration is changed within the scope of the present invention, the effect of the present invention is exhibited.
  • the slab obtained by melting the steel having the composition shown in Table 1 is heated to 1200 ° C, the hot-rolled steel sheet finished by hot rolling at 870 ° C is wound up at 650 ° C, and then the hot-rolled steel sheet is pickled. Thereafter, it was cold-rolled at a rolling rate (rolling rate) of 65% to obtain a cold-rolled steel plate having a thickness of 1.2 mm.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was heat-treated under the conditions shown in Table 2.
  • the heat treatment temperature (annealing treatment temperature) is the same as that of Sample No. Except 4, all temperatures were in the austenite single phase region or (austenite + ferrite) two phase region.
  • some cold-rolled steel sheets were subjected to hot dip galvanizing treatment or alloying hot dip galvanizing treatment during or after the tempering treatment.
  • hot dip galvanizing treatment double-sided plating was performed so that the plating bath temperature was 463 ° C. and the basis weight (per one side) was 50 g / m 2 .
  • alloying hot dip galvanizing treatment is similarly performed so that the plating bath temperature is 463 ° C., the basis weight (per one side) is 50 g / m 2 , and the alloying degree (Fe% (Fe content)) is 9%.
  • Alloying temperature Double-sided plating was performed by adjusting the alloying conditions at 550 ° C. or lower.
  • the steel sheet not subjected to the plating treatment is directly subjected to the heat treatment, and the steel sheet subjected to the hot dip galvanizing treatment or the alloyed hot dip galvanizing treatment is subjected to the rolling reduction (elongation): 0.3%. Temper rolling was applied.
  • TS tensile strength
  • T.EL total elongation
  • the stretch flangeability was evaluated in accordance with Japan Iron and Steel Federation standard JFST1001. Each obtained steel plate was cut into 100 mm ⁇ 100 mm. After that, punch a hole with a diameter of 10 mm with a clearance of 12% of the thickness of the steel sheet, and using a die with an inner diameter of 75 mm and holding a wrinkle holding force of 88.2 kN into a hole with a 60 ° conical punch. The hole diameter at the crack initiation limit was measured by indentation. And stretch flangeability was evaluated by calculating
  • Limit hole expansion rate ⁇ (%) ⁇ (D f ⁇ D 0 ) / D 0 ⁇ ⁇ 100 (1)
  • D f is the hole diameter at crack initiation (mm)
  • D 0 is the initial hole diameter (mm).
  • TS ⁇ ⁇ the product of strength and limit hole expansion rate
  • the steel sheets to be produced according to the present invention all have a tensile strength of 980 MPa or more, a TS ⁇ T.EL value of 20000 MPa ⁇ % or more, and a TS ⁇ ⁇ value of 25000 MPa. -Satisfying more than%, it was confirmed that it had high strength and excellent workability, especially excellent stretch flangeability.
  • sample no. No. 4 because the annealing temperature is not heated to the (austenite + ferrite) two-phase region, the desired steel sheet structure cannot be obtained, and the value of TS ⁇ ⁇ satisfies 25000 MPa ⁇ % or more and is excellent in stretch flangeability.
  • the tensile strength (TS) did not reach 980 MPa, and the value of TS ⁇ T.EL was less than 20000 MPa ⁇ %.
  • Example 2 Furthermore, it heat-processed on the conditions shown in Table 4 using the steel type A of Table 1.
  • Table 5 shows the results of examining the mechanical characteristics and their variations in each case.
  • the variation in the mechanical properties of the steel sheet is as follows: The material cut in the rolling direction length: 1000 mm in the rolling direction length 40 mm ⁇ width 250 mm, the evaluation part in the width direction from the two most edge parts to the steel sheet center part. Twenty sheets were collected so as to be evenly dispersed, processed into JIS No. 5 test pieces, and then subjected to a tensile test. A case where the tensile strength and the standard deviation ⁇ of T.EL were 10 MPa or less and 2.0% or less, respectively, was judged good.
  • the high-strength steel sheet according to the present invention is excellent in workability and tensile strength (TS), and also has excellent mechanical properties, so the utility value in industrial fields such as automobiles and electricity is very large. In particular, it contributes to weight reduction of automobile bodies.
