WO2020017606A1 - 鋼板 - Google Patents

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WO2020017606A1
WO2020017606A1 PCT/JP2019/028352 JP2019028352W WO2020017606A1 WO 2020017606 A1 WO2020017606 A1 WO 2020017606A1 JP 2019028352 W JP2019028352 W JP 2019028352W WO 2020017606 A1 WO2020017606 A1 WO 2020017606A1
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less
steel sheet
content
tensile strength
mpa
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PCT/JP2019/028352
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English (en)
French (fr)
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林　宏太郎
宏志 海藤
力 岡本
上西　朗弘
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日本製鉄株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the present disclosure relates to an ultra-high-strength steel sheet having excellent formability, and specifically relates to a steel sheet having excellent content of Mn and having excellent elongation characteristics and high strength.
  • Patent Document 1 In order to improve tensile strength and elongation, a so-called TRIP steel utilizing transformation-induced plasticity of retained austenite has been proposed (for example, Patent Document 1).
  • Retained austenite is obtained by enriching C in austenite so that austenite does not transform into another structure even at room temperature.
  • a technique for stabilizing austenite it has been proposed to include a carbide precipitation suppressing element such as Si and Al in a steel sheet and to enrich C in austenite during bainite transformation occurring in the steel sheet in a steel sheet manufacturing stage. I have.
  • the austenite is further stabilized, the amount of retained austenite can be increased, and as a result, a steel sheet excellent in both strength and elongation can be produced.
  • welding is often performed on the steel sheet.
  • Non-Patent Document 1 As a steel sheet having a C content lower than that of the TRIP steel, a retained austenite amount larger than that of the TRIP steel, and a strength and ductility exceeding that of the TRIP steel, a steel to which more than 4.0% of Mn is added is proposed. (For example, Non-Patent Document 1).
  • Patent Document 1 discloses a steel sheet to which 3.5% or more of Mn is added and which has excellent tensile strength and elongation by controlling ferrite to 30% to 80%.
  • Patent Document 2 discloses a steel sheet having excellent tensile strength and elongation by optimizing the manufacturing conditions of steel containing 2 to 6% of Mn.
  • a steel sheet having excellent elongation characteristics and high strength having a tensile strength of 1320 MPa or more and a product of the tensile strength and the total elongation of 26000 MPa% or more and having a small variation in the elongation characteristics and a high content Mn concentration is desired.
  • the present inventors ensure that the tensile strength is 1320 MPa or more and the product of the tensile strength and the total elongation is 26000 MPa% or more, and further, to reduce the variation in the elongation property, the present inventors
  • the P content of a steel sheet having a high Mn content is controlled to a range of 0.023% by mass or less, and the B content is controlled to a range of 0.0003% to 0.010% by mass. It has been found that it is effective to control under hot rolling conditions and annealing conditions.
  • the steel plate of the present disclosure has been made based on the above findings, and the gist is as follows. (1) In mass%, C: more than 0.18% and less than 0.45%, Si: 0.001% or more and less than 3.50%, Mn: more than 4.00% and less than 9.00%, sol.
  • a tensile strength of 1320 MPa or more and a product of a tensile strength of 26000 MPa% or more and a total elongation which are useful for a structural member, particularly a skeleton member or a reinforcing member of an automobile, and a collision-resistant member, and It is possible to provide a steel sheet having a high content Mn concentration with a small variation in elongation characteristics.
  • the present inventors have conducted intensive studies and found that the P content of the steel sheet having a high Mn content is 0.023% by mass or less and the B content is 0.0003% by mass or more and 0.010% by mass or less.
  • the P content of the steel sheet having a high Mn content is 0.023% by mass or less and the B content is 0.0003% by mass or more and 0.010% by mass or less.
  • the variation in the total elongation that can occur in a steel sheet having a high Mn concentration is not the variation in the total elongation caused by the solidification segregation of P due to the conventional casting and the accompanying band structure of the hot-rolled steel sheet, or the width during hot rolling.
  • the variation in the total elongation due to the variation in the manufacturing method such as the uneven cooling in the direction, but also the segregation of P at the grain boundaries between the fresh martensite (hard phase) and the residual austenite and the structure around it, and brittleness due to precipitation of B Analysis, in other words, revealed that it was an essential variation of the steel sheet due to grain boundary embrittlement.
  • the present invention is directed to a steel sheet in which the grain boundary embrittlement is suppressed.
  • a manufacturing method including a heat treatment method for suppressing the grain boundary embrittlement is proposed.
  • C is a very important element for increasing the tensile strength of steel.
  • a C content of more than 0.18% is required.
  • the upper limit of the C content is set to less than 0.45%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.20% or more, more preferably 0.24% or more.
  • the lower limit of the C content is set to 0.20% or more, and in the annealing described later, by setting the annealing time at a predetermined annealing temperature to 15000 s or more, the residual austenite becomes 15% or more in area ratio (area%).
  • the product of the tensile strength and the total elongation is 28000 MPa% or more.
  • the lower limit of the C content is set to 0.24% or more, and the B content described later is controlled to 0.0005% or more and 0.0040% or less.
  • the annealing time is set at a predetermined annealing temperature.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.40% or less, more preferably 0.35% or less.
  • Si (Si: 0.001% or more and less than 3.50%) Si also has an effect of suppressing precipitation and coarsening of cementite and facilitating control of austenite generated during annealing.
  • a Si content of 0.001% or more is required.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.40% or more.
  • the Si content is 1.00% or more, the fatigue characteristics can be improved while maintaining the strength-ductility balance. Therefore, the lower limit of the Si content is more preferably 1.00% or more.
  • the upper limit of the Si content is set to less than 3.50%. Further, the upper limit of the Si content is preferably 3.00% or less, more preferably 2.50% or less.
  • Mn is an element that stabilizes austenite and increases tensile strength and total elongation. Further, in the steel sheet of the present disclosure, Mn is distributed in austenite to further stabilize austenite. To stabilize austenite at room temperature, more than 4.00% Mn is required. On the other hand, if the steel sheet excessively contains Mn, ductility is impaired, so the upper limit of the Mn content is set to less than 9.00%.
  • the lower limit of the Mn content is preferably at least 4.30%, more preferably at least 4.80%, even more preferably at least 5.50%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 8.00% or less, more preferably 7.50% or less.
  • Al is a deoxidizing agent and needs to be contained at 0.001% or more.
  • Al also has the effect of increasing the material stability in order to widen the two-phase temperature range during annealing. The effect increases as the content of Al increases, but if the content of Al is excessive, deterioration of surface properties, paintability, weldability, and the like is caused.
  • the upper limit of Al was set to less than 1.00%. sol.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more, and still more preferably 0.020% or more. sol.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.80% or less, more preferably 0.60% or less. sol.
  • sold. Al means “acid-soluble Al”.
  • B is a very important element for expressing excellent elongation properties and reducing variations in elongation properties in a steel sheet having a tensile strength of 1320 MPa or more.
  • a B content of 0.0003% or more is required.
  • the upper limit of the B content is set to 0.010% or less.
  • the lower limit of the B content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0008% or more, and the upper limit of the B content is preferably 0.0040% or less, more preferably 0.0030%. It is as follows.
  • P 0.023% or less
  • P is an impurity, and if the steel sheet contains excessive P, not only impairs the toughness and weldability, but also impairs the grain boundary embrittlement suppression effect due to the addition of B, and significantly lowers elongation. Therefore, the upper limit of the P content is set to 0.023% or less.
  • the upper limit of the P content is preferably 0.020% or less, more preferably 0.015% or less, and still more preferably 0.012% or less. Since the steel sheet according to the present embodiment does not require P, it may not substantially contain P, and the lower limit of the P content is 0.000%.
  • the lower limit of the P content may be more than 0.000% or 0.001% or more, but the smaller the P content, the more preferable.
  • S (S: 0.010% or less) S is an impurity, and if the steel sheet excessively contains S, MnS elongated by hot rolling is generated, which causes deterioration in formability such as bending property and hole expanding property. Therefore, the upper limit of the S content is set to 0.010% or less.
