WO2020080337A1 - 薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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seconds
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典晃 ▲高▼坂
金子　真次郎
章紀 中村
佑馬 本田
三周 知場
義彦 小野
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a thin steel plate and a manufacturing method thereof.
  • the thin steel sheet of the present invention has a tensile strength (TS) of 590 MPa or more, and has excellent stretch formability and bendability. Therefore, the thin steel sheet of the present invention is suitable as a material for a frame member for automobiles.
  • TS tensile strength
  • ferrite has an average crystal grain size of 3 ⁇ m or less and a volume fraction of 5% or less
  • retained austenite has a volume fraction of 10 to 20%
  • martensite has an average crystal grain size of 4 ⁇ m or less and a volume fraction of 20% or less.
  • the ferrite fraction is 5% or less or the ferrite fraction is 5% to 50% and the retained austenite amount is 10% or more, and the composite structure of retained austenite and martensite is used. It is said that a steel sheet excellent in elongation, hole expandability, and deep drawability can be obtained by refining MA, which is the above, and increasing retained austenite having a size of 1.5 ⁇ m or more.
  • the present invention has a tensile strength of 590 MPa or more and a thin steel sheet having good formability. And a method for manufacturing the same.
  • the plate thickness of the thin steel plate targeted by the present invention is 0.4 mm or more and 2.6 mm or less.
  • the elongation is improved by the retained austenite, but the retained austenite is transformed into martensite by the TRIP effect on the surface of the bending process where a large strain is applied, and it is difficult to obtain excellent bendability by this martensite.
  • the shape is changed to retained austenite having a high aspect ratio, and then the retained austenite is surrounded by BCC iron having a small disorder of the crystal structure. It has been found that this suppresses damage due to martensitic transformation on the bent surface and improves bendability.
  • the carbon is promoted to be unevenly distributed from the heating to the subsequent cooling process, and then retained in a temperature range of 400 ° C. or higher and 520 ° C. Turned out to be important.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and its gist is as follows.
  • the area ratio of BCC iron having an aspect ratio of 2.5% or more and less than 85% and having an aspect ratio of 2.5 or more and having an orientation difference of 1 ° or less is 5% or more and 70% or less, and the BCC iron having an orientation difference of 1 ° or less.
  • Retained austenite surrounded by A steel sheet having a steel structure in which the average aspect ratio of retained austenite having a top 10% equivalent circle diameter is 2.5 or more.
  • the composition of the components is, in mass%, Ti: 0.001% or more and 0.2% or less, Nb: 0.001% or more and 0.2% or less, V: 0.001% or more and 0.1% or more.
  • the composition of the components is, in mass%, Mo: 0.001% or more and 1.0% or less, Sb: 0.001% or more and 0.050% or less, REM: 0.0002% or more and 0.050. % Or less, Mg: 0.0002% or more and 0.050% or less, Ca: 0.0002% or more and 0.050% or less, and any one or more of them are contained.
  • the average cooling rate from 740 ° C to 600 ° C is 8 ° C / s or higher and 25 ° C / or lower, and is cooled to a temperature range of 400 ° C or higher and 520 ° C or lower for 10 seconds or longer. It is retained for 80 seconds or less, and is cooled to a cooling stop temperature of 150 ° C. or higher and 300 ° C.
  • the average cooling rate is 8 ° C./s or higher in a temperature range of 400 ° C. to 300 ° C., and ⁇ 50 ° C. from the cooling stop temperature.
  • a temperature range of 400 ° C. to 300 ° C. and ⁇ 50 ° C. from the cooling stop temperature.
  • an annealing step of heating to a temperature of 300 ° C. or more and 500 ° C. or more and then dwelling in the temperature range of 480 seconds or more and 1400 seconds or less .
  • the thin steel sheet of the present invention has high strength of tensile strength (TS): 590 MPa or more and excellent formability. If the thin steel sheet of the present invention is applied to automobile parts, the weight of automobile parts can be further reduced.
  • TS tensile strength
  • FIGS. 1A to 1C are schematic diagrams for explaining the definition of BCC iron surrounding a retained austenite having an aspect ratio of 2.5 or more in the present invention.
  • composition of the thin steel sheet is% by mass, C: 0.08% or more and 0.24% or less, Si: 0.70% or more and 2.20% or less, Mn: 0.8% or more and 3.4% or less, P: 0.05% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.005% or more and 0.70% or less, N: 0.0060% or less.
  • % representing the content of the components means “mass%”.
  • C 0.08% or more and 0.24% or less C contributes to the strengthening of the steel sheet and also has the effect of increasing the stability of retained austenite and increasing the ductility.
  • it is necessary to contain 0.08% or more of C. It is preferably 0.09% or more.
  • the range of the C content is 0.24% or less. It is preferably 0.23% or less.
  • Si 0.70% or more and 2.20 or less Si is an element effective for increasing the elongation of the steel sheet, suppressing the precipitation of cementite, and obtaining retained austenite.
  • it is necessary to contain at least 0.70% Si. It is preferably 0.80% or more.
  • the Si content was set to 2.20% or less. It is preferably 2.10% or less.
  • Mn 0.8% or more and 3.4% or less
  • Mn is an austenite stabilizing element, and it is necessary to contain Mn in an amount of 0.8% or more in order to obtain a desired ferrite area ratio and residual austenite area ratio. It is preferably 1.2% or more.
  • Mn content was set to 3.4% or less. It is preferably 3.2% or less.
  • P 0.05% or less
  • P is a harmful element that causes low-temperature brittleness and reduces weldability, so it is preferable to reduce it as much as possible.
  • the P content is acceptable up to 0.05%.
  • the content is preferably 0.02% or less, but more preferably 0.01% or less for use under more severe welding conditions. On the other hand, in manufacturing, 0.002% may be unavoidably mixed.
  • S 0.005% or less S forms coarse sulfides in steel, which extend during hot rolling to form wedge-shaped inclusions, which adversely affects weldability. Therefore, since S is also a harmful element, it is preferable to reduce S as much as possible.
  • the S content is set to 0.005% or less. The amount is preferably 0.003% or less, but more preferably 0.001% or less for use under more severe welding conditions. In manufacturing, 0.0002% may be unavoidably mixed.
  • Al 0.005% or more and 0.70% or less
  • the Al content is 0.005% or more.
  • it is 0.010% or more.
  • the preferable range of Al is also determined by the relationship with Si.
  • Al like Si, has the effect of suppressing the precipitation of cementite and increasing the stability of retained austenite.
  • the total content of Si and Al is preferably 0.90% or more, and the total content of Si and Al is more preferably 1.10% or more from the viewpoint of suppressing variations in mechanical properties.
  • Al is an element that deteriorates castability, and is made 0.70% or less from the viewpoint of manufacturability. It is preferably 0.30% or less.
  • N 0.0060% or less
  • N is a harmful element that deteriorates the normal temperature aging property and causes unexpected cracks, and thus has a bad influence on the stretch formability. Therefore, it is desirable to reduce the N content as much as possible. In the present invention, it is 0.0060% or less. It is preferably 0.0050% or less. Although it is desirable to reduce the N content as much as possible, 0.0005% may inevitably be mixed in during production.
  • the above are the basic components of the present invention.
  • the thin steel sheet of the present invention contains the above-mentioned basic components, and the balance other than the above-mentioned basic components has a component composition containing Fe (iron) and inevitable impurities.
  • the thin steel sheet of the invention contains the above-mentioned basic components, and the balance has a composition of Fe and inevitable impurities.
  • Ti 0.001% or more and 0.2% or less
  • Nb 0.001% or more and 0.2% or less
  • V 0.001% or more and 0.5% or less
  • Cu 0.001 % Or more and 0.5% or less
  • Ni 0.01% or more and 0.5% or less
  • Cr 0.001% or more and 1.0% or less
  • B 0.0002% or more and 0.0050% or less
  • You may contain 2 or more types as an arbitrary component. These elements improve the bendability by suppressing the damage on the bending surface by refining the crystal grains, or are elements which are austenite stabilizing elements and are effective for the overhang formability through the TRIP effect. . On the other hand, if it is contained excessively, the formation of inclusions deteriorates the overhang formability or the hardenability becomes too high, and the desired steel sheet structure cannot be obtained.
  • Mo 0.001% or more and 1.0% or less
  • Sb 0.001% or more and 0.050% or less
  • REM 0.0002% or more and 0.050% or less
  • Mg 0.0002 % Or more and 0.050% or less
  • Ca 0.0002% or more and 0.050% or less
  • any one kind or two or more kinds may be contained as an optional component.
