WO2017006563A1 - 高強度薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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太郎 木津
俊介 豊田
章雅 木戸
哲志 田谷
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B2001/225—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length by hot-rolling
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention includes undercarriage members such as lower arms and frames of automobiles, skeletal members such as pillars and members and their reinforcing members, door impact beams, seat members, vending machines, desks, home appliances / OA devices, building materials, etc.
  • the present invention relates to a high-strength thin steel sheet excellent in punchability and toughness suitable for applications such as structural members used in manufacturing and a method for producing the same.
  • Patent Document 1 discloses that “mass%, C: 0.010 to 0.200%, Si: 0.01 to 1.5%, Mn: 0.25 to 3”. %, P: 0.05% or less, Ti: 0.03-0.2%, Nb: 0.01-0.2%, V: 0.01-0.2% , Mo: contains one or more of 0.01 to 0.2%, the balance is Fe and inevitable impurities, and the segregation amount of C at the large-angle grain boundaries of ferrite is 4 to 4 A high-strength hot-rolled steel sheet excellent in punching workability, characterized by being 10 atms / nm 2 , is disclosed.
  • Patent Document 2 discloses that “in mass%, C: 0.04 to 0.09%, Si: 0.4% or less, Mn: 1.2 to 2.0%, P: 0.1% or less, S: 0.02% or less, Al: 1.0% or less, Nb: 0.02 to 0.09%, Ti: 0.02 to 0.07%, N: 0.0.
  • the balance being a component composition composed of Fe and inevitable impurities, and an area fraction of pearlite of 5 % Or less, the total area fraction of martensite and retained austenite is 0.5% or less, and the balance is one or two of ferrite and bainite, and the average grain size of ferrite and bainite is 10 ⁇ m or less.
  • Patent Document 1 has a problem that the conditions necessary for obtaining excellent toughness such as the grain size of precipitates are not taken into account, and punchability and toughness cannot be achieved at the same time.
  • Patent Document 2 has a problem that the conditions necessary for obtaining excellent punchability are not taken into account, and it is impossible to achieve both punchability and toughness.
  • the present invention has been developed to solve the above problems, and an object of the present invention is to provide a high-strength thin steel sheet having both punchability and toughness together with its advantageous manufacturing method.
  • the high-strength thin steel sheet referred to in the present invention is intended for a steel sheet having a thickness of 1 to 4 mm.
  • the high-strength thin steel sheet referred to in the present invention includes steel sheets subjected to surface treatment such as hot dip galvanizing, alloyed hot dip galvanizing, and electrogalvanizing in addition to hot-rolled steel sheets.
  • membrane by chemical conversion etc. on these steel plates shall also be included.
  • the thickness of the plating or the coating is not included in the plate thickness.
  • the inventors of the present invention have made extensive studies to solve the above problems, and have obtained the following knowledge.
  • the ferrite grain size in the rolling direction of the steel sheet has a great influence on the toughness, and the average grain size of the top 5% having a large grain size has a great influence on the toughness.
  • the toughness can be greatly improved by appropriately controlling the average grain size of the upper 5% ferrite having the larger grain size.
  • the fine precipitates such as Ti, Nb, and V described above serve as a generation source of dislocation, thereby further improving toughness.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1. In mass%, C: 0.05-0.20%, Si: 0.6-1.5%, Mn: 1.3-3.0%, P: 0.10% or less, S: 0.030% or less, Al: 0.10% or less and N: 0.010% or less
  • the composition contains one or more selected from Ti: 0.01 to 1.00%, Nb: 0.01 to 1.00%, and V: 0.01 to 1.00%, with the balance being Fe and inevitable impurities.
  • the total carbon amount converted value C * of Ti, Nb and V precipitates having a particle size of less than 20 nm, defined by the following formula (1), is 0.010 to 0.100 mass%, Further, the amount of Fe in the Fe precipitate is 0.03 to 0.50 mass%, Furthermore, in the ferrite grain size distribution in the rolling direction cross section, the average grain size of the top 5% ferrite grains with the largest grain size is (4000 / TS) 2 ⁇ m or less (TS is tensile strength (MPa)). steel sheet.
  • C * ([Ti] / 48 + [Nb] / 93 + [V] / 51) ⁇ 12 ... (1)
  • [Ti], [Nb], and [V] are the amounts of Ti, Nb, and V in the Ti, Nb, and V precipitates having a particle diameter of less than 20 nm, respectively.
  • the composition further contains one or more selected from Mo: 0.005 to 0.50%, Ta: 0.005 to 0.50%, and W: 0.005 to 0.50% by mass%.
  • C ** ([Ti] / 48 + [Nb] / 93 + [V] / 51 + [Mo] / 96 + [Ta] / 181 + [W] / 184) ⁇ 12 ...
  • [Ti], [Nb], [V], [Mo], [Ta], and [W] are Ti, Nb, V, Mo, Ta, and W precipitates having a particle size of less than 20 nm, respectively.
  • Nb, V, Mo, Ta and W amounts.
  • the composition further contains, by mass%, one or more selected from Cr: 0.01 to 1.00%, Ni: 0.01 to 1.00% and Cu: 0.01 to 1.00% High strength thin steel sheet as described.
  • composition further contains, by mass%, one or two selected from Ca: 0.0005 to 0.0100% and REM: 0.0005 to 0.0100%.
  • Strength thin steel plate
  • a method for producing the high-strength thin steel sheet according to any one of 1 to 5 The steel slab having the composition according to any one of 1 to 5 is subjected to hot rolling including rough rolling and finish rolling, and after the finish rolling, the obtained steel plate is cooled and wound up.
  • the formula in finish rolling (3) defined by the cumulative distortion R t of 1.3 or more, a finish rolling temperature of 820 ° C. or higher 930 than ° C., After completion of the finish rolling, cooling is performed at an average cooling rate from the finish rolling temperature to the annealing start temperature of 30 ° C./s or more, and then annealing is started at a temperature of 750 to 600 ° C.
  • R n is an accumulated strain accumulated at the n-th stand from the upstream side when finish rolling is performed with m stands, and is defined as the following equation.
  • R n -ln [1-0.01 ⁇ r n ⁇ [1-0.01 ⁇ exp ⁇ -(11800 + 2 ⁇ 10 3 ⁇ [C]) / (T n +273) + 13.1-0.1 ⁇ [C] ⁇ ] ]
  • r n n stands th reduction rate from the upstream side (%)
  • T n n stands th entry side temperature from the upstream side (° C.)
  • N is an integer from 1 to m.
  • exp ⁇ (11800 + 2 ⁇ 10 3 ⁇ [C]) / (T n +273) + 13.1 ⁇ 0.1 ⁇ [C] ⁇ exceeds 100, this value is set to 100.
  • the unit of element content in the component composition is “mass%”, but hereinafter, it is simply indicated by “%” unless otherwise specified.
  • C 0.05-0.20%
  • C forms fine carbides such as Ti, Nb and V and their composite carbides, as well as these carbonitrides and composite carbonitrides (hereinafter also referred to simply as precipitates) to increase strength and punchability. Contributes to improved toughness. C also forms cementite with Fe, which also contributes to improved punchability. For this reason, it is necessary to make C content 0.05% or more.
  • C suppresses ferrite transformation, when C is contained excessively, formation of fine precipitates such as Ti, Nb and V is suppressed. In addition, cementite is excessively generated and the toughness is reduced. For this reason, the C content needs to be 0.20% or less. Preferably it is 0.15% or less, More preferably, it is 0.12% or less.
  • Si 0.6-1.5%
  • Si promotes ferrite transformation in the slow cooling process performed by cooling after hot rolling at the time of steel plate production, and promotes the formation of fine precipitates such as Ti, Nb and V that precipitate simultaneously with the transformation.
  • Si contributes to high strength as a solid solution strengthening element without greatly reducing the formability. From the viewpoint of obtaining these effects, the Si content needs to be 0.6% or more.
  • Si when Si is contained excessively, the above ferrite transformation is excessively promoted. As a result, precipitates such as Ti, Nb, and V become coarse, and as a result, an appropriate amount of these fine precipitates cannot be obtained. Further, not only the toughness is lowered, but also an oxide of Si is likely to be generated on the surface of the steel sheet.
  • the Si content needs to be 1.5% or less. Preferably it is 1.2% or less.
  • Mn 1.3-3.0%
  • Mn has the effect of suppressing the ferrite transformation before the start of slow cooling and suppressing the coarsening of precipitates such as Ti, Nb and V in the cooling after hot rolling at the time of steel plate production. Further, Mn contributes to high strength by solid solution strengthening. Furthermore, it has the effect of detoxifying harmful S in steel as MnS. In order to obtain these effects, the Mn content needs to be 1.3% or more. Preferably it is 1.5% or more.