  • the upper limit of the S content is preferably 0.007% or less, more preferably 0.003% or less. Since the steel sheet according to the present embodiment does not require S, it does not need to substantially contain S, and the lower limit of the S content is 0.000%.
  • the lower limit of the S content may be more than 0.000% or 0.001% or more, but the lower the S content, the more preferable.
  • N is an impurity, and if the steel sheet contains 0.050% or more of N, the toughness is impaired. Therefore, the upper limit of the N content is set to less than 0.050%.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.006% or less. Since the steel sheet according to the present embodiment does not require N, it need not substantially contain N, and the lower limit of the N content is 0.000%.
  • the lower limit of the N content may be more than 0.000% or 0.001% or more, but the smaller the N content, the more preferable.
  • O is an impurity, and when the steel sheet contains 0.020% or more of O, ductility is deteriorated. Therefore, the upper limit of the O content is set to less than 0.020%.
  • the upper limit of the O content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.005% or less, and still more preferably 0.003% or less. Since the steel sheet according to the present embodiment does not require O, it does not need to substantially contain O, and the lower limit of the O content is 0.000%.
  • the lower limit of the O content may be more than 0.000% or 0.001% or more, but the lower the O content, the more preferable.
  • Impurities are components that are mixed in due to various factors in the ore, scrap, and other raw materials and manufacturing processes when steel products are manufactured industrially, and are acceptable within a range that does not adversely affect the present invention.
  • the steel sheet of the present embodiment further includes one or two selected from the group consisting of Cr, Mo, W, Cu, Ni, Ti, Nb, V, Ca, Mg, Zr, REM, Sb, Sn, and Bi.
  • the above may be contained.
  • the steel sheet according to the present embodiment does not require Cr, Mo, W, Cu, Ni, Ti, Nb, V, B, Ca, Mg, Zr, REM, Sb, Sn, and Bi. It does not need to contain W, Cu, Ni, Ti, Nb, V, Ca, Mg, Zr, REM, Sb, Sn and Bi, that is, the lower limit of the content may be 0%.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y, and lanthanoid
  • the REM content refers to the content of REM when one kind is used and the total content of REM when two or more kinds are used.
  • Point to. REM is also generally supplied as misch metal, which is an alloy of a plurality of types of REM. For this reason, one or more individual elements may be added so that the REM content falls within the above range, or, for example, the REM content may be added in the form of a misch metal so that the REM content falls within the above range. May be contained.
  • Cr 0.00% or more and less than 2.00%
  • Mo 0.00% or more and 2.00% or less
  • W 0.00% or more and 2.00% or less
  • Cu 0.00% or more and 2.00% or less
  • Ni 0.00% or more and 2.00% or less
  • Cr, Mo, W, Cu, and Ni may be included because they are elements that improve the strength of the steel sheet.
  • the steel sheet may contain 0.01% or more of each of one or more elements selected from the group consisting of Cr, Mo, W, Cu, and Ni.
  • the upper limit of the content of each of one or more elements selected from the group consisting of Cr, Mo, W, Cu, and Ni is set to 2.00% or less.
  • Ti, Nb, and V are not essential elements in the steel sheet according to the present embodiment, and thus may not be included, and each content is 0.000% or more. However, since Ti, Nb, and V are elements that generate fine carbides, nitrides, or carbonitrides, they are effective in improving the strength of a steel sheet. Therefore, the steel sheet may contain one or more elements selected from the group consisting of Ti, Nb, and V.
  • the lower limit of the content of each of one or more elements selected from the group consisting of Ti, Nb, and V is preferably set to 0.005% or more.
  • the upper limit of the content of each of one or more elements selected from the group consisting of Ti, Nb, and V is set to 0.300% or less.
  • Ca, Mg, Zr, and REM are not essential elements in the steel sheet of the present disclosure, and thus may not be included, and each content is 0.000% or more.
  • Ca, Mg, Zr, and REM improve the local ductility and hole expanding properties of the steel sheet.
  • the lower limit of the content of each of one or more elements selected from the group consisting of Ca, Mg, Zr, and REM is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.001% or more.
  • the upper limit of the content of each of these elements is set to 0.010% or less, and 1 selected from the group consisting of Ca, Mg, Zr, and REM is used. It is preferred that the total content of the species or two or more elements be 0.030% or less.
  • Sb, Sn, and Bi are not essential elements in the steel sheet of the present disclosure, and thus may not be included, and each content is 0.000% or more.
  • Sb, Sn, and Bi suppress oxidizable elements such as Mn, Si, and / or Al in the steel sheet from diffusing to the steel sheet surface to form oxides, and reduce the surface properties and plating properties of the steel sheet.
  • the lower limit of the content of each of one or more elements selected from the group consisting of Sb, Sn, and Bi is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more. % Or more.
  • the upper limit of the content of each of these elements is set to 0.050% or less.
  • the steel sheet according to the present embodiment has a tensile strength of 1320 MPa or more, preferably 1470 MPa or more. This is because when a steel sheet is used as a material of a structural material for an automobile or the like, the sheet thickness is reduced by increasing the strength, thereby contributing to weight reduction.
  • the upper limit of the tensile strength of the steel sheet is not particularly defined, but may be, for example, 1600 MPa or less.
  • the product of the tensile strength and the total elongation is at least 26000 MPa%, preferably at least 28,000 MPa%, more preferably at least 30,000 MPa%.
  • the upper limit of the product of the tensile strength and the total elongation is not particularly defined, but may be, for example, 45000 MPa% or less.
  • the standard deviation of the total elongation is 2.5 or less in order to increase the yield of the plastically processed member and increase the productivity during the processing.
  • the steel sheet of the present disclosure has high strength, good elongation properties, and excellent formability, and is therefore most suitable for automotive parts such as pillars and front side members.
  • the metal structure at a 1/4 position (also referred to as a 1/4 t portion) of the thickness from the surface preferably contains 15% or more and 75% or less of retained austenite in area ratio.
  • the area ratio of retained austenite changes depending on the annealing conditions, and affects the material such as strength and elongation characteristics.
  • the L section refers to a plane cut in such a manner as to pass through the central axis in the rolling direction of the steel sheet in parallel with the sheet thickness direction and the rolling direction.
  • the area ratio of retained austenite is measured by using an X-ray diffraction method. Since it is difficult to distinguish between retained austenite and fresh martensite in observation with a scanning electron microscope, the area ratio of retained austenite and fresh martensite is measured by the following method. After the L section of the steel sheet is mirror-polished, it is corroded with 3% nital (3% nitric acid-ethanol solution). The total area ratio of austenite and fresh martensite is measured. Next, the area ratio of fresh martensite is calculated by subtracting the area ratio of retained austenite measured by X-ray diffraction from the total area ratio of retained austenite and fresh martensite.
  • Retained austenite is a structure that enhances the ductility of a steel sheet, particularly the uniform elongation characteristics of the steel sheet, by transformation induced plasticity.
  • Retained austenite can be transformed into martensite by overhanging, drawing, stretch flange, or bending with tensile deformation, and thus contributes to improvement in the strength of the steel sheet.
  • the lower limit of the area ratio of retained austenite is preferably 15% or more, more preferably 20% or more.
  • the area ratio of retained austenite is 15% or more, the product of tensile strength and total elongation becomes 28000 MPa% or more.
  • the area ratio of the retained austenite is 20% or more, the product of the tensile strength and the elongation becomes 30,000 MPa% or more, so that more excellent elongation characteristics are maintained even at a higher strength.
  • the upper limit of the retained austenite content is 75% in area ratio. If more than 9.0% of Mn is contained, retained austenite can be increased to more than 75% in area ratio, but in this case, ductility and castability of the steel sheet are impaired. Further, the area ratio of retained austenite is preferably 60% or less, more preferably 50% or less, and still more preferably 45% or less in consideration of hydrogen embrittlement.
  • the metallographic structure of the steel sheet according to the present embodiment may include tempered martensite, ferrite, bainite, and fresh martensite, in addition to retained austenite. Since fresh martensite has a hard structure, the lower the content of fresh martensite, the higher the bendability and toughness of the steel sheet. Therefore, the upper limit of the content of fresh martensite is preferably 30% or less, more preferably 20% or less in terms of area ratio, from the viewpoint of securing the bendability and toughness.