  • These elements are elements used for strength adjustment, inclusion control, etc., but the effect of the present invention is not impaired even if these elements are contained in the above range.
  • the steel structure of the thin steel sheet of the present invention has a ferrite area ratio of 5% or more and 60% or less, an area ratio of as-quenched martensite of 10% or less (including 0%), and retained austenite of 5% or more and 20% or less,
  • the upper bainite, the lower bainite, and the tempered martensite are more than 15% and less than 85% in total, and the area ratio of BCC iron surrounding the retained austenite having an aspect ratio of 2.5 or more and having an orientation difference of 1 ° or less is 5% or more and 70% or more.
  • the average aspect ratio of the retained austenite having the top 10% of equivalent circle diameters among the retained austenite surrounded by the BCC iron having an orientation difference of 1 ° or less is 2.5 or more.
  • Ferrite area ratio is 5% or more and 60% or less Since the ferrite phase is soft, the desired steel plate strength cannot be obtained if the area ratio exceeds 60%. Therefore, the area ratio of the ferrite phase is 60% or less. It is preferably 50% or less. On the other hand, when the content of ferrite is less than 5%, the localization effect of C is lost, so that it becomes impossible to obtain BCC iron or retained austenite with a small disorder of the desired crystal structure. Therefore, the area ratio of the ferrite phase is set to 5% or more. It is preferably at least 12%.
  • the ferrite phase of the present invention is polygonal ferrite and is intended for a structure that does not include a corrosion mark or a second phase structure in the grain.
  • As-quenched martensite area ratio 10% or less (including 0%) Since as-quenched martensite is extremely hard, the grain boundary becomes a starting point of crack formation in the vicinity of the surface during bending, and the bendability is significantly reduced. To obtain the bendability required in the present invention, the area ratio of martensite as quenched needs to be 10% or less. It is preferably 8% or less. The as-quenched martensite has a smaller area ratio, and may be 0%.
  • Retained austenite is 5% or more and 20% or less Retained austenite improves stretch formability. To obtain the characteristics required by the present invention, it is necessary to generate 5% or more of retained austenite. It is preferably at least 8%. On the other hand, the retained austenite deteriorates the delayed fracture property, so the content was made 20% or less. It is preferably 17% or less.
  • the C concentration in the retained austenite is 0.6% by mass or more, the stability of the retained austenite due to processing is increased and El is increased, which is preferable.
  • a more preferable C concentration in retained austenite is 0.7% by mass or more.
  • the upper limit of the C concentration is not particularly limited, but is often 1.2% or less.
  • the upper bainite, the lower bainite, and the tempered martensite are more than 15% and less than 85% in total.
  • the regions other than the above-mentioned structures are mainly composed of the upper bainite, the lower bainite, and the tempered martensite, and have desired strength and formability. In order to obtain it, the total needs to be more than 15% and less than 85%, and is preferably more than 30% and less than 80%.
  • Area ratio of BCC iron surrounding the retained austenite having an aspect ratio of 2.5 or more and having a misorientation of 1 ° or less is 5% or more and 70% or less Out of the retained austenite surrounded by BCC iron having an orientation difference of 1 ° or less, the circle equivalent diameter top 10 % Of retained austenite has an average aspect ratio of 2.5 or more.
  • BCC iron having little crystal disorder has a high ductility, and thus improves the stretch formability.
  • one of the features of the present invention is to surround the retained austenite having an aspect ratio of 2.5 or more with BCC iron having an orientation difference of 1 ° or less.
  • “surrounding” means enclosing 70% or more of the outer circumference of the retained austenite having an aspect ratio of 2.5 or more, when confirmed by the method described in the examples.
  • the aspect ratio of the retained austenite is less than 2.5, the strain concentration at the interface between the BCC iron and the retained austenite during punching may cause voids and adverse effects due to the martensitic transformation of the retained austenite, resulting in bendability. Is reduced. Therefore, it is necessary to pay attention to the retained austenite having an aspect ratio of 2.5% or more.
  • the BCC iron surrounding the retained austenite must have a small crystal structure disorder.
  • the disorder is large, the ductility of the BCC iron itself is poor and the TRIP phenomenon progresses with a small strain during the stretch forming, so that the strain is not dispersed and the desired stretch formability cannot be obtained.
  • the azimuth difference is within 1 °, the above adverse effect does not become apparent. Therefore, it is necessary to pay attention to the azimuth difference within 1 °.
  • the "direction difference" can be represented by a KAM value measured by the method described in the examples.
  • the area ratio of BCC iron surrounding the retained austenite with an aspect ratio of 2.5 or more and having an orientation difference of 1 ° or less must be 5% or more. It is preferably 10% or more.
  • the area ratio is 70% or less. It is preferably 60% or less.
  • the area ratio of BCC iron surrounding the retained austenite having an aspect ratio of 2.5 or more and having an orientation difference of 1 ° or less is within the above range, the area ratio of the following (i) to (iii) becomes 80% or less.
  • the effect of the present invention occurs.
  • the total of the following structures (i) to (iii) is more preferably 65% or less.
  • Area ratio (iii) Area ratio of BCC iron surrounding a retained austenite having an aspect ratio of less than 2.5 and having a misorientation of more than 1 °
  • the rest structure is not particularly specified, but other structures can be used if the above steel structure is achieved. Even if mixed, the effect of the invention is not impaired.
  • the method for producing a thin steel sheet according to the present invention is a method for producing a thin steel sheet having the above-described composition, and includes a hot rolling step, a cold rolling step, and an annealing step.
  • a heat treatment step after the cold rolling step and before the annealing step.
  • the hot rolling process is a process of hot rolling a steel material having the above composition.
  • the melting method for manufacturing the above steel material is not particularly limited, and a known melting method such as a converter or an electric furnace can be adopted. Further, secondary refining may be performed in a vacuum degassing furnace. After that, it is preferable to form a slab (steel material) by a continuous casting method from the viewpoint of productivity and quality. Further, a slab may be formed by a known casting method such as an ingot-slump rolling method or a thin slab continuous casting method.
  • the hot rolling conditions for hot rolling the above steel material are not particularly limited and may be set appropriately.
  • the coiling temperature after hot rolling is preferably 580 ° C. or lower, and more preferably 530 ° C. or lower from the viewpoint of the shape of the coil for cold rolling.
  • the cold rolling process is a process of performing pickling and cold rolling after the hot rolling process.
  • cold rolling it is necessary to promote recrystallization during annealing, refine austenite, promote localization of C, and increase the number of transformation nucleation sites to promote BCC iron production with less crystal strain. Therefore, the cold rolling rate needs to be 46% or more. It is preferably 50% or more. Although there is no upper limit, it is substantially 75% or less due to the cold rolling load.
  • the pickling condition is not particularly limited, and a known manufacturing method may be adopted.
  • a heat treatment step of heating to 480 ° C. or higher and cooling to room temperature may be performed. This heating is performed at 480 ° C. or more and 680 ° C. or less for 3 hours or more in the case of a box-type annealing furnace, and to 760 ° C. or more and 820 ° C. or less in the case of a continuous annealing furnace.
  • carbon is insufficiently localized unless the temperature is 480 ° C. or higher, and the value of box-type annealing becomes small.
  • the temperature exceeds 680 ° C, austenite is generated, and the effect of unevenly distributing carbon becomes small, so the temperature was set to 480 ° C or higher and 680 ° C or lower.
  • the heating time is shorter than in the box type annealing furnace. Therefore, although austenite is generated by heating at 760 ° C., an effect of unevenly distributing carbon can be obtained.
  • the temperature exceeds 820 ° C, the amount of austenite generated increases and the C concentration existing in the austenite becomes low, as in the box-type annealing furnace. Therefore, the preferable temperature range in the case of continuous annealing is 760 ° C or higher and 820 ° C or lower. And After heating, water cooling is more preferable in order to freeze the unevenly distributed state of C.
  • the annealing step means that after the cold rolling step or the heat treatment step, after heating to 780 ° C. to 845 ° C., the average cooling rate from 740 ° C. to 600 ° C. is 8 ° C./s to 25 ° C./400° C.
  • the annealing process is preferably performed on a continuous annealing line.
  • Heating to 780 ° C or higher and 845 ° C or lower It is necessary to generate a ferrite phase by recrystallization at the time of heating and to austenitize to an appropriate fraction.