  • TS tensile strength

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Abstract

　本発明に従い、Ｃを所定量含有する鋼板を、オーステナイト単相域または（オーステナイト＋フェライト）２相域に加熱後、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ未満Ｍｓ-１５０℃以上の温度域に冷却し、未変態オーステナイトの一部をマルテンサイト変態させたのち、昇温してマルテンサイトの焼戻しを行うことによる高強度鋼板の製造に際して、上記鋼板の板幅方向にわたる最冷部位を、目標とする冷却停止温度から（冷却停止温度＋１５℃）の温度域に、１５秒以上１００秒以下の時間保持することにより、加工性に優れかつその機械的特性の安定性に優れる引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を得ることができる。

Description

高強度鋼板の製造方法
　本発明は、自動車、電気等の産業分野で使用される加工性、とりわけ延性と伸びフランジ性に優れた引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法に関するものである。
　近年、地球環境保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化により車体部品の薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発である。
　一般に、鋼板の高強度化を図るためには、鋼板の組織全体に対してマルテンサイトやベイナイトなどの硬質相の割合を増加させる必要がある。しかしながら、硬質相の割合を増加させることによる鋼板の高強度化は加工性の低下を招くことから、高強度と優れた加工性を併せ持つ鋼板の開発が望まれている。これまでに、フェライト－マルテンサイト二相鋼（ＤＰ鋼）や残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ鋼など、種々の複合組織鋼板が開発されてきた。
　複合組織鋼板において硬質相の割合を増加させた場合、鋼板の加工性は硬質相の加工性の影響を強く受けるようになる。すなわち、硬質相の割合が少なく軟質なポリゴナルフェライトが多い場合には、ポリゴナルフェライトの変形能が鋼板の加工性に対して支配的となり、硬質相の加工性が十分でない場合であっても延性等の加工性は確保される。しかしながら、硬質相の割合が多いと、ポリゴナルフェライトの変形ではなく硬質相自体の変形能が鋼板の加工性に直接影響するため、硬質相自体の加工性が十分でない場合には、鋼板の加工性が大きく劣化してしまう。
　このため、冷延鋼板の場合には、焼鈍およびその後の冷却過程で生成するポリゴナルフェライトの量を調整する熱処理を行い、鋼板を水焼入れしてマルテンサイトを生成させる。ついで、鋼板を昇温して高温保持することにより、マルテンサイトを焼戻し、硬質相であるマルテンサイト中に炭化物を生成させて、マルテンサイトの加工性を向上させてきた。
　しかしながら、通常の連続焼鈍水焼入れ設備の場合には、焼入れ後の鋼板温度は必然的に水温近傍となるため、未変態オーステナイトのほとんどがマルテンサイト変態してしまう。そのために、残留オーステナイトやその他の低温変態組織の活用が困難である。また、硬質組織の加工性の向上はあくまでマルテンサイトの焼戻しによる効果に限られ、結果的に鋼板の加工性向上も限られたものになっていた。
　さらに、マルテンサイト以外を硬質相とする鋼板として、主相をポリゴナルフェライト、硬質相をベイナイトやパーライトとし、かつ硬質相であるベイナイトやパーライトに炭化物を生成させた鋼板がある。この鋼板は、ポリゴナルフェライトのみで加工性を向上させるのではなく、硬質相中に炭化物を生成させることにより、硬質相自体の加工性を向上させ、特に、伸びフランジ性の向上を図るための鋼板である。
　例えば、特許文献１には、合金成分を規定し、鋼組織を、残留オーステナイトを有する微細で均一なベイナイトとすることにより、曲げ加工性および衝撃特性に優れる高張力鋼板が提案されている。
　また、特許文献２には、所定の合金成分を規定し、鋼組織を、ベイナイトを主体とし、かつ残留オーステナイト量を規定することにより、焼付け硬化性に優れた複合組織鋼板が提案されている。
　さらに、特許文献３には、所定の合金成分を規定し、鋼組織を、残留オーステナイトを有するベイナイトを面積率で９０％以上、ベイナイト中の残留オーステナイト量を１％以上１５％以下とし、かつベイナイトの硬度(Ｈｖ)を規定することにより、耐衝撃性に優れた複合組織鋼板が提案されている。
特開平４－２３５２５３号公報 特開２００４－７６１１４号公報 特開平１１－２５６２７３号公報
　しかしながら、上述した鋼板にはそれぞれ以下に述べる課題がある。
　特許文献１に記載される成分組成では、鋼板に歪みを付与した際に、高歪域でＴＲＩＰ効果を発現する安定した残留オーステナイトの量を確保することが困難であり、曲げ性は得られるものの、塑性不安定が生じるまでの延性が低く、張り出し性に劣る。
　特許文献２に記載の鋼板は、焼付硬化性は得られるものの引張強さ（ＴＳ）を９８０ＭＰａ以上あるいは１０５０ＭＰａ以上に高強度化しようとしても、ベイナイトあるいはフェライトを主体とするマルテンサイトを極力抑制した組織である。そのため、強度の確保あるいは強度を高めた場合の延性や伸びフランジ性など、加工性の確保が難しい。
　特許文献３に記載の鋼板は、耐衝撃性を向上させることを主目的としており、硬さがＨｖ：２５０以下のベイナイトを主相とし、具体的にはベイナイトを９０％超の割合で含む組織であるため、９８０ＭＰａ以上の強度確保が難しい。
　ここに、プレス加工により成形される自動車部品のうち、比較的形状が複雑な構造部品であるメンバー類やセンターピラーインナーなどの構造部品には９８０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）が要求されており、さらに、今後、１１８０ＭＰａ級以上の引張強さ（ＴＳ）が要求されると予想される。
　また、自動車衝突時に変形を抑制するドアインパクトビームやバンパーレインフォース等、特に強度が要求される部品の素材として用いられる鋼板では、１１８０ＭＰａ級以上の引張り強さが要求されており、さらに、今後、１４７０ＭＰａ級以上の引張強さが要求されると考えられている。
