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技術 高強度鋼板およびその製造方法

出願人 JFEスチール株式会社
発明者 南秀和椎森芳恵金子真次郎小林崇田中裕二
出願日 2018年2月9日 (2年10ヶ月経過) 出願番号 2018-528082
公開日 2019年2月14日 (1年10ヶ月経過) 公開番号 WO2018-147400
状態 特許登録済
技術分野 薄鋼板の熱処理
主要キーワード 合計面積比 見込み量 クリーンアップ処理 硬度比 形状変化量 異相界面 補強用部材 穴直径
関連する未来課題
重要な関連分野

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課題・解決手段

引張強さが1180MPa以上を有する高強度鋼板およびその製造方法を提供する。高強度鋼板は、所定の成分組成を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる。鋼組織は、焼戻しマルテンサイト面積率で75.0%以上、焼入れマルテンサイトが面積率で1.0%以上20.0%以下、残留オーステナイトが面積率で5.0%以上20.0%以下であり、焼戻しマルテンサイトに対する焼入れマルテンサイトの硬度比が1.5以上3.0以下であり、焼戻しマルテンサイトでの平均KAM値に対する、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの異相界面近傍における焼戻しマルテンサイト側での最大KAM値の比が1.5以上30.0以下であり、旧オーステナイト粒板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値が2.0以下である。

概要

背景

近年、環境問題の高まりからCO2排出規制厳格化しており、自動車分野においては燃費向上を目的とした車体の軽量化が課題となっている。そのために自動車部品への高強度鋼板の適用による薄肉化が進められており、特に引張強さ(TS)で1180MPa以上の高強度鋼板の適用が進められている。

自動車の構造用部材補強用部材に使用される高強度鋼板には、加工性に優れることが要求される。特に、複雑形状を有する部品に用いられる高強度鋼板には、延性(以下、伸びと称する場合もある)または伸びフランジ性(以下、穴広げ性と称する場合もある)といった特性が優れるだけでなく、延性と伸びフランジ性の両方が優れることが求められる。さらに、構造用部材や補強用部材などの自動車用部品には、優れた衝突吸収エネルギー特性が求められている。自動車用部品の衝突吸収エネルギー特性を向上させるためには、素材である鋼板降伏比(YR=YS/TS)を制御することが有効である。高強度鋼板の降伏比(YR)を制御することで、鋼板成形後のスプリングバックを抑制し、かつ、衝突時の衝突吸収エネルギーを上昇させることが可能となる。

また、鋼板は、高強度化および薄肉化によって形状凍結性が著しく低下するが、これに対応するため、プレス成形時における離型後の形状変化予測して、形状変化量を見込んだ金型を設計することが広く行われている。しかし、鋼板のYSが大きく変化した場合、形状変化を一定の見込み量とした形状変化量は、目標とのズレが大きくなってしまい、形状不良を誘発する。そして、この形状不良となった鋼板は、プレス成形後に、一個一個の形状を板金加工する等の手直しが必要となって、量産効率を著しく低下させることとなる。そのため、鋼板のYSのバラツキは可能な限り小さくすることが要求されている。

これらの要求に対し、例えば、特許文献1には、質量%で、C:0.12〜0.22%、Si:0.8〜1.8%、Mn:1.8〜2.8%、P:0.020%以下、S:0.0040%以下、Al:0.005〜0.08%、N:0.008%以下、Ti:0.001〜0.040%、B:0.0001〜0.0020%およびCa:0.0001〜0.0020%以下を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなる成分組成を有し、フェライト相ベイナイト相合計面積比率が50〜70%で平均結晶粒径が1〜3μmであり、焼戻マルテンサイト相の面積比率が25〜45%で平均結晶粒径が1〜3μmであり、残留オーステナイト相の面積比率が2〜10%である組織を有し、引張強度が1180MPa以上であり、優れた伸び、伸びフランジ性および曲げ性を有する高強度鋼板が開示されている。

特許文献2には、質量%で、C:0.15〜0.27%、Si:0.8〜2.4%、Mn:2.3〜3.5%、P:0.08%以下、S:0.005%以下、Al:0.01〜0.08%、N:0.010%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライトの平均結晶粒径が5μm以下、フェライトの体積分率が3〜20%、残留オーステナイトの体積分率が5〜20%、マルテンサイトの体積分率が5〜20%であり、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、かつ、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面内2000μm2当たりにおける結晶粒径が2μm以下の残留オーステナイト、マルテンサイト、もしくはこれらの混合相の合計の個数が150個以上であるミクロ組織を有し、引張強さが1180MPa以上であり、高い降伏比を確保しつつ、優れた伸びおよび伸びフランジ性を有する高強度鋼板が開示されている。

特許文献3には、質量%で、C:0.120%以上0.180%以下、Si:0.01%以上1.00%以下、Mn:2.20%以上3.50%以下、P:0.001%以上0.050%以下、S:0.010%以下、sol.Al:0.005%以上0.100%以下、N:0.0001%以上0.0060%以下、Nb:0.010%以上0.100%以下、Ti:0.010%以上0.100%以下を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなる成分組成を有し、フェライトの面積率が10%以上60%以下、マルテンサイトの面積率が40%以上90%以下である組織を有し、引張強度が1180MPa以上であり、表面外観に優れ、かつ材質焼鈍温度依存性が小さく、また伸びフランジ性を改善した高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。

特許文献4には、質量%で、C:0.13〜0.25%、Si:1.2〜2.2%、Mn:2.0〜3.2%、P:0.08%以下、S:0.005%以下、Al:0.01〜0.08%、N:0.008%以下、Ti:0.055〜0.130%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、平均結晶粒径が2μm以下のフェライトを体積分率で2〜15%、平均結晶粒径が0.3〜2.0μmの残留オーステナイトを体積分率で5〜20%、平均結晶粒径が2μm以下のマルテンサイトを体積分率で10%以下(0%含む)を有し、残部にベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを有し、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が5μm以下である組織を有し、引張強さが1180MPa以上であり、伸び、穴広げ性、耐遅れ破壊特性に優れ、高降伏比を有する高強度冷延鋼板が開示されている。

概要

引張強さが1180MPa以上を有する高強度鋼板およびその製造方法を提供する。高強度鋼板は、所定の成分組成を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる。鋼組織は、焼戻しマルテンサイトが面積率で75.0%以上、焼入れマルテンサイトが面積率で1.0%以上20.0%以下、残留オーステナイトが面積率で5.0%以上20.0%以下であり、焼戻しマルテンサイトに対する焼入れマルテンサイトの硬度比が1.5以上3.0以下であり、焼戻しマルテンサイトでの平均KAM値に対する、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの異相界面近傍における焼戻しマルテンサイト側での最大KAM値の比が1.5以上30.0以下であり、旧オーステナイト粒板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値が2.0以下である。

目的

近年、環境問題の高まりからCO2排出規制が厳格化しており、自動車分野においては燃費向上を目的とした

効果

実績

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請求項1

成分組成は、質量%で、C:0.08%以上0.35%以下、Si:0.50%以上2.50%以下、Mn:2.00%以上3.50%以下、P:0.001%以上0.100%以下、S:0.0200%以下、Al:0.010%以上1.000%以下、N:0.0005%以上0.0100%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、鋼組織は、焼戻しマルテンサイト面積率で75.0%以上、焼入れマルテンサイトが面積率で1.0%以上20.0%以下、残留オーステナイトが面積率で5.0%以上20.0%以下であり、焼戻しマルテンサイトに対する焼入れマルテンサイトの硬度比が1.5以上3.0以下であり、焼戻しマルテンサイトでの平均KAM値に対する、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの異相界面近傍における焼戻しマルテンサイト側での最大KAM値の比が1.5以上30.0以下であり、旧オーステナイト粒板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値が2.0以下である高強度鋼板

請求項2

前記鋼組織は、さらに、面積率で10.0%以下のベイナイトを有し、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が0.2μm以上5.0μm以下である請求項1に記載の高強度鋼板。

請求項3

前記成分組成に加えて、質量%で、Ti:0.001%以上0.100%以下、Nb:0.001%以上0.100%以下、V:0.001%以上0.100%以下、B:0.0001%以上0.0100%以下、Mo:0.01%以上0.50%以下、Cr:0.01%以上1.00%以下、Cu:0.01%以上1.00%以下、Ni:0.01%以上0.50%以下、As:0.001%以上0.500%以下、Sb:0.001%以上0.200%以下、Sn:0.001%以上0.200%以下、Ta:0.001%以上0.100%以下、Ca:0.0001%以上0.0200%以下、Mg:0.0001%以上0.0200%以下、Zn:0.001%以上0.020%以下、Co:0.001%以上0.020%以下、Zr:0.001%以上0.020%以下、REM:0.0001%以上0.0200%以下のうちから選ばれる少なくとも1種を含有する請求項1または2に記載の高強度鋼板。

請求項4

鋼板表面にめっき層を有する請求項1〜3のいずれか1項に記載の高強度鋼板。

請求項5

請求項1〜3のいずれか1項に記載の高強度鋼板の製造方法であって、鋼素材を加熱し、次いで、仕上げ圧延入側温度:1020℃以上1180℃以下、仕上げ圧延出側温度:800℃以上1000℃以下とする熱間圧延を行い、次いで、巻取温度:600℃以下で巻き取り、次いで、冷間圧延を行い、次いで、(1)式で定義される温度をT1温度(℃)、(2)式で定義される温度をT2温度(℃)とするとき、加熱温度:T1温度以上で10s以上保熱した後、冷却停止温度:220℃以上((220℃+T2温度)/2)以下まで冷却した後、該冷却停止温度から再加熱温度:A以上560℃以下(A:(T2温度+20℃)≦A≦530℃を満たす任意の温度(℃))まで、平均加熱速度:10℃/s以上で再加熱した後、保持温度(A):(T2温度+20℃)以上530℃以下で10s以上保持、の焼鈍を行う高強度鋼板の製造方法。T1温度(℃)=960−203×[%C]1/2+45×[%Si]−30×[%Mn]+150×[%Al]−20×[%Cu]+11×[%Cr]+400×[%Ti]・・・(1)なお、[%X]は、鋼中の成分元素Xの含有量(質量%)を示し、含有しない場合は0とする。T2温度(℃)=560−566×[%C]−150×[%C]×[%Mn]−7.5×[%Si]+15×[%Cr]−67.6×[%C]×[%Cr]・・・(2)なお、[%X]は、鋼中の成分元素Xの含有量(質量%)を示し、含有しない場合は0とする。

