(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０.１００％超０.５００％未満、Ｓｉ：１.００％超３.００％以下、Ｍｎ：１.５０％超４．００％以下、Ｐ：０.１００％以下、Ｓ：０.０１０％以下、Ａｌ：２.０００％以下およびＮ：０.０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼板であって、全組織に対する体積率で４０．０％以下のフェライトと、１０．０％超５０.０％未満のベイナイトと、４.０％超２０.０％未満の残留オーステナイトを含み、焼戻されていないマルテンサイトが１.０％以下、残部が焼戻しマルテンサイトである金属組織を備え、残留オーステナイトの平均粒径１．０μｍ以下でかつ粒径が１．０μｍ超である残留オーステナイト粒の数密度が３．０×１０−２個／μｍ２以下あり、ＴＳが９８０ＭＰａ以上、ＴＳ×Ｅｌが１．６×１０４ＭＰａ％以上、ＴＳ×λが３．５×１０４ＭＰａ％以上である延性および伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項２】
前記化学組成が、さらに質量％で、Ｔｉ：０.０５０％未満、Ｎｂ：０.０５０％未満、Ｖ：０.５０％以下、Ｃｒ：１.００％以下、Ｍｏ：０.５０％以下およびＢ：０.０１００％以下、Ｃａ：０.０１００％以下、Ｍｇ：０.０１００％以下、ＲＥＭ：０.０５００％以下およびＢｉ：０.０５０％以下からなる１種または２種以上を含有するものである請求項1に記載の延性および伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項３】
請求項１または請求項２の何れか１項記載の冷延鋼板の表層に合金化溶融亜鉛めっき層が施されていることを特徴とする、延性および伸びフランジ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０.１００％超０.５００％未満、Ｓｉ：１.００％超３.００％以下、Ｍｎ：１.５０％超４．００％以下、Ｐ：０.１００％以下、Ｓ：０.０１０％以下、Ａｌ：２.０００％以下およびＮ：０.０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋳造スラブを直接または一旦冷却した後、熱間圧延、酸洗、冷延を施し、750℃以上、900℃以下にて焼鈍した後、350℃以上、450℃以下の温度まで冷却し、当該温度範囲にて20秒以上、500秒以下保持し、室温まで冷却した後、伸び率0.05％以上1.00％以下のスキンパス圧延を行い、その後400℃以上、650℃以下まで10℃／秒以上の昇温速度で加熱し、当該温度範囲にて1秒以上、200秒以下の焼戻しを行い、常温まで冷却し、全組織に対する体積率で４０．０％以下のフェライトと、１０．０％超５０.０％未満のベイナイトと、４.０％超２０.０％未満の残留オーステナイトを含み、焼戻されていないマルテンサイトが１.０％以下、残部が焼戻しマルテンサイトである金属組織を備え、残留オーステナイトの平均粒径１．０μｍ以下でかつ粒径が１．０μｍ超である残留オーステナイト粒の数密度が３．０×１０−２個／μｍ２以下あり、ＴＳが９８０ＭＰａ以上、ＴＳ×Ｅｌが１．６×１０４ＭＰａ％以上、ＴＳ×λが３．５×１０４ＭＰａ％以上の高強度冷延鋼板を製造することを特徴とする延性および伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記化学組成が、さらに質量％で、Ｔｉ：０.０５０％未満、Ｎｂ：０.０５０％未満、Ｖ：０.５０％以下、Ｃｒ：１.００％以下、Ｍｏ：０.５０％以下およびＢ：０.０１００％以下、Ｃａ：０.０１００％以下、Ｍｇ：０.０１００％以下、ＲＥＭ：０.０５００％以下およびＢｉ：０.０５０％以下からなる１種または２種以上を含有するものである請求項４に記載の延性および伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項４または請求項５に記載の鋳造スラブを直接または一旦冷却した後、熱間圧延、酸洗、冷延を施し、750℃以上、900℃以下にて焼鈍した後、350℃以上、450℃以下の温度まで冷却し、当該温度範囲にて20秒以上、500秒以下保持し、室温まで冷却した後、伸び率0.05％以上1.00％以下のスキンパス圧延を行い、10℃／秒以上の昇温速度で再度昇温し溶融亜鉛めっきを施し、450℃以上、600℃以下で10秒以上、100秒以下の合金化加熱処理を行った後、常温まで冷却し、全組織に対する体積率で４０．０％以下のフェライトと、１０．０％超５０.０％未満のベイナイトと、４.０％超２０.０％未満の残留オーステナイトを含み、焼戻されていないマルテンサイトが１.０％以下、残部が焼戻しマルテンサイトである金属組織を備え、残留オーステナイトの平均粒径１．０μｍ以下でかつ粒径が１．０μｍ超である残留オーステナイト粒の数密度が３．０×１０−２個／μｍ２以下あり、ＴＳが９８０ＭＰａ以上、ＴＳ×Ｅｌが１．６×１０４ＭＰａ％以上、ＴＳ×λが３．５×１０４ＭＰａ％以上の高強度冷延鋼板を製造することを特徴とする延性および伸びフランジ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、プレス加工等により様々な形状に成形して利用される、延性と伸びフランジ性とに優れた高強度冷延鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