　このように、鋼板の高強度化への要求の高まりとともに、種々の鋼板が開発されているが、高強度鋼板での安定した成形性を確保するためには、機械的特性の安定性が極めて重要となる。例えば、低温域で未変態オーステナイトから変態する硬質組織を活用し、硬質組織としてマルテンサイトなどの各組織を単一に含まず、種々の硬質組織を含む複合組織を持つ高強度鋼板が開発されている。しかしながら、特にこのような複合組織の場合は、各硬質組織の分率を精度良く制御することが鋼板の機械的特性の安定性に極めて重要であるものの、その精度の制御は未だ十分とは言えなかった。
　すなわち、鋼板に、仕上げ焼鈍などの加熱処理を施す際、鋼板内の板温にはバラツキが生じ易い。従って、その後に所定量のマルテンサイトを生成させるべく、鋼板を目標とする温度まで急冷したとしても、上記のような板温のバラツキに起因して、鋼板全体にわたって同比率のマルテンサイトとなるわけではなく、マルテンサイトの生成比率がばらつくのである。その結果、鋼板の機械的特性にバラツキが生じていたのである。
　本発明は、上記した課題を有利に解決するもので、加工性、特に延性と伸びフランジ性に優れ、しかもかかる機械的特性の安定性に優れる引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
　具体的には、未変態オーステナイトの一部を焼戻しマルテンサイトとし、残りの未変態オーステナイトをベイナイトや残留オーステナイトなどの組織とすることによって、高強度と加工性を両立する高強度鋼板を製造するものである。また、本発明の高強度鋼板には、鋼板の表面に溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施した鋼板を含むものとする。
　なお、本発明において、加工性に優れるとは、引張強さと全伸びの積、すなわちＴＳ×Ｔ．ＥＬの値が２００００ＭＰａ・％以上、かつ引張強さと限界穴拡げ率の積、すなわちＴＳ×λの値が２５０００ＭＰａ・％以上を満足することとする。また、機械的特性の安定性に優れるとは、板幅方向のＴＳおよびＴ．ＥＬの標準偏差σがそれぞれ１０ＭＰａ以下および２．０％以下であるものを意味する。
　鋼板に、所望の組織、例えば一定比率のマルテンサイトを生成させようとする場合には、それに見合った温度を目標温度として冷却処理を施す。しかしながら、鋼板を加熱処理した場合には、板温に温度ムラが生じやすいことは前述したとおりである。従って、このような温度ムラのある鋼板を冷却した場合、図１(a)に示すように、鋼板内において最も温度が低い点（最冷部位）が、目標温度に達したときは、鋼板内において最も温度が高い点（最熱部位）は、まだ、最冷部位ほどにはマルテンサイトが十分に生成しない領域であり、従って、鋼組織にバラツキが生じる。一方、図１(b)に示すように、最熱部位点が目標温度に達したときは最冷部位では、組織のマルテンサイト化が進み過ぎることになり、鋼組織のバラツキを引き起こす。
　このように、鋼板内の板温にバラツキが生じていると、それに起因して、鋼組成の不均一、ひいては機械的特性のバラツキが避けられない。
　そこで、発明者らは、目標温度での熱処理条件を、図１(c)に示すように、最冷部位を基準として、この最冷部位を目標温度まで冷却する。その後、この目標温度直上域に、鋼板を一定時間保持することにより、鋼板の組織が均一化し、その結果、鋼板の強度などの機械的特性のバラツキが低減できることを見出した。
　本発明は上記知見に立脚するものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
　１．Ｃを０.１０質量％以上含有する鋼板を、オーステナイト単相域または（オーステナイト＋フェライト）２相域に加熱後、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓを指標として、Ｍｓ未満、Ｍｓ-１５０℃以上の温度域に目標とする冷却停止温度を設けて冷却し、未変態オーステナイトの一部をマルテンサイト変態させたのち、昇温してマルテンサイトの焼戻しを行うことによる高強度鋼板の製造に際し、上記鋼板の板幅方向にわたる最冷部位を、目標とする冷却停止温度から（冷却停止温度＋１５℃）の温度域に、１５秒以上１００秒以下の時間保持することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
　２．前記オーステナイト単相域または（オーステナイト＋フェライト）２相域に加熱後、前記冷却停止までの間、もしくは前記焼戻し工程またはその後の工程において、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする前記１に記載の高強度鋼板の製造方法。
　３．前記鋼板が、質量％で、
Ｃ：０.１０％以上０.７３％以下、
Ｓｉ：３.０％以下、
Ｍｎ：０.５％以上３.０％以下、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０７％以下、
Ａｌ：３.０％以下および
Ｎ：０．０１０％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物の成分組成からなる鋼板であることを特徴とする前記１または２に記載の高強度鋼板の製造方法。
　４．前記鋼板がさらに、質量％で、
Ｃｒ：０.０５％以上５.０％以下、
Ｖ：０．００５％以上１．０％以下および
Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする前記３に記載の高強度鋼板の製造方法。
　５．前記鋼板がさらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下および
Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする前記３または４に記載の高強度鋼板の製造方法。
　６．前記鋼板がさらに、質量％で、
Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下
を含有することを特徴とする前記３乃至５のいづれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。