請求項6

前記熱間圧延は、仕上げ圧延の最終パスの1パス前のパスの圧下率が15%以上25%以下である請求項5に記載の高強度鋼板の製造方法。

請求項7

前記巻き取り後、巻き取り温度から200℃以下に冷却し、その後加熱して450℃以上650℃以下の温度域で900s以上保持する熱処理をした後、前記冷間圧延を行う請求項5または6に記載の高強度鋼板の製造方法。

請求項8

前記焼鈍の後に、めっき処理を施す請求項5〜7のいずれか1項に記載の高強度鋼板の製造方法。

技術分野

0001

本発明は、主に自動車構造部材に好適な高強度鋼板およびその製造方法に関する。

背景技術

0002

近年、環境問題の高まりからCO2排出規制厳格化しており、自動車分野においては燃費向上を目的とした車体の軽量化が課題となっている。そのために自動車部品への高強度鋼板の適用による薄肉化が進められており、特に引張強さ(TS)で1180MPa以上の高強度鋼板の適用が進められている。

0003

自動車の構造用部材補強用部材に使用される高強度鋼板には、加工性に優れることが要求される。特に、複雑形状を有する部品に用いられる高強度鋼板には、延性(以下、伸びと称する場合もある)または伸びフランジ性(以下、穴広げ性と称する場合もある)といった特性が優れるだけでなく、延性と伸びフランジ性の両方が優れることが求められる。さらに、構造用部材や補強用部材などの自動車用部品には、優れた衝突吸収エネルギー特性が求められている。自動車用部品の衝突吸収エネルギー特性を向上させるためには、素材である鋼板降伏比(YR=YS/TS)を制御することが有効である。高強度鋼板の降伏比(YR)を制御することで、鋼板成形後のスプリングバックを抑制し、かつ、衝突時の衝突吸収エネルギーを上昇させることが可能となる。

0004

また、鋼板は、高強度化および薄肉化によって形状凍結性が著しく低下するが、これに対応するため、プレス成形時における離型後の形状変化予測して、形状変化量を見込んだ金型を設計することが広く行われている。しかし、鋼板のYSが大きく変化した場合、形状変化を一定の見込み量とした形状変化量は、目標とのズレが大きくなってしまい、形状不良を誘発する。そして、この形状不良となった鋼板は、プレス成形後に、一個一個の形状を板金加工する等の手直しが必要となって、量産効率を著しく低下させることとなる。そのため、鋼板のYSのバラツキは可能な限り小さくすることが要求されている。

0005

これらの要求に対し、例えば、特許文献1には、質量%で、C:0.12〜0.22%、Si:0.8〜1.8%、Mn:1.8〜2.8%、P:0.020%以下、S:0.0040%以下、Al:0.005〜0.08%、N:0.008%以下、Ti:0.001〜0.040%、B:0.0001〜0.0020%およびCa:0.0001〜0.0020%以下を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなる成分組成を有し、フェライト相ベイナイト相合計面積比率が50〜70%で平均結晶粒径が1〜3μmであり、焼戻マルテンサイト相の面積比率が25〜45%で平均結晶粒径が1〜3μmであり、残留オーステナイト相の面積比率が2〜10%である組織を有し、引張強度が1180MPa以上であり、優れた伸び、伸びフランジ性および曲げ性を有する高強度鋼板が開示されている。

0006

特許文献2には、質量%で、C:0.15〜0.27%、Si:0.8〜2.4%、Mn:2.3〜3.5%、P:0.08%以下、S:0.005%以下、Al:0.01〜0.08%、N:0.010%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライトの平均結晶粒径が5μm以下、フェライトの体積分率が3〜20%、残留オーステナイトの体積分率が5〜20%、マルテンサイトの体積分率が5〜20%であり、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、かつ、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面内2000μm2当たりにおける結晶粒径が2μm以下の残留オーステナイト、マルテンサイト、もしくはこれらの混合相の合計の個数が150個以上であるミクロ組織を有し、引張強さが1180MPa以上であり、高い降伏比を確保しつつ、優れた伸びおよび伸びフランジ性を有する高強度鋼板が開示されている。

0007

特許文献3には、質量%で、C:0.120%以上0.180%以下、Si:0.01%以上1.00%以下、Mn:2.20%以上3.50%以下、P:0.001%以上0.050%以下、S:0.010%以下、sol.Al:0.005%以上0.100%以下、N:0.0001%以上0.0060%以下、Nb:0.010%以上0.100%以下、Ti:0.010%以上0.100%以下を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなる成分組成を有し、フェライトの面積率が10%以上60%以下、マルテンサイトの面積率が40%以上90%以下である組織を有し、引張強度が1180MPa以上であり、表面外観に優れ、かつ材質焼鈍温度依存性が小さく、また伸びフランジ性を改善した高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。

0008

特許文献4には、質量%で、C:0.13〜0.25%、Si:1.2〜2.2%、Mn:2.0〜3.2%、P:0.08%以下、S:0.005%以下、Al:0.01〜0.08%、N:0.008%以下、Ti:0.055〜0.130%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、平均結晶粒径が2μm以下のフェライトを体積分率で2〜15%、平均結晶粒径が0.3〜2.0μmの残留オーステナイトを体積分率で5〜20%、平均結晶粒径が2μm以下のマルテンサイトを体積分率で10%以下(0%含む)を有し、残部にベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを有し、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が5μm以下である組織を有し、引張強さが1180MPa以上であり、伸び、穴広げ性、耐遅れ破壊特性に優れ、高降伏比を有する高強度冷延鋼板が開示されている。

先行技術

0009

特開2014−80665号公報
特開2015−34327号公報
特許第5884210号公報
特許第5896086号公報

発明が解決しようとする課題

0010

しかしながら、特許文献1〜4に記載の技術では、加工性のなかでも、とりわけ伸び、伸びフランジ性、曲げ性について改善したことを開示しているが、いずれの文献でも降伏応力(YS)の面内異方性については考慮されていない。

0011

特許文献1に記載の技術では、表1〜3に開示されるように、引張強さが1180MPa以上で、十分な延性および伸びフランジ性を確保すると、焼鈍を3回行う必要がある。特許文献2に記載の技術では、延性と伸びフランジ性を両立するためにフェライトを体積率で3〜20%含有する必要があるが、冷間圧延後に焼鈍を2回行う必要がある。特許文献3に記載の技術では、1180MPa以上の引張強度とTS×Elのバランスが不十分である。特許文献4に記載の技術では、1180MPa以上の引張強さで、延性と伸びフランジ性を両立するためにフェライトの平均結晶粒径を2μm以下とする必要があり、高価なTiを含有する必要がある。

0012

本発明は係る事情に鑑み、特に1180MPa以上の引張強さ(TS)を有し、延性のみならず伸びフランジ性にも優れ、さらに、降伏応力(YS)の制御性および面内異方性に優れる高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

課題を解決するための手段

0013

本発明者らは、上記課題を達成するため、1180MPa以上の引張強さを有し、延性のみならず伸びフランジ性に優れ、さらに、降伏応力(YS)の制御性および面内異方性に優れる高強度鋼板およびその製造方法を得るべく鋭意検討を重ねたところ、以下のことを見出した。

0014

(1)残留オーステナイトを含有することで、延性が向上すること、(2)焼戻しマルテンサイトを主体とする鋼組織とすることで、伸びフランジ性が向上すること、(3)焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの硬度比、および、焼戻しマルテンサイトでの平均KAM値に対する、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの異相界面近傍における焼戻しマルテンサイト側での最大KAM値の比を制御することで、降伏応力(YS)の制御性が向上すること、すなわち、YRを広範囲に制御することが可能であること、(4)旧オーステナイト粒板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比を制御することで、降伏応力(YS)の面内異方性を低減できること、を知見した。

0015

本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
[1]成分組成は、質量%で、C:0.08%以上0.35%以下、Si:0.50%以上2.50%以下、Mn:2.00%以上3.50%以下、P:0.001%以上0.100%以下、S:0.0200%以下、Al:0.010%以上1.000%以下、N:0.0005%以上0.0100%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、鋼組織は、焼戻しマルテンサイトが面積率で75.0%以上、焼入れマルテンサイトが面積率で1.0%以上20.0%以下、残留オーステナイトが面積率で5.0%以上20.0%以下であり、焼戻しマルテンサイトに対する焼入れマルテンサイトの硬度比が1.5以上3.0以下であり、焼戻しマルテンサイトでの平均KAM値に対する、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの異相界面近傍における焼戻しマルテンサイト側での最大KAM値の比が1.5以上30.0以下であり、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値が2.0以下である高強度鋼板。
[2]前記鋼組織は、さらに、面積率で10.0%以下のベイナイトを有し、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が0.2μm以上5.0μm以下である[1]に記載の高強度鋼板。
[3]前記成分組成に加えて、質量%で、Ti:0.001%以上0.100%以下、Nb:0.001%以上0.100%以下、V:0.001%以上0.100%以下、B:0.0001%以上0.0100%以下、Mo:0.01%以上0.50%以下、Cr:0.01%以上1.00%以下、Cu:0.01%以上1.00%以下、Ni:0.01%以上0.50%以下、As:0.001%以上0.500%以下、Sb:0.001%以上0.200%以下、Sn:0.001%以上0.200%以下、Ta:0.001%以上0.100%以下、Ca:0.0001%以上0.0200%以下、Mg:0.0001%以上0.0200%以下、Zn:0.001%以上0.020%以下、Co:0.001%以上0.020%以下、Zr:0.001%以上0.020%以下、REM:0.0001%以上0.0200%以下のうちから選ばれる少なくとも1種を含有する[1]または[2]に記載の高強度鋼板。
[4]鋼板表面にめっき層を有する[1]〜[3]のいずれかに記載の高強度鋼板。
[5][1]〜[3]のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、鋼素材を加熱し、次いで、仕上げ圧延入側温度:1020℃以上1180℃以下、仕上げ圧延出側温度:800℃以上1000℃以下とする熱間圧延を行い、次いで、巻取温度:600℃以下で巻き取り、次いで、冷間圧延を行い、次いで、(1)式で定義される温度をT1温度(℃)、(2)式で定義される温度をT2温度(℃)とするとき、加熱温度:T1温度以上で10s以上保熱した後、冷却停止温度:220℃以上((220℃+T2温度)/2)以下まで冷却した後、該冷却停止温度から再加熱温度:A以上560℃以下(A:(T2温度+20℃)≦A≦530℃を満たす任意の温度(℃))まで、平均加熱速度:10℃/s以上で再加熱した後、保持温度(A):(T2温度+20℃)以上530℃以下で10s以上保持、の焼鈍を行う高強度鋼板の製造方法。
T1温度(℃)=960−203×[%C]1/2+45×[%Si]−30×[%Mn]+150×[%Al]−20×[%Cu]+11×[%Cr]+400×[%Ti] ・・・(1)
なお、[%X]は、鋼中の成分元素Xの含有量(質量%)を示し、含有しない場合は0とする。
T2温度(℃)=560−566×[%C]−150×[%C]×[%Mn]−7.5×[%Si]+15×[%Cr]−67.6×[%C]×[%Cr] ・・・(2)
なお、[%X]は、鋼中の成分元素Xの含有量(質量%)を示し、含有しない場合は0とする。
[6]前記熱間圧延は、仕上げ圧延の最終パスの1パス前のパスの圧下率が15%以上25%以下である[5]に記載の高強度鋼板の製造方法。
[7]前記巻き取り後、巻き取り温度から200℃以下に冷却し、その後加熱して450℃以上650℃以下の温度域で900s以上保持する熱処理をした後、前記冷間圧延を行う[5]または[6]に記載の高強度鋼板の製造方法。
[8]前記焼鈍の後に、めっき処理を施す[5]〜[7]のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。