  • the steel sheet according to the present embodiment is prepared by melting a steel having the above-described chemical composition by a conventional method, casting to produce a slab or a steel ingot, and heating and hot rolling the obtained steel sheet to obtain a hot-rolled steel sheet. Is pickled, cold rolled, and annealed to produce.
  • Hot rolling may be performed in a normal continuous hot rolling line.
  • Annealing may be performed in either an annealing furnace or a continuous annealing line as long as the conditions described below are satisfied.
  • Annealing is preferably performed in a reducing atmosphere, for example, in a reducing atmosphere of 98% nitrogen and 2% hydrogen. By performing the heat treatment in a reducing atmosphere, it is possible to suppress the scale from adhering to the surface of the steel sheet. Further, skin pass rolling may be performed on the steel sheet after cold rolling.
  • hot rolling conditions and annealing conditions are performed within the following ranges.
  • the molten steel may be one produced by the ordinary blast furnace method, and the raw material may generate a large amount of scrap, such as steel produced by the electric furnace method. May be included.
  • the slab may be manufactured by a normal continuous casting process or may be manufactured by thin slab casting.
  • the above-mentioned slab or steel ingot is heated and hot-rolled. It is preferable that the temperature of the steel material to be subjected to hot rolling is 1100 ° C. or more and 1300 ° C. or less. By setting the temperature of the steel material subjected to hot rolling to 1100 ° C. or higher, the deformation resistance during hot rolling can be further reduced. On the other hand, by setting the temperature of the steel material to be subjected to hot rolling to 1300 ° C. or lower, it is possible to suppress a decrease in yield due to an increase in scale loss. In this specification, the temperature is a temperature measured at a central position on the surface of the steel sheet.
  • the time for maintaining the temperature range of 1100 ° C. or more and 1300 ° C. or less before hot rolling is not particularly limited, but is preferably 30 minutes or more, and more preferably 1 hour or more, in order to improve the bendability. preferable. Further, in order to suppress excessive scale loss, the time for maintaining the temperature in a temperature range of 1100 ° C. to 1300 ° C. is preferably 10 hours or less, more preferably 5 hours or less.
  • hot rolling may be performed as it is without performing heat treatment.
  • the finish rolling start temperature is preferably set to 700 ° C. or more and 1000 ° C. or less. By setting the finish rolling start temperature to 700 ° C. or higher, deformation resistance during rolling can be reduced. On the other hand, by setting the finish rolling start temperature to 1000 ° C. or lower, deterioration of the surface properties of the steel sheet due to grain boundary oxidation can be suppressed.
  • the hot-rolled steel sheet obtained by performing the finish rolling is cooled, wound, and made into a coil.
  • the winding temperature after cooling is preferably 550 ° C. or less. By setting the winding temperature to 550 ° C. or lower, internal oxidation is suppressed, and subsequent pickling is facilitated.
  • the winding temperature is more preferably 530 ° C or lower, and further preferably 500 ° C or lower.
  • the lower limit of the winding temperature is not particularly specified, but may be room temperature, for example.
  • the hot-rolled steel sheet is tempered in a temperature range of 300 ° C. or more and 530 ° C. or less before cold rolling.
  • the tempering temperature of the hot-rolled steel sheet is set to 300 ° C. or higher, breakage during cold rolling can be further suppressed.
  • the tempering temperature of the hot-rolled steel sheet is set to 530 ° C. or less, the variation in elongation characteristics can be reduced.
  • the lower limit of the tempering temperature of the hot-rolled steel sheet is more preferably 350 ° C.
  • the upper limit of the tempering temperature of the hot-rolled steel sheet is preferably 500 ° C. or less.
  • cold rolling is performed to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the shape is corrected by performing light rolling of more than 0% to about 5% before or after pickling and before or after cold rolling because it is advantageous in terms of securing flatness. Further, by performing light rolling before pickling, pickling properties are improved, removal of surface-concentrating elements is promoted, and there is an effect of improving chemical conversion property and plating property.
  • the rolling reduction of the cold rolling is 20% or more. From the viewpoint of suppressing breakage during cold rolling, the rolling reduction of the cold rolling is preferably set to 70% or less.
  • the cold-rolled steel sheet obtained through the above-mentioned hot rolling step and cold rolling step is heated, and is annealed at a temperature range of 600 ° C. or more and less than three Ac points for 10,000 seconds or more.
  • a temperature range of 600 ° C. or more and less than three Ac points for 10,000 seconds or more By setting the annealing temperature at 600 ° C. or more and less than the Ac 3 point, tensile strength can be increased and elongation characteristics can be improved.
  • the annealing time is less than 10,000 seconds, not only elongation is reduced, but also variation in elongation characteristics becomes apparent.
  • the annealing time is set to 10,000 seconds or more. Further, by heating for 15000 seconds or more, retained austenite becomes 15% or more, the elongation characteristics are remarkably improved, and a product of tensile strength and elongation of 28,000 MPa% or more is easily obtained.
  • the hetero-phase interface is an interface having a different structure such as martensite or retained austenite.
  • a plurality of types of cold rolling containing C: 0.05% to 0.5%, Si: 0% to 3.5%, Mn: 0 to 9.0%, and Al: 0 to 2.0%.
  • the steel sheet is not plated after the above annealing, it may be cooled to room temperature. When plating on a steel sheet, the following is performed.
  • a hot-dip galvanized steel sheet is manufactured by applying hot-dip galvanizing to the surface of the steel sheet, the annealed steel sheet is heated again, cooled to a temperature range of 430 to 500 ° C., and then the steel sheet is subjected to a hot-dip galvanizing bath.
  • the conditions of the plating bath may be within a normal range. After the plating process, it may be cooled to room temperature.
  • An alloying process of hot-dip galvanizing is performed at a temperature. Alloying treatment conditions may be within a normal range.
  • the steel sheet according to the present embodiment can be obtained.
  • the obtained slab was hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to produce a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2.6 mm.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was pickled and cold-rolled at a cold-rolling rate shown in Table 2 to produce a cold-rolled steel sheet.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was subjected to a heat treatment under the conditions shown in Table 3 to produce an annealed cold-rolled steel sheet.
  • the heat treatment of the cold rolled steel sheet was performed in a reducing atmosphere of 98% nitrogen and 2% hydrogen.
  • the cooling after heating to 600 ° C. was stopped at 460 ° C., and the cold rolled steel sheets were placed in a 460 ° C. hot-dip galvanizing bath. It was immersed for 2 seconds to perform hot-dip galvanizing.
  • the conditions of the plating bath are the same as the conventional one.
  • the temperature was maintained at 460 ° C. and then cooled to room temperature at an average cooling rate of 10 ° C./sec.
  • Some examples of the annealed cold-rolled steel sheets were subjected to a hot dip galvanizing treatment, and then to an alloying treatment without cooling to room temperature.
  • the alloy was heated to 520 ° C. and held at 520 ° C. for 5 seconds to perform an alloying treatment, and then cooled to room temperature at an average cooling rate of 10 ° C./sec.
  • the area ratio of the retained austenite and fresh martensite was calculated from the structure observation by a scanning electron microscope and the X-ray diffraction measurement.
  • the L section of the steel sheet cut in parallel with the rolling direction is mirror-polished, and then the microstructure is revealed with 3% nital.
  • the microstructure at a quarter position from the surface is obtained with a scanning electron microscope at a magnification of 5000 times. Was observed, and the total area ratio of residual austenite and fresh martensite was calculated by image analysis (Photoshop (registered trademark)) in a range of 0.1 mm ⁇ 0.3 mm.
  • a test piece having a width of 25 mm and a length of 25 mm was cut out from the obtained steel sheet, and the test piece was subjected to chemical polishing to reduce the thickness of the test piece by 4 minute.
  • X-ray diffraction analysis using a Co tube was performed three times, the obtained profiles were analyzed, and the respective profiles were averaged to calculate the area ratio of retained austenite.
  • the area ratio of fresh martensite was calculated by subtracting the area ratio of retained austenite calculated by X-ray diffraction measurement from the total area ratio of retained austenite and fresh martensite calculated by scanning electron microscope observation.