  • Mn content when Mn is contained excessively, slab cracking is caused. Moreover, ferrite transformation is suppressed and formation of fine precipitates such as Ti, Nb and V is suppressed. For this reason, it is necessary to make Mn content 3.0% or less. Preferably it is 2.5% or less, More preferably, it is 2.0% or less.
  • P 0.10% or less P segregates at grain boundaries and deteriorates ductility and toughness. Moreover, when the amount of P increases, in the cooling after hot rolling at the time of manufacturing the steel sheet, ferrite transformation before the start of slow cooling is promoted, and precipitates such as Ti, Nb and V become coarse. For this reason, it is necessary to make P content 0.10% or less. Preferably it is 0.05% or less, More preferably, it is 0.03% or less, More preferably, it is 0.01% or less. Note that the lower limit of the P content is not particularly limited, but excessive P removal causes an increase in cost, so the lower limit of the P content is preferably 0.003%.
  • S 0.030% or less S lowers the ductility during hot rolling, thereby inducing hot cracking and deteriorating surface properties. Further, S hardly contributes to the strength, but also reduces ductility and stretch flangeability by forming coarse sulfides as impurity elements. For these reasons, it is desirable to reduce S as much as possible. For this reason, S content needs to be 0.030% or less. Preferably it is 0.010% or less, More preferably, it is 0.003% or less, More preferably, it is 0.001% or less. Note that the lower limit of the S content is not particularly limited, but excessive S lowering causes an increase in cost, so the lower limit of the S content is preferably 0.0003%.
  • Al 0.10% or less
  • toughness and weldability are greatly reduced.
  • generate Al oxide on the surface it becomes easy to produce a chemical conversion treatment defect with a hot-rolled steel plate, and non-plating etc. with a plated steel plate.
  • the minimum of Al content is not specifically limited, There is no problem even if 0.01% or more is contained as Al killed steel.
  • N 0.010% or less N forms coarse nitrides at high temperatures with Ti, Nb, V, etc., but these nitrides hardly contribute to the strength. For this reason, if the N content increases, the effect of increasing the strength due to Ti, Nb and V is reduced, and further, the toughness is reduced. Further, since N causes slab cracking during hot rolling, surface flaws may occur. For this reason, it is necessary to make N content into 0.010% or less. Preferably it is 0.005% or less, More preferably, it is 0.003% or less, More preferably, it is 0.002% or less. Note that the lower limit of the N content is not particularly limited, but excessive de-N causes an increase in cost, so the lower limit of the N content is preferably 0.0010%.
  • Ti, Nb, and V form fine precipitates with C and are high Contributes to strengthening and contributes to improvement of punchability and toughness.
  • it is necessary to contain at least 0.01% of one or more selected from Ti, Nb and V.
  • it is 0.05% or more.
  • Ti, Nb and V are each contained in excess of 1.00%, the effect of increasing the strength is not so great. Further, these fine precipitates are excessively deposited, and on the contrary, toughness and punchability are lowered. For this reason, the Ti, V and Nb contents must be 1.00% or less, respectively. Preferably it is 0.80% or less.
  • the high-strength thin steel sheet of the present invention can appropriately contain the following elements for the purpose of further increasing the strength and improving the punchability and toughness.
  • Mo, Ta, and W are fine with C, just like Ti, Nb, and V This contributes to the improvement of punchability and toughness as well as the formation of a good precipitate. For this reason, when it contains Mo, Ta, and W, it is preferable to make Mo, Ta, and W content 0.005% or more, respectively. More preferably, it is 0.01% or more. On the other hand, even if Mo, Ta and W are added in an amount exceeding 0.50%, the effect of increasing the strength is not so great. Further, these fine precipitates are excessively deposited, and on the contrary, toughness and punchability are lowered. For this reason, when Mo, Ta, and W are contained, the Mo, Ta, and W contents are each preferably 0.50% or less. More preferably, it is 0.40% or less.
  • One or more selected from Cr: 0.01 to 1.00%, Ni: 0.01 to 1.00% and Cu: 0.01 to 1.00% Cr, Ni and Cu have high strength by making the structure finer And contributes to improved toughness. For this reason, when Cr, Ni and Cu are contained, the Cr, Ni and Cu contents are preferably set to 0.01% or more, respectively. On the other hand, even if Cr, Ni and Cu are added in excess of 1.00%, the above effects are saturated and the cost is increased. For this reason, when Cr, Ni, and Cu are contained, the Cr, Ni, and Cu contents are each preferably 1.00% or less.
  • Sb 0.005 to 0.050% Since Sb segregates on the surface during hot rolling, it prevents slab nitriding and suppresses the formation of coarse nitrides. For this reason, when Sb is contained, the Sb content is preferably 0.005% or more. On the other hand, even if Sb is contained in excess of 0.050%, the above effects are saturated and the cost is increased. For this reason, when Sb is contained, the Sb content is preferably 0.050% or less.
  • Ca and REM improve ductility and stretch flangeability by controlling the form of sulfide. For this reason, when Ca and REM are contained, the Ca content and the REM content are each preferably 0.0005% or more. On the other hand, even if Ca and REM are contained in excess of 0.0100%, the above effects are saturated and the cost is increased. For this reason, when Ca and REM are contained, the Ca content and the REM content are each preferably set to 0.0100% or less.
  • Components other than the above are Fe and inevitable impurities.
  • Total carbon equivalent C * of Ti, Nb and V precipitates with particle size of less than 20 nm, or Ti, Nb, V, Mo, Ta, and W precipitates with particle size of less than 20 nm
  • Total carbon equivalent C **: 0.010 to 0.100% by mass Ti, Nb and V precipitates having a particle size of less than 20 nm contribute to the improvement of punchability and toughness.
  • the total carbon amount converted value C * of Ti, Nb and V precipitates having a particle size of less than 20 nm (hereinafter also simply referred to as a carbon amount converted value C *) is set to 0.010% by mass or more.
  • C * is calculated by the following equation (1).
  • C * ([Ti] / 48 + [Nb] / 93 + [V] / 51) ⁇ 12 ...
  • [Ti], [Nb], and [V] are the amounts of Ti, Nb, and V in the Ti, Nb, and V precipitates having a particle diameter of less than 20 nm, respectively.
  • [Ti], [Nb] or [V] is zero.
  • the high-strength thin steel sheet of the present invention contains Mo, Ta, or W in addition to one or more selected from Ti, Nb and V, it is defined by the following formula (2).
  • the total carbon amount converted value C ** of Ti, Nb, V, Mo, Ta and W precipitates having a particle size of less than 20 nm (hereinafter also simply referred to as carbon amount converted value C **) is 0.010 to 0.100 mass%.
  • the preferable range of C ** and the reason thereof are the same as those of C *.
  • C ** ([Ti] / 48 + [Nb] / 93 + [V] / 51 + [Mo] / 96 + [Ta] / 181 + [W] / 184) ⁇ 12 ...
  • [Ti], [Nb], [V], [Mo], [Ta], and [W] are Ti, Nb, V, Mo, Ta, and W precipitates having a particle size of less than 20 nm, respectively. , Nb, V, Mo, Ta and W amounts. At this time, when Ti, Nb, V, Mo, Ta or W is not contained, [Ti], [Nb], [V], [Mo], [Ta] or [W] is zero. In addition, the calculation of C ** is premised on satisfying the provisions of C *.
  • Ti, Nb and V precipitates with a particle size of 20 nm or more hardly contribute to the improvement of punchability and toughness, so here, the target is Ti, Nb and V precipitates with a particle size of less than 20 nm. did.
  • Fe content in Fe precipitate 0.03-0.50 mass%
  • Fe precipitates, especially cementite become the starting point of cracks during punching and contribute to the improvement of punchability.
  • the Fe amount in the Fe precipitate needs to be 0.03% by mass or more.
  • it is 0.05 mass% or more, More preferably, it is 0.10 mass% or more.
  • it is necessary to make the amount of Fe in a Fe precipitate 0.50 mass% or less.
  • the average grain size of the top 5% with the largest ferrite grain size (4000 / TS) 2 ⁇ m or less (TS is tensile strength (MPa))
  • TS tensile strength
  • MPa tensile strength
  • the top 5% average grain size (hereinafter also simply referred to as the top 5% average grain size) in the order of grain size is (4000 / TS (MPa)) 2 Must be ⁇ m or less.
  • TS is the tensile strength (MPa) of the steel sheet. Further, it is preferably (3500 / TS (MPa)) 2 ⁇ m or less.
  • M 10 6
  • M 10 6
  • the lower limit of the average particle diameter is not particularly limited, but the lower limit is usually 5.0 ⁇ m.
  • the preferred tensile strength TS of the high-strength thin steel sheet of the present invention is 780 MPa or more.
  • the structure of the high-strength thin steel sheet of the present invention is preferably a structure mainly composed of ferrite, specifically, a structure composed of ferrite and the remainder of 50% or more in terms of the area ratio with respect to the entire structure.
  • structures other than ferrite include bainite and martensite.