産業技術分野が高度に分業化した今日、各技術分野において用いられる材料には、特殊かつ高度な性能が要求されている。例えば、プレス成形して使用される冷延鋼板についても、プレス形状の多様化に伴い、より優れた成形性が必要とされている。また、高い強度が要求されるようになり、高張力冷延鋼板の適用が進んでいる。特に、自動車用鋼板に関しては、地球環境への配慮から、車体を軽量化して燃費を向上させるために、薄肉高成形性高張力冷延鋼板の需要が著しく高まってきている。プレス成形においては、使用される鋼板の厚さが薄いほど、割れやしわが発生しやすくなるため、より延性(EL)や伸びフランジ性（λ）に優れた鋼板が必要とされ、例えば、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上で、ＴＳ×Ｅｌが１．６×１０４ＭＰａ％以上、ＴＳ×λが３．５×１０４ＭＰａ％以上といった強度とプレス成形性を兼備する鋼板が求められている。しかし、これらのプレス成形性と鋼板の高強度化とは、背反する特性であり、これらの特性を同時に満足させることは困難である。
【０００３】
このような要求に対して、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、高い延性を持つ、いわゆるTRIP鋼板が提案されている（例えば、特許文献１及び２、参照）。しかし、従来のTRIP鋼は、誘起塑性変態後に残留オーステナイトがマルテンサイトとなり、フェライトとの硬度差が大きいことから穴拡げ性が劣る問題がある。
【０００４】
このような伸びフランジ性の問題を解決する技術として、溶融亜鉛めっき工程前に、マルテンサイト変態点以下まで冷却した後、めっき処理に必要な温度まで加熱する技術が特許文献3にて開示されている。しかし、本技術では0.25％以上のAl添加が必要であり、Ac3点が上昇するために通常の焼鈍温度ではα分率が高くなり、高強度化が難しい上に、高い伸びフランジ性が得られない課題があった。
【０００５】
同様に、溶融亜鉛めっき工程前に、マルテンサイト変態点以下まで冷却した後にめっき処理に必要な温度まで加熱する技術として特許文献４が開示されている。しかし、本技術では、αによる延性確保のためα分率４０％以上を必要としており、高強度化が難しい上に、高い伸びフランジ性が得られない課題があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開昭６１−２１７５２９号公報
【特許文献２】特開平５−５９４２９号公報
【特許文献３】特開２００５−２０６９４号公報
【特許文献４】特開２０１３−７６１３７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、上記の問題点を解決するためになされたものであり、さらに具体的にはその課題は、優れた延性および伸びフランジ性を有する引張強度が９８０ＭＰａ以上の高張力冷延鋼板および高張力冷延鋼板の製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、高張力冷延鋼板の機械特性に及ぼす化学組成および製造条件の影響について詳細な調査を行った。なお、本明細書において、化学組成および析出物組成における各元素の含有量を示す「％」とはすべて質量％を意味する。本発明で最も重要な点は、金属組織として、少量のフェライトとベイナイト、および焼戻マルテンサイトからなる組織中に、微細均一かつ安定な残留γを十分に残存させることにより、α分率が低くてもTRIP材並みの伸びと優れた穴拡げ性の両立が達成できることを見出した点である。
本発明の要旨は、以下のとおりである。
【０００９】
（１）質量％で、Ｃ：０.１００％超０.５００％未満、Ｓｉ：１.００％超３.００％以下、Ｍｎ：１.５０％超４．００％以下、Ｐ：０.１００％以下、Ｓ：０.０１０％以下、Ａｌ：２.０００％以下およびＮ：０.０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋼板であって、全組織に対する体積率で４０．０％以下のフェライトと、１０．０％超５０.０％未満のベイナイトと、４.０％超２０.０％未満の残留オーステナイトを含み、焼戻されていないマルテンサイトが１.０％以下、残部が焼戻しマルテンサイトである金属組織を備え、前記残留オーステナイトの平均粒径が１．０μｍ以下でかつ、粒径が１．０μｍ超である残留オーステナイト粒の数密度が３．０×１０−２個／μｍ２以下であり、ＴＳが９８０ＭＰａ以上、ＴＳ×Ｅｌが１．６×１０４ＭＰａ％以上、ＴＳ×λが３．５×１０４ＭＰａ％以上であることを特徴とする延性および伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
【００１０】
（２）前記化学組成が、さらに質量％で、Ｔｉ：０.０５０％未満、Ｎｂ：０.０５０％未満、Ｖ：０.５０％以下、Ｃｒ：１.００％以下、Ｍｏ：０.５０％以下およびＢ：０.０１００％以下、Ｃａ：０.０１００％以下、Ｍｇ：０.０１００％以下、ＲＥＭ：０.０５００％以下およびＢｉ：０.０５０％以下からなる１種または２種以上を含有するものである（１）に記載の延性および伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
【００１１】
（３）前記（１）または（２）の何れか１項記載の冷延鋼板の表層に合金化溶融亜鉛めっき層が施されていることを特徴とする、延性および伸びフランジ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１２】
（４）質量％で、Ｃ：０.１００％超０.５００％未満、Ｓｉ：１.００％超３.００％以下、Ｍｎ：１.５０％超４．００％以下、Ｐ：０.１００％以下、Ｓ：０.０１０％以下、Ａｌ：２.０００％以下およびＮ：０.０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する鋳造スラブを直接または一旦冷却した後、熱間圧延、酸洗、冷延を施し、750℃以上、900℃以下にて焼鈍した後、350℃以上、450℃以下の温度まで冷却し、当該温度範囲にて20秒以上、500秒以下保持し、室温まで冷却した後、伸び率0.1％以上1.0％以下のスキンパス圧延を行い、その後400℃以上、650℃以下まで10℃／秒以上の昇温速度で加熱し、当該温度範囲にて1秒以上、200秒以下の焼戻しを行い、常温まで冷却し、全組織に対する体積率で４０．０％以下のフェライトと、１０．０％超５０.０％未満のベイナイトと、４.０％超２０.０％未満の残留オーステナイトを含み、焼戻されていないマルテンサイトが１.０％以下、残部が焼戻しマルテンサイトである金属組織を備え、残留オーステナイトの平均粒径１．０μｍ以下でかつ粒径が１．０μｍ超である残留オーステナイト粒の数密度が３．０×１０−２個／μｍ２以下あり、ＴＳが９８０ＭＰａ以上、ＴＳ×Ｅｌが１．６×１０４ＭＰａ％以上、ＴＳ×λが３．５×１０４ＭＰａ％以上の高強度冷延鋼板を製造することを特徴とする延性および伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【００１３】