0016

なお、本発明において、高強度鋼板とは、引張強さ(TS)が1180MPa以上の鋼板であり、冷延鋼板、めっき処理、合金化めっき処理など表面処理を冷延鋼板に施した鋼板を含むものである。また、本発明において、延性、すなわちEl(全伸び)に優れるとは、TS×Elの値が16500MPa・%以上であることを意味する。また、本発明において、伸びフランジ性に優れるとは、伸びフランジ性の指標である穴広げ率(λ)の値が30%以上であることを意味する。また、本発明において、降伏応力(YS)の制御性に優れるとは、YSの制御性の指標である降伏比(YR)の値が65%以上95%以下であることを意味する。なお、YRは、次の(3)式で求められる。
YR=YS/TS・・・・(3)
また、本発明において、降伏応力(YS)の面内異方性に優れるとは、YSの面内異方性の指標である│ΔYS│の値が50MPa以下であることを意味する。なお、│ΔYS│は、次の(4)式で求められる。
│ΔYS│=(YSL−2×YSD+YSC)/2・・・・(4)
ただし、YSL、YSDおよびYSCとは、それぞれ、鋼板の圧延方向(L方向)、鋼板の圧延方向に対して45°方向(D方向)、鋼板の圧延方向に対して直角方向(C方向)の3方向から採取したJIS5号試験片を用いて、JIS Z 2241(2011年)の規定に準拠して、クロスヘッド速度10mm/分で引張試験を行って測定したYSの値である。

発明の効果

0017

本発明によれば、1180MPa以上の引張強さを有し、延性のみならず伸びフランジ性に優れ、さらに、降伏応力の制御性および面内異方性に優れる高強度鋼板を得られる。そして、本発明の製造方法により得られた高強度鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することにより、自動車の車体軽量化による燃費向上に大きく寄与し、産業上の利用価値は極めて大きい。

0018

以下、本発明について詳細に説明する。

0019

まず、本発明の高強度鋼板の成分組成と、その限定理由について説明する。なお、以下の説明において、鋼の成分組成を表す%は、特に明記しない限り「質量%」を意味する。

0020

C:0.08%以上0.35%以下
Cは、鋼の重要な基本成分の1つである。特に本発明では、Cは、焼鈍後の焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの分率(面積率)、および残留オーステナイトの分率(面積率)に影響する重要な元素である。そして、得られる鋼板の強度等の機械的特性は、この焼戻しマルテンサイトおよび焼入れマルテンサイトの分率(面積率)、硬度、およびそれらの周囲に導入されるひずみによって大きく左右される。また、延性は、残留オーステナイトの分率(面積率)によって大きく左右される。C含有量が0.08%未満では、焼戻しマルテンサイトの硬度が減少し、所望の強度の確保が困難になる。また、残留オーステナイトの分率が減少し、鋼板の延性が低下する。さらに、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの硬度比を制御することができず、YSの制御性の指標であるYRを所望の範囲に制御することができない。一方、C含有量が0.35%を超えると、焼入れマルテンサイトの硬度が増大し、YSの制御性の指標であるYRが減少し、同時に、λが減少する。したがって、C含有量は、0.08%以上0.35%以下とする。好ましくは0.12%以上とする。好ましくは0.30%以下とする。より好ましくは0.15%以上とする。より好ましくは0.26%以下とする。さらに好ましくは0.16%以上とする。さらに好ましくは0.23%以下とする。

0021

Si:0.50%以上2.50%以下
Siは、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することで、鋼板の延性を向上させるのに重要な元素である。また、Siは、残留オーステナイトが分解して炭化物の生成を抑制するのにも有効である。Si含有量が0.50%未満では、所望の残留オーステナイトの分率を確保できず、鋼板の延性が低下する。また、所望の焼入れマルテンサイトの分率を確保できず、YSの制御性の指標であるYRを所望の範囲に制御することができない。一方、Si含有量が2.50%を超えると、焼入れマルテンサイトの硬度が増大し、YSの制御性の指標であるYRが減少し、同時に、λが減少する。したがって、Si含有量は0.50%以上2.50%以下とする。好ましくは0.80%以上とする。好ましくは2.00%以下とする。より好ましくは1.00%以上とする。より好ましくは1.80%以下とする。さらに好ましくは1.20%以上とする。さらに好ましくは1.70%以下とする。

0022

Mn:2.00%以上3.50%以下
Mnは、鋼板の強度確保のために有効である。また、Mnは、焼鈍時の冷却過程でのパーライトやベイナイトの生成を抑制する作用があり、オーステナイトからマルテンサイトへの変態を容易にする。Mn含有量が2.00%未満では、焼鈍時の冷却過程でフェライト、パーライトまたはベイナイトが生成し、所望の焼戻しマルテンサイトおよび焼入れマルテンサイトの分率を確保することができず、TSが低下する。一方、Mn含有量が3.50%を超えると、板厚方向のMn偏析が顕著となり、焼鈍時に圧延方向に伸長したオーステナイトが生成する。その結果、焼鈍後の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比(旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均)が増大し、YSの面内異方性の指標である│ΔYS│が増大する。また、鋳造性の低下を引き起こす。さらに、スポット溶接性およびめっき性を損なう。したがって、Mn含有量は2.00%以上3.50%以下とする。好ましくは2.30%以上とする。好ましくは3.20%以下とする。より好ましくは2.50%以上とする。より好ましくは3.00%以下とする。

0023

P:0.001%以上0.100%以下
Pは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて含有できる元素である。こうした効果を得るためには、P含有量を0.001%以上にする必要がある。一方、P含有量が0.100%を超えると、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界脆化させるため、局部伸びが低下し、全伸び(延性)が低下する。また、伸びフランジ性も低下する。さらに、溶接性劣化を招く。さらに、溶融亜鉛めっき合金化処理する場合には、合金化速度を大幅に遅延させてめっきの品質を損なう。したがって、P含有量は0.001%以上0.100%以下とする。好ましくは0.005%以上とする。好ましくは0.050%以下とする。

0024

S:0.0200%以下
Sは、粒界に偏析して熱間圧延時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して局部変形能が低下し、延性が低下する。また、伸びフランジ性も低下する。そのため、S含有量は0.0200%以下とする必要がある。したがって、S含有量は0.0200%以下とする。好ましくは0.0050%以下とする。なお、S含有量の下限に特に限定は無いが、生産技術上の制約からは、S含有量は0.0001%以上が好ましい。

0025

Al:0.010%以上1.000%以下
Alは、焼鈍時の冷却工程での炭化物の生成を抑制し、マルテンサイトの生成を促進することができる元素であり、鋼板の強度確保のために有効である。こうした効果を得るには、Al含有量を0.010%以上にする必要がある。一方、Al含有量が1.000%を超えると、鋼板中介在物が多くなり、局部変形能が低下し、延性が低下する。従って、Al含有量は0.010%以上1.000%以下とする。好ましくは0.020%以上とする。好ましくは0.500%以下とする。

0026

N:0.0005%以上0.0100%以下
Nは、Alと結合してAlNを形成する。また、Nは、Bが含有された場合にはBNを形成する。N含有量が多いと粗大な窒化物が多量に生じるため、局部変形能が低下し、延性が低下する。また、伸びフランジ性も低下する。従って、N含有量は0.0100%以下とする。一方、生産技術上の制約から、N含有量は0.0005%以上にする必要がある。従って、N含有量は0.0005%以上0.0100%以下とする。好ましくは0.0010%以上とする。好ましくは0.0070%以下とする。より好ましくは0.0015%以上とする。より好ましくは0.0050%以下とする。

0027

残部は鉄(Fe)および不可避的不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲においては、Oを0.0100%以下含有することを拒むものではない。