  • the method for producing a high-strength thin steel sheet according to the present invention includes a step of performing hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling on a steel slab having the above-described composition, and cooling and winding the obtained steel sheet after finishing rolling.
  • slow cooling is started at a temperature of 750 to 600 ° C.
  • the average cooling rate in the slow cooling is set to less than 10 ° C./s
  • the cooling time is set to 1 to 10 seconds. Cooling at an average cooling rate of 10 ° C./s or higher up to the winding temperature.
  • the melting method of steel slab is not specifically limited, Well-known melting methods, such as a converter and an electric furnace, are employable.
  • the steel slab after melting, it is preferable to form a steel slab by a continuous casting method from the viewpoint of productivity and the like, but the steel slab may be obtained by a known casting method such as an ingot-bundling rolling method or a thin slab continuous casting method. .
  • Cumulative strain R t in finish rolling 1.3 or more
  • the cumulative strain R t in finish rolling is required to be 1.3 or more. Preferably it is 1.5 or more.
  • the upper limit is not particularly limited cumulative strain R t in finish rolling
  • the cumulative strain becomes too large, ferrite transformation is excessively promoted during cooling after hot rolling, Ti, Nb and V
  • R n is an accumulated strain accumulated at the n-th stand from the upstream side when finish rolling is performed with m stands, and R n is defined as the following equation.
  • R n -ln [1-0.01 ⁇ r n ⁇ [1-0.01 ⁇ exp ⁇ -(11800 + 2 ⁇ 10 3 ⁇ [C]) / (T n +273) + 13.1-0.1 ⁇ [C] ⁇ ] ]
  • r n is n stands th reduction rate from the upstream side (%)
  • T n is n stands th entry side temperature from the upstream side (° C.), [C] content of C in the steel (mass% ).
  • N is an integer from 1 to m. Note that m is usually 7.
  • Final rolling temperature 820 ° C or higher and lower than 930 ° C
  • the finish rolling temperature is 820 ° C or higher.
  • it is 850 degreeC or more.
  • the finish rolling temperature when the finish rolling temperature is 930 ° C. or higher, ferrite transformation is suppressed in the cooling process after hot rolling, and the formation of fine precipitates such as Ti, Nb, and V is suppressed. Therefore, the finish rolling temperature needs to be less than 930 ° C. Preferably it is less than 900 degreeC.
  • the finish rolling temperature referred to here is the exit temperature (° C.) of the m-th stand from the upstream side when finish rolling is performed with m stands.
  • Average cooling rate from finish rolling temperature to start of slow cooling 30 ° C / s or more
  • average cooling rate from finish rolling temperature to start of slow cooling is less than 30 ° C / s, ferrite transformation is promoted, Ti, Nb And precipitates such as V become coarse. Therefore, the average cooling rate from the finish rolling temperature to the start of gradual cooling needs to be 30 ° C./s or more.
  • it is 50 ° C./s or more, more preferably 80 ° C./s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but is about 200 ° C./s from the viewpoint of temperature control.
  • Slow cooling start temperature 750-600 ° C
  • the annealing start temperature exceeds 750 ° C.
  • ferrite transformation occurs at a high temperature, and ferrite crystal grains become coarse. Further, precipitates such as Ti, Nb and V are coarsened. Therefore, the annealing start temperature needs to be 750 ° C. or lower.
  • the annealing start temperature is less than 600 ° C., precipitates such as Ti, Nb and V are not sufficiently precipitated. Therefore, the annealing start temperature needs to be 600 ° C. or higher.
  • Average cooling rate during slow cooling less than 10 ° C / s
  • the average cooling rate during slow cooling is 10 ° C / s or more, ferrite transformation does not occur sufficiently and precipitation of fine precipitates such as Ti, Nb and V The amount is reduced. Therefore, the average cooling rate during slow cooling needs to be less than 10 ° C / s. Preferably it is less than 6 ° C / s.
  • the lower limit of the average cooling rate during slow cooling is not particularly limited, but about 2 ° C./s is sufficient. Preferably, it is 4 ° C./s or more.
  • Cooling time during slow cooling 1-10s
  • the cooling time during slow cooling is less than 1 s, ferrite transformation does not occur sufficiently, and the amount of fine precipitates such as Ti, Nb and V is reduced. Therefore, the cooling time during slow cooling needs to be 1 s or longer. Preferably it is 2 s or more, more preferably 3 s or more.
  • the cooling time during slow cooling exceeds 10 s, precipitates such as Ti, Nb and V become coarse. In addition, the ferrite crystal grains become coarse. Therefore, the cooling time during slow cooling needs to be 10 s or less. Preferably it is 6 s or less.
  • the average cooling rate up to the coiling temperature 10 ° C / s or more
  • the average cooling rate up to the coiling temperature needs to be 10 ° C./s or more.
  • it is 30 ° C./s or more, more preferably 50 ° C./s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but is about 100 ° C./s from the viewpoint of temperature control.
  • Winding temperature 350 ° C. or higher and lower than 530 ° C.
  • the winding temperature is 530 ° C. or higher, precipitates such as Ti, Nb and V become coarse.
  • the ferrite crystal grains become coarse. Therefore, the winding temperature needs to be less than 530 ° C. Preferably it is less than 480 degreeC.
  • the coiling temperature is less than 350 ° C., the formation of cementite which is a precipitate of Fe and C is suppressed. Therefore, the winding temperature needs to be 350 ° C. or higher.
  • the finish rolling temperature, the annealing start temperature, and the winding temperature are all steel plate surface temperatures.
  • the average cooling rate is also defined based on the temperature of the steel sheet surface.
  • the movable dislocation can be increased and the punchability can be further improved.
  • it is 0.3% or more.
  • the plate thickness reduction rate exceeds 3.0%, dislocations are difficult to move due to dislocation interaction, and punchability is reduced.
  • it is preferable to make sheet thickness reduction
  • said process may be reduction by a rolling roll and may apply tension to a steel plate. Moreover, you may process combining these.
  • the steel plate obtained as described above may be subjected to zinc plating, zinc-Al composite plating, zinc-Ni composite plating, Al plating, Al-Si composite plating, or the like. Further, a film may be formed by chemical conversion treatment or the like.
  • the molten steel having the composition shown in Table 1 was melted and continuously cast by a generally known method to obtain a steel slab. These slabs were heated and subjected to rough rolling, and then finish rolling was performed under the conditions shown in Table 2. After finishing rolling, the slab was cooled and wound to obtain a hot-rolled steel sheet. The finish rolling was performed by a hot rolling mill consisting of 7 stands. Further, some of the steel plates were further reduced by a rolling roll at room temperature.
  • all the steel plates obtained as described above had a structure mainly composed of ferrite (ferrite was 50% or more in area ratio).
  • the ferrite area ratio was measured by embedding and polishing the cross section in the rolling direction-plate thickness direction, and after nitrite corrosion, the plate thickness 1/4 position was observed at 3 magnifications using a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 3000 times. Then, the area ratio of the constituent phases in the obtained tissue image can be calculated for three visual fields, and these values can be averaged. Further, in the above structure image, the ferrite exhibits a gray structure (underlying structure).
  • the ferrite particle size distribution in the cross section in the rolling direction was determined by a so-called intercept method. That is, nine lines are drawn at equal intervals in parallel with the rolling direction at each measurement location in the EBSD measurement, and the section length of each ferrite grain in the rolling direction is measured. And the average value of the measured section length was made into the average particle diameter of the ferrite grain in a rolling direction. In addition, in order from the largest grain size, the average value of the ferrite grains up to the top 5% was made the average grain size of the top 5% of the largest grain size. In selecting the upper 5% ferrite grains having the larger particle diameter, ferrite grains having a particle diameter of less than 0.1 ⁇ m were excluded. Here, in determining the ferrite particle size distribution, the particle size of 200 or more ferrite particles was measured.
  • Punching test Punching ability is the average value of the peripheral length ratio of the part where cracks are generated by punching a hole with a diameter of 10 mm three times each with a clearance of 20% and observing the entire end face (hereinafter referred to as punching cracking). (Also called length ratio). If the punch crack length ratio is 10% or less, it can be said that the punchability is excellent.
  • the ductile-brittle transition temperature (DBTT) was determined by Charpy impact test according to JIS Z 2242. Asked. Here, the V-notch test piece was prepared such that the longitudinal direction was a direction perpendicular to the rolling direction. When this ductile-brittle transition temperature (DBTT) is -40 ° C. or less, it can be said that the toughness is excellent.
  • FIG. 2 show the relationship between the carbon amount converted value C * or C ** and DBTT, and carbon for the invention example and the comparative example in which the carbon amount converted value C * or C ** is outside the proper range.
  • the relationship between the quantity conversion value C * or C ** and the punch crack length ratio is shown. 1 and 2, when the carbon conversion value C * or C ** is in the range of 0.010 to 0.100 mass%, DBTT is -40 ° C or less and the punching crack length ratio is 10% or less.