  • the heating temperature needs to be 780 ° C. or higher. It is preferably 790 ° C or higher.
  • the heating temperature is set to 845 ° C or lower. It is preferably 840 ° C or lower.
  • Cooling at an average cooling rate from 740 ° C. to 600 ° C. of 8 ° C./s or more and 25 ° C./s or less It is necessary to suppress the formation of polygonal ferrite in cooling after heating. If polygonal ferrite is generated during this period, the crystal structure will be greatly disturbed, and retained austenite with a large aspect ratio cannot be obtained, resulting in a decrease in bendability.
  • the average cooling rate from 740 ° C. to 600 ° C. which is a polygonal ferrite generation region, is set to 8 ° C./s or more. It is preferably 10 ° C / s or more.
  • the upper limit of the cooling rate is 25 ° C./s or less. It is preferably 22 ° C./s or less.
  • the generation temperature range is 400 ° C. It is necessary to cool to a temperature range of 520 ° C or lower. If the temperature is lower than 400 ° C., martensitic transformation will proceed and the disorder of the crystal structure will become large, so that the desired steel structure cannot be obtained. Therefore, the cooling stop temperature is set to 400 ° C. or higher. If it exceeds 520 ° C, the aspect ratio of retained austenite becomes small due to the influence of polygonal ferrite formation. Therefore, the cooling stop temperature is set to 520 ° C. or lower. It is preferably 420 ° C. or higher and 510 ° C. or lower.
  • Retention in the temperature range of 400 ° C. or more and 520 ° C. or less for 10 seconds or more and 80 seconds or less It is necessary to retain it in the temperature range of 400 ° C. or more and 520 ° C. or less for a certain period of time following the cooling step. Due to this retention, the production of BCC iron in which the disorder of the crystal structure surrounding the retained austenite having a large aspect ratio is small progresses effectively. If the retention temperature is lower than 400 ° C. or higher than 520 ° C., the desired steel structure cannot be obtained due to martensite and ferrite formation.
  • the residence time in the temperature range is less than 10 seconds, the area ratio of BCC iron in which the disorder of the crystal structure surrounding the retained austenite with a large aspect ratio is small cannot be obtained, and the desired overhang formability cannot be obtained. Therefore, the residence time is set to 10 seconds or more. It is preferably 20 seconds or more. On the other hand, if it exceeds 80 seconds, BCC iron with excessively small disorder of the crystal structure is generated, and desired steel sheet strength cannot be obtained. Therefore, the residence time is set to 80 seconds or less. It is preferably 60 seconds or less. In this retention, it is sufficient to stay in the temperature range of 400 ° C. or more and 520 ° C. or less for a predetermined time, and there is no restriction on thermal history such as heating, cooling, isothermal holding.
  • the average cooling rate in the temperature range from 400 ° C to 300 ° C is 8 ° C / s or more and is cooled to a cooling stop temperature of 150 ° C to 300 ° C.
  • 400 ° C to 300 ° C Up to an average cooling rate of 8 ° C / s or more. If it is lower than 8 ° C./s, the BCC iron with a small disorder of the crystal structure becomes excessive. It is preferably 10 ° C / s or more. After cooling, the cooling is stopped at 150 ° C or higher and 300 ° C or lower.
  • a preferable cooling stop temperature is 180 ° C. or higher. More preferably, it is 200 ° C. or higher.
  • the cooling stop temperature exceeds 300 ° C., martensite increases as it is quenched and bendability deteriorates.
  • the temperature is preferably 280 ° C or lower, more preferably 240 ° C or lower.
  • lower bainite transformation progresses in the temperature range of ⁇ 50 ° C from the cooling stop temperature.
  • the C concentration in the retained austenite increases, so that the overhang formability further increases.
  • the residence temperature exceeds 500 ° C. or the residence time exceeds 1400 seconds, cementite precipitates in the austenite, and the desired amount of retained austenite cannot be obtained. Therefore, in the reheating step after cooling from 150 ° C. to 300 ° C., resident for 480 seconds or more and 1400 seconds or less in the range of 300 ° C. or more and 500 ° C. or less.
  • a steel material having a thickness of 250 mm and having the composition shown in Table 1 was hot-rolled, pickled, and cold-rolled, and then annealed in a continuous annealing furnace under the conditions shown in Table 2 to obtain an elongation of 0.
  • a 2% to 0.4% temper rolling was performed to manufacture a steel sheet for evaluation. A part of them was subjected to a heat treatment step in a box-type annealing furnace or a continuous annealing furnace before cold rolling or before the final annealing step. Then, the obtained thin steel sheet was evaluated by the following method.
  • the depth position (hereinafter, simply referred to as a plate thickness 1 / 4t portion) was photographed for 10 fields of view.
  • Ferrite is a structure in which corrosion marks and second phase structures are not observed in the grains.
  • As-quenched martensite is a structure observed as a white contrast in a SEM photograph, but retained austenite and cementite also have the same morphology.
  • the area ratio was obtained by exposing cementite by etching with Picral etching. Then, the sum of the area ratio of martensite, the area ratio of cementite, and the area ratio of retained austenite obtained from the above-mentioned quenching was obtained from a SEM photograph, and the area ratio of cementite and the area ratio of retained austenite described below were subtracted therefrom to obtain as-quenched martens The site area ratio was calculated.
  • the upper bainite is a structure in which corrosion marks and a second phase structure are recognized in the grains
  • the tempered martensite and the lower bainite are structures in which a lath structure and a fine second phase structure are observed in the grains. The total of the structures of the upper bainite, the lower bainite, and the tempered martensite was obtained as the total of the above area ratios.
  • EBSD electron beam backscattering diffraction method
  • a region of 1 ⁇ 10 3 ⁇ m 2 or more of a plate thickness 1 ⁇ 4t part was analyzed using OIM Analysis 6 of TSL Solutions Co., Ltd. at a measurement step of 0.1 ⁇ m, and a crystal was obtained from this analysis result.
  • Structural disorder was determined by the KAM (Kernel Average Misorientation) method, and BCC iron having a KAM value of 1 ° or less was determined.
  • aspect ratio of the retained austenite the lengths of the target retained austenite that are the longest and the shortest were measured, and the (longest length) / (shortest length) was defined as the aspect ratio of each retained austenite.
  • the area ratio of each tissue was defined as the area ratio of each tissue.
  • the retained austenite having an aspect ratio of 2.5 or more is in contact with, without straddling a large angle grain boundary having an orientation difference of 15 ° or more, and not straddling a BCC iron having a KAM value of more than 1 °.
  • BCC iron with a KAM value of 1 ° or less and BCC iron with a KAM value of 1 ° or less cover 70% or more of the entire circumference.
  • Retained austenite with an aspect ratio of 2.5 or more residual austenite with an aspect ratio of 2.5 or more.
  • BCC iron surrounding austenite According to the above definitions, BCC irons meeting the following (a) and (b) fall outside the above definition, and only BCC irons meeting the following (c) fall within the above definition.
  • BCC iron having a boundary length with austenite of more than 30% of the entire circumferential length of retained austenite with an aspect ratio of 2.5 or more (b) BCC iron with a KAM value of 1 ° or more adjacent to retained austenite with an aspect ratio of 2.5 or more BCC iron (c) in which the crystal grains are present is retained austenite with an aspect ratio of 2.5 or more and is in contact with two BCC iron crystal grains across a large angle grain boundary with a misorientation of 15 ° or more.
  • FIG. 1 shows a schematic diagram of the above (a) to (c).
  • the area ratio of BCC iron surrounding the retained austenite having an aspect ratio of 2.5 or more there is at least one BCC iron surrounding the retained austenite having an aspect ratio of 2.5 or more that satisfies (c) above.
  • BCC iron crystal grains surrounded by large-angle grain boundaries having an orientation difference of 15 ° or more were extracted, and this area was calculated as the area ratio of BCC iron surrounding the retained austenite having an aspect ratio of 2.5 or more.
  • the top 10% of the equivalent circle diameter of austenite is obtained by measuring the equivalent circle diameter of the retained austenite existing in the region where the KAM value is 1 ° or less, and extracting the retained austenite of the top 10% of particle diameter from them. Then, the individual (long axis) / (short axis) of the extracted retained austenite was measured, and the average value was determined.
  • the long axis and the short axis may measure the longest and shortest distances of retained austenite, respectively.