（５）前記化学組成が、さらに質量％で、Ｔｉ：０.０５０％未満、Ｎｂ：０.０５０％未満、Ｖ：０.５０％以下、Ｃｒ：１.００％以下、Ｍｏ：０.５０％以下およびＢ：０.０１００％以下、Ｃａ：０.０１００％以下、Ｍｇ：０.０１００％以下、ＲＥＭ：０.０５００％以下およびＢｉ：０.０５０％以下からなる１種または２種以上を含有するものである（４）に記載の延性および伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【００１４】
（６）（４）または（５）に記載の鋳造スラブを直接または一旦冷却した後、熱間圧延、酸洗、冷延を施し、750℃以上、900℃以下にて焼鈍した後、350℃以上、450℃以下の温度まで冷却し、当該温度範囲にて20秒以上、500秒以下保持し、室温まで冷却した後、伸び率1.0％以下のスキンパス圧延を行い、10℃／秒以上の昇温速度で再度昇温し溶融亜鉛めっきを施し、450℃以上、600℃以下で10秒以上、100秒以下の合金化加熱処理を行った後、常温まで冷却し、全組織に対する体積率で４０．０％以下のフェライトと、１０．０％超５０.０％未満のベイナイトと、４.０％超２０.０％未満の残留オーステナイトを含み、焼戻されていないマルテンサイトが１.０％以下、残部が焼戻しマルテンサイトである金属組織を備え、残留オーステナイトの平均粒径１．０μｍ以下でかつ粒径が１．０μｍ超である残留オーステナイト粒の数密度が３．０×１０−２個／μｍ２以下あり、ＴＳが９８０ＭＰａ以上、ＴＳ×Ｅｌが１．６×１０４ＭＰａ％以上、ＴＳ×λが３．５×１０４ＭＰａ％以上の高強度冷延鋼板を製造することを特徴とする延性および伸びフランジ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、プレス成形などの加工に適用できる十分な延性および伸びフランジ性を有する高張力冷延鋼板が得られる。本発明は自動車の車体軽量化を通じて地球環境問題の解決に寄与できるなど産業の発展に寄与するところ大である。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】残留オーステナイト体積率とＴＳ×Ｅｌの関係を示すグラフである。
【図２】残留オーステナイトの平均粒径と焼戻されていないマルテンサイトの体積率およびＴＳ×Ｅｌの関係を示すグラフである。
【図３】残留オーステナイトで粒径が１．０μｍ超の数密度と焼戻されていないマルテンサイトの体積率およびＴＳ×Ｅｌの関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
本発明に係る高張力冷延鋼板における金属組織、化学組成およびその鋼板を効率的、安定的かつ経済的に製造しうる製造方法における圧延、焼鈍条件等について、以下に詳述する。
【００１８】
１．金属組織
本説明で金属組織の説明において、特に断りなければ「％」は「体積％」を表す。本実施の形態の高張力冷延鋼板は、全組織に対する体積率で４０．０％以下のフェライトと、１０％超５０.０％未満のベイナイトと、４.０％超２０.０％未満の残留オーステナイトを含む金属組織を備え、焼戻されていないマルテンサイトが１.０％以下、残部が焼戻しマルテンサイトからなる複合組織を有する。
【００１９】
フェライトは、二相域焼鈍、もしくは焼鈍後の緩冷却で得られる軟質な相であり、ベイナイト、マルテンサイトといった硬質相と混在する場合には延性を向上させる。さらに、後述するベイナイト同様、残留オーステナイトを安定化させることでさらに延性を向上させる。延性を確保するために、フェライトの体積率は５．０％以上が好ましい。さらに好ましくは１０．０％以上、特に好ましくは１５．０％以上である。一方、フェライトの体積率が過剰であると伸びフランジ性が劣化する。したがって、伸びフランジ性を向上させるために、フェライトの体積率は４０．０％以下とする。好ましくは３５．０％以下、特に好ましくは３０．０％以下である。
【００２０】
ベイナイトは焼鈍後に３５０℃以上、４５０℃以下に一定時間保持することで得られる相で、上記のフェライト同様、残留オーステナイトを安定化させることで延性を向上させるため、体積率は１０.０％以上とする。１５.０％以上とすることが好ましく、２０．０％以上とすることがさらに好ましく、２５．０％以上とすることが特に好ましい。一方で、高張力鋼板の金属組織としてベイナイトは強度が低いため、過剰になると鋼板の強度が低下する。よってベイナイトの体積率は５０．０％未満とする。４５．０％未満が好ましく、４０．０％未満とすることがさらに好ましく、３５．０％未満とすることが特に好ましい。
【００２１】
残留オーステナイトは、焼鈍後の冷却時にベイナイト変態を利用して、未変態のオーステナイトにＣを濃縮することで得られる組織で、ＴＲＩＰ効果により延性を向上させるので、体積率は、４．０％以上とする。５．０％が好ましく、６．５％以上がさらに好ましく、８．０％以上が特に好ましい。しかしながら、残留オーステナイトの体積率が過剰になると、伸びフランジ性が劣化する。このため、残留オーステナイトの体積率は、２０．０％未満とする。１７．５％未満が好ましく、１５．０％未満であればさらに好ましく、１２．０％未満であれば特に好ましい。
【００２２】