　７．前記鋼板がさらに、質量％で、
Ｎｉ：０．０５％以上２.０％以下および
Ｃｕ：０．０５％以上２.０％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする前記３乃至６のいづれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。
　８．前記成分組成がさらに、質量％で、
Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下および
ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする前記３乃至７のいづれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。
　本発明によれば、加工性に優れ、かつ機械的特性の安定性にも優れる高強度鋼板を提供することができるため、鋼板の厚みを抑えることで軽量化を図ることができる。その結果、自動車車体を効果的に軽量化することができる。
(a)～(c)は、鋼板を加熱、急冷処理して、一定比率のマルテンサイトを生成させる熱処理の温度パターンを示した図である。 本発明に従う製造方法の熱処理の温度パターンを示した図である。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　本発明に従う高強度鋼板は、Ｃを０.１０質量％（以下、鋼板成分を表す場合は、単に％で示す。）以上含有する成分組成に調整した鋼片を、熱間圧延し、ついで必要に応じて冷間圧延する工程により作製して素材鋼板とするが、これらの工程において特に制限はなく、常法に従って行えば良い。
　本発明において、Ｃは、少なくとも０．１０％を必要とする。というのは、鋼板の高強度化およびに必要不可欠な元素であり、マルテンサイト量の確保および室温でオーステナイトを残留させるために必要な元素だからである。
　ここに、代表的な製造条件を示すと次のとおりである。
　まず、鋼片を、１０００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱した後、８７０℃以上９５０℃以下の温度域で熱間圧延を終了し、得られた熱延鋼板を３５０℃以上７２０℃以下の温度域で巻き取る。ついで、熱延鋼板を酸洗後、４０％以上９０％以下の範囲の圧下率で冷間圧延を行い冷延鋼板（素材鋼板）とする。
　なお、本発明に用いる素材鋼板を製造するには、例えば、薄スラブ鋳造やストリップ鋳造などにより熱間圧延工程の一部または全部を省略することができる。
　かようにして得られた素材鋼板を、本発明に従い、以下の工程で高強度鋼板とする。
　図２に、本発明に従う製造方法の熱処理の温度パターンの一例を示す。
　同図に示したように、本発明では、鋼板を、オーステナイト単相域または（オーステナイト＋フェライト）２相域に加熱して焼鈍する。焼鈍温度に関しては、（オーステナイト＋フェライト）２相域に達する以上の温度であれば特に限定はないが、焼鈍温度が１０００℃を超えるとオーステナイト粒の成長が著しく、後の冷却によって生じる鋼板を構成する各組織の粒径の粗大化を引き起こして靭性などを劣化させる。従って、焼鈍温度は１０００℃以下とすることが好ましい。
　また、焼鈍時間が１５秒に満たないと、焼鈍前から鋼板内に存在する炭化物の溶解および鋼板組織のオーステナイトへの逆変態が十分に進まない場合がある。一方、焼鈍時間が６００秒を超えると、過剰なエネルギー消費による処理費用の増加を招く。従って、焼鈍時間は１５秒以上６００秒以下の範囲が好ましい。
　上記焼鈍後の鋼板を、図２に示したように、Ｍｓ未満、Ｍｓ－１５０℃以上の第１温度域に冷却する。この時、第１温度域の範囲内に目標とする冷却停止温度：Ｔ１（以下、Ｔ１という）を設定する。
　上記の冷却は、鋼板を、Ｍs未満まで冷却することによりオーステナイトの一部をマルテンサイト変態させるものである。ここで、第１温度域の下限がＭｓ－１５０℃未満となった場合、未変態オーステナイトが、この時点でほとんど全てマルテンサイト化してしまう。そのため、残留オーステナイトなど加工性の向上に有効な組織を活用することが出来なくなる。
　一方、第１温度域の上限がＭｓ点以上となった場合、冷却の停止時において、鋼板にマルテンサイトは生成しておらず、後の昇温過程で生じる焼戻しマルテンサイト量を確保できなくなる。従って、Ｔ１を設定するための第１温度域の温度範囲は、Ｍｓ未満、Ｍｓ－１５０℃以上の範囲とする。
　なお、本発明では、上記第１温度域に到達するまでの鋼板の冷却速度は特に規定しないが、平均冷却速度が３℃/sに満たないと、ポリゴナルフェライトの過剰な生成や成長、また、パーライト等が析出し、所望の鋼板組織を得られないおそれがある。従って、焼鈍温度から第１温度域までの平均冷却速度は、３℃/ｓ以上とすることが好ましい。
　また、本発明において特に重要なことは、図２のハッチング部分に示したように、冷却により未変態オーステナイトの一部をマルテンサイト変態させるに当たり、板幅方向における最冷部位の温度を、第１温度域内であって、さらに、目標とする冷却停止温度Ｔ１に対して、Ｔ１～Ｔ１＋１５℃の温度域に保持することである。というのは、最冷部位の温度が、Ｔ１℃未満になると、未変態オーステナイトが、目標温度であるＴ１に見合うマルテンサイト量に対して過剰にマルテンサイト化してしまう箇所が生じる。従って、鋼板を所定時間保持しても、マルテンサイト量のバラツキを解消することができず、所望の特性を安定して得ることができないためである。一方、最冷部位の温度がＴ１＋１５℃を超えると、目標温度であるＴ１に見合うマルテンサイト量に対して、マルテンサイトが十分に生成しない箇所が生じる。従って、後の昇温過程で生じるベイナイト、残留オーステナイトおよび焼戻しマルテンサイト量にバラツキが生じて所望の特性を安定して得られなくなるためである。
　本発明において、上記最冷部位の温度を、Ｔ１～Ｔ１＋１５℃の温度域に、１５秒以上１００秒以下の時間保持する必要がある。というのは、保持時間が１５秒未満の場合、最冷部位以外の板温の追従が不十分となって、所望の鋼板組織とならない箇所が生じ、得られた鋼板の加工性にバラツキが生じるからである。一方、保持時間が１００秒を超える場合は、上記板温の追従効果が飽和し処理時間を伸ばすこととなるだけだからである。