0028

以上の必須元素で本発明の鋼板は目的とする特性が得られるが、上記の必須元素に加えて、必要に応じて下記の元素を含有することができる。

0029

Ti:0.001%以上0.100%以下、Nb:0.001%以上0.100%以下、V:0.001%以上0.100%以下、B:0.0001%以上0.0100%以下、Mo:0.01%以上0.50%以下、Cr:0.01%以上1.00%以下、Cu:0.01%以上1.00%以下、Ni:0.01%以上0.50%以下、As:0.001%以上0.500%以下、Sb:0.001%以上0.200%以下、Sn:0.001%以上0.200%以下、Ta:0.001%以上0.100%以下、Ca:0.0001%以上0.0200%以下、Mg:0.0001%以上0.0200%以下、Zn:0.001%以上0.020%以下、Co:0.001%以上0.020%以下、Zr:0.001%以上0.020%以下、REM:0.0001%以上0.0200%以下から選ばれる少なくとも1種
Ti、Nb、Vは、熱間圧延時あるいは焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るためには、Ti、Nb、Vの含有量は、それぞれ0.001%以上とする必要がある。一方、Ti、Nb、Vの含有量が、それぞれ0.100%を超えると、母相である焼戻しマルテンサイトの下部組織もしくは旧オーステナイト粒界に粗大な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物が多量に析出し、局部変形能が低下し、延性が低下する。また、伸びフランジ性も低下する。したがって、Ti、Nb、Vを含有する場合、その含有量は、それぞれ0.001%以上0.100%以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ti、Nb、Vの含有量は、それぞれ0.005%以上0.050%以下とする。

0030

Bは、マルテンサイト変態開始温度を低下させることなく、焼入れ性を向上させることができる元素であり、焼鈍時の冷却過程でのパーライトやベイナイトの生成を抑制し、オーステナイトからマルテンサイトへの変態を容易にすることが可能である。こうした効果を得るためには、B含有量は、0.0001%以上とする必要がある。一方、B含有量が0.0100%を超えると、熱間圧延中鋼板内部に割れが生じるため、延性が大きく低下する。また、伸びフランジ性も低下する。したがって、Bを含有する場合、その含有量は0.0001%以上0.0100%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.0003%以上とする。より好ましくは0.0050%以下とする。さらに好ましくは0.0005%以上とする。さらに好ましくは0.0030以下とする。

0031

Moは、焼入れ性を向上させることができる元素である。また、焼戻しマルテンサイトおよび焼入れマルテンサイトを生成するのに有効な元素である。こうした効果は、Mo含有量を0.01%以上とすることで得られる。一方、Mo含有量が0.50%を超えて含有しても更なる効果は得難い。そのうえ、介在物等の増加を引き起こして鋼板の表面や内部に欠陥などを引き起こし、延性を大きく低下させる。したがって、Moを含有する場合、その含有量は0.01%以上0.50%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.02%以上とする。より好ましくは0.35%以下とする。さらに好ましくは0.03%以上とする。さらに好ましくは0.25%以下とする。

0032

Cr、Cuは、固溶強化元素としての役割のみならず、焼鈍時の冷却過程や、冷延鋼板に対する加熱および冷却処理時の冷却過程において、オーステナイトを安定化し、焼戻しマルテンサイトおよび焼入れマルテンサイトの生成を容易にする。こうした効果を得るには、Cr、Cuの含有量は、それぞれ0.01%以上にする必要がある。一方、Cr、Cuの含有量が1.00%を超えると、熱間圧延中に表層割れを起こす恐れがある上、介在物等の増加を引き起こして鋼板の表面や内部に欠陥などを引き起こし、延性が大きく低下する。また、伸びフランジ性も低下する。したがって、Cr、Cuを含有する場合、その含有量は、それぞれ0.01%以上1.00%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.05%以上とする。より好ましくは0.80%以下とする。

0033

Niは、固溶強化および変態強化により高強度化に寄与する元素である。この効果を得るためには、Niは0.01%以上の含有が必要である。一方、Niを過剰に含有すると、熱間圧延中に表層割れを起こす恐れがある上、介在物等の増加を引き起こして鋼板の表面や内部に欠陥などを引き起こし、延性が大きく低下する。また、伸びフランジ性も低下する。したがって、Niを含有する場合、その含有量は0.01%以上0.50%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.05%以上とする。より好ましくは0.40%以下とする。

0034

Asは、耐食性向上に有効な元素である。この効果を得るためには、Asは0.001%以上の含有が必要である。一方、Asを過剰に含有した場合、赤熱脆性が促進する上に、介在物等の増加を引き起こして鋼板の表面や内部に欠陥などを引き起こし、延性が大きく低下する。また、伸びフランジ性も低下する。したがって、Asを含有する場合、その含有量は0.001%以上0.500%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.003%以上とする。より好ましくは0.300%以下とする。

0035

Sb、Snは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる、鋼板表面から板厚方向に数十μm程度の領域における脱炭を抑制する観点から、必要に応じて含有することができる。このような窒化や酸化を抑制すると、鋼板表面におけるマルテンサイトの生成量が減少することを防止して、鋼板の強度の確保に有効である。この効果を得るには、Sb、Snの含有量は、それぞれ0.001%以上にする必要がある。一方で、Sb、Snは、それぞれ0.200%を超えて過剰に含有すると延性の低下を招く。したがって、Sb、Snを含有する場合、その含有量は、それぞれ0.001%以上0.200%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.002%以上とする。より好ましくは0.150%以下とする。

0036

Taは、TiやNbと同様に、合金炭化物合金炭窒化物を生成して高強度化に寄与する元素である。加えて、Taには、Nb炭化物やNb炭窒化物に一部固溶し、(Nb,Ta)(C,N)のような複合析出物を生成して、析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による鋼板の強度向上への寄与率を安定化させる効果があると考えられる。そのため、必要に応じてTaを含有することが好ましい。前述の析出物安定化の効果は、Taの含有量を0.001%以上とすることで得られる。一方、Taを過剰に含有しても、析出物安定化の効果が飽和する上に、介在物等の増加を引き起こして鋼板の表面や内部に欠陥などを引き起こし、延性が大きく低下する。また、伸びフランジ性も低下する。したがって、Taを含有する場合、その含有量は0.001%以上0.100%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.002%以上とする。より好ましくは0.080%以下とする。

0037

Ca、Mgは、脱酸に用いる元素であるとともに、硫化物の形状を球状化し、延性、特に局部延性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。これらの効果を得るためには、Ca、Mgの含有量は、それぞれ0.0001%以上の含有が必要である。一方、Ca、Mgは、それぞれ0.0200%を超えて含有すると、介在物等の増加を引き起こして鋼板の表面や内部に欠陥などを引き起こし、延性が大きく低下する。また、伸びフランジ性も低下する。したがって、Ca、Mgを含有する場合、その含有量は、それぞれ0.0001%以上0.0200%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.0002%以上とする。より好ましくは0.0100%以下とする。

0038

Zn、Co、Zrは、いずれも硫化物の形状を球状化し、局部延性および伸びフランジ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この効果を得るためには、Zn、Co、Zrの含有量は、それぞれ0.001%以上の含有が必要である。一方、Zn、Co、Zrは、それぞれ0.020%を超えると、介在物等が増加し、表面や内部に欠陥などを引き起こすため、延性が低下する。また、伸びフランジ性も低下する。したがって、Zn、Co、Zrを含有する場合、その含有量はそれぞれ0.001%以上0.020%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.002%以上とする。より好ましくは0.015%以下とする。

0039

REMは、高強度化および耐食性の向上に有効な元素である。この効果を得るためには、REMの含有量を、0.0001%以上とする必要である。しかしながら、REMの含有量が、0.0200%を超えると、介在物等が増加し、鋼板の表面や内部に欠陥などを引き起こすため、延性が低下する。また、伸びフランジ性も低下する。したがって、REMを含有する場合、その含有量は0.0001%以上0.0200%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.0005%以上とする。より好ましくは0.0150%以下とする。

0040

次に、本発明の高強度鋼板の重要な要件である、鋼組織について説明する。

0041

焼戻しマルテンサイトの面積率:75.0%以上
本発明において、極めて重要な発明の構成要件である。焼戻しマルテンサイトを主相とすることは、本発明で目的とする所望の強度(引張強さ)を確保しつつ、所望の穴広げ性を確保するために有効である。また、焼戻しマルテンサイトに焼入れマルテンサイトを隣接させることができ、これにより、YRの制御が可能である。これらの効果を得るためには、焼戻しマルテンサイトの面積率を75.0%以上にする必要がある。なお、焼戻しマルテンサイトの面積率の上限は、特に限定しないが、焼入れマルテンサイトの面積率および残留オーステナイトの面積率の確保のために、焼戻しマルテンサイトの面積率は94.0%以下が好ましい。したがって、焼戻しマルテンサイトの面積率は75.0%以上とする。好ましくは76.0%以上とする。より好ましくは78.0%以上とする。好ましくは94.0%以下とする。より好ましくは92.0%以下とする。さらに好ましくは90.0%以下とする。なお、焼戻しマルテンサイトの面積率は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。

0042

焼入れマルテンサイトの面積率:1.0%以上20.0%以下
本発明において、極めて重要な発明の構成要件である。焼戻しマルテンサイトに焼入れマルテンサイトを隣接させることで、所望の穴広げ性を確保しつつ、YRの制御が可能である。この効果を得るためには、焼入れマルテンサイトの面積率を1.0%以上にする必要がある。一方、焼入れマルテンサイトの面積率が20.0%を超えると、残留オーステナイトの面積率が減少してしまい、延性が低下する。また、伸びフランジ性も低下する。したがって、焼入れマルテンサイトの面積率は1.0%以上20.0%以下とする。好ましくは1.0%以上15.0%以下とする。なお、焼入れマルテンサイトの面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

0043

ベイナイトの面積率:10.0%以下(好適条件)
ベイナイトの生成は、未変態オーステナイト中にCを濃化させ、加工時に高ひずみ域でTRIP効果を発現する残留オーステナイトを得るために有効である。このため、ベイナイトの面積率は10.0%以下が好ましい。また、YRの制御のために必要な焼入れマルテンサイトの面積率を確保する必要があることから、ベイナイトの面積率は8.0%以下とすることがより好ましい。ただし、ベイナイトの面積率が0%であっても、本発明の効果は得られる。なお、ベイナイトの面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