  • the carbon concentration in the retained austenite was calculated from the lattice constants obtained from the peak angles of the (200) face, (220) face, and (311) face of austenite measured by the Cu-Ka line, and the formula (1).
  • C concentration in retained austenite 3.5780 + 0.0330 [% C] +0.00095 [% Mn] +0.0056 [% Al] +0.0220 [% N] (1)
  • the C concentration in the retained austenite obtained by this method was set to 0.6% or more as a suitable range.
  • the BCC iron with a small crystal structure disorder is first deformed at the time of working, and then the retained austenite with a large aspect ratio inherent in the BCC iron with a large crystal structure disorder and the BCC iron with a small crystal structure disorder is deformed. Therefore, the stability of retained austenite against deformation is also excellent. Therefore, it is also suitable as an automobile member molded into a complicated shape.
  • the overhang formability was determined by fixing a sample with a load of 100 tons using a die having a diameter of 150 mm, deforming the sample using a ball head punch with a radius of 75 mm, and measuring the forming height at the time of breakage. evaluated.
  • the molding height required in the present invention is 70 mm or more when TS is 590 MPa or more and less than 780 MPa, 60 mm or more when TS is 780 MPa or more and less than 980 MPa, 50 mm when 980 MPa or more and less than 1180 MPa, and 43 mm or more when 1180 MPa or more, and particularly 1180 MPa.
  • the preferred range of the steel plate having the above tensile strength was 45 mm.
  • the tensile strength TS was 590 MPa or more, and it was found that good moldability was obtained. On the other hand, in Comparative Examples outside the scope of the present invention, the tensile strength did not reach 590 MPa, or the stretchability and bendability required in the present invention were not obtained.

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Abstract

引張強さ：５９０ＭＰａ以上を有し、かつ良好な成形性を具備する薄鋼板およびその製造方法を提供する。　特定の成分組成と、フェライト面積率が５％以上６０％以下、焼入ままマルテンサイトの面積率が１０％以下（０％を含む）、残留オーステナイトが５％以上２０％以下、上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイトが合計で１５％超え８５％未満であり、アスペクト比が２．５以上の残留オーステナイトを囲む方位差１°以内のＢＣＣ鉄の面積率が５％以上７０％以下であり、方位差１°以内のＢＣＣに囲まれる残留オーステナイトのうち円相当径上位１０％の残留オーステナイトの平均アスペクト比が２．５以上である鋼組織と、を有する薄鋼板とする。

Description

薄鋼板およびその製造方法
　本発明は、薄鋼板およびその製造方法に関する。本発明の薄鋼板は、引張強さ（ＴＳ）：５９０ＭＰａ以上の強度で、優れた張り出し成形性および曲げ性を有する。このため、本発明の薄鋼板は、自動車用骨格部材の素材に適する。
　近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量の規制を目的として自動車業界全体で自動車の燃費改善が指向されている。自動車の燃費改善には、使用部品の薄肉化による自動車の軽量化が最も有効であるため、近年、自動車部品用素材としての高強度鋼板の使用量が増加しつつある。
　一般に、鋼板の高強度化に伴い成形性は悪化する傾向にあるため、高強度鋼板の普及をさらに拡大させるには成形性の改善が必須である。成形性を改善する手法として残留オーステナイトを活用したＴＲＩＰ鋼板についてこれまでに様々な技術が公知となっている。
　例えば、特許文献１では、フェライトが平均結晶粒径３μｍ以下かつ体積分率５％以下、残留オーステナイトが体積分率１０～２０％、マルテンサイトが平均結晶粒径４μｍ以下かつ体積分率２０％以下、かつ、残部にベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトを含み、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面内１００μｍ２当たりにおける粒径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子の平均粒子数が３０個以上のセメンタイト粒子を析出させることで伸び、伸びフランジ性に優れ、高降伏比を有する１１８０ＭＰａ以上の鋼板が得られるとしている。
　特許文献２および特許文献３では、それぞれフェライト分率が５％以下もしくはフェライト分率が５％超え５０％以下で、残留オーステナイト量が１０％以上としたうえで、残留オーステナイトとマルテンサイトの複合組織であるＭＡを微細化し、サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトを増加させることで伸び、穴広げ性、深絞り性の優れた鋼板が得られるとしている。
ＷＯ２０１５－１１５０５９号公報 特開２０１７－２１４６４８号公報 特開２０１７－２１４６４７号公報
　特許文献１で提案された技術では、セメンタイトを析出させなければ焼き戻しマルテンサイトやベイナイトの硬度が高くなり伸びフランジ性が劣化するとしている。すなわちセメンタイトの析出状態によって鋼板強度や成形性が必然的に変化するため、安定した機械的性質を有する鋼板が得られない。
　特許文献２及び３で提案された技術は、炭素濃化領域が大きすぎるとＭＡが粗大となるため、穴広げ性が悪化し、穴広げ率が低下するとしている。しかしながら、ＴＲＩＰ鋼は残留オーステナイト中への炭素濃化量増加にともない、延性は上昇するのに対し、伸びフランジ性を両立させる観点からＴＲＩＰ効果を最大限得られていない問題があった。
　いずれの特許文献でも、本発明で提案する優れた成形性を有する高強度鋼板が見当たらないことを鑑み、本発明では引張強さ：５９０ＭＰａ以上を有し、かつ良好な成形性を具備する薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは上記課題を解決するために、ＴＲＩＰ鋼板において張り出し成形性と曲げ性とを両立する要件について鋭意検討した。本発明で対象とする薄鋼板の板厚は、０．４ｍｍ以上２．６ｍｍ以下である。ＴＲＩＰ鋼板では残留オーステナイトによって伸びを向上させるが、大きな歪みが付与される曲げ加工の表面では残留オーステナイトはＴＲＩＰ効果によりマルテンサイトへ変態し、このマルテンサイトによって優れた曲げ性を得ることは難しかった。
　これまでの多くの発明は硬質な焼き戻しマルテンサイトやベイナイトを母相組織とし、ＴＲＩＰ効果により変態したマルテンサイトとの硬度差を低減させることで、曲げ性を改善してきた。しかし、硬質相の延性は乏しいことや、上述の通り、曲げ性を重視するあまりＴＲＩＰ効果を最大限に活用できていなかった。そこで、これまでのＴＲＩＰ鋼板の常識であった焼き戻しマルテンサイトやベイナイトを重視する対策から脱却し、最適な組織構成および様態について精緻に調査し、その組織を得るための熱処理方法について鋭意検討した。