　本発明における最冷部位とは、鋼板の板幅方向における最も板温の低い箇所である。また、最冷部位の箇所は、通常、鋼板のエッジ部となる場合が多い。しかし、製造ラインの特性によってはその他の部位となることもある。この場合には、鋼板を試験通板することにより、あらかじめ最冷部位の箇所を調査し、その箇所の板温を制御すればよい。
　なお、最冷部位の実温度を測定するためには、鋼板温度の板幅方向全体に渡って温度分布を確認することができる温度計を具備している設備が望ましい。しかし、具備していない設備でも、上述したように、試験通板を行った時に求めた最冷部位の箇所の温度を測定して制御することで、本発明に従う熱処理条件に制御することができる。
　また、本発明において、保持中の板温を、Ｔ１～Ｔ１＋１５℃の温度域に保つには、例えば、板幅方向を数ブロックに分割し、各々のブロックで板温をフィードバック制御することが有効である。
　以上、本発明では、鋼板の最冷部位を所定時間、所定温度とすることで、高強度鋼板における、鋼板内の引張強度等の機械的特性のバラツキを大幅に低減することができる。
　その理由は明確ではないが、鋼板の板厚方向や通板速度幅方向に対する温度のバラツキなどにより鋼板内の温度がＭｓ点から過冷され、例え鋼板内でのマルテンサイトの生成量にバラツキが生じたとしても、上記した処理を施すことによって、鋼板内でのマルテンサイトの生成量を安定させることができる。その結果として、鋼板全体でマルテンサイト変態量が均一化し、鋼板の機械的特性の安定化が図れるものと発明者らは考えている。
　次に、図２に示したように、上記の第１温度域で保持処理後、常法に従い昇温してマルテンサイトの焼戻し処理を施す。
　かかる処理の温度域に限定はないが、マルテンサイトの焼戻し効率を考えた場合、２００℃以上であることが望ましい。また、冷却停止温度が２００℃以上である場合は、その温度域で保持することで、上記した昇温を省略することも可能である。また、昇温温度の上限は５７０℃を超えると、未変態オーステナイトから炭化物が析出して、所望の組織が得られないおそれがあるため５７０℃以下が望ましい。
　また、昇温後の保持時間についても特に限定はないが、保持時間が５秒未満の場合、マルテンサイトの焼戻しなどが不十分となって、所望の鋼板組織とすることができずに、得られた鋼板の加工性が劣る場合がある。一方、保持時間が１０００秒を超える場合は、例えば鋼板の最終組織として残留オーステナイトとなる未変態オーステナイトから炭化物が析出してＣ濃化した安定な残留オーステナイトが得られないため、所望の強度と延性またはその両方が得られない場合がある。従って、保持時間は５秒以上１０００秒以下とすることが好ましい。
　なお、本発明において、上述した加熱処理や焼戻し処理では、所定の温度範囲内であれば、保持温度は一点に固定する必要はなく、所定の温度範囲内であれば変動しても本発明の趣旨を損うことはない。冷却速度についても同様に、速度が変動しても構わない。また、前記した熱履歴を満足することができれば、いかなる設備で熱処理を施しても構わない。さらに、本発明では、熱処理後に、形状矯正のために鋼板の表面に調質圧延を施すことや電気めっき等の表面処理を施すこともできる。
　本発明の高強度鋼板の製造方法には、さらに、溶融亜鉛めっき処理、あるいは溶融亜鉛めっき処理にさらに合金化処理を加えた合金化溶融亜鉛めっき処理を加えることができる。上記したマルテンサイトの焼戻し処理の温度域で、溶融亜鉛めっき処理、あるいは合金化溶融亜鉛めっき処理を行う場合、上記温度域での保持時間は、溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化亜鉛めっき処理の処理時間も含めて５秒以上１０００秒以下の範囲とすることが望ましい。
　なお、溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化溶融亜鉛めっき処理は、連続溶融亜鉛めっきラインにて行うことが好ましい。
　また、本発明の高強度鋼板の製造方法では、熱処理まで終了させた高強度鋼板に、改めて溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を施すこともできる。
　本発明における鋼板に溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を行う手順は、次のとおりである。
　まず、鋼板をめっき浴中に浸入させ、ガスワイピングなどで付着量を調整する。この時、めっき浴中の溶解Ａｌ量は、溶融亜鉛めっき処理にあっては０．１２％以上０．２２％以下の範囲、合金化溶融亜鉛めっき処理にあっては０．０８％以上０．１８％以下の範囲とすることが好ましい。また、溶融亜鉛めっき処理の場合、めっき浴の温度は通常の４５０℃以上５００℃以下の範囲であればよく、さらに合金化処理を施す場合は、合金化時の温度は５７０℃以下とすることが好ましい。
　ここに、合金化温度が５７０℃を超える場合、未変態オーステナイトから炭化物が析出したり、場合によってはパーライトが生成するため、強度や加工性またはその両方が得られず、また、めっき層のパウダリング性も劣化するおそれがある。一方、合金化時の温度が４５０℃未満では合金化が進行しない場合があるため、４５０℃以上とすることが好ましい。
　本発明において、鋼板に亜鉛めっき等のめっきを施す際には、めっき付着量を片面当たり２０ｇ/ｍ２以上１５０ｇ/ｍ２以下の範囲とすることが好ましい。めっき付着量が２０ｇ/ｍ２未満では耐食性が不足し、一方、１５０ｇ/ｍ２を超えても耐食効果は飽和し、コストアップを招くだけである。
　めっき層の合金化度（Ｆｅ％(Ｆｅ含有量)）は７％以上１５％以下の範囲が好ましい。めっき層の合金化度が７％未満では、合金化ムラが生じ外観品質が劣化したり、めっき層中に、いわゆるζ相が生成され鋼板の摺動性が劣化したりする。一方、めっき層の合金化度が１５％を超えると、硬質で脆いΓ相が多量に形成され、めっき密着性が劣化する。
　以上が、本発明の高強度鋼板の製造における条件の基本構成である。 
　次に、本発明の製造方法の素材として好適な鋼板の成分組成について述べる。
Ｃ：０.１０％以上０.７３％以下
　前述したとおり、本発明では、少なくとも０．１０％のＣを必要とする。