0044

残留オーステナイトの面積率:5.0%以上20.0%以下
本発明において、極めて重要な発明の構成要件である。良好な延性、および引張強さと延性のバランスを確保するためには、残留オーステナイトの面積率を5.0%以上にする必要がある。一方、残留オーステナイトの面積率が20.0%を超えると、残留オーステナイトの粒径が増大し、穴広げ性が低下する。したがって、残留オーステナイトの面積率は5.0%以上20.0%以下とする。好ましくは6.0%以上とする。好ましくは18.0%以下とする。より好ましくは7.0%以上とする。より好ましくは16.0%以下とする。なお、残留オーステナイトの面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

0045

残留オーステナイトの平均結晶粒径:0.2μm以上5.0μm以下(好適条件)
良好な延性、および引張強さと延性のバランスを確保することが可能である残留オーステナイトは、打抜き加工時に焼入れマルテンサイトに変態することで、焼戻しマルテンサイトあるいはベイナイトとの界面にクラックが発生し、穴広げ性が低下する。この問題は残留オーステナイトの平均結晶粒径を5.0μm以下まで小さくすることで改善できる。また、残留オーステナイトの平均結晶粒径が5.0μmを超えると、引張変形時の加工硬化初期の時点で、残留オーステナイトがマルテンサイト変態してしまい、延性が低下する。一方、残留オーステナイトの平均結晶粒径が0.2μm未満では、引張変形時の加工硬化後期の時点であっても、残留オーステナイトがマルテンサイト変態しないため、延性への寄与が小さく、所望のElを確保することが困難である。したがって、残留オーステナイトの平均結晶粒径は0.2μm以上5.0μm以下が好ましい。より好ましくは0.3μm以上とする。より好ましくは2.0μm以下とする。なお、残留オーステナイトの平均結晶粒径は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

0046

焼戻しマルテンサイトに対する焼入れマルテンサイトの硬度比:1.5以上3.0以下
本発明において、極めて重要な発明の構成要件である。YSの制御性の指標であるYRを広範囲に亘って制御するためには、主相である焼戻しマルテンサイトの硬度と、それに隣接する硬質な焼入れマルテンサイトの硬度とを、適正に制御することが有効である。これにより、引張変形中の焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの両相間に生じる内部応力分配を制御することができ、YRを制御することが可能である。焼戻しマルテンサイトに対する焼入れマルテンサイトの硬度比が1.5未満では、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの硬度差に起因して生じる内部応力の分配が十分ではなく、YRが増大してしまう。一方、焼戻しマルテンサイトに対する焼入れマルテンサイトの硬度比が3.0を超えると、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの硬度差に起因して生じる内部応力の分配が増大し、YRが減少してしまう。また、伸びフランジ性も低下する。したがって、焼戻しマルテンサイトに対する焼入れマルテンサイトの硬度比は1.5以上3.0以下とする。好ましくは1.5以上2.8以下とする。なお、焼戻しマルテンサイトに対する焼入れマルテンサイトの硬度比は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

0047

焼戻しマルテンサイトでの平均KAM値に対する、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの異相界面近傍における焼戻しマルテンサイト側での最大KAM値の比:1.5以上30.0以下
本発明において、極めて重要な発明の構成要件である。YSの制御性の指標であるYRを広範囲に亘って制御するためには、主相である焼戻しマルテンサイトの平均KAM値と、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの異相界面近傍における焼戻しマルテンサイト側での最大KAM値とを、適正に制御することが有効である。これにより、引張変形中の焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの両相間に生じる塑性ひずみ分配を制御することができ、YRを制御することが可能である。焼戻しマルテンサイトでの平均KAM値に対する、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの異相界面近傍における焼戻しマルテンサイト側での最大KAM値の比が1.5未満では、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの両相間での塑性ひずみの差が小さいため、YRが増大してしまう。一方、焼戻しマルテンサイトでの平均KAM値に対する、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの異相界面近傍における焼戻しマルテンサイト側での最大KAM値の比が30.0を超えると、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの両相間での塑性ひずみの差が大きいため、YRが減少してしまう。したがって、焼戻しマルテンサイトでの平均KAM値に対する、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの異相界面近傍における焼戻しマルテンサイト側での最大KAM値の比は、1.5以上30.0以下とする。好ましくは1.6以上とする。好ましくは25.0以下とする。より好ましくは1.6以上20.0以下とする。なお、焼戻しマルテンサイトの平均KAM値、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの異相界面近傍における焼戻しマルテンサイト側での最大KAM値は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

0048

旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比:平均で2.0以下
本発明において、極めて重要な発明の構成要件である。YSの面内異方性を制御するためには、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比(旧オーステナイト粒のアスペクト比)を、適正に制御することが有効である。旧オーステナイト粒を等軸に近い形状にすることで、引張方向によるYSの変化を狭小化することが可能となる。この効果を得るためには、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比を平均で2.0以下にする必要がある。なお、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の下限は、特に限定しないが、YSの面内異方性を制御するためには平均で0.5以上とすることが好ましい。したがって、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比は平均で2.0以下とする。好ましくは0.5以上とする。なお、旧オーステナイト粒の各方向の粒径は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。

0049

なお、本発明に従う鋼組織では、上記した焼戻しマルテンサイト、焼入れマルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイト以外に、フェライト、パーライト、セメンタイト等の炭化物やその他鋼板の組織として公知のものが、それらの合計の面積率で、3.0%以下の範囲であれば、含まれていても、本発明の効果が損なわれることはない。

0050

次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。

0051

本発明の高強度鋼板は、上記した成分組成を有する鋼素材を加熱し、次いで、仕上げ圧延入側温度:1020℃以上1180℃以下、仕上げ圧延出側温度:800℃以上1000℃以下とする熱間圧延を行い、次いで、巻取温度:600℃以下で巻き取り、次いで、冷間圧延を行い、次いで、後述の(1)式で定義される温度をT1温度(℃)、(2)式で定義される温度をT2温度(℃)とするとき、加熱温度:T1温度以上で10s以上保熱(以下、保持ともいう)した後、冷却停止温度:220℃以上((220℃+T2温度)/2)以下まで冷却した後、該冷却停止温度から再加熱温度:A以上560℃以下(A:(T2温度+20℃)≦A≦530℃を満たす任意の温度)まで、平均加熱速度:10℃/s以上で再加熱した後、保持温度(A):(T2温度+20℃)以上530℃以下で10s以上保持、の焼鈍を行うことで得られる。以上により得られた高強度鋼板に、めっき処理を施すことができる。

0052

以下、詳細に説明する。なお、説明において、温度に関する「℃」表示は、鋼板の表面温度を意味するものとする。本発明において、高強度鋼板の板厚は特に限定されないが、通常、0.3mm以上2.8mm以下の高強度鋼板に好適である。

0053

本発明において、鋼素材(鋼スラブ)の溶製方法は特に限定されず、転炉電気炉等、公知の溶製方法いずれもが適合する。鋳造方法も特に限定はされないが、連続鋳造方法が好適である。なお、鋼スラブ(スラブ)は、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造してもよい。

0054

また、本発明では、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉装入する、あるいは、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。なお、スラブを熱間圧延するに際しては、加熱炉でスラブを1100℃以上1300℃以下に再加熱した後に熱間圧延しても良いし、1100℃以上1300℃以下の加熱炉で短時間加熱した後に熱間圧延に供してもよい。なお、スラブは通常の条件で粗圧延によりシートバーとされるが、加熱温度を低めにした場合は、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前バーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。

0055

上記のようにして得られた鋼素材に、熱間圧延を施す。この熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延による圧延でも、粗圧延を省略した仕上げ圧延だけの圧延としてもよいが、いずれにしても、仕上げ圧延入側温度および仕上げ圧延出側温度を制御することが重要である。

0056

[仕上げ圧延入側温度:1020℃以上1180℃以下]
加熱後の鋼スラブは、粗圧延および仕上げ圧延により熱間圧延され熱延鋼板となる。このとき、仕上げ圧延入側温度が1180℃を超えると、酸化物スケール)の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れデスケーリング時や、酸洗時のスケール剥離性が低下し、焼鈍後の鋼板の表面品質が劣化する。また、酸洗後熱延スケールの取れ残りなどが鋼板表面の一部に存在すると、延性および穴広げ性に悪影響を及ぼす。さらに、仕上げ圧延の出側において、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が小さくなり、オーステナイトの結晶粒径が過度に粗大となることから、焼鈍時に旧オーステナイト粒径を制御できず、最終製品におけるYSの面内異方性が大きくなる。一方、仕上げ圧延入側温度が1020℃未満では、仕上げ圧延出側温度が低下してしまい、熱間圧延中の圧延荷重が増大し圧延負荷が大きくなる。また、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が高くなり、圧延方向に伸長した異常な組織が発達し、最終製品におけるYSの面内異方性が顕著に大きくなり、材質の均一性や材質安定性が損なわれる。また、延性および穴広げ性の低下を招く。したがって、熱間圧延の仕上げ圧延入側温度は1020℃以上1180℃以下とする。好ましくは1020℃以上1160℃以下とする。

0057

[仕上げ圧延の最終パスの1パス前のパスの圧下率:15%以上25%以下](好適条件)
本発明では、仕上げ圧延の最終パスの1パス前のパスの圧下率を、15%以上25%以下とすることで、強度、および、YSの面内異方性をより適正に制御することができる。最終パスの1パス前のパスの圧下率が15%未満では、最終パスの1パス前のパスで圧延したとしても、圧延後のオーステナイト粒が非常に粗大になる恐れがある。このため、たとえ最終パスで圧延したとしても、最終パス後の冷却中に生成する相の粒径が不揃いとなる、いわゆる混粒組織となってしまう場合がある。その結果、焼鈍時に旧オーステナイト粒径を制御できず、最終製品板におけるYSの面内異方性が大きくなる恐れがある。一方、最終パスの1パス前のパスの圧下率が25%を超えると、最終パスを経て生成した熱間圧延時のオーステナイトの結晶粒径が微細化し、冷間圧延およびその後の焼鈍を経て生成した最終製品板の結晶粒径が微細となった結果、強度、特に降伏強度が上昇し、YRが増加する恐れがある。さらに、焼戻しマルテンサイトの結晶粒径が小さくなると、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの両相間での塑性ひずみの差が小さくなることから、YRが増大する恐れがある。したがって、仕上げ圧延の最終パスの1パス前のパスの圧下率は、15%以上25%以下とする。