　まず、ＴＲＩＰ効果を損なうことなく曲げ性を高めるためには、アスペクト比の高い残留オーステナイトに形状を変化させたうえで、残留オーステナイトの周りを結晶構造の乱れが小さいＢＣＣ鉄で取り囲む。これにより、曲げ加工表面のマルテンサイト変態に伴う損傷を抑制し、曲げ性を改善させることを知見した。アスペクト比が高い残留オーステナイトを結晶構造の乱れの小さいＢＣＣ鉄で取り囲むためには、加熱から引続く冷却過程までの炭素の偏在化を促進させたうえで４００℃以上５２０℃の温度域で滞留させることが重要であることが判明した。本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０８％以上０．２４％以下、Ｓｉ：０．７０％以上２．２０％以下、Ｍｎ：０．８％以上３．４％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．７０％以下、Ｎ：０．００６０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、フェライト面積率が５％以上６０％以下、焼入ままマルテンサイトの面積率が１０％以下（０％を含む）、残留オーステナイトが５％以上２０％以下、上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイトが合計で１５％超え８５％未満であり、アスペクト比が２．５以上の残留オーステナイトを囲む方位差１°以内のＢＣＣ鉄の面積率が５％以上７０％以下であり、方位差１°以内のＢＣＣ鉄に囲まれる残留オーステナイトのうち円相当径上位１０％の残留オーステナイトの平均アスペクト比が２．５以上である鋼組織と、を有する薄鋼板。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上、０．２％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．２％以下、Ｖ：０．００１％以上０．５％以下、Ｃｕ：０．００１％以上０．５％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．５％以下、Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下のいずれか１種または２種以上を含有する［１］に記載の薄鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下、ＲＥＭ：０．０００２％以上０．０５０％以下、Ｍｇ：０．０００２％以上０．０５０％以下、Ｃａ：０．０００２％以上０．０５０％以下のいずれか１種または２種以上を含有する［１］または［２］に記載の薄鋼板。
［４］［１］～［３］のいずれかに記載の成分組成を有し、熱延鋼板に圧下率４６％以上の冷間圧延を施す冷延工程と、前記冷延工程後、７８０℃以上８４５℃以下まで加熱した後、７４０℃から６００℃までの平均冷却速度が８℃/s以上２５℃/以下で４００℃以上５２０℃以下の温度域まで冷却し、該温度域で１０秒以上８０秒以下滞留させ、４００℃から３００℃までの温度区間では平均冷却速度が８℃／s以上となるよう１５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、該冷却停止温度から±５０℃の温度域に2秒以上２５秒以下滞留したのち、３００℃以上５００℃以上の温度まで加熱した後、該温度範囲で４８０秒以上１４００秒以下滞留させる焼鈍工程と、を有する薄鋼板の製造方法。
　本発明によると、本発明の薄鋼板は、引張強さ（ＴＳ）：５９０ＭＰａ以上の高強度と、優れた成形性を備える。本発明の薄鋼板を自動車部品に適用すれば、自動車部品のさらなる軽量化が実現される。
図１（ａ）～（ｃ）は、本発明における、アスペクト比が２．５以上の残留オーステナイトを取り囲んでいるＢＣＣ鉄の定義を説明する模式図である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　本発明の薄鋼板について成分組成、鋼組織の順で説明する。
　薄鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０８％以上０．２４％以下、Ｓｉ：０．７０％以上２．２０％以下、Ｍｎ：０．８％以上３．４％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．７０％以下、Ｎ：０．００６０％以下を満たす範囲で含有させる。以下に、各成分について説明する。以下の説明において、成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０８％以上０．２４％以下
　Ｃは、鋼板の高強度化に寄与するうえ、残留オーステナイトの安定性を高め延性を上昇させる効果がある。本発明で所望とする特性を得るには、０．０８％以上のＣを含有させる必要がある。好ましくは０．０９％以上である。一方、Ｃ含有量が０．２４％を上回ると、焼入性が高くなりすぎて本発明で所望とする結晶構造の乱れの小さいＢＣＣ鉄が得られなくなる。そのため、Ｃ含有量の範囲を０．２４％以下とした。望ましくは０．２３％以下である。
　Ｓｉ：０．７０％以上２．２０以下
　Ｓｉは鋼板の伸びを上昇させ、セメンタイト析出を抑制し、残留オーステナイトを得るために有効な元素である。所望の張り出し成形性や残留オーステナイト量を得るには、少なくともＳｉは０．７０％以上を含有させる必要がある。好ましくは０．８０％以上である。一方、Ｓｉが２．２０％を上回ると、化成処理性が悪化し、自動車用部材として適さなくなるため、Ｓｉ含有量を２．２０％以下とした。好ましくは２．１０％以下である。
　Ｍｎ：０．８％以上３．４％以下
　Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、所望のフェライト面積率および残留オーステナイト面積率を得るのに０．８％以上含有させる必要がある。好ましくは１．２％以上である。一方、Ｍｎを過度に含有すると、焼入性が高くなりすぎ、結晶構造の乱れの小さいＢＣＣ鉄が得られなくなる。以上から、Ｍｎ含有量は３．４％以下とした。好ましくは３．２％以下である。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは、低温脆性を発生させたり溶接性を低下させたりする有害元素であるため、極力低減することが好ましい。本発明では、Ｐ含有量は０．０５％まで許容できる。好ましくは０．０２％以下であるが、より厳しい溶接条件下で使用するには、０．０１％以下まで抑制することがより好ましい。一方、製造上、０．００２％は不可避的に混入する場合がある。
　Ｓ：０．００５％以下
　Ｓは、鋼中で粗大な硫化物を形成し、これが熱間圧延時に伸展し楔状の介在物となることで、溶接性に悪影響をもたらす。そのため、Ｓも有害元素であるため極力低減することが好ましい。本発明では、０．００５％まで許容できるため、Ｓ含有量を０．００５％以下とした。好ましくは、０．００３％以下であるが、より厳しい溶接条件下で使用するには、０．００１％以下まで抑制することがより好ましい。製造上、０．０００２％は不可避的に混入する場合がある。
　Ａｌ：０．００５％以上０．７０％以下
　Ａｌを製鋼の段階で脱酸剤として添加する場合、Ａｌ含有量を０．００５％以上とする。好ましくは、０．０１０％以上である。また、Ａｌの好ましい範囲はＳｉとの関係でも決まる。ＡｌはＳｉと同様セメンタイト析出を抑制し、残留オーステナイトの安定性を高める効果がある。ＳｉとＡｌは合計で０．９０％以上含有させることが好ましく、機械的性質ばらつき抑制の観点からＳｉとＡｌの合計で１．１０％以上含有させることがより好ましい。一方、Ａｌは鋳造性を低下させる元素であり、製造性の観点から０．７０％以下とした。好ましくは、０．３０％以下である。
　Ｎ：０．００６０％以下
　Ｎは、常温時効性を悪化させ、予期せぬ割れを発生させるため、張り出し成形性に対して悪影響をもたらす有害元素である。そのため、Ｎ含有量は出来る限り低減することが望ましい。本発明では０．００６０％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。Ｎ含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、０．０００５％は不可避的に混入する場合がある。
　以上が本発明の基本成分である。本発明の薄鋼板は上記基本成分を含有し、上記基本成分以外の残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで、本発明の薄鋼板は、上記基本成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。
　さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．２％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．２％以下、Ｖ：０．００１％以上０．５％以下、Ｃｕ：０．００１％以上０．５％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．５％以下、Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下の１種または２種以上を任意成分として含有してもよい。これら元素は結晶粒微細化により、曲げ加工表面の損傷を抑制することで曲げ性を改善する、あるいはオーステナイト安定化元素であるためＴＲＩＰ効果を介して張り出し成形性に対して効果のある元素である。一方で、過度に含有させると介在物生成により張り出し成形性を悪化させる、あるいは焼入性が高くなりすぎ、所望の鋼板組織が得られなくなるため、上記の範囲とした。