残留オーステナイトを含む冷延鋼板では、残留オーステナイトを細粒化すると延性、伸びフランジ性が著しく向上する。この要因は明らかではないが、微細化により残留オーステナイトが安定化するため、高歪域までＴＲＩＰ効果を維持できることと、加工によりマルテンサイト変態しても微細なマルテンサイトになるためにボイドを形成し難く、局部延性に優れることが要因と考えられる。これらの効果を得るために、残留オーステナイトの平均粒径は１．００μｍ以下とする。０．９０μｍ以下とすることはさらに好ましく、０．７５μｍ以下とすることは特に好ましい。残留オーステナイトの平均粒径の下限は特に限定しないが、０．１５μｍ以下に微細化すると、加工によるマルテンサイト変態が起こり難くなり、延性の向上に寄与しなくなる。したがって、残留オーステナイトの平均粒径の下限は０．１５μｍ超とすることが好ましい。
【００２３】
また、残留オーステナイトの平均粒径が小さくても、粗大な残留オーステナイト粒が多く存在すると、打ち抜き加工時、もしくは加工時に粗大かつ硬質マルテンサイトとなり、周囲にボイドを生成するため伸びフランジ性が損なわれる。したがって、粒径が１．０μｍ超である残留オーステナイト粒の数密度は３．０×１０−２個／μｍ２以下とする。粒径が１．０μｍ超である残留オーステナイト粒の数密度は２．０×１０−２個／μｍ２以下とすることが好ましく、１．５×１０−２個／μｍ２以下であればさらに好ましく、１．０×１０−２個／μｍ２以下であれば特に好ましい。
【００２４】
ＴＲＩＰ鋼においては、焼戻されていない非常に硬質なマルテンサイトが生成する場合がある。焼戻されていないマルテンサイトは、伸びフランジ性を大きく劣化させるため、体積率は１．０％以下とする。０．８％以下とすることが好ましく、０．５％以下とすることがさらに好ましい。
【００２５】
尚、組織の残部は焼戻されたマルテンサイトとなる。焼戻しマルテンサイトは焼鈍後、室温までの最終冷却により生成したマルテンサイトをその後の熱処理により焼戻すことで得られる硬質な組織であり、鋼板の強度確保の為に、好ましくは体積率で１０.０％以上とする。１５.０％以上とすることがさらに好ましく、２０．０％以上とすることがより好ましく、２５．０％以上とすることが特に好ましい。一方、焼戻しマルテンサイトの体積率が過剰になると延性が劣化することがある。このため、焼戻マルテンサイトの体積率は５０．０％未満とすることが好ましい。４５．０％未満がさらに好ましく、４０．０％未満とすることがより好ましく、３５．０％未満とすることが特に好ましい。
【００２６】
本発明に係る冷延鋼板の金属組織は、次のようにして測定する。すなわち、フェライト、ベイナイト、焼戻マルテンサイトの体積率は、鋼板の任意の位置から試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面を研磨し、鋼板表面から板厚の１/４内側の位置においてナイタールエッチングにより現出した金属組織をＳＥＭを用いて観察する。ＳＥＭ観察では3000倍の倍率で30μｍ×50μｍの視野を５視野観察し、画像処理により、フェライト、ベイナイト、焼戻マルテンサイトの面積率を測定し、面積率は体積率と等しいとしてそれぞれの体積率とする。ベイナイト、焼戻マルテンサイト粒内の炭化物を注意深く観察することにより区別することができる。焼戻されていないマルテンサイトは、ＳＥＭ観察では残留オーステナイトと区別できないため、焼戻されていないマルテンサイトの体積率は、フェライト、ベイナイト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイト以外は、焼戻されていないマルテンサイトであるとして、体積率を算出する。
【００２７】
残留オーステナイトの体積率は、鋼板の任意の位置から試験片を採取し、鋼板表面から板厚の１／４内側の位置まで圧延面を化学研磨し、Ｍ ｏ Ｋ α線によるフェライトの（ ２ ０ ０ ） 、（ ２ １ ０ ） 面積分強度とオーステナイトの（２ ０ ０ ） 、（ ２ ２ ０ ） 、および（ ３ １ １ ） 面積分強度から定量化する。
【００２８】
残留オーステナイト粒の粒径および残留オーステナイトの平均粒径は、次のようにして測定する。すなわち、鋼板の任意の位置から試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面を電解研磨し、鋼板表面から板厚の１／４内側の位置においてＥＢＳＰを備えたＳＥＭを用いて金属組織を観察する。面心立方晶型の結晶構造からなる相（ｆｃｃ相）として観察され母相に囲まれた領域を一つの残留オーステナイト粒とし、画像処理により、残留オーステナイト粒の数密度（単位面積あたりの粒数）および個々の残留オーステナイト粒の面積率を測定する。視野中で個々の残留オーステナイト粒が占める面積から個々のオーステナイト粒の円相当直径を求め、それらの平均値を残留オーステナイトの平均粒径とする。なお、ＥＢＳＰによる組織観察では、板厚方向に５０μｍ以上であり圧延方向に１００μｍ以上である領域において、０．１μｍ刻みで電子ビームを照射して相の判定を行う。また、得られた測定データの内、信頼性指数（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ  Ｉｎｄｅｘ）が０．１以上のものを有効なデータとして粒径測定に用いる。また、測定ノイズにより残留オーステナイトの粒径が過小に評価されることを防ぐため、円相当直径粒径が０．１５μｍ以上の残留オーステナイト粒のみを有効な粒として、平均粒径の算出を行う。
【００２９】
以上の金属組織上の特徴に基づいて実現されうる機械特性として、本実施の形態の鋼板は、衝撃吸収性およびプレス成形性を確保するために、９８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、ＴＳ×Ｅｌの値が１．６×１０４ＭＰａ％以上、ＴＳ×λの値が３．５×１０４ＭＰａ％以上とする。
ＴＳ×ＥＬバランスと残留オーステナイト量の相関図を図１に示す。残留オーステナイト量が多いほど、ＴＳ×ＥＬは向上し、本発明の範囲である残留オーステナイト量が4.0％以上でＴＳ×ＥＬが１．６×１０４ＭＰａ％以上となり、強度、成形性に優れる。