  • Evaluation results Table 4 shows the results of the above evaluations.
  • a steel sheet having a tensile strength of 1320 MPa or more, a product of a tensile strength of 26000 MPa% or more and the total elongation, and a standard deviation of elongation characteristics of 2.5 or less was evaluated as an example.

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Abstract

構造部材、特に自動車の骨格部材や補強部材、さらには耐衝突部材に有用な、１３２０ＭＰａ以上の引張強度及び２６０００ＭＰａ％以上の引張強度と全伸びとの積を有し、且つ伸び特性のばらつきが小さい含有Ｍｎ濃度の高い鋼板を提供する。　質量％で、Ｃ：０．１８％超０．４５％未満、Ｓｉ：０．００１％以上３．５０％未満、Ｍｎ：４．００％超９．００％未満、及びｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上１．００％未満、Ｂ：０．０００３％以上０．０１０％以下、Ｐ：０．０２３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０５０％未満、Ｏ：０．０２０％未満、及び任意に選択される元素を含有し、残部が鉄及び不純物であり、引張強度が１３２０ＭＰａ以上及び引張強度と全伸びとの積が２６０００ＭＰａ％以上であり、全伸びの標準偏差が２．５以下であることを特徴とする鋼板。

Description

鋼板
　本開示は、優れた成形性を有する超高強度鋼板に関係し、具体的には優れた伸び特性と高強度とを有する含有Ｍｎ濃度の高い鋼板に関係する。
　自動車の車体及び部品等の、軽量化と安全性との両方を達成するために、これらの素材である鋼板の高強度化が進められている。一般に、鋼板を高強度化すると、伸びが低下し、鋼板の成形性が損なわれる。したがって、自動車用の部材として高強度鋼板を使用するためには、相反する特性である強度と成形性との両方を高める必要がある。
　引張強度と伸びとを向上させるために、これまでに、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用した、いわゆるＴＲＩＰ鋼が提案されている（例えば、特許文献１）。
　残留オーステナイトは、Ｃをオーステナイト中に濃化させることによって、オーステナイトが室温でも他の組織に変態しないようにすることによって得られる。オーステナイトを安定化させる技術として、Ｓｉ及びＡｌ等の炭化物析出抑制元素を鋼板に含有させて、鋼板の製造段階において鋼板に生じるベイナイト変態の間にオーステナイト中にＣを濃化させることが提案されている。この技術では、鋼板に含有させるＣ含有量が多ければ、オーステナイトがさらに安定化し、残留オーステナイト量を増やすことができ、その結果、強度と伸びとの両方が優れた鋼板を造ることができる。しかしながら、鋼板が構造部材に使用される場合、鋼板に溶接が行われることが多いが、鋼板中のＣ含有量が多いと溶接性を十分確保することが困難となり、構造部材として使用することに制限がかかる。したがって、より少ないＣ含有量で、鋼板の強度と伸びとの両方を向上することが望まれている。
　Ｃ含有量が上記ＴＲＩＰ鋼よりも少なく、さらに、残留オーステナイト量が上記ＴＲＩＰ鋼よりも多く、強度と延性とが上記ＴＲＩＰ鋼を超える鋼板として、４．０％超のＭｎを添加した鋼が提案されている（例えば、非特許文献１）。
　特許文献１には、３．５％以上のＭｎを添加した鋼板であって、フェライトを３０％～８０％に制御することによって、引張強度及び伸び性が優れる鋼板が開示されている。
　特許文献２には、２～６％のＭｎを添加した鋼の製造条件を適正化することにより、引張強度及び伸び性が優れる鋼板が開示されている。
特開２０１２－２３７０５４号公報 特開平７－１８８８３４号公報
古川敬、松村理、熱処理、日本国、日本熱処理協会、平成９年、第３７号巻、第４号、ｐ．２０４
　自動車用の部材として高強度鋼板を使用するためには、溶接性を低下させずに、相反する特性である強度と成形性とを確保することが望まれる。具体的には、引張強度が１３２０ＭＰａ以上及び引張強度と全伸びとの積が２６０００ＭＰａ％以上の優れた伸び特性及び高強度を有することが望まれる。
　しかしながら、例えば上述した特許文献１及び特許文献２並びに非特許文献１に開示されているような４．０％超のＭｎを含有する鋼においては、粒界及び異相界面が脆弱になると考えられ、引張強度試験における伸び特性のばらつきが大きくなる。そのため、引張強度及び引張強度と全伸びとの積が上記特性を満たしていたとしても、実質的な引張特性については改善の余地が残る。このような伸び特性のばらつきは、引張強度が１３２０ＭＰａを超えると顕著である。
　したがって、引張強度が１３２０ＭＰａ以上及び引張強度と全伸びとの積が２６０００ＭＰａ％以上の優れた伸び特性及び高強度を有し、且つ伸び特性のばらつきが小さい含有Ｍｎ濃度の高い鋼板が望まれている。
　含有Ｍｎ濃度の高い鋼板において、引張強度が１３２０ＭＰａ以上及び引張強度と全伸びとの積が２６０００ＭＰａ％以上の特性を確保し、さらに、伸び特性のばらつきを小さくするために、本発明者らは、含有Ｍｎ濃度の高い鋼板のＰ含有量を０．０２３質量％以下及びＢ含有量を０．０００３質量％以上０．０１０質量％以下の範囲に制御し、さらに、そのような鋼板を従来にない熱延条件と焼鈍条件とで制御することが有効であると知見した。
　本開示の鋼板は上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
　（１）質量％で、
　Ｃ：０．１８％超０．４５％未満、
　Ｓｉ：０．００１％以上３．５０％未満、
　Ｍｎ：４．００％超９．００％未満、
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上１．００％未満、
　Ｂ：０．０００３％以上０．０１０％以下
　Ｐ：０．０２３％以下、
　Ｓ：０．０１０％以下、
　Ｎ：０．０５０％未満、
　Ｏ：０．０２０％未満、
　Ｃｒ：０．００％以上２．００％未満、
　Ｍｏ：０．００％以上２．００％以下、
　Ｗ：０．００％以上２．００％以下、
　Ｃｕ：０．００％以上２．００％以下、
　Ｎｉ：０．００％以上２．００％以下、
　Ｔｉ：０．０００％以上０．３００％以下、
　Ｎｂ：０．０００％以上０．３００％以下、
　Ｖ：０．０００％以上０．３００％以下、
　Ｃａ：０．０００％以上０．０１０％以下、
　Ｍｇ：０．０００％以上０．０１０％以下、
　Ｚｒ：０．０００％以上０．０１０％以下、
　ＲＥＭ：０．０００％以上０．０１０％以下、
　Ｓｂ：０．０００％以上０．０５０％以下、
　Ｓｎ：０．０００％以上０．０５０％以下、及び
　Ｂｉ：０．０００％以上０．０５０％以下を含み、
　残部が鉄及び不純物であり、
　引張強度が１３２０ＭＰａ以上及び引張強度と全伸びとの積が２６０００ＭＰａ％以上であり、
　全伸びの標準偏差が２．５以下である
　ことを特徴とする鋼板。
　（２）質量％で、
　Ｃｒ：０．０１％以上２．００％未満、
　Ｍｏ：０．０１％以上２．００％以下、
　Ｗ：０．０１％以上２．００％以下、
　Ｃｕ：０．０１％以上２．００％以下、及び
　Ｎｉ：０．０１％以上２．００％以下
　の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の鋼板。
　（３）質量％で、
　Ｔｉ：０．００５％以上０．３００％以下、
　Ｎｂ：０．００５％以上０．３００％以下、及び
　Ｖ：０．００５％以上０．３００％以下
　の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の鋼板。
　（４）質量％で、
　Ｃａ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
　Ｍｇ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
　Ｚｒ：０．０００１％以上０．０１００％以下、及び
　ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１００％以下
　の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）～（３）のいずれかに記載の鋼板。
　（５）質量％で、
　Ｓｂ：０．０００５％以上０．０５００％以下、
　Ｓｎ：０．０００５％以上０．０５００％以下、及び
　Ｂｉ：０．０００５％以上０．０５００％以下
　の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）～（４）のいずれかに記載の鋼板。