  • FIG. 3 shows the relationship between the Fe amount in the Fe precipitate and the punch crack length ratio for the invention example and the comparative example in which the Fe amount in the Fe precipitate is outside the proper range.
  • FIG. 3 shows that the punch crack length ratio becomes 10% or less by controlling the amount of Fe in the Fe precipitate within the range of 0.03 to 0.50 mass%.
  • FIG. 4 shows an example of the invention and a comparative example in which the average grain size of the top 5% ferrite grains in the ferrite grain size distribution in the rolling direction cross section is outside the proper range (the top 5% in the ferrite grain size distribution in the rolling direction).
  • the average particle size) / (4000 / TS) 2 and DBTT are shown. From FIG. 4, (the average grain size of the top 5% ferrite grains in the ferrite grain size distribution in the rolling direction section) / (4000 / TS) 2 is 1.0 or less, that is, the top 5% in the ferrite grain size distribution in the rolling direction section. It can be seen that when the average grain size of the ferrite grains is (4000 / TS) 2 ⁇ m or less in relation to the tensile strength TS (MPa), DBTT is ⁇ 40 ° C. or less.

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Abstract

所定の組成とし、粒径が20nm未満のTi、NbおよびV析出物の合計の炭素量換算値C*を0.010～0.100質量％とし、また、Fe析出物中におけるFe量を0.03～0.50質量％とし、さらに、圧延方向断面のフェライト粒径分布において、粒径の大きい上位5％のフェライト粒の平均粒径を、(4000/TS)2μm以下（TSは引張強度（MPa））とする。

Description

高強度薄鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車のロアアームやフレーム等の足回り部材、ピラーやメンバー等の骨格部材とそれらの補強部材、ドアインパクトビーム、シート部材、さらには自動販売機、デスク、家電・OA機器、建材などに使用される構造用部材などの用途に好適な打ち抜き性と靭性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法に関する。
　近年、地球環境に対する関心の高まりを受けて、鋼板製造の際にCO2排出量が大きくなる厚肉の鋼板の使用量を削減するなどの要望が大きくなっている。また、自動車分野では、自動車車体を軽量化することで燃費を向上させるとともに、排ガス量を低減させるなどの要望も大きくなっている。このようなことから、鋼板の高強度化と薄肉化が進められている。
　一般に高強度鋼板では打ち抜き性や靭性が低下するため、プレスによる打ち抜き加工により成形される部品や靭性が必要とされる部品、特にこれら両方に該当する部品に用いることができる高強度薄鋼板の開発が望まれている。
　例えば、打ち抜き性に優れた鋼板として、特許文献１には、「質量％で、Ｃ：０．０１０～０．２００％、Ｓｉ：０．０１～１．５％、Ｍｎ：０．２５～３％を含有し、Ｐ：０．０５％以下に制限し、更に、Ｔｉ：０．０３～０．２％、Ｎｂ：０．０１～０．２％、Ｖ：０．０１～０．２％、Ｍｏ：０．０１～０．２％のうちの何れか１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、フェライトの大角結晶粒界のＣの偏析量が４～１０ａｔｍｓ／ｎｍ２であることを特徴とする打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板」が開示されている。
　また、靭性に優れた鋼板として、特許文献２には、「質量％で、Ｃ：０．０４～０．０９％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：１．２～２．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：１．０％以下、Ｎｂ：０．０２～０．０９％、Ｔｉ：０．０２～０．０７％、Ｎ：０．００５％以下を含有し、２．０≦Ｍｎ＋８［％Ｔｉ］＋１２［％Ｎｂ］≦２．６であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、パーライトの面積分率が５％以下、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積分率が０．５％以下、残部がフェライトおよびベイナイトの１種または２種である金属組織からなり、フェライトおよびベイナイトの平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、ＴｉおよびＮｂを含有する非整合析出した合金炭窒化物の平均粒子径が２０ｎｍ以下であり、降伏比が０．８５以上、最大引張強度が６００ＭＰａ以上であることを特徴とする低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ＨＡＺ軟化特性に優れた高降伏比熱延鋼板」が開示されている。
特開2008－261029号公報 国際公開2013/022043号公報
　しかしながら、特許文献１に記載の鋼板では、析出物の粒径など、優れた靭性を得るために必要な条件が考慮されておらず、打ち抜き性と靭性を両立できないという問題があった。
　一方、特許文献２に記載の鋼板では、優れた打ち抜き性を得るために必要な条件が考慮されておらず、やはり打ち抜き性と靭性を両立できないという問題があった。
　本発明は、上記の問題を解決するため開発されたものであって、打ち抜き性と靭性とを兼備した高強度薄鋼板を、その有利な製造方法とともに提供することを目的とする。
　なお、本発明でいう高強度薄鋼板は、板厚1～4mmの鋼板を対象とするものである。また、本発明でいう高強度薄鋼板には、熱延鋼板の他に、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっきなどの表面処理を施した鋼板も含むものとする。さらに、これらの鋼板に化成処理などにより皮膜を形成した鋼板も含むものとする。ただし、前記めっきや前記皮膜の厚みは、板厚には含まれない。
　本発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意検討を重ねたところ、以下の知見を得た。
（１）所定の組成にするとともに、粒径20nm未満の微細なTi、NbおよびV析出物などと、セメンタイトなどのFe析出物とを同時に適正量析出させることで、打ち抜き性を大幅に向上させることができる。
　このメカニズムについて、発明者らは次のように考えている。すなわち、Fe析出物を析出させることにより、これらのFe析出物が打ち抜き加工時の亀裂の起点となる。またTi、NbおよびVなどの微細な析出物は、上記した亀裂の伝播を促進する。このため、これらのFe析出物とTi、NbおよびVなどの微細な析出物とを適正量析出させることで、打ち抜き加工時の端面割れが抑制され、この結果、打ち抜き性が大幅に向上するものと考えている。
　なお、Ti、NbおよびVなどの微細な析出物としては、Ti、NbおよびV（組成によっては、Ti、Nb、V、Mo、TaおよびW）の炭化物、さらにはこれらの複合炭化物、ならびにこれらの炭窒化物や複合炭窒化物が挙げられる。また、Fe析出物としては、セメンタイト（θ炭化物）の他に、ε炭化物が挙げられる。
（２）また、靭性には鋼板の圧延方向におけるフェライト粒径が大きく影響しており、特に粒径の大きい上位5％の平均粒径が靭性に大きく影響を与えている。そして、引張強さTS（MPa）に応じて、この粒径の大きい上位5％のフェライトの平均粒径を適正に制御することで、靭性を大幅に向上させることができる。
　さらに、上記したTi、NbおよびVなどの微細な析出物が転移の発生源となることで、靭性が一層向上する。
　本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、C：0.05～0.20％、Si：0.6～1.5％、Mn：1.3～3.0％、P：0.10％以下、S：0.030％以下、Al：0.10％以下およびN：0.010％以下を含有するとともに、Ti：0.01～1.00％、Nb：0.01～1.00％およびV：0.01～1.00％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