0058

[仕上げ圧延の最終パスの圧下率:5%以上15%以下](好適条件)
また本発明では、仕上げ圧延の最終パスの1パス前のパスの圧下率を適正に制御した上で、さらに仕上げ圧延の最終パスの圧下率を制御することで、強度、および、YSの面内異方性をより適正に制御することができるため、仕上げ圧延の最終パスの圧下率を制御することが好ましい。仕上げ圧延の最終パスの圧下率が5%未満では、最終パス後の冷却中に生成する相の粒径が不揃いとなる、いわゆる混粒組織となってしまう。その結果、焼鈍時に旧オーステナイト粒径を制御できず、最終製品板におけるYSの面内異方性が大きくなる恐れがある。一方、仕上げ圧延の最終パスの圧下率が15%を超えると、熱間圧延時のオーステナイトの結晶粒径が微細化し、冷間圧延およびその後の焼鈍を経て生成した最終製品板の結晶粒径が微細となった結果、強度、特に降伏強度が上昇し、YRが増加する恐れがある。さらに、焼戻しマルテンサイトの結晶粒径が小さくなると、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの両相間での塑性ひずみの差が小さくなることから、YRが増大する恐れがある。したがって、仕上げ圧延の最終パスの圧下率は5%以上15%以下とすることが好ましい。より好ましくは仕上げ圧延の最終パスの圧下率は6%以上14%以下とする。

0059

[仕上げ圧延出側温度:800℃以上1000℃以下]
加熱後の鋼スラブは、粗圧延および仕上げ圧延により熱間圧延され熱延鋼板となる。このとき、仕上げ圧延出側温度が1000℃を超えると、酸化物(スケール)の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の鋼板の表面品質が劣化する。また、酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが鋼板表面の一部に存在すると、延性および穴広げ性に悪影響を及ぼす。さらに、仕上げ圧延の出側において、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が小さくなり、オーステナイトの結晶粒径が過度に粗大となることから、焼鈍時に旧オーステナイト粒径を制御できず、最終製品におけるYSの面内異方性が大きくなる。一方、仕上げ圧延出側温度が800℃未満では圧延荷重が増大し、圧延負荷が大きくなる。また、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が高くなり、圧延方向に伸長した異常な組織が発達し、最終製品におけるYSの面内異方性が顕著に大きくなり、材質の均一性や材質安定性が損なわれる。また、延性および穴広げ性の低下を招く。したがって、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度は800℃以上1000℃以下とする。好ましくは820℃以上とする。好ましくは950℃以下とする。

0060

なお、上記の通り、この熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延による圧延でも、粗圧延を省略した仕上げ圧延だけの圧延としてもよい。

0061

[巻取温度:600℃以下]
熱間圧延後の巻取温度が600℃を超えると、熱延板(熱延鋼板)の鋼組織がフェライトおよびパーライトとなり、焼鈍中のオーステナイトの逆変態がパーライトから優先的に生じるため、旧オーステナイト粒の粒径が不均一となり、最終製品におけるYSの面内異方性が増大する。なお、巻取温度の下限は、特に限定しないが、熱間圧延後の巻取温度が300℃未満では、熱延板強度が上昇し、冷間圧延における圧延負荷が増大し、生産性が低下する。また、マルテンサイトを主体とする硬質な熱延鋼板に冷間圧延を施すと、マルテンサイトの旧オーステナイト粒界に沿った微小内部割れ(脆性割れ)が生じやすく、最終焼鈍板の延性および伸びフランジ性が低下する恐れがある。したがって、巻取温度は600℃以下とする。好ましくは300℃以上とする。好ましくは590℃以下とする。

0062

なお、熱間圧延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延を行う場合、潤滑圧延時の摩擦係数は、0.10以上0.25以下の範囲とすることが好ましい。

0063

このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行うことができる。酸洗の方法は特に限定しない。例えば、塩酸酸洗硫酸酸洗が挙げられる。酸洗は、鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の高強度鋼板における良好な化成処理性やめっき品質の確保のために有効である。なお、酸洗を行う場合、酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けても良い。

0064

上記のようにして得られた熱間圧延後の酸洗処理板に冷間圧延を行う。冷間圧延を施す際、熱間圧延後酸洗処理板のままで冷間圧延を施してもよいし、熱処理を施したのちに冷間圧延を施してもよい。なお、熱処理は次の条件で行うことができる。

0065

[熱延鋼板の熱処理:巻き取り温度から200℃以下に冷却し、その後加熱して450℃以上650℃以下の熱処理温度域で、900s以上保持](好適条件)
巻き取り後、巻き取り温度から200℃以下に冷却し、その後加熱することにより、最終組織での焼入れマルテンサイトの面積率を適正に制御することができるため、所望のYRおよび穴広げ性を確保することができる。この巻き取り温度からの冷却温度が200℃を超えたままで450℃以上650℃以下の熱処理をすると、最終組織での焼入れマルテンサイトが増加した結果、YRが減少する上に、所望の穴広げ性の確保が困難となる恐れがある。

0066

熱処理温度域が450℃未満または熱処理温度域での保持時間が900s未満の場合、熱間圧延後の焼戻しが不十分なため、その後の冷間圧延における圧延負荷が増大し、所望の板厚まで圧延できない恐れがある。また、焼戻しが組織内で不均一に生じるため、冷間圧延後の焼鈍中においてオーステナイトの逆変態が不均一に生じ、これにより、旧オーステナイト粒の粒径が不均一となり、最終製品におけるYSの面内異方性が増大する恐れがある。一方、熱処理温度域が650℃を超える場合は、フェライト、および、マルテンサイトまたはパーライトの不均一な組織となって、冷間圧延後の焼鈍中においてオーステナイトの逆変態が不均一に生じる。このため、旧オーステナイト粒の粒径が不均一となり、やはり、最終製品におけるYSの面内異方性が増大する恐れがある。したがって、熱延鋼板の酸洗処理後の熱処理温度域は450℃以上650℃以下の温度域とし、当該温度域での保持時間は900s以上とすることが好ましい。なお、保持時間の上限は特に限定しないが、生産性の観点から、36000s以下が好ましい。より好ましくは34000s以下とする。

0067

冷間圧延の条件は、特に限定しない。例えば、冷間圧延における累積の圧下率は、生産性の観点より、30〜80%程度とするのが好適である。なお、圧延パス回数、各パスの圧下率については、とくに限定されることなく本発明の効果を得ることができる。

0068

得られた冷延鋼板に、以下の焼鈍(熱処理)を行う。

0069

[加熱温度:T1温度以上]
焼鈍工程での加熱温度が、T1温度未満の場合、フェライトとオーステナイトの2相域での焼鈍処理になるため、最終組織にフェライト(ポリゴナルフェライト)を含有するため、所望の穴広げ性の確保が困難となる。また、YSが低下するため、YRが減少する。なお、焼鈍工程での加熱温度の上限は、特に限定しないが、加熱温度が950℃を超えると、焼鈍中のオーステナイトの結晶粒が粗大化して、最終的に微細な残留オーステナイトが生成されずに、所望の延性かつ伸びフランジ性(穴広げ性)の確保が困難となる恐れがある。したがって、焼鈍工程での加熱温度はT1温度以上とする。好ましくはT1温度以上950℃以下とする。
ここで、T1温度(℃)は、次式によって算出することができる。
T1温度(℃)=960−203×[%C]1/2+45×[%Si]−30×[%Mn]+150×[%Al]−20×[%Cu]+11×[%Cr]+400×[%Ti]…(1)
なお、[%X]は、鋼中の成分元素Xの含有量(質量%)を示し、含有しない場合は0とする。

0070

なお、加熱温度までの平均加熱速度は、特に限定されないが、通常0.5℃/s以上50.0℃/s以下が好ましい。

0071

[加熱温度での保持時間:10s以上]
焼鈍工程での保持時間が10s未満の場合、オーステナイトの逆変態が十分に進行しないまま冷却するため、旧オーステナイト粒が圧延方向に伸長した組織となり、YSの面内異方性が増大する。また、焼鈍中にフェライトが残存した場合、冷却中にフェライトが成長し、最終組織にフェライト(ポリゴナルフェライト)を含有するため、YRが減少し、かつ、所望の穴広げ性の確保が困難となる。なお、焼鈍工程における加熱温度での保持時間の上限は、特に限定しないが、生産性の観点から600s以下が好ましい。したがって、加熱温度での保持時間は10s以上とする。好ましくは30s以上とする。好ましくは600s以下とする。

0072

[冷却停止温度:220℃以上((220℃+T2温度)/2)以下]
冷却停止温度が220℃未満では、冷却中に存在していたオーステナイトの大部分がマルテンサイトに変態し、続く再加熱で焼戻しマルテンサイトとなる。そのため、構成相中に焼入れマルテンサイトを含有できなくなるため、YRが増加し、YSの制御性が困難になる。一方、冷却停止温度が((220℃+T2温度)/2)を超えると、冷却中に存在していたオーステナイトの大半がマルテンサイトに変態せずに再加熱されてしまい、最終組織での焼入れマルテンサイトが増加する。その結果、YRが減少し、また、所望の穴広げ性の確保が困難となる。したがって、冷却停止温度は、220℃以上((220℃+T2温度)/2)以下とする。好ましくは240℃以上とする。ただし、((220℃+T2温度)/2)が250℃以下の場合には、冷却停止温度220℃以上250℃以下の範囲において、適正なマルテンサイト量が得ることができる。そのため、((220℃+T2温度)/2)が250℃以下のときには、冷却停止温度を220℃以上250℃以下とする。ここで、T2温度(℃)は、次式によって算出することができる。
T2温度(℃)=560−566×[%C]−150×[%C]×[%Mn]−7.5×[%Si]+15×[%Cr]−67.6×[%C]×[%Cr] …(2)
なお、[%X]は、鋼中の成分元素Xの含有量(質量%)を示し、含有しない場合は0とする。