　さらに、上記に加えてＭｏ：０．００１％以上１．０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下、ＲＥＭ：０．０００２％以上０．０５０％以下、Ｍｇ：０．０００２％以上０．０５０％以下、Ｃａ：０．０００２％以上０．０５０％以下のいずれか１種または２種以上を任意成分として含有してもよい。これら元素は強度調整、介在物制御等に使用される元素であるが、これら元素を上記範囲で含有しても本発明の効果は損なわれない。
　続いて、本発明の薄鋼板の鋼組織について説明する。本発明の薄鋼板の鋼組織は、フェライト面積率が５％以上６０％以下、焼入ままマルテンサイトの面積率が１０％以下（０％を含む）、残留オーステナイトが５％以上２０％以下、上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイトが合計で１５％超え８５％未満であり、アスペクト比が２．５以上の残留オーステナイトを囲む方位差１°以内のＢＣＣ鉄の面積率が５％以上７０％以下であり、方位差１°以内のＢＣＣ鉄に囲まれる残留オーステナイトのうち円相当径上位１０％の残留オーステナイトの平均アスペクト比が２．５以上である。
　フェライト面積率が５％以上６０％以下
　フェライト相は軟質であるため、面積率が６０％を上回ると所望の鋼板強度が得られない。そこで、フェライト相の面積率は６０％以下である。好ましくは５０％以下である。一方、フェライトが５％を下回るとＣの局在化効果が失われるため、所望の結晶構造の乱れが小さいＢＣＣ鉄や残留オーステナイトが得られなくなる。そこで、フェライト相の面積率は５％以上とする。好ましくは１２％以上である。本発明のフェライト相はポリゴナルフェライトであり、粒内に腐食痕や第二相組織が含まれない組織を対象とする。
　焼入ままマルテンサイトの面積率１０％以下（０％を含む）
　焼入ままマルテンサイトは非常に硬質であるため、曲げ加工時に表面近傍で粒界が亀裂の発生起点となり曲げ性を著しく低下させる。本発明で求める曲げ性を得るには焼入ままマルテンサイトの面積率は１０％以下とする必要がある。好ましくは８％以下である。焼入ままマルテンサイトの面積率は少ないほど好ましく０％であっても良い。
　残留オーステナイトが５％以上２０％以下
　残留オーステナイトは張り出し成形性を改善する。本発明で求める特性を得るには、５％以上の残留オーステナイトを生成させる必要がある。好ましくは８％以上である。一方、残留オーステナイトは遅れ破壊特性を悪化させるため、２０％以下とした。好ましくは１７％以下である。
　また、残留オーステナイト中のＣ濃度が０．６質量％以上であると加工による残留オーステナイトの安定性が高まりＥｌが上昇するため、好ましい。より好ましい残留オーステナイト中のＣ濃度は０．７質量％以上である。上記Ｃ濃度の上限は特に限定されないが、１．２％以下であることが多い。
　上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイトが合計で１５％超え８５％未満
　上記した組織以外の領域は、主に上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイトから構成されており、所望の強度と成形性を得るには、その合計が１５％超え８５％未満である必要があり、３０％超え８０％未満とすることが望ましい。
　アスペクト比が２．５以上の残留オーステナイトを囲む方位差１°以内のＢＣＣ鉄の面積率が５％以上７０％以下
　方位差１°以内のＢＣＣ鉄に囲まれる残留オーステナイトのうち円相当径上位１０％の残留オーステナイトの平均アスペクト比が２．５以上
　結晶の乱れの少ないＢＣＣ鉄は延性に富むため、張り出し成形性を向上させる。そのうえで、アスペクト比が２．５以上の残留オーステナイトを方位差１°以内のＢＣＣ鉄で囲むことが本発明の特徴のひとつである。ここで、「囲む」とは、実施例に記載の方法で確認したときに、アスペクト比が２．５以上の残留オーステナイトの外周の７０％以上を囲うことを指す。
　残留オーステナイトのアスペクト比が２．５を下回ると、打ち抜き時にＢＣＣ鉄と残留オーステナイトとの界面のひずみ集中により、ボイドが生成したり残留オーステナイトのマルテンサイト変態による悪影響が顕在化したりするため、曲げ性が低下する。そのため、残留オーステナイトのアスペクト比が２．５％以上のものを着目する必要がある。
　そして、この残留オーステナイトを囲むＢＣＣ鉄は結晶構造の乱れが小さいものである必要がある。乱れが大きい状態であると、ＢＣＣ鉄自体の延性が乏しいうえ、張り出し成形中小さいひずみでＴＲＩＰ現象が進行するため、ひずみが分散せず所望の張り出し成形性が得られない。方位差が１°以内であれば上記悪影響が顕在化しないため、方位差は１°以内のものに着目する必要がある。なお、「方位差」は実施例に記載の方法で測定するＫＡＭ値により表すことができる。
　所望の張り出し成形性を得るには、アスペクト比が２．５以上の残留オーステナイトを囲む方位差１°以内のＢＣＣ鉄の面積率は５％以上とする必要がある。好ましくは１０％以上である。一方、７０％を上回ると所望の鋼板強度が得られなくなる。このため、この面積率は７０％以下とする。好ましくは６０％以下である。
　前述の通り、曲げ加工時の表面の損傷の原因となるのはＢＣＣ鉄と残留オーステナイトとの界面のひずみ集中であり、ひずみ集中が生じやすいのは粗大な残留オーステナイトである。そこで、方位差１°以内のＢＣＣ鉄に囲まれる残留オーステナイトのうち円相当径上位１０％の残留オーステナイトのアスペクト比を制御する必要がある。アスペクト比を測定する際には、上記粗大なものを対象とする。具体的には上記平均アスペクト比を２．５以上にする必要がある。なお、「円相当径上位１０％の残留オーステナイト」は実施例に記載の方法で確認する。
　なお、アスペクト比が２．５以上の残留オーステナイトを囲む方位差１°以内のＢＣＣ鉄の面積率が上記の範囲にあれば、以下の（ｉ）～（ｉｉｉ）の面積率が８０％以下にまで抑えられ、本発明の効果が生じる。下記（i）～（ｉｉｉ）の組織の合計は６５％以下とすることがさらに好ましい。
（ｉ）アスペクト比が２．５未満の残留オーステナイトを囲む方位差１°以内のＢＣＣ鉄の面積率
（ｉｉ）アスペクト比が２．５以上の残留オーステナイトを囲む方位差１°超のＢＣＣ鉄の面積率
（ｉｉｉ）アスペクト比が２．５未満の残留オーステナイトを囲む方位差１°超のＢＣＣ鉄の面積率
　残部組織は特に規定しないが上記した鋼組織が達成されていれば、その他の組織が混在しても発明の効果は損なわれない。
　次に、本発明の薄鋼板の製造方法について説明する。本発明の薄鋼板の製造方法は、上記成分組成を有する薄鋼板の製造方法であり、熱延工程と、冷延工程と、焼鈍工程とを有する製造方法である。また、本発明の製造方法においては、冷延工程後で焼鈍工程前に熱処理工程を有することが好ましい。以下、各工程について説明する。
　熱延工程とは、上記成分組成を有する鋼素材を、熱間圧延する工程である。
　上記鋼素材製造のための、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、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましい。また、造塊－分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしてもよい。
　上記鋼素材を熱間圧延する熱延条件は特に限定されず、適宜設定すればよい。例えば、熱延後の巻取温度を好ましくは５８０℃以下とし、冷間圧延用コイルの形状の観点から、より好ましくは５３０℃以下とするなどが挙げられる。
　冷延工程とは、上記熱延工程後、酸洗および冷間圧延を施す工程である。冷間圧延では、焼鈍中の再結晶を促進しオーステナイトを微細化してＣの局在化を促進させ、変態の核生成サイト数を増加させることで結晶ひずみの少ないＢＣＣ鉄生成を促進させる必要があり、冷間圧延率は４６％以上とする必要がある。好ましくは５０％以上である。上限は設けないが、冷間圧延負荷の都合上、実質７５％以下である。酸洗条件は特に限定されず、公知の製造方法を採用すれば良い。
　後述する炭素の局在化の観点から、上記冷間圧延工程後焼鈍工程前に４８０℃以上に加熱し、室温まで冷却する熱処理工程を施しても良い。この加熱は箱型焼鈍炉の場合であれば、４８０℃以上６８０℃以下で３時間以上加熱し、連続焼鈍炉であれば７６０℃以上８２０℃以下に加熱するものである。箱型焼鈍炉の場合、４８０℃以上でなければ炭素の局在化が不十分となり、箱型焼鈍する価値が小さくなる。一方、６８０℃を上回るとオーステナイトが生成し、炭素を偏在化させる効果が小さくなってしまうため、４８０℃以上６８０℃以下とした。連続焼鈍の場合は箱型焼鈍炉よりも加熱時間が短い。そのため７６０℃の加熱でオーステナイトは生成するものの炭素を偏在化させる効果が得られる。一方、８２０℃を上回ると箱型焼鈍炉と同様、生成するオーステナイト量が多くなり、オーステナイト中に存在するＣ濃度が希薄となるため、連続焼鈍の場合の好適温度範囲を７６０℃以上８２０℃以下とした。加熱後はＣの偏在化状態を凍結するために水冷することがより好ましい。