　下記式(1)で規定する、粒径が20nm未満のTi、NbおよびV析出物の合計の炭素量換算値C*が0.010～0.100質量％であり、
　また、Fe析出物中のFe量が0.03～0.50質量％であり、
　さらに、圧延方向断面のフェライト粒径分布において、粒径の大きい上位5％のフェライト粒の平均粒径が(4000/TS)2μm以下（TSは引張強度（MPa））である、高強度薄鋼板。
　　　　　　　　　　　　　　　　　記
　　　C*=（[Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51）×12・・・(1)
　ここで、[Ti]、[Nb]および[V]はそれぞれ、粒径20nm未満のTi、NbおよびV析出物中のTi、NbおよびV量である。
２．前記組成として、さらに質量％で、Mo：0.005～0.50％、Ta：0.005～0.50％およびW：0.005～0.50％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、
　下記式(2)で規定する、粒径が20nm未満のTi、Nb、V、Mo、TaおよびW析出物の合計の炭素量換算値C**が0.010～0.100質量％である、前記１に記載の高強度薄鋼板。
　　　　　　　　　　　　　　　　　記
　　　C**=（[Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51+[Mo]/96+[Ta]/181+[W]/184）×12・・・(2)
　ここで、[Ti]、[Nb]、[V]、[Mo]、[Ta]および[W]はそれぞれ、粒径20nm未満のTi、Nb、V、Mo、TaおよびW析出物中のTi、Nb、V、Mo、TaおよびW量である。
３．前記組成として、さらに質量％で、Cr：0.01～1.00％、Ni：0.01～1.00％およびCu：0.01～1.00％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する、前記１または２に記載の高強度薄鋼板。
４．前記組成として、さらに質量％で、Sb：0.005～0.050％を含有する、前記１～３のいずれか一項に記載の高強度薄鋼板。
５．前記組成として、さらに質量％で、Ca：0.0005～0.0100％およびREM：0.0005～0.0100％のうちから選ばれた１種または２種を含有する、前記１～４のいずれか一項に記載の高強度薄鋼板。
６．前記１～５のいずれか一項に記載の高強度薄鋼板を製造するための方法であって、
　前記１～５のいずれか一項に記載の組成を有する鋼スラブに、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を行い、該仕上げ圧延終了後、得られた鋼板を冷却し、巻き取る工程を有し、
　前記仕上げ圧延における下記式(3)で規定する累積歪Rtを1.3以上、仕上げ圧延温度を820℃以上930℃未満とし、
　前記仕上げ圧延終了後、前記仕上げ圧延温度から徐冷開始温度までの平均冷却速度を30℃/ｓ以上として冷却し、ついで750～600℃の温度で徐冷を開始し、該徐冷における平均冷却速度を10℃/s未満、冷却時間を1～10sとし、該徐冷終了後、350℃以上530℃未満の巻き取り温度まで平均冷却速度：10℃/s以上で冷却する、高強度薄鋼板の製造方法。
　　　　　　　　　　　　　　　　　記
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
 　ここで、Rnは、仕上げ圧延をm個のスタンドで行う場合に、上流側からnスタンド目で蓄積される蓄積歪であり、次式のように定義する。
　　　Rn＝－ln〔1－0.01×rn×[1－0.01×exp{－(11800+2×103×[C])/(Tn+273)+13.1－0.1×[C]}]〕
　式中、rnは上流側からnスタンド目の圧下率（％）、Tnは上流側からnスタンド目の入側温度（℃）、[C]は鋼中のCの含有量（質量％）である。また、nは1～mまでの整数である。
　ただし、exp{－(11800+2×103×[C])/(Tn+273)+13.1－0.1×[C]}が100を超える場合、この値は100とする。
７．前記熱間圧延工程後に、さらに0.1～3.0％の板厚減少率で加工を行う、前記６に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
　本発明によれば、自動車用部材や各種構造用部材などの用途に好適な打ち抜き性と靭性に優れた高強度薄鋼板が得られるため、産業上格段の効果を有する。
発明例および炭素量換算値C*またはC**が適正範囲外となる比較例について、炭素量換算値C*またはC**と打ち抜き割れ長さ率との関係を示す図である。 発明例および炭素量換算値C*またはC**が適正範囲外となる比較例について、炭素量換算値C*またはC**とDBTTとの関係を示す図である。 発明例およびFe析出物中におけるFe量が適正範囲外となる比較例について、Fe析出物中におけるFe量と打ち抜き割れ長さ率との関係を示す図である。 発明例および圧延方向のフェライト粒径分布における上位5％の平均粒径が適正範囲外となる比較例について、（圧延方向断面のフェライト粒径分布における上位5％の平均粒径）／（4000/TS）2とDBTTとの関係を示す図である。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　まず、本発明の高強度薄鋼板における成分組成について説明する。なお、成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
C：0.05～0.20％
　Cは、Ti、NbおよびVなどと微細な炭化物やこれらの複合炭化物、さらにはこれらの炭窒化物や複合炭窒化物（以下、単に析出物ともいう）を形成し、高強度化、打ち抜き性、靭性の向上に寄与する。また、CはFeとセメンタイトを形成し、この点でも打ち抜き性の向上に寄与する。このため、C含有量を0.05％以上とする必要がある。一方、Cはフェライト変態を抑制することから、Cが過剰に含有されると、Ti、NbおよびVなどの微細な析出物の形成が抑制される。また、セメンタイトが過剰に生成して靭性の低下を招く。このため、C含有量を0.20％以下とする必要がある。好ましくは0.15％以下、さらに好ましくは0.12％以下である。
Si：0.6～1.5％
　Siは、鋼板製造時の熱間圧延後の冷却で行う徐冷過程において、フェライト変態を促進するとともに、変態と同時に析出するTi、NbおよびVなどの微細な析出物の形成を促す。また、Siは、成形性を大きく低下させることなく、固溶強化元素として高強度化にも寄与する。これらの効果を得る観点から、Si含有量を0.6％以上とする必要がある。一方、Siが過剰に含有されると、上記のフェライト変態が過度に促進される。これによりTi、NbおよびVなどの析出物が粗大化し、ひいてはこれらの微細な析出物を適正量得ることができなくなる。さらに、靭性が低下するだけでなく、鋼板の表面にSiの酸化物が生成しやすくなり、このため、熱延鋼板では化成処理不良、めっき鋼板では不めっきなどが生じやすくなる。このような観点から、Si含有量を1.5％以下とする必要がある。好ましくは1.2％以下である。
Mn：1.3～3.0％
　Mnは、鋼板製造時の熱間圧延後の冷却において、徐冷開始前にフェライト変態が生じることを抑制し、Ti、NbおよびVなどの析出物の粗大化を抑制する効果がある。また、Mnは、固溶強化により高強度化にも寄与する。さらに、有害な鋼中SをMnSとして無害化する効果も有する。これらの効果を得るためには、Mn含有量を1.3％以上とする必要がある。好ましくは1.5％以上である。一方、Mnが過剰に含有されると、スラブ割れを引き起こす。また、フェライト変態が抑制され、Ti、NbおよびVなどの微細な析出物の形成が抑制される。このため、Mn含有量を3.0％以下とする必要がある。好ましくは2.5％以下、より好ましくは2.0％以下である。
P：0.10％以下
　Pは、粒界に偏析して、延性や靭性を劣化させる。また、P量が多くなると、鋼板製造時の熱間圧延後の冷却において、徐冷開始前のフェライト変態が促進され、Ti、NbおよびVなどの析出物が粗大化する。このため、P含有量を0.10％以下とする必要がある。好ましくは0.05％以下、より好ましくは0.03％以下、さらに好ましくは0.01％以下である。なお、P含有量の下限は特に限定されるものではないが、過度の脱Pはコストの増加を招くため、P含有量の下限は0.003％とすることが好ましい。
S：0.030％以下
　Sは、熱間圧延時の延性を低下させることで、熱間割れを誘発し、また表面性状も劣化させる。さらに、Sは、強度にほとんど寄与しないばかりか、不純物元素として粗大な硫化物を形成することにより、延性および伸びフランジ性を低下させる。このようなことから、Sは極力低減することが望ましい。このため、S含有量を0.030％以下とする必要がある。好ましくは0.010％以下、より好ましくは0.003％以下、さらに好ましくは0.001％以下である。なお、S含有量の下限は特に限定されるものではないが、過度の脱Sはコストの増加を招くため、S含有量の下限は0.0003％とすることが好ましい。
Al：0.10％以下
　Alは0.10％を超えて含有されると、靭性および溶接性を大きく低下させる。また、表面にAl酸化物が生成しやすくなるため、熱延鋼板では化成処理不良、めっき鋼板では不めっきなどが生じやすくなる。このため、Al含有量を0.10％以下とする必要がある。好ましくは0.06％以下である。なお、Al含有量の下限は特に限定されるものではないが、Alキルド鋼として0.01％以上含まれても問題はない。
N：0.010％以下