【００３０】
本発明の範囲である残留オーステナイト量4.0％以上20.0%以下の鋼について、ＴＳ×λバランスと残留オーステナイト粒径および焼戻されていないマルテンサイトの体積率の関係を図２に示す。本発明の範囲である残留オーステナイト粒径が1.0μm以下で、かつ焼戻されていないマルテンサイトの体積率が1.0％以下であるとき、ＴＳ×λが３．５×１０４ＭＰａ％以上であり、強度、成形性に優れる。
【００３１】
同様に、残留オーステナイト量4.0％以上20.0%以下の鋼について、ＴＳ×λバランスとRg:粒径1.0μm以上の残留オーステナイト粒の数密度、および焼戻されていないマルテンサイトの体積率の関係を図３に示す。本発明の範囲であるRgが3.0個/μm2以下で、かつ焼戻されていないマルテンサイトの体積率が1.0％以下であるとき、ＴＳ×λが３．５×１０４ＭＰａ％以上であり、強度、成形性に優れる。
【００３２】
尚、ＴＳ（引張強度）およびＥｌ（全伸び）は、焼鈍鋼板から、圧延方向に垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行うことにより求める。また、λは日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して測定される穴拡げ率である。衝撃吸収性の観点から鋼板の強度は、１１８０ＭＰａ以上であることが好ましい。一方で、プレス成形性を確保するために、ＴＳは１３１０ＭＰａ未満であることが好ましい。また、ＴＳ×Ｅｌの値は１．８×１０４ＭＰａ％以上であることが好ましく、２．０×１０４ＭＰａ％以上であればさらに好ましい。さらに、ＴＳ×λの値は４．５×１０４ＭＰａ％以上であることが好ましく、５．５×１０４ＭＰａ％以上であればさらに好ましい。
【００３３】
２．鋼の化学組成
Ｃ：０．１００％超０．５００％未満
Ｃ含有量が０．１００％以下では上記の金属組織を得ることが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．１００％超とする。好ましくは０．１２０％超、さらに好ましくは０．１４０％超、特に好ましくは０．１６０％超である。一方、Ｃ含有量が０．５００％以上では鋼板の延性が損なわれるばかりか溶接性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．５００％未満とする。好ましくは０．３００％未満、さらに好ましくは、０．２５０％未満、特に好ましくは０．２３０％未満である。
【００３４】
Ｓｉ：１．００％超３．００％以下
Ｓｉは固溶強化により鋼板の強度を増大させるのに有用な元素である。また、Ｓｉはセメンタイトの生成を抑制するため、ベイナイト変態時にオーステナイト中へのＣの濃化を促進させる効果をもち、焼鈍後に残留オーステナイトを生成させるのに必須の元素である。Ｓｉ含有量が１．００％以下では上記作用による効果を得ることが困難となる。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％超とする。好ましくは１．２５％超、さらに好ましくは１．５０％超、特に好ましくは1．６０％超である。一方、Ｓｉ含有量が３．００％超では鋼板の表面性状が劣化する。さらに、化成処理性およびめっき性が著しく劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は３．００％以下とする。好ましくは２．５０％以下、さらに好ましくは２．２５％以下、特に好ましくは２．００％未満である。
【００３５】
Ｍｎ：１．５０％以上４．００％以下
Ｍｎは、鋼の焼入性を向上させる作用を有し、上記の金属組織を得るのに有効な元素である。Ｍｎ含有量が１．５０％未満では上記の金属組織を得ることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は１．５０％以上とする。好ましくは２．１０％超、さらに好ましくは２．２０％超、特に好ましくは２．３０％超である。一方、Ｍｎ含有量が４．００％超では、フェライトの体積率が過小となって延性が劣化するばかりか、Ｍｎの偏析により曲げ性が損なわれ、さらには、素材コストの上昇を招く。したがって、Ｍｎ含有量は４．００％以下とする。好ましくは３．５０％未満、さらに好ましくは３．２０％未満、特に好ましくは３．００％未満である。
【００３６】
Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、不純物として鋼中に含有される元素であり、粒界に偏析して鋼を脆化させる。このため、Ｐ含有量は少ないほど好ましいが、Ｐの除去時間、コストを考慮するとＰ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０２０％未満であり、さらに好ましくは０．０１５％未満である。
【００３７】
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、不純物として鋼中に含有される元素であり、硫化物系介在物を形成して伸びフランジ性を劣化させる。このため、Ｓ含有量は少ないほど好ましいが、Ｓの除去時間、コストを考慮するとＳ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％未満、特に好ましくは０．００１％以下である。
【００３８】
Ａｌ：２．０００％以下
Ａｌは、溶鋼を脱酸する作用を有する。本発明においては、Ａｌと同様に脱酸作用を有するＳｉを含有させるため、Ａｌは必ずしも含有させる必要はない。また、Ａｌは、Ｓｉと同様にオーステナイトの安定性を高める作用を有し、上記の金属組織を得るのに有効な元素であるので、含有させることができる。Ａｌ含有量は好ましくは０．０１０％超、さらに好ましくは０．０２０％超、特に好ましくは０．０２５％超である。一方、Ａｌ含有量が高すぎると、アルミナに起因する表面疵が発生しやすくなるばかりか、変態点が大きく上昇し、フェライトの体積率が多くなるため、上記の金属組織を得ることが困難となる。したがって、Ａｌ含有量は２．０００％以下とする。好ましくは０．６００％未満、さらに好ましくは０．４００％未満、特に好ましくは０．２５０％未満である。