　焼鈍工程とは、上記冷延工程後又は上記熱処理工程後、７８０℃以上８４５℃以下まで加熱した後、７４０℃から６００℃までの平均冷却速度が８℃／ｓ以上２５℃／以下で４００℃以上５２０℃以下まで冷却し、４００℃以上５２０℃以下で１０秒以上８０秒以下滞留させ、４００℃から３００℃までの平均冷却速度が８℃／ｓ以上で１５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、該冷却停止温度から±５０℃の温度域で２秒以上２５秒以下滞留したのち、３００℃以上５００℃以上の温度まで加熱した後、該温度範囲で４８０秒以上１４００秒以下滞留させる工程である。なお、焼鈍工程は連続焼鈍ラインで行うことが好ましい。
　７８０℃以上８４５℃以下まで加熱
　加熱時に再結晶によりフェライト相を生成させるとともに、適切な分率にオーステナイト化する必要がある。所望のフェライト面積率とするため、加熱温度は７８０℃以上である必要がある。好ましくは７９０℃以上である。一方、加熱温度が８４５℃を上回るとＣ局在化効果が失われ、特にアスペクト比の大きい残留オーステナイトが得られなくなる。そこで、加熱温度は８４５℃以下とした。好ましくは８４０℃以下である。
　７４０℃から６００℃までの平均冷却速度が８℃／ｓ以上２５℃／ｓ以下で冷却
　加熱後の冷却ではポリゴナルフェライトの生成を抑制する必要がある。この間にポリゴナルフェライトが生成すると結晶構造の乱れが大きなものになるとともに、アスペクト比の大きい残留オーステナイトが得られなくなり、曲げ性が低下する。この観点から、ポリゴナルフェライト生成域である７４０℃から６００℃までの平均冷却速度を８℃／s以上とした。好ましくは１０℃／s以上である。一方、冷却速度が大きい場合には、Ｃの局在化が効果的に行われなくなる。このため、冷却速度の上限は２５℃／ｓ以下とする。好ましくは２２℃／ｓ以下である。
　４００℃以上５２０℃以下の温度域まで冷却
　ポリゴナルフェライト生成を抑制し、アスペクト比の大きい残留オーステナイトを取り囲む結晶構造の乱れが小さいＢＣＣ鉄を生成させるためには、その生成温度域である４００℃以上５２０℃以下の温度域まで冷却する必要がある。４００℃を下回るとマルテンサイト変態が進行してしまい、結晶構造の乱れが大きくなり所望の鋼組織が得られない。そこで冷却停止温度は４００℃以上とする。５２０℃超の場合はポリゴナルフェライト生成の影響で残留オーステナイトのアスペクト比が小さくなる。そこで、冷却停止温度は５２０℃以下とする。好ましくは、４２０℃以上５１０℃以下である。
　４００℃以上５２０℃以下の温度域で１０秒以上８０秒以下滞留
　上記冷却工程に引き続いて４００℃以上５２０℃以下の温度域に一定時間滞留させる必要がある。この滞留により、アスペクト比の大きい残留オーステナイトを取り囲む結晶構造の乱れが小さいＢＣＣ鉄の生成が効果的に進行する。滞留温度が４００℃を下回る、あるいは５２０℃を上回ると、マルテンサイトやフェライト生成により所望の鋼組織が得られなくなる。また、該温度範囲での滞留時間が１０秒を下回ると、アスペクト比の大きい残留オーステナイトを取り囲む結晶構造の乱れが小さいＢＣＣ鉄の面積率が得られず、所望の張り出し成形性が得られなくなる。そこで、上記滞留時間は１０秒以上とする。好ましくは２０秒以上である。一方、８０秒を上回ると、過剰に結晶構造の乱れが小さいＢＣＣ鉄が生成し、所望の鋼板強度が得られなくなる。そこで、上記滞留時間は８０秒以下とする。好ましくは６０秒以下である。この滞留においては４００℃以上５２０℃以下の温度域に所定の時間で留まれば良く、加熱、冷却、等温保持など熱履歴に制約されることはない。
　４００℃から３００℃までの温度区間における平均冷却速度が８℃／ｓ以上で１５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度まで冷却
　４００℃以上で変化する鋼組織を凍結するため、４００℃から３００℃まで平均冷却速度８℃／ｓ以上で冷却する必要がある。８℃／ｓを下回ると結晶構造の乱れが小さいＢＣＣ鉄が過剰となる。好ましくは１０℃／ｓ以上である。冷却後は１５０℃以上３００℃以下で冷却を停止する。冷却停止温度が１５０℃を下回ると鋼板中に存在するオーステナイトがマルテンサイト変態することで、所望の残留オーステナイト量が得られなくなる。好ましい冷却停止温度は１８０℃以上である。より好ましくは２００℃以上である。一方、冷却停止温度が３００℃を上回ると焼入れままマルテンサイトが増加し、曲げ性が悪化する。好ましくは２８０℃以下、より好ましくは２４０℃以下である。
　冷却停止温度から±５０℃の温度域に２秒以上２５秒以下滞留
　また、冷却停止温度から±５０℃の温度域においては下部ベイナイト変態が進行する。この下部ベイナイト変態進行によって残留オーステナイト中のＣ濃度が上昇するため、張り出し成形性がさらに上昇する。この効果を得るには、１５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度まで冷却した時点から再加熱までの区間、すなわち、冷却停止温度から±５０℃の温度域で２秒以上２５秒以下滞留させる必要がある。２秒未満では下部ベイナイト変態進行が不十分で所望の効果が得られない。一方、２５秒を超えると、その効果は飽和するばかりか、次工程の３００℃以上５００℃以上での再加熱効果にばらつきが生じ、材質、特に強度変動が大きくなる。好ましくは３秒以上２０秒以下である。
　３００℃以上５００℃以下の温度まで加熱した後、該温度範囲で４８０秒以上１４００秒以下滞留
　残留オーステナイト中にＣを濃化させ、室温まで冷却した際に残留オーステナイトとして残存させるとともに、低温で生成した組織の結晶構造の乱れを軽減することが目的である。滞留温度が３００℃を下回る、あるいは滞留時間が４８０秒を下回ると、残留オーステナイト中が濃化されず、熱的に不安定なオーステナイトは室温まで冷却した際にマルテンサイト変態する。このため、所望の残留オーステナイト量が得られないばかりか、結晶構造の乱れの少ないＢＣＣ鉄が減少する。一方、滞留温度が５００℃を上回る、あるいは滞留時間が１４００秒を上回ると、オーステナイト中にセメンタイトが析出するため、所望の残留オーステナイト量が得られない。そこで、１５０℃から３００℃まで冷却した後の再加熱工程は、３００℃以上５００℃以下の範囲で４８０秒以上１４００秒以下滞留させる。
　表１に示す成分組成を有する厚さ２５０ｍｍの鋼素材を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施した後に、連続焼鈍炉にて表２に示す条件で焼鈍した後、伸長率０．２％～０．４％の調質圧延を施し、評価に供する鋼板を製造した。一部、冷間圧延前もしくは最終焼鈍工程前に箱型焼鈍炉もしくは連続焼鈍炉にて熱処理工程を施した。そして、得られた薄鋼板を以下の手法で評価した。
　（ｉ）組織観察（鋼組織の面積率）
　鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう切り出し、板厚中心部を１％ナイタールで腐食現出し、走査電子顕微鏡で２０００倍に拡大して鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置（以下、単に板厚１／４ｔ部という。）を１０視野分撮影した。フェライトは粒内に腐食痕や第二相組織が観察されない組織である。焼入れままマルテンサイトはＳＥＭ写真で白いコントラストとして観察される組織であるが、残留オーステナイトやセメンタイトも同様の形態を呈する。そこで、ピクラールエッチングでエッチングすることでセメンタイトを現出させ、その面積率を求めた。そして、上記焼入れままマルテンサイトの面積率、セメンタイトの面積率および残留オーステナイトの面積率の合計をＳＥＭ写真から求め、そこからセメンタイトの面積率と後述する残留オーステナイトの面積率を差し引くことで焼入れままマルテンサイトの面積率を求めた。上部ベイナイトは粒内に腐食痕や第二相組織が認められる組織であり、焼き戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトは粒内にラス構造や微細第二相組織が観察される組織である。上部ベイナイト、下部ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトの組織の合計は上記全ての面積率合計として求めた。
　アスペクト比が２．５以上の残留オーステナイトを取り囲むＢＣＣ鉄の測定には、ＳＥＭ観察と同じ断面を対象にＥＢＳＤ（電子線後方散乱回析法）を用いた。具体的には、板厚１／４ｔ部の１×１０３μｍ２以上の領域を、測定ステップ０．１μｍで株式会社ＴＳＬソリューションズ社のＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ　６を使用して解析し、この解析結果から結晶構造の乱れをＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）法によって求め、ＫＡＭ値が１°以下であるＢＣＣ鉄を求めた。残留オーステナイトのアスペクト比は、対象の残留オーステナイトの最長および最短となる長さを測定し、（最長長さ）／（最短長さ）を各残留オーステナイトのアスペクト比とした。
　面積率の測定は、ＳＥＭ像およびＥＢＳＤ像のいずれも切断法を採用し、得られた写真に対して実長さ３０μｍの水平線および垂直線各２０本を格子状となるように引き、交点の組織を同定し、全交点に対する各組織の交点数の比率を各組織の面積率とした。ここで、各測定点に対し、方位差１５°以上の大角粒界を跨がず、かつＫＡＭ値が１°を上回るＢＣＣ鉄を跨がず、アスペクト比２．５以上の残留オーステナイトが接しているＫＡＭ値が１°以下のＢＣＣ鉄およびＫＡＭ値１°以下のＢＣＣ鉄が全周７０％以上を覆っているアスペクト比が２．５以上の残留オーステナイトを、アスペクト比が２．５以上の残留オーステナイトを取り囲んでいるＢＣＣ鉄として同定した。上記の定義に従うと、以下の（ａ）および（ｂ）に合致するＢＣＣ鉄は上記の定義の範囲外となり、以下の（ｃ）に合致するＢＣＣ鉄のみ上記の定義の範囲内となる。