　Nは、Ti、NbおよびVなどと高温で粗大な窒化物を形成するが、これらの窒化物は強度には殆ど寄与しない。このため、N含有量が多くなると、Ti、NbおよびVによる高強度化の効果を低下させ、さらには靭性の低下も招く。また、Nは熱間圧延中にスラブ割れを生じさせるため、表面疵が発生するおそれもある。このため、N含有量を0.010％以下とする必要がある。好ましくは0.005％以下、より好ましくは0.003％以下、さらに好ましくは0.002％以下である。なお、N含有量の下限は特に限定されるものではないが、過度の脱Nはコストの増加を招くため、N含有量の下限は0.0010％とすることが好ましい。
Ti：0.01～1.00％、Nb：0.01～1.00％およびV：0.01～1.00％のうちから選ばれた１種または２種以上
　Ti、NbおよびVは、Cと微細な析出物を形成し、高強度化に寄与するとともに、打ち抜き性、靭性の改善にも寄与する。このような効果を得るためには、Ti、NbおよびVのうちから選ばれた１種または２種以上をそれぞれ0.01％以上含有させる必要がある。好ましくは0.05％以上である。一方、Ti、NbおよびVをそれぞれ1.00％超含有させても、高強度化の効果はあまり大きくならない。また、これらの微細析出物が過剰に析出し、却って靭性および打ち抜き性が低下する。このため、Ti、VおよびNb含有量を、それぞれ1.00％以下とする必要がある。好ましくは0.80％以下である。
　以上、基本成分について説明したが、本発明の高強度薄鋼板は、さらなる高強度化や打ち抜き性および靭性の向上を目的として、次の元素を適宜含有することができる。
Mo：0.005～0.50％、Ta：0.005～0.50％およびW：0.005～0.50％のうちから選ばれた１種または２種以上
　Mo、TaおよびWは、Ti、NbおよびVと同様、Cと微細な析出物を形成し、高強度化に寄与するとともに、打ち抜き性、靭性の改善にも寄与する。このため、Mo、TaおよびWを含有させる場合には、Mo、TaおよびW含有量をそれぞれ0.005％以上とすることが好ましい。より好ましくは0.01％以上である。一方、Mo、TaおよびWをそれぞれ0.50％超含有させても、高強度化の効果はあまり大きくならない。また、これらの微細析出物が過剰に析出し、却って靭性および打ち抜き性が低下する。このため、Mo、TaおよびWを含有させる場合には、Mo、TaおよびW含有量をそれぞれ0.50％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.40％以下である。
Cr：0.01～1.00％、Ni：0.01～1.00％およびCu：0.01～1.00％のうちから選ばれた１種または２種以上
　Cr、NiおよびCuは、組織を細粒化することで高強度化と靭性向上に寄与する。このため、Cr、NiおよびCuを含有させる場合には、Cr、NiおよびCu含有量をそれぞれ0.01％以上とすることが好ましい。一方、Cr、NiおよびCuをそれぞれ1.00％超含有させても、上記の効果が飽和してコストの上昇を招く。このため、Cr、NiおよびCuを含有させる場合には、Cr、NiおよびCu含有量をそれぞれ1.00％以下とすることが好ましい。
Sb：0.005～0.050％
　Sbは、熱間圧延時に表面に偏析することから、スラブの窒化を防止して粗大な窒化物の形成を抑制する。このため、Sbを含有させる場合には、Sb含有量を0.005％以上とすることが好ましい。一方、Sbを0.050％超含有させても、上記の効果が飽和してコストの上昇を招く。このため、Sbを含有させる場合には、Sb含有量を0.050％以下とすることが好ましい。
Ca：0.0005～0.0100％およびREM：0.0005～0.0100％のうちから選ばれた１種または２種
　CaおよびREMは、硫化物の形態を制御することで延性、伸びフランジ性を向上させる。このため、CaおよびREMを含有させる場合には、Ca含有量およびREM含有量をそれぞれ0.0005％以上とすることが好ましい。一方、CaおよびREMを0.0100％超含有させても、上記の効果が飽和してコストの上昇を招く。このため、CaおよびREMを含有させる場合には、Ca含有量およびREM含有量をそれぞれ0.0100％以下とすることが好ましい。
　上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。
　次に、本発明の高強度薄鋼板における組織の限定理由について説明する。
粒径が20nm未満のTi、NbおよびV析出物の合計の炭素量換算値C*：0.010～0.100質量％、または、粒径が20nm未満のTi、Nb、V、Mo、Ta、およびW析出物の合計の炭素量換算値C**：0.010～0.100質量％
　粒径20nm未満のTi、NbおよびV析出物は、打ち抜き性および靭性の向上に寄与する。このような効果を得るため、粒径が20nm未満のTi、NbおよびV析出物の合計の炭素量換算値C*（以下、単に炭素量換算値C*ともいう）を0.010質量％以上とする必要がある。好ましくは0.015質量％である。
　一方、このような析出物が過剰に存在すると、却って当該析出物周りの内部応力により、打ち抜き性および靭性が劣化する。このため、炭素量換算値C*を0.100質量％以下とする必要がある。好ましくは0.080質量％以下、さらに好ましくは0.050質量％以下である。
　ここで、C*は、次式(1)により算出される。
　　　C*=（[Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51）×12・・・(1)
　ここで、[Ti]、[Nb]および[V]はそれぞれ、粒径20nm未満のTi、NbおよびV析出物中のTi、NbおよびV量である。なお、Ti、NbまたはVが含有されない場合は、[Ti]、[Nb]または[V]はゼロである。
　また、本発明の高強度薄鋼板が、Ti、NbおよびVのうちから選ばれた１種または２種以上に加え、MoやTa、Wを含有する場合、次式(2)で規定する、粒径が20nm未満のTi、Nb、V、Mo、TaおよびW析出物の合計の炭素量換算値C**（以下、単に炭素量換算値C**ともいう）を、0.010～0.100質量％とする。C**の好適な範囲とその理由は、C*と同様である。
　　　C**=（[Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51+[Mo]/96+[Ta]/181+[W]/184）×12・・・(2)
　ここで、[Ti]、[Nb]、[V]、[Mo]、[Ta]および[W]はそれぞれ、粒径20nm未満のTi、Nb、V、Mo、TaおよびW析出物中のTi、Nb、V、Mo、TaおよびW量である。この時、Ti、Nb、V、Mo、TaまたはWが含有されない場合、[Ti]、[Nb]、[V]、[Mo]、[Ta]または[W]はゼロである。また、C**の計算にあたって、C*の規定を満たすことが前提である。
　なお、粒径が20nm以上のTi、NbおよびV析出物などは、打ち抜き性および靭性の向上に殆ど寄与しないので、ここでは、粒径が20nm未満のTi、NbおよびV析出物などを対象とした。
Fe析出物中のFe量：0.03～0.50質量％
　Fe析出物、特にセメンタイトは、打ち抜き加工時に亀裂の起点となり、打ち抜き性の向上に寄与する。このような効果を得るため、Fe析出物中のFe量を0.03質量％以上とする必要がある。好ましくは0.05質量％以上、より好ましくは0.10質量％以上である。一方、Fe析出物が過剰になると、Fe析出物が脆性破壊の起点となることが懸念される。このため、Fe析出物中のFe量を0.50質量％以下とする必要がある。好ましくは0.40質量％以下、より好ましくは0.30質量％以下である。
圧延方向断面のフェライト粒径分布において、フェライト粒の粒径の大きい上位5％の平均粒径： (4000/TS)2μm以下（TSは引張強さ（MPa））
　圧延方向断面のフェライト粒径分布において、粒径の大きい順番で上位5％のフェライト粒の平均粒径が大きくなると、靭性が大きく低下する。特に、靭性は引張強さTS（MPa）が大きくなるほど低下しやすくなるため、引張強さに応じて粒径を小さくすることが重要である。このため、圧延方向断面のフェライト粒径分布において、粒径の大きい順番で上位5％の平均粒径（以下、単に上位5％の平均粒径ともいう）を(4000/TS(MPa))2μm以下とする必要がある。ここで、TSは鋼板の引張強さ（MPa）である。また、好ましくは(3500/TS(MPa))2μm以下である。また、TSをMPa単位で表記しているように、上記の(4000/TS)2および(3500/TS)2の算出あたっては、M（＝106）を使用せず、仮数部のみを用いる。例えば、TSが780MPaの場合、TS＝780として、(4000/TS)2および(3500/TS)2の値を算出すればよい。また、上記平均粒径の下限については特に限定されるものではないが、通常、その下限は5.0μmである。
　なお、本発明の高強度薄鋼板の好適な引張強さTSは780MPa以上である。
　また、本発明の高強度薄鋼板の組織は、フェライトを主体とした組織、具体的には、組織全体に対する面積率で50％以上のフェライトと残部からなる組織とすることが好適である。なお、フェライト以外の組織としては、ベイナイトやマルテンサイトなどが挙げられる。
　次に、本発明の高強度薄鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の高強度薄鋼板の製造方法は、上記した組成の鋼スラブに、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を行い、仕上げ圧延終了後、得られた鋼板を冷却し、巻き取る工程を有するものであり、
　仕上げ圧延における累積歪Rtを1.3以上、仕上げ圧延温度を820℃以上930℃未満とし、仕上げ圧延終了後、仕上げ圧延温度から徐冷開始温度までの平均冷却速度を30℃/ｓ以上として冷却し、ついで750～600℃の温度で徐冷を開始し、該徐冷における平均冷却速度を10℃/s未満、冷却時間を1～10ｓとし、該徐冷終了後、350℃以上530℃未満の巻き取り温度まで平均冷却速度：10℃/ｓ以上で冷却するものである。