【００３９】
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは、不純物として鋼中に含有される元素であり、粗大な析出物を生成して伸びフランジ性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は少ないほど好ましい。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．００６０％以下であり、さらに好ましくは０．００５０％以下である。
【００４０】
本実施の形態に係る鋼板は、以下に列記する元素を任意元素として含有してもよい。
Ｔｉ：０．０５０％未満、Ｎｂ：０．０５０％未満およびＶ：０．５０％以下
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、析出硬化により鋼板強度を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら過剰に含有させると、再結晶温度が上昇し、冷延鋼板の金属組織が不均一化するため、伸びフランジ性が損なわれる。さらには、炭化物または窒化物の析出量が増し、降伏比が上昇し、形状凍結性も劣化する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０５０％未満、Ｎｂ含有量は０．０５０％未満、Ｖ含有量は０．５０％以下とする。Ｔｉ含有量は好ましくは０．０３０％未満、さらに好ましくは０．０２０％未満であり、Ｎｂ含有量は好ましくは０．０３０％未満、さらに好ましくは０．０２０％未満であり、Ｖ含有量は好ましくは０．３０％以下である。
【００４１】
Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：０．５０％以下およびＢ：０．０１００％以下
Ｃｒ、ＭｏおよびＢは、鋼の焼入性を向上させる作用を有し、上記の金属組織を得るのに有効な元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、過剰に含有させても上記作用による効果が飽和して不経済となる。したがって、Ｃｒ含有量は１．００％以下、Ｍｏ含有量は０．５０％以下、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｃｒ含有量は好ましくは０．５０％以下であり、Ｍｏ含有量は好ましくは０．２０％以下であり、Ｂ含有量は好ましくは０．００３０％以下である。
【００４２】
Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０５００％以下およびＢｉ：０．０５０％以下
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは介在物の形状を調整することにより、Ｂｉは凝固組織を微細化することにより、ともに伸びフランジ性を改善する作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、過剰に含有させても上記作用による効果が飽和して不経済となる。したがって、Ｃａ含有量は０．０１００％以下、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下、ＲＥＭ含有量は０．０５００％以下、Ｂｉ含有量は０．０５０％以下とする。好ましくは、Ｃａ含有量は０．００２０％以下、Ｍｇ含有量は０．００２０％以下、ＲＥＭ含有量は０．００２０％以下、Ｂｉ含有量は０．０１０％以下である。なお、ＲＥＭとは希土類元素を意味し、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量はこれらの元素の合計含有量である。
【００４３】
３．製造条件
本発明においては、上記の成分からなる鋼を常法で溶製、鋳造する。得られた鋼片を直接または一旦冷却した後、熱間圧延する。更に、酸洗、冷間圧延及び焼鈍を施した後、室温まで冷却してスキンパス圧延を行った後、再加熱して焼戻処理を行う。この焼戻処理を利用して、亜鉛めっきまたは、亜鉛めっき後、合金化加熱処理を行っても良い。
【００４４】
熱間圧延の条件は限定されないが、1100℃以上に加熱し、Ar3変態点以上で熱間圧延することが好ましい。1100℃未満では、材料の均質化が不十分となりやすい。また、Ar3変態点未満では、フェライト加工組織が残るため、成形性の劣化を引き起こしやすい。巻取り温度は特に限定されないが、700℃を超えると、熱延板組織が粗大なフェライト・パーライト組織となり、焼鈍後の鋼板の金属組織が不均一となり、良好な穴拡げ性が得られにくいので、巻取り温度の上限は700℃以下が好ましい。巻取り温度は650℃以下がさらに好ましく、600℃以下が特に好ましい。また、巻取り温度が300℃未満であると熱延板の強度が高くなり冷間圧延に支障をきたす場合があるので、巻取り温度は300℃以上であることが好ましい。
【００４５】
熱間圧延された鋼板は、酸洗等により脱スケールされた後に、常法に従って冷間圧延される。冷延は、特に限定されないが、再結晶を促進して冷延圧延および焼鈍後の金属組織を均一化し、伸びフランジ性をさらに向上させるために、冷圧率は４０％以上が好ましい。冷圧率は４５％以上がさら好ましく、５０％以上は特に好ましい。また、冷圧率が高すぎると、圧延荷重が増大して圧延が困難となるため、冷圧率の上限を７０％未満が好ましい。冷圧率は６５％未満がさらに好ましく、６０％未満とすることは特に好ましい。
【００４６】