　（６）前記鋼板のＬ断面において表面から厚みの１／４位置における金属組織が、面積率で、１５％以上７５％以下の残留オーステナイトを含むことを特徴とする、上記（１）～（５）のいずれかに記載の鋼板。
　（７）前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする、上記（１）～（６）のいずれかに記載の鋼板。
　（８）前記鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする、上記（１）～（６）のいずれかに記載の鋼板。
　本開示によれば、構造部材、特に自動車の骨格部材や補強部材、さらには耐衝突部材に有用な、１３２０ＭＰａ以上の引張強度及び２６０００ＭＰａ％以上の引張強度と全伸びとの積を有し、且つ伸び特性のばらつきが小さい含有Ｍｎ濃度の高い鋼板を提供することができる。
　本発明者らは、鋭意研究を行った結果、含有Ｍｎ濃度の高い鋼板のＰ含有量を０．０２３質量％以下及びＢ含有量を０．０００３質量％以上０．０１０質量％以下の範囲に制御し、さらに、前述した１３２０ＭＰａ以上の引張強度及び２６０００ＭＰａ％以上の引張強度と全伸びとの積を有する鋼板において、伸び特性のばらつきが小さい鋼板を製造する為には、従来にない熱延条件と焼鈍条件とで制御することが有効であると知見した。
　すなわち、Ｍｎ濃度が高い鋼板で生じ得る全伸びのばらつきは、従来の鋳造によるＰの凝固偏析及びそれにともなう熱延鋼板のバンド組織の形成に起因する全伸びのばらつきではなく、または熱延時の幅方向の冷却むら等の製造方法のばらつきに起因する全伸びのばらつきでもなく、フレッシュマルテンサイト（硬質相）及び残留オーステナイトとその周囲の組織との粒界へのＰの偏析及びＢの析出による脆化、言い換えると、粒界脆化に起因する鋼板の本質的なばらつきであることが解析より明らかになった。本発明は、この粒界脆化を抑えた鋼板を対象とする。また、本願では、この粒界脆化を抑える為の熱処理方法を含む製造方法を提案する。
　以下、本開示の鋼板の実施形態の例を説明する。
　１．化学組成
　本開示の鋼板の化学組成を上述のように規定した理由を説明する。以下の説明において、各元素の含有量を表す「％」は特に断りがない限り質量％を意味する。
　（Ｃ：０．１８％超０．４５％未満）
　Ｃは、鋼の引張強度を高めるために、極めて重要な元素である。１３２０ＭＰａ以上の引張強度を得るためには、０．１８％超のＣ含有量が必要となる。一方、Ｃを過剰に含有すると鋼板の溶接性を損なうので、Ｃ含有量の上限を０．４５％未満とした。引張強度と全伸びを高める点から、Ｃ含有量の下限値は、好ましくは０．２０％以上、より好ましくは０．２４％以上である。Ｃ含有量の下限値を０．２０％以上にし、後述する焼鈍において、所定の焼鈍温度で焼鈍時間を１５０００ｓ以上とすることで、面積率（面積％）で、残留オーステナイトが１５％以上になり、引張強度と全伸びの積が２８０００ＭＰａ％以上になる。Ｃ含有量の下限値を０．２４％以上にして、さらに、後述するＢ含有量を０．０００５％以上０．００４０％以下に制御し、後述する焼鈍において、所定の焼鈍温度で焼鈍時間を１５０００ｓ以上とすることによって、引張強度と全伸びの積を２８０００ＭＰａ％以上に維持しつつ、引張強度が１４７０ＭＰａ以上という超高強度の鋼板を得ることが可能になる。Ｃ含有量の上限値は、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３５％以下であり、Ｃ含有量の上限値を上記範囲にすることによって、鋼板の溶接性をより高めることができる。
　（Ｓｉ：０．００１％以上３．５０％未満）
　Ｓｉは、セメンタイトの析出と粗大化を抑制し、焼鈍中に生成するオーステナイトを制御しやすくする作用も有する。上記効果を得るために、０．００１％以上のＳｉ含有量が必要となる。Ｓｉ含有量の下限値は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．４０％以上である。また、Ｓｉの含有量が１．００％以上になると、強度－延性バランスを保ちつつ疲労特性を向上させることができるので、Ｓｉ含有量の下限値は、さらに好ましくは１．００％以上である。一方、Ｓｉを過剰に含有すると鋼板のメッキ性や化成処理性を損なうので、Ｓｉ含有量の上限値を３．５０％未満とした。さらに、Ｓｉ含有量の上限値は、好ましくは３．００％以下、より好ましくは２．５０％以下である。
　（Ｍｎ：４．００％超９．００％未満）
　Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、引張強度と全伸びを高める元素である。また、本開示の鋼板においては、Ｍｎをオーステナイト中に分配させ、よりオーステナイトを安定化させる。室温でオーステナイトを安定化させるためには、４．００％超のＭｎが必要である。一方、鋼板がＭｎを過剰に含有すると延性を損なうので、Ｍｎ含有量の上限を９．００％未満とした。Ｍｎ含有量の下限値は、好ましくは４．３０％以上、より好ましくは４．８０％以上、さらに好ましくは５．５０％以上である。Ｍｎ含有量の上限値は、好ましくは８．００％以下、より好ましくは７．５０％以下である。Ｍｎ含有量の下限値及び上限値を上記範囲にすることによって、さらにオーステナイトを安定化させることができる。
　（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上１．００％未満）
　Ａｌは、脱酸剤であり、０．００１％以上含有させる必要がある。また、Ａｌは、焼鈍時の二相温度域を広げるため、材質安定性を高める作用も有する。Ａｌの含有量が多いほどその効果は大きくなるが、Ａｌを過剰に含有させると、表面性状、塗装性、及び溶接性などの劣化を招くので、ｓｏｌ．Ａｌの上限を１．００％未満とした。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の下限値は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の上限値は、好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．６０％以下である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の下限値及び上限値を上記範囲にすることによって、脱酸効果及び材質安定向上効果と、表面性状、塗装性、及び溶接性とのバランスがより良好になる。本明細書にいう「ｓｏｌ．Ａｌ」は、「酸可溶性Ａｌ」を意味する。
　（Ｂ：０．０００３％以上０．０１０％以下）
　Ｂは、引張強度が１３２０ＭＰａ以上の鋼板において、優れた伸び特性を発現させ、さらに、伸び特性のばらつきを小さくさせるために、極めて重要な元素である。２６０００ＭＰａ％以上の引張強度と全伸びとの積を得、かつ全伸びのばらつきを抑えるためには、０．０００３％以上のＢ含有量が必要となる。一方、Ｂを過剰に含有すると靭性を損なうので、Ｂ含有量の上限を０．０１０％以下とした。Ｂ含有量の下限値は、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．０００８％以上であり、Ｂ含有量の上限値は、好ましくは０．００４０％以下、より好ましくは０．００３０％以下である。
　（Ｐ：０．０２３％以下）
　Ｐは不純物であり、鋼板がＰを過剰に含有すると、靭性や溶接性を損なうだけでなく、Ｂの添加による粒界脆化抑制効果を阻害し、伸びが著しく低下する。したがって、Ｐ含有量の上限を０．０２３％以下とする。Ｐ含有量の上限値は、好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１２％以下である。本実施形態に係る鋼板はＰを必要としないので、Ｐを実質的に含有しなくてもよく、Ｐ含有量の下限値は０．０００％である。Ｐ含有量の下限値は０．０００％超または０．００１％以上でもよいが、Ｐ含有量は少ないほど好ましい。
　（Ｓ：０．０１０％以下）
　Ｓは不純物であり、鋼板がＳを過剰に含有すると、熱間圧延によって伸張したＭｎＳが生成し、曲げ性及び穴広げ性などの成形性の劣化を招く。したがって、Ｓ含有量の上限を０．０１０％以下とする。Ｓ含有量の上限値は、好ましくは０．００７％以下、より好ましくは０．００３％以下である。本実施形態に係る鋼板はＳを必要としないので、Ｓを実質的に含有しなくてもよく、Ｓ含有量の下限値は０．０００％である。Ｓ含有量の下限値を０．０００％超または０．００１％以上としてもよいが、Ｓ含有量は少ないほど好ましい。
　（Ｎ：０．０５０％未満）
　Ｎは不純物であり、鋼板が０．０５０％以上のＮを含有すると靭性を損なう。したがって、Ｎ含有量の上限を０．０５０％未満とする。Ｎ含有量の上限値は、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００６％以下である。本実施形態に係る鋼板はＮを必要としないので、Ｎを実質的に含有しなくてもよく、Ｎ含有量の下限値は０．０００％である。Ｎ含有量の下限値を０．０００％超または０．００１％以上としてもよいが、Ｎ含有量は少ないほど好ましい。
　（Ｏ：０．０２０％未満）