　以下、上記の製造条件の限定理由について説明する。なお、鋼スラブの溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、溶製後、生産性等の問題から連続鋳造法により鋼スラブとするのが好ましいが、造塊－分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法で鋼スラブとしても良い。
仕上げ圧延における累積歪Rt：1.3以上
　仕上げ圧延における累積歪Rtを大きくすることで、熱間圧延、冷却、巻取りを経て得られる熱延鋼板のフェライト粒径を小さくすることができる。特に、仕上げ圧延における累積歪を1.3以上とすることで、仕上げ圧延で熱延鋼板に歪を均一に導入することが可能となる。その結果、圧延方向のフェライト粒の粒径のバラツキを小さくして、上位5％のフェライト粒の平均粒径を小さくすることが可能となる。このため、仕上げ圧延における累積歪Rtは1.3以上である必要がある。好ましくは1.5以上である。なお、仕上げ圧延での累積歪Rtの上限は特に限定されるものではないが、累積歪が大きくなり過ぎると、熱間圧延後の冷却時にフェライト変態が過度に促進され、Ti、NbおよびVなどの析出物が粗大化する場合がある。このため、仕上げ圧延における累積歪Rtは2.2以下であることが好ましい。より好ましくは2.0以下である。
　また、仕上げ圧延における累積歪Rtは、次式(3)により規定される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
 　ここで、Rnは、仕上げ圧延をm個のスタンドで行う場合に、上流側からnスタンド目で蓄積される蓄積歪であり、Rnを次式のように定義する。
　　　Rn＝－ln〔1－0.01×rn×[1－0.01×exp{－(11800+2×103×[C])/(Tn+273)+13.1－0.1×[C]}]〕
　式中、rnは上流側からnスタンド目の圧下率（％）、Tnは上流側からnスタンド目の入側温度（℃）、[C]は鋼中のCの含有量（質量％）である。また、nは1～mまでの整数である。なお、mは通常、7である。圧下率rn（％）は、ｎスタンド目の入側板厚をtan、出側板厚をtbnとしたとき、rn=(tan-tbn)/tan×100で表される。
　ただし、exp{－(11800+2×103×[C])/(Tn+273)+13.1－0.1×[C]}が100を超える場合、この値を100とする。
仕上げ圧延温度：820℃以上930℃未満
　仕上げ圧延温度が820℃未満の場合、熱間圧延後の冷却において、徐冷開始前にフェライト変態が促進され、Ti、NbおよびVなどの析出物が粗大化する。また、仕上げ圧延温度がフェライト域の場合、歪誘起析出によりTi、NbおよびVなどの析出物がさらに粗大化する。その上、温度低下でフェライト結晶粒が伸展粒となり、伸展粒に沿って亀裂が進展するため打ち抜き性も顕著に劣化してしまう。そのため、仕上げ圧延温度を820℃以上とする必要がある。好ましくは850℃以上である。一方、仕上げ圧延温度が930℃以上の場合、熱間圧延後の冷却過程でフェライト変態が抑制され、Ti、NbおよびVなどの微細な析出物の生成が抑制される。そのため、仕上げ圧延温度を930℃未満とする必要がある。好ましくは900℃未満である。
　なお、ここでいう仕上げ圧延温度とは、仕上げ圧延をm個のスタンドで行う場合、上流側からmスタンド目の出側温度（℃）である。
仕上げ圧延温度から徐冷開始時点までの平均冷却速度：30℃/ｓ以上
　仕上げ圧延温度から徐冷開始時点までの平均冷却速度が30℃/ｓ未満の場合、フェライト変態が促進され、Ti、NbおよびVなどの析出物が粗大化する。したがって、仕上げ圧延温度から徐冷開始時点までの平均冷却速度を30℃/s以上とする必要がある。好ましくは50℃/s以上、より好ましくは80℃/s以上である。なお、この平均冷却速度の上限は特に限定されるものではないが、温度制御の観点から200℃/s程度である。
徐冷開始温度：750～600℃
　徐冷開始温度が750℃を超えると、フェライト変態が高温で起こり、フェライトの結晶粒が粗大化する。また、Ti、NbおよびVなどの析出物が粗大化する。そのため、徐冷開始温度を750℃以下とする必要がある。一方、徐冷開始温度が600℃未満の場合、Ti、NbおよびVなどの析出物が十分に析出しない。そのため、徐冷開始温度を600℃以上とする必要がある。
徐冷時の平均冷却速度：10℃/s未満
　徐冷時の平均冷却速度が10℃/s以上の場合、フェライト変態が十分に起こらず、Ti、NbおよびVなどの微細な析出物の析出量が少なくなる。そのため、徐冷時の平均冷速を10℃/s未満とする必要がある。好ましくは6℃/s未満である。なお、徐冷時の平均冷却速度の下限は特に限定されるものではないが、2℃/s程度で十分である。好ましくは4℃/s以上である。
徐冷時の冷却時間：1～10s
　徐冷時の冷却時間が1s未満の場合、フェライト変態が十分に起こらず、Ti、NbおよびVなどの微細な析出物の析出量が少なくなる。そのため、徐冷時の冷却時間を1s以上とする必要がある。好ましくは2s以上、より好ましくは3s以上である。一方、徐冷時の冷却時間が10sを超えると、Ti、NbおよびVなどの析出物が粗大化する。また、フェライトの結晶粒も粗大化する。そのため、徐冷時の冷却時間を10s以下とする必要がある。好ましくは6s以下である。
徐冷終了後、巻き取り温度までの平均冷却速度：10℃/ｓ以上
　徐冷終了後、巻き取り温度までの平均冷却速度が10℃/ｓ未満の場合、Ti、NbおよびVなどの析出物が粗大化する。また、フェライトの結晶粒も粗大化する。そのため、徐冷終了後、巻き取り温度までの平均冷却速度を10℃/s以上とする必要がある。好ましくは30℃/s以上、より好ましくは50℃/s以上である。なお、この平均冷却速度の上限は特に限定されるものではないが、温度制御の観点から100℃/s程度である。
巻き取り温度：350℃以上530℃未満
　巻き取り温度が530℃以上の場合、Ti、NbおよびVなどの析出物が粗大化する。また、フェライトの結晶粒も粗大化する。そのため、巻き取り温度を530℃未満とする必要がある。好ましくは480℃未満である。一方、巻き取り温度が350℃未満の場合、FeとCの析出物であるセメンタイトの生成が抑制される。そのため、巻き取り温度を350℃以上とする必要がある。
　なお、前記仕上げ圧延温度、徐冷開始温度、巻き取り温度は、いずれも鋼板表面温度である。平均冷却速度も、鋼板表面の温度をもとに規定される。
　また、上記の熱間圧延工程後、さらに0.1％以上の板厚減少率で加工を行うことで可動転位を増やし、打ち抜き性をより高めることができる。好ましくは0.3％以上である。ただし、板厚減少率が3.0％を超えると、転位の相互作用で転位が移動しにくくなり、打ち抜き性が低下する。このため、熱間圧延工程後にさらに加工を行う場合には板厚減少率を3.0％以下とすることが好ましい。より好ましくは2.0％以下、さらに好ましくは1.0％以下である。
　なお、上記の加工は、圧延ロールによる圧下でもよいし、鋼板に引張りを加えることでもよい。また、これらを組み合わせて加工を行ってもよい。
　また、上記のようにして得た鋼板に、亜鉛めっきや亜鉛とAlの複合めっき、亜鉛とNiの複合めっき、Alめっき、AlとSiの複合めっきなどを施してもよい。さらに、化成処理などにより皮膜を形成してもよい。
　表１に示す組成の溶鋼を通常公知の手法により溶製、連続鋳造して鋼スラブとした。これらのスラブを加熱して粗圧延を施したのち、表２に示す条件で、仕上げ圧延を行い、仕上げ圧延終了後、冷却して巻き取り、熱延鋼板とした。なお、仕上げ圧延は7スタンドからなる熱間圧延機により行った。また、一部の鋼板については、さらに室温で圧延ロールによる圧下を施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　かくして得られた鋼板から試験片を採取し、次の（i）～（vi）の評価を行った。
（i）粒径が20nm未満のTi、NbおよびV析出物の合計の炭素量換算値C*（または粒径が20nm未満のTi、Nb、V、Mo、TaおよびW析出物の合計の炭素量換算値C**）の測定
（ii）Fe析出物中におけるFe量の測定
（iii）圧延方向断面のフェライト粒径分布において、粒径の大きい上位5％のフェライト粒の平均粒径の測定
（iv）引張試験
（v）打ち抜き試験
（vi）靭性の評価
　評価結果を表３に示す。なお、評価方法はそれぞれ次のとおりである。
（i）粒径が20nm未満のTi、NbおよびV析出物の合計の炭素量換算値C*（または粒径が20nm未満のTi、Nb、V、Mo、TaおよびW析出物の合計の炭素量換算値C**）の測定
　特許第4737278号公報に示すように鋼板から採取した試験片を陽極として10％AA系電解液（10体積％アセチルアセトン－1質量％テトラメチルアンモニウムクロライド－メタノール電解液）中で定電流電解を行い、この試験片を一定量溶解した後、孔径20nmのフィルターを用いて電解液を濾過した。ついで、得られた濾液中のTi、NbおよびV量、さらにはMo、TaおよびW量を、ICP発光分光分析法により分析して求め、これらの値から上掲式(1)（または上掲式(2)）により、炭素量換算値C*（または炭素量換算値C**）を求めた。
（ii）Fe析出物中におけるFe量の測定
　鋼板から採取した試験片を陽極として10％AA系電解液中で定電流電解を行い、この試験片の一定量溶解した。その後、電解によって得られた抽出残渣を孔径0.2μmのフィルターを用いて濾過し、Fe析出物を回収した。ついで、得られたFe析出物を混酸で溶解した後、ICP発光分光分析法によってFeを定量し、その測定値からFe析出物中のFe量を算出した。
