(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
高強度鋼帯または鋼板であって、マルテンサイト量４％〜２０％のフェライト・マルテンサイト組織であり、Ｆｅおよび精錬起因不純物以外の成分（質量％）が
Ｃ：      ０．０５〜０．２％
Ｓｉ：    ≦１．０％
Ｍｎ：    ０．８〜２．０％
Ｐ：      ≦０．１％
Ｓ：      ≦０．０１５％
Ａｌ：    ０．１〜０．４％
Ｎ：      ≦０．００５％
Ｃｒ：    ０．２５〜１．０％
Ｂ：      ０．００２〜０．０１％
である高強度鋼帯または鋼板。
【請求項２】
更に、２．８×ＡN以上の量のＴｉ〔ただしＡN＝Ｎ含有量（質量％）〕を含有することを特徴とする請求項１記載の鋼帯または鋼板。
【請求項３】
Ｂ含有量が０．００２〜０．００５質量％であることを特徴とする請求項１または２記載の鋼帯または鋼板。
【請求項４】
ホットストリップを冷間圧延して請求項１から３までのいずれか１項記載の鋼帯または鋼板を製造する方法において、
冷間圧延した鋼帯または鋼板を連続炉にて焼鈍温度７５０℃〜８７０℃で焼鈍し、焼鈍した鋼帯または鋼板を焼鈍温度から２０℃／ｓ〜１００℃／ｓの冷却速度で冷却することを特徴とする方法。
【請求項５】
薄肉ホットストリップを焼鈍して請求項１から３までのいずれか１項記載の鋼帯または鋼板を製造する方法において、
薄肉ホットストリップとしての鋼帯または鋼板を連続炉にて焼鈍温度７５０℃〜８７０℃で焼鈍し、焼鈍した鋼帯または鋼板を焼鈍温度から２０℃／ｓ〜１００℃／ｓの冷却速度で冷却することを特徴とする方法。
【請求項６】
前記の連続焼鈍および冷却した鋼帯または鋼板を過時効ゾーンに通すことを特徴とする請求項４または５記載の方法。
【請求項７】
前記過時効ゾーンでの保持時間３００ｓ以下、処理温度３００℃〜４００℃とすることを特徴とする請求項４または５記載の方法。
【請求項８】
鋼帯または鋼板に溶融めっき仕上げを施し、ここで、前記溶融めっき仕上げの間に、前記鋼帯または鋼板が過時効ゾーンを通過することを特徴とする請求項４または５記載の方法。
【請求項９】
溶融めっき仕上げが溶融亜鉛めっきであり、そして、溶融亜鉛めっき及び過時効ゾーンの通過に要する処理時間が８０ｓ以下であり、処理温度が４２０℃〜４８０℃であることを特徴とする請求項８記載の方法。
【請求項１０】
溶融亜鉛めっき後に、溶融亜鉛めっき焼鈍を行なうことを特徴とする請求項８または９記載の方法。
【請求項１１】
鋼帯または鋼板を引き続いてドレッシングすることを特徴とする請求項４から１０までのいずれか１項記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
本発明は、主たる組織がマルテンサイト量４％〜２０％のフェライト・マルテンサイト組織である高強度鋼帯または鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
上記のような鋼帯または鋼板の用途において、その汎用性、利便性、実用特性に対する要求が高まっている。そのため、これら鋼帯または鋼板の機械的性質を更に向上させることが求められている。特にその成形性について要望が強い。
【０００３】
これら鋼帯または鋼板の良好な成形性の特徴としては、良好な深絞り性の指標と成る高ｒ値、良好な引張成形性の指標と成る高ｎ値、および優れた平面歪み特性の指標と成る高歪みがある。降伏強さと引張強さとの比から算出される低降伏比も良好な引張成形性の指標となる。
【０００４】
構造物の軽量化を目指す分野では一般に高強度化が要求される。この分野では重量を削減するように、使用する板材の厚さを薄くする。軽量設計に伴う強度低下分は、板材自体の高強度化で補うことになる。しかし、高強度化に伴って必然的に成形性が低下する。そのため、この分野での材料の改良の主たる目的は、成形性の低下をできるだけ抑えて高強度化することである。
【０００５】