　Ｏは不純物であり、鋼板が０．０２０％以上のＯを含有すると延性の劣化を招く。したがって、Ｏ含有量の上限を０．０２０％未満とする。Ｏ含有量の上限値は、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下である。本実施形態に係る鋼板はＯを必要としないので、Ｏを実質的に含有しなくてもよく、Ｏ含有量の下限値は０．０００％である。Ｏ含有量の下限値を０．０００％超または０．００１％以上としてもよいが、Ｏ含有量は少ないほど好ましい。
　「不純物」とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　本実施形態の鋼板は、更に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。しかしながら、本実施形態に係る鋼板はＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉを必要としないので、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉを含有しなくてもよく、すなわち含有量の下限値は０％であってもよい。本明細書にいうＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ、およびランタノイドの合計１７元素を指し、ＲＥＭ含有量とは、ＲＥＭが１種の場合はその含有量、２種以上の場合はそれらの合計含有量を指す。また、ＲＥＭは一般的には複数種のＲＥＭの合金であるミッシュメタルとしても供給されている。このため、個別の元素を１種または２種以上添加してＲＥＭ含有量が上記の範囲となるように含有させてもよいし、例えば、ミッシュメタルの形で添加して、ＲＥＭ含有量が上記の範囲となるように含有させてもよい。
　（Ｃｒ：０．００％以上２．００％未満）
　（Ｍｏ：０．００％以上２．００％以下）
　（Ｗ：０．００％以上２．００％以下）
　（Ｃｕ：０．００％以上２．００％以下）
　（Ｎｉ：０．００％以上２．００％以下）
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、及びＮｉはそれぞれ、本実施形態に係る鋼板に必須の元素ではないので含まれなくてもよく、それぞれの含有量は０．００％以上である。しかしながら、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、及びＮｉは、鋼板の強度を向上させる元素であるので、含有されてもよい。鋼板の強度向上効果を得るために、鋼板は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、及びＮｉからなる群から選択された１種又は２種以上の元素それぞれを０．０１％以上含有してもよい。しかしながら、鋼板がこれらの元素を過剰に含有すると、熱延時の表面傷が生成しやすくなり、さらには、熱延鋼板の強度が高くなりすぎて、冷間圧延性が低下する場合がある。したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、及びＮｉからなる群から選択された１種又は２種以上の元素それぞれの含有量の上限値を２．００％以下とする。
　（Ｔｉ：０．０００％以上０．３００％以下）
　（Ｎｂ：０．０００％以上０．３００％以下）
　（Ｖ：０．０００％以上０．３００％以下）
　Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶは、本実施形態に係る鋼板に必須の元素ではないので含まれなくてもよく、それぞれの含有量は０．０００％以上である。しかし、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶは、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を生成する元素であるので、鋼板の強度向上に有効である。したがって、鋼板は、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶからなる群から選択される１種または２種以上の元素を含有してもよい。鋼板の強度向上効果を得るためには、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶからなる群から選択される１種または２種以上の元素それぞれの含有量の下限値を０．００５％以上とすることが好ましい。一方で、これらの元素を過剰に含有させると、熱延鋼板の強度が上昇しすぎて、冷間圧延性が低下する場合がある。したがって、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶからなる群から選択される１種または２種以上の元素それぞれの含有量の上限値を０．３００％以下とする。
　（Ｃａ：０．０００％以上０．０１０％以下）
　（Ｍｇ：０．０００％以上０．０１０％以下）
　（Ｚｒ：０．０００％以上０．０１０％以下）
　（ＲＥＭ：０．０００％以上０．０１０％以下）
　Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭ（希土類金属）は、本開示の鋼板に必須の元素ではないので含まれなくてもよく、それぞれの含有量は０．０００％以上である。しかしながら、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭは、鋼板の局部延性及び穴広げ性を向上させる。この効果を得るためには、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭからなる群から選択される１種または２種以上の元素それぞれの含有量の下限値を好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．００１％以上とする。しかし、過剰量のこれら元素は、鋼板の加工性を劣化させるので、これら元素それぞれの含有量の上限を０．０１０％以下とし、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭからなる群から選択される１種または２種以上の元素の含有量の合計を０．０３０％以下とすることが好ましい。
　（Ｓｂ：０．０００％以上０．０５０％以下）
　（Ｓｎ：０．０００％以上０．０５０％以下）
　（Ｂｉ：０．０００％以上０．０５０％以下）
　Ｓｂ、Ｓｎ、及びＢｉは、本開示の鋼板に必須の元素ではないので含まれなくてもよく、それぞれの含有量は０．０００％以上である。しかしながら、Ｓｂ、Ｓｎ、及びＢｉは、鋼板中のＭｎ、Ｓｉ、及び／又はＡｌ等の易酸化性元素が鋼板表面に拡散され酸化物を形成することを抑え、鋼板の表面性状やめっき性を高める。この効果を得るために、Ｓｂ、Ｓｎ、及びＢｉからなる群から選択される１種又は２種以上の元素それぞれの含有量の下限値を好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上とする。一方、これら元素それぞれの含有量が０．０５０％を超えると、その効果が飽和するので、これら元素それぞれの含有量の上限値を０．０５０％以下とした。
　２．機械特性
　次に、本実施形態に係る鋼板の機械特性について説明する。
　本実施形態に係る鋼板の引張強度は１３２０ＭＰａ以上、好ましくは１４７０ＭＰａ以上である。これは、鋼板を自動車などの構造材料の素材として使用する際、高強度化によって板厚を減少させ、軽量化に寄与するためである。鋼板の引張強度の上限は特に規定されないが、例えば１６００ＭＰａ以下であってもよい。また、本実施形態に係る鋼板をプレス成形などの塑性加工に供するため、さらに、塑性加工した部材を対衝突部材に供するためには、全伸びが優れることが望ましい。その場合、引張強度と全伸びとの積は２６０００ＭＰａ％以上、好ましくは２８０００ＭＰａ％以上、より好ましくは３００００ＭＰａ％以上である。引張強度と全伸びとの積の上限は特に規定されないが、例えば４５０００ＭＰａ％以下であってもよい。また、塑性加工した部材の歩留りを高くし、加工時の生産性を上げるために、全伸びの標準偏差は２．５以下である。本開示の鋼板は上記のように、高強度を有し、さらに伸び特性も良好であり成形性に優れているので、ピラーやフロントサイドメンバーなどの自動車部品用途に最適である。
　３．金属組織
　次に、本実施形態に係る鋼板の金属組織について説明する。
　（鋼板の１／４ｔ部の金属組織中の残留オーステナイトの面積率：１５％以上７５％以下）
　本実施形態に係る鋼板のＬ断面において表面から厚みの１／４位置（１／４ｔ部ともいう）における金属組織は、面積率で、１５％以上７５％以下の残留オーステナイトを含むことが好ましい。残留オーステナイトの面積率は、焼鈍の条件によって変化し、強度、伸び特性などの材質に影響を与える。Ｌ断面とは、板厚方向と圧延方向に平行に鋼板の圧延方向の中心軸を通るように切断した面をいう。