　しかしながら、Ｃ量が０．７３％を超えると、溶接部および熱影響部の硬化が著しくなり溶接性が劣化しやすくなる。従って、上限値は０.７３％とすることが好ましい。より好ましくは、０．１５％を超え０.４８％以下の範囲である。
Ｓｉ：３．０％以下（０％を含む）
　Ｓｉは、固溶強化により鋼の強度向上に寄与する有用な元素である。しかしながら、Ｓｉ量が３．０％を超えると、ポリゴナルフェライトおよびベイニティックフェライト中への固溶量が増加し、加工性、靭性の劣化を招く。また、溶融めっきを施す場合には、Ｓｉ量が３．０％を超えると、めっき付着性および密着性の劣化を引き起こす。従って、Ｓｉ量は３．０％以下が好ましい。より好ましくは２．６％以下である。さらに好ましくは、２．２％以下である。
　また、Ｓｉは、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進するのに有用な元素であることから、Ｓｉ量は０．５％以上とすることが好ましいが、炭化物の生成をＡｌのみで抑制する場合には、Ｓｉは添加する必要はなく、Ｓｉ量は０％であっても良い。
Ｍｎ：０.５％以上３.０％以下
　Ｍｎは、鋼の強化に有効な元素である。Ｍｎ量が０．５％未満では、焼鈍後の冷却中に、ベイナイトやマルテンサイトが生成する温度よりも高い温度域で炭化物が析出するため、鋼の強化に寄与する硬質相の量を確保することができない。一方、Ｍｎ量が３.０％を超えると、鋳造性が劣化するおそれがある。従って、Ｍｎ量は０.５％以上３.０％以下の範囲が好ましい。より好ましくは１.５％以上２.５％以下の範囲とする。
Ｐ：０．１％以下　
　Ｐは、鋼の強化に有用な元素であるが、Ｐ量が０．１％を超えると、粒界偏析により脆化して耐衝撃性を劣化させる。また、鋼板に合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、合金化速度を遅延させてしまう。従って、Ｐ量は０.１％以下が好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。
　なお、Ｐ量は、極力低減することが好ましいが、０．００５％未満とするためには大幅な精製コストの増加を引き起こすため、その下限は０．００５％程度とする。
Ｓ：０．０７％以下　
　Ｓは、ＭｎＳを生成して介在物となり、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるため、極力低減することが好ましい。しかしながら、Ｓ量を過度に低減することは、製造コストの増加を招くことから、Ｓ量は０．０７％程度までは許容される。好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０１％以下である。なお、Ｓは０．０００５％未満とするには大きなコストの増加を伴うため、その下限は０．０００５％程度とする。
Ａｌ：３.０％以下
　Ａｌは、製鋼工程で脱酸剤として添加される有用な元素である。Ａｌ量が３.０％を超えると、鋼板中の介在物が多くなり延性を劣化させる。従って、Ａｌ量は３.０％以下とする。好ましくは、２．０％以下である。
　また、Ａｌは、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進するのに有用な元素である。その効果を発現させるために、Ａｌ量は０．００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以上とする。
　なお、本発明におけるＡｌ量とは、脱酸後に鋼板中に含有するＡｌ量を意味する。
Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、極力低減することが好ましいが、０．０１０％程度までは許容される。なお、Ｎを０．００１％未満とするには大きな製造コストの増加を招くため、その下限は０．００１％程度とする。
　また、本発明では、上記したＣ以外の任意成分の他に、さらに以下に述べる成分を適宜含有させることができる。
Ｃｒ：０.０５％以上５.０％以下、Ｖ：０.００５％以上１.０％以下、Ｍｏ：０.００５％以上０.５％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
　Ｃｒ、ＶおよびＭｏは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制する作用を有する元素である。その効果は、Ｃｒ：０.０５％以上、Ｖ：０.００５％以上およびＭｏ：０.００５％以上の添加で得られる。一方、Ｃｒ：５.０％、Ｖ：１.０％およびＭｏ：０.５％をそれぞれ超えると、硬質なマルテンサイトの量が過大となって、高強度となり、それに伴って脆くなる。従って、Ｃｒ、ＶおよびＭｏを含有させる場合には、Ｃｒ：０．０５％以上５.０％以下、Ｖ：０．００５％以上１．０％以下およびＭｏ：０．００５％以上０．５％以下の範囲とする。
Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下のうちから選ばれる１種または２種
　ＴｉおよびＮｂは鋼の析出強化に有用で、その効果は、それぞれの含有量が０.０１％以上で得られる。一方、それぞれの含有量が０．１％を超えると加工性および形状凍結性が低下する。従って、ＴｉおよびＮｂを含有させる場合は、Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下およびＮｂ：０．０１％以上０．１％以下の範囲とする。
Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下
　Ｂは、オーステナイト粒界からフェライトが生成・成長することを抑制するのに有用な元素である。その効果は０．０００３％以上の含有で得られる。一方、含有量が０．００５０％を超えると加工性が低下する。従って、Ｂを含有させる場合は、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下の範囲とする。
Ｎｉ：０．０５％以上２.０％以下およびＣｕ：０．０５％以上２.０％以下のうちから選ばれる１種または２種