（ａ）アスペクト比２．５以上の残留オーステナイトが方位差１５°以上の大角粒界を跨いで２つのＢＣＣ鉄の結晶粒に接し、２つの領域のＢＣＣ鉄とアスペクト比２．５以上の残留オーステナイトとの境界の長さがともにアスペクト比２．５以上の残留オーステナイト周全長の３０％を超えるＢＣＣ鉄
（ｂ）アスペクト比２．５以上の残留オーステナイトと隣接するＫＡＭ値１°以上のＢＣＣ鉄の結晶粒が内存するＢＣＣ鉄
（ｃ）アスペクト比２．５以上の残留オーステナイトが方位差１５°以上の大角粒界を跨いで２つのＢＣＣ鉄の結晶粒に接しているが、２つの領域のＢＣＣ鉄とアスペクト比２．５以上の残留オーステナイトとの境界の長さのどちらかがアスペクト比２．５以上の残留オーステナイト周全長の３０％を超えないＢＣＣ鉄
　図１に、上記（ａ）～（ｃ）の模式図を示す。なお、アスペクト比が２．５以上の残留オーステナイトを取り囲むＢＣＣ鉄の面積率の算出に当たっては、上記（ｃ）を満たすアスペクト比が２．５以上の残留オーステナイトを取り囲むＢＣＣ鉄が一つでも存在し、かつ方位差１５°以上の大角粒界に囲まれたＢＣＣ鉄の結晶粒を抽出し、この領域をアスペクト比が２．５以上の残留オーステナイトを取り囲むＢＣＣ鉄の面積率として算出した。
　平均アスペクト比の測定に当たっては、円相当径上位１０％の残留オーステナイトに着目した。ここで、「円相当径上位１０％のオーステナイト」は、ＫＡＭ値１°以下の領域内に存在する残留オーステナイトの円相当径を測定し、それらから粒子径上位１０％の残留オーステナイトを抽出したうえで、抽出した残留オーステナイトの個々の（長軸）／（短軸）を測定し、その平均値をとる方法で決定した。長軸および短軸はそれぞれ、残留オーステナイトの最長および最短距離を測定すればよい。
　（ｉｉ）ＸＲＤによる残留オーステナイト分率測定
　鋼板を板厚１／４位置まで研磨後、化学研磨により更に０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα線を用い、ＦＣＣ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ＢＣＣ鉄（フェライト）の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定し、ＢＣＣ鉄（フェライト）各面からの積分反射強度に対するＦＣＣ鉄（オーステナイト）各面からの積分反射強度の強度比から求めたオーステナイトの割合を残留オーステナイト分率（面積率）とみなした。
　残留オーステナイト中の炭素濃度をＣｕ－Ｋａ線によって測定したオーステナイトの（２００）面、（２２０）面、（３１１）面のピーク角度から求めた格子定数と（１）式から求めた。
残留オーステナイト中のＣ濃度＝３．５７８０＋０．０３３０［％Ｃ］＋０．０００９５［％Ｍｎ］＋０．００５６［％Ａｌ］＋０．０２２０［％Ｎ］　　　　　　　　　（１）
ここで［％Ｍ］（Ｍ＝Ｃ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｎ）は各合金元素の含有濃度である。
本手法により求めた残留オーステナイト中のＣ濃度が０．６％以上を好適範囲とした。
　（ｉｉｉ）引張試験
　得られた鋼板から圧延方向に対して垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を５回行い、平均の、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとした。表３において、引張強さ：５９０ＭＰａ以上、かつＴＳとＥｌとの積が１７５００ＭＰａ・％以上を、本発明鋼で求める鋼板の機械的性質とした。
　また、成形性を良好なものとするには、厳しい加工を与えられたときにひずみを分散させることでネッキングや割れを抑制することが有効である。本発明では、加工付与時にまず結晶構造の乱れが小さいＢＣＣ鉄が変形し、次いで結晶構造の乱れが大きいＢＣＣ鉄と結晶構造の乱れが小さいＢＣＣ鉄に内在するアスペクト比の大きい残留オーステナイトが変形してゆくため、残留オーステナイトの変形に対する安定性も優れている。したがって、複雑な形状に成形される自動車用部材としても好適である。本発明では、例えばロールフォーミング等の曲げ－曲げ戻しがなされる厳しい加工におけるネッキングや割れを抑制するための条件として、残留オーステナイトの安定性を真応力（σ）―真ひずみ（ε）曲線上、塑性不安定条件（ｄσ／ｄε＝０）を満たすεの８０％でのｄσ／ｄεで表し、このときのｄσ／ｄεを引張強さで除した値が１．４以上を好適範囲とした。
　（ｉｖ）張り出し成形性評価
　張り出し成形性は、直径１５０ｍｍのダイスで１００ｔｏｎの荷重でサンプルを固定し、半径７５ｍｍの球頭ポンチを用いてサンプルを変形させ、破断が生じたときの成形高さを評価した。本発明で求める成形高さはＴＳが５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満であれば７０ｍｍ以上、７８０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満であれば６０ｍｍ以上、９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満であれば５０ｍｍ、１１８０ＭＰａ以上であれば４３ｍｍ以上とし、特に１１８０ＭＰａ以上の引張強さを持つ鋼板の好適範囲を４５ｍｍとした。
　（ｖ）曲げ試験
　曲げ性を調査するため、幅１００ｍｍ、長さ３５ｍｍの短冊状サンプルを切り出し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８に準拠した頂角９０°のＶブロック法にて曲げ試験を実施し、割れが発生しない最小のダイス径（Ｒ）を求め、板厚（ｔ）で除することで限界曲げ半径（Ｒ／ｔ）を求め、この好適範囲を２．０以下とした。
　本発明例はいずれも、引張強さＴＳ：５９０ＭＰａ以上であり良好な成形性が得られたことがわかる。一方、本発明の範囲を外れる比較例は引張強さ５９０ＭＰａに達していないか、本発明で求める張り出し成形性や曲げ性が得られなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０８％以上０．２４％以下、
    Ｓｉ：０．７０％以上２．２０％以下、
    Ｍｎ：０．８％以上３．４％以下、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．００５％以下、
    Ａｌ：０．００５％以上０．７０％以下、
    Ｎ：０．００６０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    フェライト面積率が５％以上６０％以下、焼入ままマルテンサイトの面積率が１０％以下（０％を含む）、残留オーステナイトが５％以上２０％以下、上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイトが合計で１５％超え８５％未満であり、アスペクト比が２．５以上の残留オーステナイトを囲む方位差１°以内のＢＣＣ鉄の面積率が５％以上７０％以下であり、方位差１°以内のＢＣＣ鉄に囲まれる残留オーステナイトのうち円相当径上位１０％の残留オーステナイトの平均アスペクト比が２．５以上である鋼組織と、を有する薄鋼板。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．００１％以上、０．２％以下、
    Ｎｂ：０．００１％以上０．２％以下、
    Ｖ：０．００１％以上０．５％以下、
    Ｃｕ：０．００１％以上０．５％以下、
    Ｎｉ：０．０１％以上０．５％以下、
    Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、
    Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下のいずれか１種または２種以上を含有する請求項１に記載の薄鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、
    Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下、
    ＲＥＭ：０．０００２％以上０．０５０％以下、
    Ｍｇ：０．０００２％以上０．０５０％以下、
    Ｃａ：０．０００２％以上０．０５０％以下のいずれか１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載の薄鋼板。
  4. 　請求項１～３のいずれかに記載の成分組成を有し、熱延鋼板に圧下率４６％以上の冷間圧延を施す冷延工程と、
    　前記冷延工程後、７８０℃以上８４５℃以下まで加熱した後、７４０℃から６００℃までの平均冷却速度が８℃／ｓ以上２５℃／以下で４００℃以上５２０℃以下の温度域まで冷却し、該温度域で１０秒以上８０秒以下滞留させ、４００℃から３００℃までの温度区間では平均冷却速度が８℃／ｓ以上となるよう１５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、該冷却停止温度から±５０℃の温度域で２秒以上２５秒以下滞留したのち、３００℃以上５００℃以下の温度まで加熱した後、該温度範囲で４８０秒以上１４００秒以下滞留させる焼鈍工程と、を有する薄鋼板の製造方法。
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