　残留オーステナイトの面積率はＸ線回折法を用いて測定される。走査型電子顕微鏡の観察において、残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの区別が難しいので、残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトの面積率は、次の方法で測定する。鋼板のＬ断面を鏡面研磨した後に、３％ナイタール（３％硝酸―エタノール溶液）で腐食し、走査型電子顕微鏡で、鋼板の表面から厚みの１／４位置のミクロ組織を観察して、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計の面積率を測定する。次いで、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計の面積率からＸ線回折法で測定された残留オーステナイトの面積率を差し引いて、フレッシュマルテンサイトの面積率を算出する。
　残留オーステナイトは、変態誘起塑性によって鋼板の延性、特に鋼板の均一伸び特性を高める組織である。残留オーステナイトは、引張変形を伴う張出し、絞り、伸びフランジ、または曲げ加工によってマルテンサイトに変態し得るので、鋼板の強度の向上にも寄与する。これら効果を得るために、残留オーステナイトの面積率の下限値は好ましくは１５％以上、より好ましくは２０％以上とする。残留オーステナイトの面積率が１５％以上になると、引張強度と全伸びとの積が２８０００ＭＰａ％以上になる。さらに、残留オーステナイトの面積率が２０％以上になると、引張強度と伸びとの積が３００００ＭＰａ％以上となり、より優れた伸び特性がより高強度でも維持されるようになる。
　残留オーステナイトの面積率は高いほど好ましい。しかしながら、上述した化学成分を有する鋼板では、面積率で７５％が残留オーステナイトの含有量の上限となる。９．０％超のＭｎを含有させれば、残留オーステナイトを面積率で７５％超にすることができるが、この場合、鋼板の延性や鋳造性が損なわれる。また、残留オーステナイトの面積率は、水素脆性の観点を考慮すると、６０％以下が好ましく、５０％以下がより好ましく、４５％以下がさらに好ましい。
　本実施形態に係る鋼板の金属組織は、残留オーステナイト以外に、焼き戻しマルテンサイト、フェライト、ベイナイト、及びフレッシュマルテンサイトを含んでいてもよい。フレッシュマルテンサイトは硬質の組織であるので、フレッシュマルテンサイトの含有量が少ないほど、鋼板の曲げ性や靭性が高くなる。したがって、フレッシュマルテンサイトの含有量の上限値は、曲げ性と靭性を確保する観点から、面積率で好ましくは３０％以下、より好ましくは２０％以下である。
　４．製造方法
　次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。
　本実施形態に係る鋼板は、上述の化学組成を有する鋼を常法で溶製し、鋳造してスラブまたは鋼塊を作製し、これを加熱して熱間圧延し、得られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延し、焼鈍を施して製造する。
　熱間圧延は、通常の連続熱間圧延ラインで行えばよい。焼鈍は、後述する条件を満たせば、焼鈍炉及び連続焼鈍ラインのどちらで行ってもよい。焼鈍は、好ましくは還元雰囲気で行われ、例えば窒素９８％及び水素２％の還元雰囲気で行ってもよい。還元雰囲気で熱処理することにより、鋼板の表面にスケールが付着するのを抑制することができる。更に、冷延圧延後の鋼板に、スキンパス圧延を行ってもよい。
　本開示の鋼板の機械特性を得るためには、熱延条件及び焼鈍条件を、以下に示す範囲内で行う。
　本実施形態に係る鋼板が上述の化学組成を有する限り、溶鋼は、通常の高炉法で溶製されたものであってもよく、電炉法で作成された鋼のように、原材料がスクラップを多量に含むものでもよい。スラブは、通常の連続鋳造プロセスで製造されたものでもよいし、薄スラブ鋳造で製造されたものでもよい。
　上述のスラブまたは鋼塊を加熱し、熱間圧延を行う。熱間圧延に供する鋼材の温度は、１１００℃以上１３００℃以下とすることが好ましい。熱間圧延に供する鋼材の温度を１１００℃以上にすることにより、熱間圧延時の変形抵抗をより小さくすることができる。一方、熱間圧延に供する鋼材の温度を１３００℃以下にすることにより、スケールロス増加による歩留まりの低下を抑制することができる。本明細書において、温度は、鋼板表面の中央位置で測定される温度である。
　熱間圧延前に１１００℃以上１３００℃以下の温度域に保持する時間は特に規定しないが、曲げ性を向上させるためには、３０分間以上とすることが好ましく、１時間以上にすることがさらに好ましい。また、過度のスケールロスを抑制するために、１１００℃以上１３００℃以下の温度域に保持する時間は、１０時間以下とすることが好ましく、５時間以下とすることがさらに好ましい。なお、直送圧延または直接圧延を行う場合には、加熱処理を施さずにそのまま熱間圧延に供してもよい。
　仕上圧延開始温度は７００℃以上１０００℃以下とすることが好ましい。仕上圧延開始温度を７００℃以上とすることにより、圧延時の変形抵抗を小さくすることができる。一方、仕上圧延開始温度を１０００℃以下にすることにより、粒界酸化による鋼板の表面性状の劣化を抑制することができる。
　仕上圧延を行って得られる熱延鋼板を冷却し、巻取り、コイルにする。焼鈍後の鋼板における脆化元素の粒界偏析を抑制するために、仕上圧延を行った熱延鋼板を１０℃／秒以上で５５０℃以下に冷却することが好ましい。冷却後の巻取温度は５５０℃以下とすることが好ましい。巻取温度を５５０℃以下にすることによって、内部酸化が抑制され、その後の酸洗が容易になる。巻取温度は、より好ましくは５３０℃以下であり、さらに好ましくは５００℃以下である。巻取温度の下限は特に規定しないが、例えば室温でもよい。
　巻き取られた熱延鋼板を実質的に室温まで冷却した後、冷間圧延前に３００℃以上５３０℃以下の温度範囲で熱延鋼板を焼き戻す。熱延鋼板の焼戻し温度を３００℃以上とすることにより、冷間圧延時の破断をより抑制することができる。一方、熱延鋼板の焼戻し温度を５３０℃以下にすることにより、伸び特性のばらつきを減ずることができる。熱延鋼板の焼戻し温度の下限値は、より好ましくは３５０℃である。熱延鋼板の焼戻し温度の上限値は、好ましくは５００℃以下である。
　熱延鋼板は、常法により酸洗を施された後に、冷間圧延が行われ、冷延鋼板とされる。
　冷間圧延の前であって酸洗の前または後に０％超～５％程度の軽度の圧延を行って形状を修正すると、平坦確保の点で有利となるので好ましい。また、酸洗前に軽度の圧延を行うことより酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、化成処理性やめっき処理性を向上させる効果がある。
　焼鈍後の鋼板の組織を微細化する観点から、冷間圧延の圧下率は２０％以上とすることが好ましい。冷間圧延中の破断を抑制する観点から、冷間圧延の圧下率は７０％以下とすることが好ましい。
　上記熱間圧延工程及び冷間圧延工程を経て得られた冷延鋼板を加熱して、６００℃以上Ａｃ3点未満の温度域で１００００秒以上保持して焼鈍を行う。焼鈍温度を６００℃以上Ａｃ3点未満にすることにより、引張強度を高め、伸び特性を向上することができる。焼鈍時間が１００００秒未満になると、伸びが低下するだけでなく、伸び特性のばらつきも顕在化する。理論に束縛されるものではないが、焼鈍時間が１００００秒未満になると、ＰやＳなどの脆化元素が粒界偏析しやすく、さらには粒界及び異相界面における析出物密度が多くなるため、伸びの低下及び伸び特性のばらつきが大きくなると考えられる。したがって、焼鈍時間を１００００秒以上にする。さらに、１５０００秒以上の加熱によって、残留オーステナイトが１５％以上となり、伸び特性が著しく向上し、２８０００ＭＰａ％以上の引張強度と伸びとの積が得られやすくなる。そのような効果は、Ｍｎ含有量が５．５０％以上で顕著となり、残留オーステナイトは面積率で２０％以上となり、引張強度と伸びとの積は３００００ＭＰａ％以上になる。一方、焼鈍時間が１０００００秒を超えても、その効果が飽和するので、焼鈍時間を１０００００秒以下にすることが好ましい。異相界面とは、マルテンサイトや残留オーステナイト等の異なる組織の界面である。ここで、Ｃ：０．０５％～０．５％、Ｓｉ：０％～３．５％、Ｍｎ：０～９．０％、Ａｌ：０～２．０％を含有する複数種類の冷延鋼板について加熱速度０．５～５０℃／秒においてＡｃ3点を計測し検討した結果、Ａｃ3点として以下の式：
　Ａｃ3＝９１０－２００√Ｃ＋４４Ｓi－２５Ｍｎ＋４４Ａｌ
　が得られ、この式を用いてＡｃ3点を算出する。上記の式中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　上記焼鈍後の冷却は、鋼板にめっきしない場合には、そのまま室温まで行われればよい。また、鋼板にめっきする場合には、以下のようにする。
　鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、上記焼鈍した鋼板を再び加熱し、４３０～５００℃の温度範囲に冷却し、次いでその鋼板を溶融亜鉛のめっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を行う。めっき浴の条件は通常の範囲内とすればよい。めっき処理後は室温まで冷却すればよい。
　鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきを施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施した後、鋼板を室温まで冷却する前に、４５０～６２０℃の温度で溶融亜鉛めっきの合金化処理を行う。合金化処理条件は、通常の範囲内とすればよい。
　以上のように鋼板を製造することによって、本実施形態に係る鋼板を得ることができる。
　本開示の鋼板を、例を参照しながらより具体的に説明する。ただし、以下の例は本開示の鋼板の例であり、本開示の鋼板は以下の例の態様に限定されるものではない。
　１．評価用鋼板の製造
　表１に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により２４５ｍｍ厚のスラブを得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　得られたスラブを表２に示す条件にて熱間圧延し、２．６ｍｍ厚の熱延鋼板を製板した。次いで、得られた熱延鋼板を酸洗し、表２に示す冷間圧延率で冷間圧延を施して、冷延鋼板を製板した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた冷延鋼板について、表３に示す条件の熱処理を施して焼鈍冷延鋼板を作製した。冷延鋼板の熱処理は、窒素９８％及び水素２％の還元雰囲気で行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　一部の焼鈍冷延鋼板例については、最終の焼鈍を行った後、さらに、６００℃に加熱した後の冷却を４６０℃で停止し、冷延鋼板を４６０℃の溶融亜鉛のめっき浴に２秒間浸漬して、溶融亜鉛めっき処理を行った。めっき浴の条件は従来のものと同じである。後述する合金化処理を施さない場合、４６０℃の保持後に、平均冷却速度１０℃／秒で室温まで冷却した。
　一部の焼鈍冷延鋼板例については、溶融亜鉛めっき処理を行った後に、室温に冷却せずに、続いて合金化処理を施した。５２０℃まで加熱し、５２０℃で５秒間保持して合金化処理を行い、その後、平均冷却速度１０℃／秒で室温まで冷却した。
　このようにして得られた焼鈍冷延鋼板を伸び率０．１％で調質圧延し、各種評価用鋼板を準備した。
　２．評価方法
　各例で得られた焼鈍冷延鋼板について、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率、引張強度、並びに全伸びを評価した。各評価の方法は次のとおりである。
　（金属組織）
　残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率は、走査型電子顕微鏡による組織観察及びＸ線回折測定から算出した。鋼板を圧延方向に平行に切断したＬ断面について、鏡面研磨を行い、次いで３％ナイタールによりミクロ組織を現出させて、倍率５０００倍の走査型電子顕微鏡で、表面から１／４位置におけるミクロ組織を観察し、０．１ｍｍ×０．３ｍｍの範囲について画像解析（Ｐｈｏｔｏｓｈоｐ（登録商標））により、残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの合計の面積率を算出した。さらに、得られた鋼板から幅２５ｍｍ、長さ２５ｍｍの試験片を切り出し、この試験片に化学研磨を施して板厚１／４分を減厚し、化学研磨後の試験片の表面に対して、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折分析を３回実施し、得られたプロファイルを解析し、それぞれを平均して残留オーステナイトの面積率を算出した。走査型電子顕微鏡観察で算出した残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの合計の面積率から、Ｘ線回折測定で算出した残留オーステナイトの面積率を差し引いて、フレッシュマルテンサイトの面積率を算出した。
　（機械的性質）
　鋼板の圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片５枚を２５０ｍｍ（圧延方向に直角方向）×２００ｍｍ（圧延方向に平行方向）の一鋼板から採取し、それぞれの試験片から引張強度（ＴＳ）及び全伸び（ＥＬ）を測定した。引張試験は、ＪＩＳ５号引張試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に規定される方法で行った。全伸びの測定は、ＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に規定される方法で行った。引張強度、及び引張強度と全伸びとの積（ＴＳ×ＥＬ）は引張試験５回の平均値とし、全伸びの標準偏差はその５回より算出した。
　３．評価結果
　上記の評価の結果を表４に示す。１３２０ＭＰａ以上の引張強度及び２６０００ＭＰａ％以上の引張強度と全伸びとの積を有し、且つ伸び特性の標準偏差が２．５以下の鋼板を、実施例として評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．１８％超０．４５％未満、
    　Ｓｉ：０．００１％以上３．５０％未満、
    　Ｍｎ：４．００％超９．００％未満、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上１．００％未満、
    　Ｂ：０．０００３％以上０．０１０％以下、
    　Ｐ：０．０２３％以下、
    　Ｓ：０．０１０％以下、
    　Ｎ：０．０５０％未満、
    　Ｏ：０．０２０％未満、
    　Ｃｒ：０．００％以上２．００％未満、
    　Ｍｏ：０．００％以上２．００％以下、
    　Ｗ：０．００％以上２．００％以下、
    　Ｃｕ：０．００％以上２．００％以下、
    　Ｎｉ：０．００％以上２．００％以下、
    　Ｔｉ：０．０００％以上０．３００％以下、
    　Ｎｂ：０．０００％以上０．３００％以下、
    　Ｖ：０．０００％以上０．３００％以下、
    　Ｃａ：０．０００％以上０．０１０％以下、
    　Ｍｇ：０．０００％以上０．０１０％以下、
    　Ｚｒ：０．０００％以上０．０１０％以下、
    　ＲＥＭ：０．０００％以上０．０１０％以下、
    　Ｓｂ：０．０００％以上０．０５０％以下、
    　Ｓｎ：０．０００％以上０．０５０％以下、及び
    　Ｂｉ：０．０００％以上０．０５０％以下を含有し
    　残部が鉄及び不純物であり、
    　引張強度が１３２０ＭＰａ以上及び引張強度と全伸びとの積が２６０００ＭＰａ％以上であり、
    　全伸びの標準偏差が２．５以下である
    　ことを特徴とする鋼板。
  2. 　質量％で、
    　Ｃｒ：０．０１％以上２．００％未満、
    　Ｍｏ：０．０１％以上２．００％以下、
    　Ｗ：０．０１％以上２．００％以下、
    　Ｃｕ：０．０１％以上２．００％以下、及び
    　Ｎｉ：０．０１％以上２．００％以下
    　の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
  3. 　質量％で、
    　Ｔｉ：０．００５％以上０．３００％以下、
    　Ｎｂ：０．００５％以上０．３００％以下、及び
    　Ｖ：０．００５％以上０．３００％以下
    　の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１又は２に記載の鋼板。
  4. 　質量％で、
    　Ｃａ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
    　Ｍｇ：０．０００１％以上０．０１００％以下、
    　Ｚｒ：０．０００１％以上０．０１００％以下、及び
    　ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１００％以下
    　の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板。
  5. 　質量％で、
    　Ｓｂ：０．０００５％以上０．０５００％以下、
    　Ｓｎ：０．０００５％以上０．０５００％以下、及び
    　Ｂｉ：０．０００５％以上０．０５００％以下
    　の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼板。
  6. 　前記鋼板のＬ断面において表面から厚みの１／４位置における金属組織が、面積率で、１５％以上７５％以下の残留オーステナイトを含むことを特徴とする、請求項１～５のいずれか一項に記載の鋼板。
  7. 　前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする、請求項１～６のいずれか一項に記載の鋼板。
  8. 　前記鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする、請求項１～６のいずれか一項に記載の鋼板。
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