　なお、Fe析出物は凝集しているため、孔径0.2μmのフィルターを用いて濾過を行うことで、粒径0.2μm未満のFe析出物も回収することが可能である。
（iii）圧延方向のフェライト粒径分布において、粒径の大きい上位5％の平均粒径の測定
　圧延方向－板厚方向断面を埋め込み研磨し、ナイタール腐食後、板厚1/4位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の1/4に相当する位置）を中心として100×100μmの範囲を、ステップサイズ：0.1μmの条件で３箇所、EBSD（電子線後方散乱回折法）測定を行い、方位差：15°以上を粒界として圧延方向のフェライト粒径分布を求めた。
　ここで、上記のようにして得た鋼板はいずれも、フェライトを主体とする組織（フェライトが面積率で50％以上）を有していた。なお、フェライトの面積率は、圧延方向－板厚方向断面を埋め込み研磨し、ナイタール腐食後、板厚1/4位置について、SEM（走査電子顕微鏡）を用いて3000倍の倍率で３視野観察し、得られた組織画像における構成相の面積率を３視野分算出し、それらの値を平均することにより求めることができる。また、上記の組織画像において、フェライトは灰色の組織（下地組織）を呈している。
　また、圧延方向断面のフェライト粒径分布は、いわゆる切片法により求めた。すなわち、EBSD測定における測定箇所ごとに圧延方向と平行に等間隔で9本の線を引き、圧延方向における各フェライト粒の切片長さを測定する。そして、測定した切片長さの平均値を、圧延方向におけるフェライト粒の平均粒径とした。また、粒径の大きいものから順番に、上位5％までのフェライト粒の粒径の平均値を、粒径の大きい上位5％の平均粒径とした。なお、粒径の大きい上位5％のフェライト粒を選定するにあたっては、粒径：0.1μm未満のフェライト粒を除外した。また、ここでは、フェライト粒径分布を求めるにあたり、200個以上のフェライト粒の粒径を測定した。
（vi）引張試験
　引張試験は、圧延直角方向を長手方向としてJIS5号引張試験片を切り出し、JIS Z 2241に準拠して引張試験を行い、降伏強度（YP）、引張強さ（TS）、全伸び（El）を評価した。
（v）打ち抜き試験
　打ち抜き性は、直径10mmの穴をクリアランス20％で3回ずつ打ち抜き、打ち抜き端面を全周観察して割れが発生している部分の周長率の平均値（以下、打ち抜き割れ長さ率ともいう）を求めた。この打ち抜き割れ長さ率が10％以下の場合、打ち抜き性に優れていると言える。
（iv）靭性の評価
　板厚を元厚のままとした（すなわち、表３に記載の板厚とした）以外はJIS Z 2242に準拠し、シャルピー衝撃試験により延性-脆性遷移温度（DBTT）を求めた。ここで、Vノッチ試験片は、長手方向が圧延直角方向になるように作成した。この延性-脆性遷移温度（DBTT）が-40℃以下の場合、靭性に優れていると言える。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３より、発明例ではいずれも、引張強さ（TS）：780MPa以上の高強度を有し、優れた打ち抜きと靭性を兼備する高強度薄鋼板が得られていることがわかる。
　また、図１および図２に、発明例および炭素量換算値C*またはC**が適正範囲外となる比較例について、炭素量換算値C*またはC**とDBTTとの関係、および炭素量換算値C*またはC**と打ち抜き割れ長さ率との関係をそれぞれ示す。
　図１および図２より、炭素量換算値C*またはC**を0.010～0.100質量％の範囲とした場合には、DBTTが－40℃以下で、かつ打ち抜き割れ長さ率が10％以下となることがわかる。
　さらに、図３に、発明例およびFe析出物中におけるFe量が適正範囲外となる比較例について、Fe析出物中におけるFe量と打ち抜き割れ長さ率との関係を示す。
　図３より、Fe析出物中におけるFe量を0.03～0.50質量％の範囲に制御することで、打ち抜き割れ長さ率が10％以下となることがわかる。
　また、図４に、発明例および圧延方向断面のフェライト粒径分布における上位5％のフェライト粒の平均粒径が適正範囲外となる比較例について、（圧延方向のフェライト粒径分布における上位5％の平均粒径）／（4000/TS）2とDBTTとの関係を示す。
　図４より、（圧延方向断面のフェライト粒径分布における上位5％のフェライト粒の平均粒径）／（4000/TS）2が1.0以下、つまり、圧延方向断面のフェライト粒径分布における上位5％のフェライト粒の平均粒径が、引張強さTS（MPa）との関係で(4000/TS)2μm以下となる場合、DBTTが－40℃以下となることがわかる。

Claims (7)

  1. 　質量％で、C：0.05～0.20％、Si：0.6～1.5％、Mn：1.3～3.0％、P：0.10％以下、S：0.030％以下、Al：0.10％以下およびN：0.010％以下を含有するとともに、Ti：0.01～1.00％、Nb：0.01～1.00％およびV：0.01～1.00％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
    　下記式(1)で規定する、粒径が20nm未満のTi、NbおよびV析出物の合計の炭素量換算値C*が0.010～0.100質量％であり、
    　また、Fe析出物中のFe量が0.03～0.50質量％であり、
    　さらに、圧延方向断面のフェライト粒径分布において、粒径の大きい上位5％のフェライト粒の平均粒径が(4000/TS)2μm以下（TSは引張強度（MPa））である、高強度薄鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　　　C*=（[Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51）×12・・・(1)
    　ここで、[Ti]、[Nb]および[V]はそれぞれ、粒径20nm未満のTi、NbおよびV析出物中のTi、NbおよびV量である。
  2. 　前記組成として、さらに質量％で、Mo：0.005～0.50％、Ta：0.005～0.50％およびW：0.005～0.50％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、
    　下記式(2)で規定する、粒径が20nm未満のTi、Nb、V、Mo、TaおよびW析出物の合計の炭素量換算値C**が0.010～0.100質量％である、請求項１に記載の高強度薄鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　　　C**=（[Ti]/48+[Nb]/93+[V]/51+[Mo]/96+[Ta]/181+[W]/184）×12・・・(2)
    　ここで、[Ti]、[Nb]、[V]、[Mo]、[Ta]および[W]はそれぞれ、粒径20nm未満のTi、Nb、V、Mo、TaおよびW析出物中のTi、Nb、V、Mo、TaおよびW量である。
  3. 　前記組成として、さらに質量％で、Cr：0.01～1.00％、Ni：0.01～1.00％およびCu：0.01～1.00％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する、請求項１または２に記載の高強度薄鋼板。
  4. 　前記組成として、さらに質量％で、Sb：0.005～0.050％を含有する、請求項１～３のいずれか一項に記載の高強度薄鋼板。
  5. 　前記組成として、さらに質量％で、Ca：0.0005～0.0100％およびREM：0.0005～0.0100％のうちから選ばれた１種または２種を含有する、請求項１～４のいずれか一項に記載の高強度薄鋼板。
  6. 　請求項１～５のいずれか一項に記載の高強度薄鋼板を製造するための方法であって、
    　請求項１～５のいずれか一項に記載の組成を有する鋼スラブに、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を行い、該仕上げ圧延終了後、得られた鋼板を冷却し、巻き取る工程を有し、
    　前記仕上げ圧延における下記式(3)で規定する累積歪Rtを1.3以上、仕上げ圧延温度を820℃以上930℃未満とし、
    　前記仕上げ圧延終了後、前記仕上げ圧延温度から徐冷開始温度までの平均冷却速度を30℃/ｓ以上として冷却し、ついで750～600℃の温度で徐冷を開始し、該徐冷における平均冷却速度を10℃/s未満、冷却時間を1～10sとし、該徐冷終了後、350℃以上530℃未満の巻き取り温度まで平均冷却速度：10℃/s以上で冷却する、高強度薄鋼板の製造方法。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
     　ここで、Rnは、仕上げ圧延をm個のスタンドで行う場合に、上流側からnスタンド目で蓄積される蓄積歪であり、次式のように定義する。
    　　　Rn＝－ln〔1－0.01×rn×[1－0.01×exp{－(11800+2×103×[C])/(Tn+273)+13.1－0.1×[C]}]〕
    　式中、rnは上流側からnスタンド目の圧下率（％）、Tnは上流側からnスタンド目の入側温度（℃）、[C]は鋼中のCの含有量（質量％）である。また、nは1～mまでの整数である。
    　ただし、exp{－(11800+2×103×[C])/(Tn+273)+13.1－0.1×[C]}が100を超える場合、この値は100とする。
  7. 　前記熱間圧延工程後に、さらに0.1～3.0％の板厚減少率で加工を行う、請求項６に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
     
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