0073

上記冷却における平均冷却速度は、特に限定されないが、通常5℃/s以上100℃/s以下である。

0074

[再加熱温度:A以上560℃以下(但し、Aは保持温度であり、(T2温度+20℃)≦A≦530℃を満たす任意の温度(℃)である。)]
本発明において、極めて重要な制御因子である。冷却時に存在するマルテンサイトおよびオーステナイトを再加熱することで、マルテンサイトを焼戻し、かつ、マルテンサイト中に過飽和に固溶したCをオーステナイトへ拡散させることで、室温で安定なオーステナイトの生成が可能となる。この効果を得るためには、焼鈍工程での再加熱温度を後述の保持温度以上とする必要がある。再加熱温度が保持温度未満では、再加熱時に存在する未変態オーステナイトにCが濃化されず、その後の保持中にベイナイトが生成されることから、YSが上昇し、YRが増加する。

0075

一方、再加熱温度が560℃を超えると、オーステナイトがパーライトに分解されるため、残留オーステナイトが生成せず、YRが増加し、延性が低下する。したがって、再加熱温度は、後述する保持温度A以上560℃以下とする。好ましくは保持温度A以上530℃以下とする。

0076

なお、再加熱温度は、後述の保持温度A以上の温度である。再加熱後に保持をした際、マルテンサイトが焼戻されるのと同時に、冷却停止時に存在するオーステナイト中にCが濃化する。再加熱温度を保持温度A以上とすることで、そのオーステナイト中へのC濃化が促進され、その後の再加熱中におけるベイナイト変態が遅延する。その結果、所望の分率の焼入れマルテンサイトを生成することができるようになり、YRの制御が可能となる。したがって、上記再加熱温度は、400〜560℃が好ましい。より好ましくは430℃以上とする。より好ましくは520℃以下とする。さらに好ましくは440℃以上とする。さらに好ましくは500℃以下とする。

0077

[冷却停止温度から再加熱温度までの平均加熱速度:10℃/s以上]
本発明において、極めて重要な制御因子である。冷却停止温度以上再加熱温度以下での平均加熱速度が10℃/s未満では、再加熱中にベイナイトが生成し、最終組織での焼入れマルテンサイトが減少する。その結果、YRが増加する。なお、冷却停止温度以上再加熱温度以下での平均加熱速度の上限は、特に限定しないが、生産性の観点から200℃/s以下が好ましい。したがって、焼鈍工程における冷却停止温度以上再加熱温度以下での平均加熱速度は、10℃/s以上とする。好ましくは10℃/s以上200℃/s以下とする。より好ましくは10℃/s以上100℃/s以下とする。

0078

[保持温度(A):(T2温度+20℃)以上530℃以下]
本発明において、極めて重要な制御因子である。再加熱時に存在するマルテンサイトを十分に焼戻すことで、所望の穴広げ性を確保することができる。また、焼戻しマルテンサイトの硬さと焼入れマルテンサイトの硬さを制御することで、YSの制御性の指標であるYRを制御することが可能となる。この効果を得るためには、保持温度を(T2温度+20℃)以上とする必要がある。保持温度が(T2温度+20℃)未満では、再加熱時に存在するマルテンサイトが十分に焼戻されず、TSが上昇し、結果として延性が低下する。また、焼戻しマルテンサイトの硬さと焼入れマルテンサイトの硬さの差が小さくなるため、YRが増加する。一方、保持温度が530℃を超えると、マルテンサイトの焼戻しが促進され、所望の強度の確保が困難となる。また、オーステナイトのパーライトへの分解が生じた場合、YRが増加し、延性が低下する恐れがある。したがって、焼鈍工程での保持温度(A)は(T2温度+20℃)以上530℃以下とする。好ましくは(T2温度+20℃)以上500℃以下とする。

0079

[保持温度での保持時間:10s以上]
焼鈍工程における保持温度での保持時間が10s未満の場合、再加熱時に存在するマルテンサイトの焼戻しが十分に進行しないまま冷却するため、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの硬さの差が小さくなり、YRが増加する。なお、保持温度での保持時間の上限は、特に限定しないが、生産性の観点から1000s以下が好ましい。したがって、保持温度での保持時間は10s以上とする。好ましくは10s以上1000s以下とする。より好ましくは10s以上700s以下とする。

0080

焼鈍工程における保持温度で保持後の冷却は、特に規定する必要がなく、任意の方法により所望の温度に冷却してよい。なお、鋼板表面の酸化防止の観点から、上記所望の温度は、室温程度が望ましい。該冷却の平均冷却速度は1〜50℃/sが好ましい。

0081

以上により、本発明の高強度鋼板が製造される。

0082

得られた本発明の高強度鋼板は、亜鉛系めっき処理やめっき浴組成によって材質に影響をおよぼされずに、本発明の効果は得られる。このため、後述するめっき処理を施し、めっき鋼板を得ることができる。

0083

さらに、得られた本発明の高強度鋼板に調質圧延スキンパス圧延)を施すことができる。調質圧延を施す場合、スキンパス圧延での圧下率は、2.0%を超えると、鋼の降伏応力が上昇しYRが増加することから、2.0%以下とすることが好適である。なお、スキンパス圧延での圧下率の下限は、特に限定しないが、生産性の観点から0.1%以上が好ましい。

0084

なお、薄鋼板製品となる場合には、通常、室温まで冷却された後、製品となる。

0085

[めっき処理](好適条件)
本発明のめっき鋼板の製造方法は、冷延鋼板(薄鋼板)にめっきを施す方法である。めっき処理として、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき後に合金化を行う処理を例示できる。また、焼鈍と亜鉛めっきを1ラインで連続して行ってもよい。その他、Zn−Ni合金めっき等の電気めっきにより、めっき層を形成してもよい。また、溶融亜鉛アルミニウムマグネシウム合金めっきを施してもよい。なお、亜鉛めっきの場合を中心に説明したが、Znめっき、Alめっき等のめっき金属の種類は特に限定されない。

0086

例えば、溶融亜鉛めっき処理を施す場合には、薄鋼板を、440℃以上500℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施した後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。440℃未満では亜鉛が溶融しない場合がある。一方、500℃を超えるとめっきの合金化が過剰に進む場合がある。溶融亜鉛めっきは、Al量が0.10質量%以上0.23質量%以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。Al量が0.10質量%未満ではめっき時に硬くて脆いFe−Zn合金層がめっき層/地鉄界面に生成するため、めっき密着性が低下したり、外観ムラが発生する場合がある。Al量が0.23質量%超えではめっき浴浸漬直後にFe−Al合金層がめっき層/地鉄界面に厚く形成するため、Fe−Zn合金層形成の障壁となり、合金化温度が上昇し、延性が低下する場合がある。また、めっき付着量は、片面あたり20〜80g/m2が好ましい。また、両面めっきとする。

0087

また、亜鉛めっきの合金化処理を施す場合には、溶融亜鉛めっき処理後に、470℃以上600℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す。470℃未満では、Zn−Fe合金化速度が過度に遅くなってしまい、生産性が損なわれる。一方、600℃を超える温度で合金化処理を行うと、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、TSが低下する場合がある。したがって、亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、470℃以上600℃以下の温度域で合金化処理を施すことが好ましい。より好ましくは、470℃以上560℃以下の温度域とする。合金化溶融亜鉛めっき鋼板(GA)は、上記の合金化処理を施すことにより、めっき層中のFe濃度を7〜15質量%とすることが好ましい。

0088

例えば、電気亜鉛めっき処理を施す場合には、室温以上100℃以下のめっき浴を用いることが好ましい。片面あたりのめっき付着量は、20〜80g/m2が好ましい。

0089

その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきの合金化処理などの一連の処理は、溶融亜鉛めっきラインであるCGL(Continuous Galvanizing Line)で行うのが好ましい。溶融亜鉛めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングが可能である。なお、上記した条件以外のめっき等の条件は、溶融亜鉛めっきの常法に依ることができる。

0090

[調質圧延](好適条件)
調質圧延を行う場合には、めっき処理後のスキンパス圧延での圧下率は、0.1%以上2.0%以下の範囲が好ましい。スキンパス圧延での圧下率は0.1%未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが良好範囲の下限となる。また、スキンパス圧延での圧下率は2.0%を超えると、生産性が著しく低下し、かつ、YRが増加するので、これを良好範囲の上限とする。スキンパス圧延は、オンラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。

0091

以下、本発明の高強度鋼板およびその製造方法の作用・効果について、実施例を用いて説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。

0092

表1−1、表1−2に示す成分組成を有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。得られた鋼スラブを1250℃で加熱し、表2−1、表2−2に示す条件で熱間圧延後、熱延鋼板を巻き取り、次いで熱延鋼板に酸洗処理を施し、表2−1、表2−2に示すNo.1〜20、22、23、25、27、29、30、32〜37、39、41〜63、65〜70については、表2−1、表2−2に示す条件で熱延板熱処理を施した。

0093

次いで、圧下率:50%で冷間圧延し、板厚:1.2mmの冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板を、表2−1、表2−2に示す条件で焼鈍処理を施し、高強度冷延鋼板(CR)を得た。なお、焼鈍処理では、加熱温度までの平均加熱速度:1〜10℃/sとし、冷却停止温度までの平均冷却速度:5〜30℃/sとし、保持温度で保持後の冷却における冷却停止温度:室温、該冷却における平均冷却速度:1〜10℃/sとした。

0094

さらに、一部の高強度冷延鋼板(薄鋼板)に対してめっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板GI)、合金化溶融亜鉛めっき鋼板(GA)、電気亜鉛めっき鋼板(EG)を得た。溶融亜鉛めっき浴は、GIでは、Al:0.14〜0.19質量%含有亜鉛浴を使用し、またGAでは、Al:0.14質量%含有亜鉛浴を使用し、浴温はそれぞれ470℃とした。また、めっき付着量は、GIでは、片面あたり45〜72g/m2程度とし、またGAでは、片面あたり45g/m2程度とし、GI、GAのいずれも両面めっきとした。さらに、GAについては、めっき層中のFe濃度を9質量%以上12質量%以下とした。EGでは、めっき層中のNi含有量が9質量%以上25質量%以下であるZn−Ni合金めっき層とした。