冷間圧延後の鋼板は、必要に応じて公知の方法に従って脱脂等の処理が施された後、焼鈍される。本発明では、鋼板の金属組織を制御するために、焼鈍の加熱温度及び冷却条件が重要である。焼鈍における均熱温度が低いと、フェライトの分率が多くなり、強度を確保することが困難となるうえに伸びフランジ性が劣化するので、均熱温度は７５０℃以上とする。均熱温度は７８０℃以上が好ましく、８００℃以上がさらに好ましい。しかしながら、均熱温度が高くなり、フェライトの分率が少なくなり、延性が劣化する。このため、均熱温度は９００℃以下とする。均熱温度は８７０℃以下が好ましく、８５０℃以下がさらに好ましい。
【００４７】
焼鈍における加熱過程では、再結晶を促進して焼鈍後の金属組織を均一化し、伸びフランジ性をさらに向上させるために、７００℃から均熱温度までの加熱速度を１０．０℃／ｓ未満とすることが好ましい。８．０℃／ｓ未満とするとさらに好ましく、５．０℃／ｓ未満とすると特に好ましい。
【００４８】
焼鈍における均熱後の冷却過程では、フェライトの生成を促進するため、７５０〜６５０℃の温度域のある温度まで５℃／ｓ未満の冷却速度で冷却してもよい。一方で、必要以上のフェライトが生成すると伸びフランジ性を劣化させるため、６５０〜４５０℃の温度範囲を２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することが好ましい。冷却速度は３０℃／ｓがさらに好ましく、４０℃／ｓが特に好ましい。冷却速度の上限は特に限定されないが、冷却速度が速すぎると鋼板の形状を悪化させる要因となるので、２００℃／ｓ未満が好ましく、１５０℃／ｓ未満がさらに好ましい。
【００４９】
最終組織に残留オーステナイトを残すためには、冷却停止後にこの温度で保持して、ベイナイト変態によるオーステナイトへＣ濃化を促進させる必要がある。ベイナイト変態を進めるために、冷却停止温度は、３５０℃以上、４５０℃以下とする。冷却停止温度は３６０℃以上、４４０℃以下が好ましく、３７０℃以上、４３０℃以下がさらに好ましく、３７５℃以上、４２５℃以下が特に好ましい。金属組織を制御する上でこの温度での保持時間が重要となる。すなわち、保持時間が短いとベイナイト変態が進まず、オーステナイトへＣ濃化が不十分となるために残留オーステナイトの体積率が少なくなり、延性が劣化する。このため保持時間は２０秒以上とする。保持時間は５０秒以上が好ましく、１００秒以上がさらに好ましい。一方で保持時間が長くなるとベイナイトの体積率が高くなり、さらにオーステナイトへのＣ濃化が進むために、焼鈍終了後のマルテンサイトが少なくなる。その結果、焼鈍後に焼戻されるマルテンサイトの体積性率が少なくなり、最終組織での焼戻マルテンサイトの体積率が低下するために強度が低下する。その上、焼鈍終了後の残留オーステナイト中のＣ濃度が高くなりすぎるために、焼戻し熱処理中に残留オーステナイト中にセメンタイトが析出し、セメンタイトを除いた残留オーステナイト中のＣ濃度が低くなるために、最終冷却にて焼戻されていないマルテンサイトが生成し、延性と伸びフランジ性が劣化する。よって、保持時間は５００ｓ以内が好ましく、３５０ｓ以内がさらに好ましく、２００ｓ以内が特に好ましい。
【００５０】
上記の保持後、室温まで冷却し、スキンパス圧延を行う。スキンパス圧延により、焼鈍した鋼板中に残存した残留オーステナイトがマルテンサイト変態するが、粗大な残留オーステナイトは優先的にマルテンサイト変態するため、微細均一に残留オーステナイトを残すことができる。スキンパス圧延の伸び率が低いと粗大なオーステナイト粒が残り易いため、スキンパス圧延の伸び率は0.05％以上とする。0.10％以上が好ましく、0.15％以上はさらに好ましい。一方でスキンパス圧延の伸び率が高いと残留オーステナイトの体積率が減少し過ぎるために延性が劣化するため、１．０％以下とする。伸び率は、０．８％以下が好ましく、０．６％以下がさらに好ましく、０．５％以下が特に好ましい。一方で、伸び率が低いと粗大な残留オーステナイトが残り、伸びフランジ性が劣化するため、０．１％以上が好ましい。さらに好ましくは０．２％以上、特に好ましくは０．３％以上である。
【００５１】
スキンパス圧延後に、再加熱熱処理により焼戻しを行う。スキンパス圧延後に残った残留オーステナイトは微細ではあるものの、Ｃ濃化が不十分であり、鋼板の延性が向上しないだけでなく、伸びフランジ性を劣化させる。そこで、再加熱熱処理により、Ｃ濃化を促進する。再加熱熱処理により、マルテンサイトが焼戻ると同時に、マルテンサイトから残留オーステナイトへのＣ濃化が起こり、残留オーステナイトが安定化するため、延性と伸びフランジ性が向上する。
【００５２】
一方で、再加熱時にベイナイト変態が起こると、残留オーステナイトの体積率が減少し、延性が劣化するばかりでなく、焼戻し熱処理中に残留オーステナイト中にセメンタイトが析出し、延性と伸びフランジ性が劣化する。よって、ベイナイト変態が起こらない４００℃以上の温度まで、加熱速度１０℃/ｓ以上で加熱する。加熱速度は１５℃/ｓ以上が好ましく、２０℃/ｓ以上がさらに好ましい。
【００５３】
再加熱熱処理の温度は、マルテンサイトを焼戻し、かつ残留オーステナイトにＣ濃化を促進させるため、４００℃以上とする。再加熱熱処理の温度は、４２０℃以上が好ましく、４５０℃以上がさらに好ましい。一方で、高温にすると残留オーステナイト中でのセメンタイトの析出が起こり、延性と伸びフランジ性が劣化する。よって再加熱熱処理の温度は、６５０℃以下とする。再加熱熱処理の温度は、６００℃以下が好ましく、５５０℃以下がさらに好ましく、５００℃以下が特に好ましい。残留オーステナイトへのＣ濃化を促進するため、保持時間は１秒以上とする。保持時間は１０秒以上が好ましく、３０秒以上がさらに好ましく、５０秒以上が特に好ましい。一方で保持時間が過剰に長くなると、残留オーステナイト中でのセメンタイトの析出が起こり、延性と伸びフランジ性が劣化する。よって保持時間は２００秒以下とする。保持時間は１５０秒以下が好ましく、１００秒以下がさらに好ましく、７５秒以下が特に好ましい。
【００５４】
上記再加熱熱処理後に、スキンパス圧延を行ってもよい。スキンパス伸び率が高すぎると、残留オーステナイトが減少するために延性が低下するので、スキンパス圧延を行う場合の伸び率は、再加熱熱処理前のスキンパス圧延の伸び率以下とする。