　ＮｉおよびＣｕは、鋼の強化に有効な元素である。また、鋼板に溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを施す場合には、鋼板表層部の内部酸化を促進してめっき密着性を向上する効果も持っている。これらの効果は、それぞれの含有量が０．０５％以上で得られる。一方、それぞれの含有量が２.０％を超えると、鋼板の加工性を低下させる。従って、ＮｉおよびＣｕを含有させる場合には、Ｎｉ：０．０５％以上２.０％以下およびＣｕ：０．０５％以上２.０％以下の範囲とする。
Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下およびＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下のうちから選ばれる１種または２種
　ＣａおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し、伸びフランジ性への硫化物の悪影響を改善するために有用である。その効果は、それぞれの含有量が０.００１％以上とした場合に得られる。一方、それぞれの含有量が０．００５％を超えると、介在物等の増加を招き、表面欠陥および内部欠陥などを引き起こす。従って、ＣａおよびＲＥＭを含有させる場合には、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下およびＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下の範囲とする。
　本発明の鋼板において、上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲内であれば、上記以外の成分の含有を拒むものではない。
　（実施例１）
　以下、本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、以下の実施例は本発明を限定するものではない。また、本発明の範囲内で構成を変更しても、本発明の効力を発現することは言うまでもない。
　表１に示す成分組成の鋼を溶製して得た鋳片を、１２００℃に加熱し、８７０℃で仕上げ熱間圧延した熱延鋼板を６５０℃で巻き取り、ついで熱延鋼板を酸洗後、６５％の圧延率（圧下率）で冷間圧延し、板厚：１.２ｍｍの冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板を、表２に示す条件で熱処理を施した。
　なお、熱処理温度（焼鈍処理温度）は、試料Ｎｏ．４を除いて、全てオーステナイト単相域または（オーステナイト＋フェライト）２相域の温度とした。
　また、一部の冷延鋼板については、焼戻し処理中またはその後に、溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化溶融亜鉛めっき処理を施した。ここで、溶融亜鉛めっき処理は、めっき浴温度：４６３℃、目付け量（片面あたり）：５０ｇ/ｍ２となるように両面めっきを施した。また、合金化溶融亜鉛めっき処理は、同じくめっき浴温度：４６３℃、目付け量（片面あたり）：５０ｇ/ｍ２として合金化度（Ｆｅ％(Ｆｅ含有量)）が９％となるように合金化温度：５５０℃以下で合金化条件を調整して両面めっきを施した。
　めっき処理を施さない鋼板には熱処理後直接に、また、溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化溶融亜鉛めっき処理を施した鋼板にはこれらの処理の後に、それぞれ圧延率（伸び率）：０．３％の調質圧延を施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　かくして得られた鋼板の諸特性を以下の方法で評価した。
　引張試験は、鋼板の圧延方向に対して垂直な方向から採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して行った。ＴＳ（引張強さ）、Ｔ.ＥＬ（全伸び）を測定し、強度と全伸びの積（ＴＳ×Ｔ.ＥＬ）を算出して、強度と加工性（延性）のバランスを評価した。なお、ＴＳ×Ｔ.ＥＬ≧２００００（ＭＰａ・％）であれば、強度－伸びバランスが良好といえる。
　伸びフランジ性は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して評価した。得られた各鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断した。その後、鋼板のクリアランスを板厚の１２％で直径：１０ｍｍの穴を打ち抜き、内径：７５ｍｍのダイスを用いて、しわ押さえ力：８８．２ｋＮで押さえた状態で、６０°円錐のポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定した。そして、以下の（１）の式から、限界穴拡げ率λ（％）を求めることで伸びフランジ性を評価した。
限界穴拡げ率λ（％）＝{（Ｄｆ－Ｄ０）/Ｄ０}×１００　・・・（１）
　ただし、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）とする。
　また、このようにして測定したλを用いて、強度と限界穴拡げ率の積（ＴＳ×λ）を算出して、強度と伸びフランジ性のバランスを評価した。
　なお、ＴＳ×λ≧２５０００（ＭＰａ・％）であれば、伸びフランジ性は良好といえる。
　以上の測定結果を、それぞれ表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　同表から明らかなように、本発明に従う製造方法になる鋼板は、そのいずれも、引張強さが９８０ＭＰａ以上、かつＴＳ×Ｔ.ＥＬの値が２００００ＭＰａ・％以上およびＴＳ×λの値が２５０００ＭＰａ・％以上を満足し、高強度と優れた加工性、とりわけ優れた伸びフランジ性を兼ね備えていることが確認できた。
　これに対し、試料Ｎｏ．４は、焼鈍温度が（オーステナイト＋フェライト）２相域まで加熱されていないため、所望の鋼板組織が得られず、ＴＳ×λの値は２５０００ＭＰａ・％以上を満足し、伸びフランジ性に優れるものの、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａに達せず、ＴＳ×Ｔ.ＥＬの値も２００００ＭＰａ・％未満であった。
　試料Ｎｏ．２および３はＴ１が第１温度域の範囲外であることから、所望の鋼板組織が得られず、引張強さ（ＴＳ）は９８０ＭＰａ以上を満足するものの、ＴＳ×Ｔ.ＥＬ≧２００００ＭＰａ・％およびＴＳ×λ≧２５０００ＭＰａ・％のいずれかを満足しなかった。