0095

なお、表1−1、表1−2に示すT1温度(℃)は、以下の(1)式を用いて求めた。
T1温度(℃)=960−203×[%C]1/2+45×[%Si]−30×[%Mn]+150×[%Al]−20×[%Cu]+11×[%Cr]+400×[%Ti]…(1)
また、表1−1、表1−2に示すT2温度(℃)は、以下の(2)式を用いて求めた。
T2温度(℃)=560−566×[%C]−150×[%C]×[%Mn]−7.5×[%Si]+15×[%Cr]−67.6×[%C]×[%Cr]…(2)
ここで、[%X]は、鋼中の成分元素Xの含有量(質量%)を示し、成分元素Xを含有しない場合は、[%X]を0として計算する。

0096

0097

0098

0099

0100

以上のようにして得られた高強度冷延鋼板および高強度めっき鋼板供試鋼として、機械的特性を評価した。機械的特性は、以下に示す、鋼板の構成組織定量評価、引張試験を行い評価した。得られた結果を表3−1、表3−2に示す。

0101

鋼板の組織全体に占める各組織の面積率
焼戻しマルテンサイト、焼入れマルテンサイト、ベイナイトの面積率の測定方法は、以下の通りである。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう試料切り出した後、観察面をダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施し、さらに、3vol.%ナイタールでエッチングして組織を現出させる。加速電圧が1kVの条件で、InLens検出器によるSEM(Scanning Electron Microscope;走査電子顕微鏡)を用いて、5000倍の倍率で、17μm×23μmの視野範囲で3視野観察し、得られた組織画像を、Adobe Systems社のAdobe Photoshopを用いて、各構成組織(焼戻しマルテンサイト、焼入れマルテンサイト、ベイナイト)の面積測定面積で除した面積率を3視野分算出し、それらの値を平均して各組織の面積率として求めた。また、上記の組織画像において、焼戻しマルテンサイトは凹部の基地組織で微細な炭化物を含む組織であり、焼入れマルテンサイトは凸部でかつ組織内部が微細な凹凸を有した組織であり、ベイナイトは凹部で組織内部が平坦な組織である。なお、ここで求めた焼戻しマルテンサイトの面積率をTMの面積率、焼入れマルテンサイトの面積率をFMの面積率、ベイナイトの面積率をBの面積率として、それぞれ表3−1、表3−2に示す。

0102

残留オーステナイトの面積率
残留オーステナイトの面積率は、鋼板を板厚方向に板厚の1/4まで研削研磨し、X線回折測定により求めた。入射X線には、Co−Kαを用い、フェライトの(200)、(211)各面の積分強度法による回折強度に対するオーステナイトの(200)、(220)、(311)各面の積分強度法による回折強度の強度比から残留オーステナイト量を計算した。なお、ここで求めた残留オーステナイト量を、RAの面積率として表3−1、表3−2に示す。

0103

残留オーステナイトの平均結晶粒径
残留オーステナイトの平均結晶粒径の測定方法は、以下の通りである。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう試料を切り出した後、観察面をダイヤモンドペーストで鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施し、さらに、3vol.%ナイタールでエッチングして組織を現出させる。加速電圧が1kVの条件で、InLens検出器によるSEMを用いて、5000倍の倍率で、17μm×23μmの視野範囲で3視野観察し、得られた組織画像を、Adobe Systems社のAdobe Photoshopを用いて、残留オーステナイトの平均結晶粒径を3視野分算出し、それらの値を平均して求めることが出来る。また、上記の組織画像において、残留オーステナイトは凸部でかつ組織内部が平坦な組織である。なお、ここで求めた残留オーステナイトの平均結晶粒径を、RAの平均結晶粒径として表3−1、表3−2に示す。

0104

焼戻しマルテンサイトに対する焼入れマルテンサイトの硬度比
焼戻しマルテンサイトに対する焼入れマルテンサイトの硬度比は、鋼板の圧延面を研削後、鏡面研磨をした後、過塩素酸アルコール電解研磨をした板厚1/4位置(鋼板表面から深さ方向で板厚の1/4に相当する位置)について、ナノインデンテーション装置(Hysitron社製 TI−950 TriboIndenter)を用い、荷重250μNの条件で、焼戻しマルテンサイトおよび焼入れマルテンサイトの硬度を5点測定し、それぞれの組織の平均硬度を求めた。ここで求めた各組織の平均硬度から硬度比を算出した。なお、ここで求めた焼戻しマルテンサイトの平均硬度に対する焼入れマルテンサイトの平均硬度の比を、TMに対するFMの硬度比として表3−1、表3−2に示す。

0105

KAM値
鋼板の圧延方向に平行な板厚断面(L断面)を湿式研磨およびコロイダルシリカ溶液を用いたバフ研磨により表面を平滑化した後、0.1vol.%ナイタールで腐食することで、試料表面の凹凸を極力低減し、かつ、加工変質層を完全に除去し、次いで、板厚1/4位置(鋼板表面から深さ方向で板厚の1/4に相当する位置)について、SEM−EBSD(Electron Back−Scatter Diffraction;電子後方散乱回折)法を用いて、ステップサイズ0.05μmの条件で結晶方位を測定した。次に、AMETEK EDAX社のOIMAnalysisを用いて、上記結晶方位の元データをGrain Dilation法(Grain Tolerance Angle:5、Minimum Grain Size:2)を用いてクリーンアップ処理を1回処理した後、CI(Confidence Index)>0.1、GS(Grain Size)>0.2、および、IQ>200を閾値と設定して、KAM値を求めた。ここで、KAM(Kernel Average Misorientation)値とは測定したピクセルとその第1近接のピクセルとの間の平均方位差数値化したものである。

0106

焼戻しマルテンサイトの平均KAM値
焼戻しマルテンサイトの平均KAM値は、焼入れマルテンサイトに隣接する焼戻しマルテンサイト内で有するKAM値を平均化することで求めた。

0107

焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの異相界面近傍における焼戻しマルテンサイト側での最大KAM値
焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの異相界面近傍における焼戻しマルテンサイト側での最大KAM値とは、焼戻しマルテンサイトとそれに隣接する焼入れマルテンサイトの異相界面から焼戻しマルテンサイト側へ0.2μm以内の範囲におけるKAM値の最大値である。

0108

上記により、焼戻しマルテンサイトでの平均KAM値と、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの異相界面近傍における焼戻しマルテンサイト側での最大KAM値を求め、その比を、焼戻しマルテンサイトでの平均KAM値に対する、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの異相界面近傍における焼戻しマルテンサイト側での最大KAM値の比とした。その値を表3−1、表3−2に示す。

0109

旧オーステナイト粒の粒径
旧オーステナイト粒の粒径は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう試料を切り出した後、観察面をダイヤモンドペーストで鏡面研磨し、その後、ピクリン酸飽和水溶液に、スルホン酸シュウ酸および塩化第一鉄を加えた腐食液でエッチングして、旧オーステナイト粒界を現出させた。光学顕微鏡を用いて、400倍の倍率で、169μm×225μmの視野範囲で3視野観察し、得られた組織画像を、Adobe Systems社のAdobe Photoshopを用いて、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比を3視野分算出し、それらの値を平均して求めることが出来る。なお、ここで求めた旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比(アスペクト比)を、旧A粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比として表3−1、表3−2に示す。

0110

機械特性
機械特性(引張強さTS、降伏応力YS、全伸びEl)の測定方法は、以下の通りである。引張試験は、引張試験片長手が、鋼板の圧延方向(L方向)、鋼板の圧延方向に対して45°方向(D方向)、鋼板の圧延方向に対して直角方向(C方向)の3方向となるようにサンプルを採取したJIS5号試験片を用いて、JIS Z 2241(2011年)に準拠して行い、YS(降伏応力)、TS(引張強さ)およびEl(全伸び)を測定した。引張強さと全伸びの積(TS×El)を算出して、強度と加工性(延性)のバランスを評価した。なお、本発明では、延性すなわちEl(全伸び)に優れるとは、TS×Elの値が16500MPa・%以上の場合を良好と判断した。また、YSの制御性に優れるとは、YSの制御性の指標である降伏比:YR=(YS/TS)×100の値が65%以上95%以下の場合を良好と判断した。さらに、YSの面内異方性に優れるとは、YSの面内異方性の指標である│ΔYS│の値が50MPa以下の場合を良好と判断した。なお、表3−1、表3−2に示すYS、TSおよびElは、C方向の試験片の測定結果を示した。│ΔYS│は上述の計算方法で算出した。

0111

穴広げ試験は、JIS Z 2256(2010年)に準拠して行った。得られた各鋼板を100mm×100mmに切断後、クリアランス12%±1%で直径10mmの穴を打ち抜いた後、内径75mmのダイスを用いてしわ押さえ力9ton(88.26kN)で抑えた状態で、頂角60°の円錐ポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定し、下記の式から、限界穴広げ率:λ(%)を求め、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価した。

0112

限界穴広げ率:λ(%)={(Df−D0)/D0}×100
ただし、Dfは亀裂発生時の穴径(mm)、D0は初期穴径(mm)である。なお、本発明では、伸びフランジ性に優れるとは、伸びフランジ性の指標であるλの値が鋼板の強度に関係なく30%以上の場合を良好と判断した。

0113

また、残部組織についても一般的な方法で確認し、表3−1、表3−2に示した。

0114

0115

0116

表3−1、表3−2から明らかなように、本発明例では、TSが1180MPa以上で、かつTS×Elの値が16500MPa・%以上、λの値が30%以上、YRの値が65%以上95%以下、│ΔYS│の値が50MPa以下であり、延性、伸びフランジ性、降伏応力の制御性、降伏応力の面内異方性に優れる高強度鋼板を得られることがわかる。これに対して、本発明の範囲を外れる比較例の鋼板では、実施例からも明らかなように、引張強さ、延性、伸びフランジ性、降伏応力の制御性、降伏応力の面内異方性のうちいずれか1つ以上で目標性能満足できない。

実施例

0117

以上、本発明の実施の形態について説明したが、本発明は、本実施の形態による本発明の開示の一部をなす記述により限定されるものではない。すなわち、本実施の形態に基づいて当業者等によりなされる他の実施の形態、実施例及び運用技術などは全て本発明の範疇に含まれる。例えば、上記した製造方法における一連の熱処理においては、熱履歴条件さえ満足すれば、鋼板に熱処理を施す設備等は特に限定されるものではない。

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