【００５５】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、上記の再加熱熱処理を亜鉛めっきおよび合金化熱処理に利用することができる。すなわち、伸び率1.0％以下のスキンパス圧延を行った後、10℃／秒以上の昇温速度で室温から再度昇温し溶融亜鉛めっきを施し、450℃以上、600℃以下で10秒以上、100秒以下の合金化加熱処理を行う。めっき合金化度を適正に制御する必要があるため、合金化熱処理温度は４５０℃以上、６００℃以下とする。合金化熱処理温度は４７０℃以上５５０℃以下が好ましく、４８０℃以上、５２０℃以下がさらに好ましい。また保持時間は合金化度制御の観点から１０秒以上とする。保持時間は３０秒以上が好ましく、５０秒以上がさらに好ましい。一方で保持時間が過剰に長くなると、残留オーステナイト中でのセメンタイトの析出が起こり、延性と伸びフランジ性が劣化するばかりでなく、合金化溶融亜鉛めっきのパウダリングが起こるため、保持時間は１００秒以下とする。保持時間は７５秒以下が好ましく、６０秒以下がさらに好ましい。
【００５６】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする場合は、室温まで冷却された鋼板を酸洗してもよい。酸洗を行うことで焼鈍工程で鋼板表面に生成したＳ ｉ ， Ｍ ｎ 等の酸化物を除去し、以後に行う溶融亜鉛めっきの密着性を向上させることができる。酸洗の代わりに研削ブラシ等で鋼板表面を清浄化する処理を施してもよい。
【００５７】
また、溶融亜鉛めっき前にＮ ｉ ， Ｆ ｅ ， Ｃ ｏ ， Ｓ ｎ ， Ｃ ｕ のうちの１ 種または２ 種以上のプレめっきを行ってもよい。プレめっきを行うことで、めっきの密着性が向上する。プレめっきの方法は電気めっき、浸漬めっき、スプレーによるめっきの何れの方法でも採用できる。
【００５８】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板においても、冷延鋼板同様、上記再加熱熱処理後に、再加熱熱処理前のスキンパス圧延の伸び率以下のスキンパス圧延を行ってもよい。
【実施例】
【００５９】
本発明を，実施例を参照しながらより具体的に説明する。
実験用真空溶解炉を用いて、表１に示される化学組成を有する鋼を溶解し鋳造した。これらの鋼塊を、熱間鍛造により厚さ３０ｍｍの鋼片とした。鋼片を、電気加熱炉を用いて１２００℃に加熱し６０分間保持した後、Ａｒ３変態点以上で熱間の仕上げ圧延を終了し、５５０℃から６００℃の間で巻取りを行った。
【００６０】
【表１】
0006540162.tif 000002
【００６１】
得られた熱延鋼板を酸洗して冷間圧延母材とし、圧下率５０％で冷間圧延を施し、厚さ１．２ｍｍの冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板を、連続焼鈍シミュレーターを用いて、表２に示される種々の条件で焼鈍、スキンパス圧延、再加熱熱処理を行い、焼鈍鋼板を得た。また一部の鋼板については、再加熱熱処理を利用して亜鉛めっきおよび合金化熱処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。
【００６２】
得られた焼鈍鋼板から、前述の様にＳＥＭ観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面を研磨した後、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織を観察し、画像処理により、フェライト、ベイナイト、焼戻マルテンサイトの体積分率を測定した。また、Ｘ線回折用試験片を採取し、前述の様に表層より１ ／ ４ 厚まで化学研磨した面でＸ線回折により残留オーステナイトの体積率を測定した。また、フェライト、ベイナイト、焼戻マルテンサイト、残留オーステナイト以外は、焼戻されていないマルテンサイトであるとして、上記の体積率の合計よりの焼戻されていないマルテンサイト体積率を算出した。残留オーステナイトの平均粒径は、前述のＥＢＳＰを備えたＳＥＭを用いた金属組織の観察結果から算出した。
【００６３】
引張強度（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）は、焼鈍鋼板から、圧延方向に垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行うことにより求めた。
【００６４】
伸びフランジ性は、以下の方法で穴拡げ率（λ）を測定することにより評価した。焼鈍鋼板から１００ｍｍ角の正方形素板を採取し、クリアランス１２．５％で直径１０ｍｍの打ち抜き穴を開け、先端角６０°の円錐ポンチでダレ側から打ち抜き穴を押し拡げ、板厚を貫通する割れが発生したときの穴の拡大率を測定し、これを穴拡げ率とした。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板については、めっき評価として外観目視観察と60°V曲げによるめっき剥離試験を行い、実用上問題ない品質であるか調査した。
【００６５】
表２に焼鈍鋼板の金属組織観察結果および機械的特性調査結果を示す。本発明鋼はいずれもＴＳが９８０ＭＰａ以上、ＴＳ×Ｅｌが１．６×１０４ＭＰａ％以上、ＴＳ×λが３．５×１０４ＭＰａ％以上であり、強度、成形性に優れる。
【００６６】
【表２】
0006540162.tif 000003
【００６７】
表３に合金化溶融亜鉛めっき鋼板の金属組織観察結果、機械的特性調査結果およびめっき評価結果を示す。本発明鋼はいずれもＴＳが９８０ＭＰａ以上、ＴＳ×Ｅｌが１．６×１０４ＭＰａ％以上、ＴＳ×λが３．５×１０４ＭＰａ％以上であり、強度、成形性、めっき品質に優れる。
【００６８】
【表３】
0006540162.tif 000004
【図１】
0006540162.tif 000005
【図２】
0006540162.tif 000006
【図３】
0006540162.tif 000007