　試料Ｎｏ．６は、最冷部の温度が保持中に目標温度を下回り適正範囲外の温度となり、所望の鋼板組織が得られず、引張強さ（ＴＳ）≧９８０ＭＰａを満足するものの、ＴＳ×Ｔ.ＥＬ≧２００００ＭＰａ・％を満足しなかった。
　試料Ｎｏ．７は、Ｃ含有量が本発明の適正範囲外であることから、所望の鋼板組織が得られず、所望の特性を得ることができなかった。
　（実施例２）
　さらに、表１の鋼種Ａを用い、表４に示す条件で熱処理した。それぞれの場合における機械的特性およびそのバラツキについて調べた結果を表５に示す。なお、鋼板の機械的特性のバラツキは、圧延方向長さ：１０００ｍｍの範囲内から圧延方向長さ４０ｍｍ×幅２５０ｍｍに切断した材料を、両最エッジ部から鋼板中央部にかけて評価部が幅方向に均等に分散するように２０枚採取し、ＪＩＳ５号試験片に加工後、引張り試験を行った。引張強さおよびＴ.ＥＬの標準偏差σがそれぞれ１０ＭＰａ以下および２．０％以下である場合を良好と判断した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表５に示したとおり、本発明に従う条件で熱処理した試料Ｎｏ．１８，２２は引張強さおよびＴ.ＥＬの標準偏差σがいずれも１０ＭＰａ以下および２．０％以下で、機械的特性が安定している。これに対し、最冷部位の温度がＴ１～Ｔ１+１５℃を外れている試料Ｎｏ．１９および最冷部位の保持時間が１５～１００ｓを外れている試料Ｎｏ．２０，２１はバラツキが大きく、引張強さの標準偏差σが１０ＭＰａを超え、あるいはさらにＴ.ＥＬの標準偏差σが２．０％を超えていることがわかる。
　また、表３に示した発明例について、上記と同様に機械的特性のバラツキを確認したが、引張強さおよびＴ.ＥＬの標準偏差σはいずれも１０ＭＰａ以下および２．０％以下で、機械的特性が安定していることを確認した。
本発明に従う高強度鋼板は、加工性および引張強さ（ＴＳ）に優れ、かつ機械的特性の安定性にも優れているので、自動車、電気等の産業分野での利用価値は非常に大きく、特に、自動車車体の軽量化に貢献する。

Claims (8)

  1. 　Ｃを０.１０質量％以上含有する鋼板を、オーステナイト単相域または（オーステナイト＋フェライト）２相域に加熱後、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓを指標として、Ｍｓ未満、Ｍｓ-１５０℃以上の温度域に目標とする冷却停止温度を設けて冷却し、未変態オーステナイトの一部をマルテンサイト変態させたのち、昇温してマルテンサイトの焼戻しを行うことによる高強度鋼板の製造に際し、上記鋼板の板幅方向にわたる最冷部位を、目標とする冷却停止温度から（冷却停止温度＋１５℃）の温度域に、１５秒以上１００秒以下の時間保持することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
  2. 　前記オーステナイト単相域または（オーステナイト＋フェライト）２相域に加熱後、前記冷却停止までの間、もしくは前記焼戻し工程またはその後の工程において、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板の製造方法。
  3. 　前記鋼板が、質量％で、
    Ｃ：０.１０％以上０.７３％以下、
    Ｓｉ：３.０％以下、
    Ｍｎ：０.５％以上３.０％以下、
    Ｐ：０．１％以下、
    Ｓ：０．０７％以下、
    Ａｌ：３.０％以下および
    Ｎ：０．０１０％以下
    を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物の成分組成からなる鋼板であることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板の製造方法。
  4. 　前記鋼板がさらに、質量％で、
    Ｃｒ：０.０５％以上５.０％以下、
    Ｖ：０．００５％以上１．０％以下および
    Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下
    のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項３に記載の高強度鋼板の製造方法。
  5. 　前記鋼板がさらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下および
    Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下
    のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする請求項３または４に記載の高強度鋼板の製造方法。
  6. 　前記鋼板がさらに、質量％で、
    Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下
    を含有することを特徴とする請求項３乃至５のいづれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。
  7. 　前記鋼板がさらに、質量％で、
    Ｎｉ：０．０５％以上２.０％以下および
    Ｃｕ：０．０５％以上２.０％以下
    のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする請求項３乃至６のいづれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。
  8. 　前記成分組成がさらに、質量％で、
    Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下および
    ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下
    のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする請求項３乃至７のいづれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。
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