鉄鋼材料シート０９３および０９４には、マイクロアロイまたはＰ添加により良好な冷間成形性を付与した高強度鋼がリストアップされている。そのうち幾つかの鋼種は、ベークハードニング性（熱処理硬化性）を有するものである。この性質は、連続焼鈍処理により、必要であれば更に溶融めっき仕上げと組み合わせることにより、得られる。
【０００６】
更に、合金添加量を増加することによって、実用分野において成形性をかなり高めつつ高強度化に成功している。補足手段あるいは代替手段として、熱間圧延工程または連続焼鈍工程において冷却速度を高めることにより、両特性を高めることが可能である。しかしこの方法は、合金添加量の増加と、冷却設備の設置および運転によってコストが上昇するという欠点がある。
【０００７】
既存の鋼連続焼鈍設備は、焼鈍および冷却区間の後方に過時効炉を備えている。この過時効ゾーンでは、鋼帯または鋼板を５００℃以下の温度に保持する処理によって鋼帯または鋼板の「過時効」を起こさせる。低合金で軟質の鋼の場合、このように５００℃に達する温度で保持すると、固溶炭素が炭化物として多量に析出する。この炭化物析出によって、鋼帯または鋼板の機械的および工学的性質が向上する。しかし、連続焼鈍設備で２相鋼を製造すると、過時効ゾーンを通るときにマルテンサイトが焼き戻されてしまうことがある。
【０００８】
そこで本発明の目的は、過時効処理を含む焼鈍プロセスを施しても良好な機械的および工学的性質を持っている、２相鋼から成る高強度鋼帯または鋼板を提供することである。更に、この鋼帯または鋼板を製造する方法も開示する。
【０００９】
上記の目的を達成するために、本発明は、高強度鋼帯または鋼板であって、主たる組織がマルテンサイト量４％〜２０％のフェライト・マルテンサイト組織であり、Ｆｅおよび精錬起因不純物以外の成分（質量％）が、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：≦１．０％、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：≦０．１％、Ｓ：≦０．０１５％、Ａｌ：０．０２〜０．４％、Ｎ：≦０．００５％、Ｃｒ：０．２５〜１．０％、Ｂ：０．００２〜０．０１％である高強度鋼帯または鋼板を提供する。望ましくは、マルテンサイトの量が、主たる組織であるマルテンサイト・フェライト組織の約５〜２０％である。
【００１０】
本発明の鋼帯または鋼板は、特に合金成分を増量する必要なしに、５００Ｎ／ｍｍ２の高強度と良好な成形性とを兼備する。本発明においては、強度を高めるために、既に熱間圧延鋼帯および鍛造材では知られている、ボロン成分の持つ変態に及ぼす効果を利用している。すなわち、ボロン以外の窒化物形成元素を少なくとも１種、望ましくはＡｌおよび補足的にＴｉを、添加することによってボロンによる強化作用を確保している。チタンおよびアルミニウムの添加によって、これら元素と鋼中窒素とが結合するので、硬化作用を持つ炭化物の生成にボロンを有効に利用できる。必須成分としてＣｒが存在することにより、従来組成の同等鋼に比べて高強度が得られる。
【００１１】
前述のように、ボロンの強化作用については、ホットストリップまたは鍛造材の製造について既に従来技術として知られている。例えばドイツ特許公開公報DE19719546A1に記載されている高強度ホットストリップの場合、最高強度のものは、鋼中窒素を固定するための化学量論的な量のＴｉを任意成分として添加してある。これにより、共存しているボロンは窒素の固定に費やされることがない。その結果、ボロンの持つ強化作用および無心焼入れ性が十分に発揮される。更に、ドイツ特許公開公報DE3007560A1には、０．０００５〜０．０１質量％のボロン添加により高強度熱間圧延２相鋼を製造する方法が記載されている。この場合、ボロン添加によってフェライト−パーライト変態が遅延される。
【００１２】
本発明の高強度鋼帯または鋼板においては、冷間圧延後に焼鈍処理およびその後の冷却と過時効を行なった場合あるいは溶融めっき仕上げを行なった場合でも、マルテンサイト量が維持される。本発明の鋼帯または鋼板は降伏強さが２５０Ｎ／ｍｍ２〜３５０Ｎ／ｍｍ２である。引張強さは５００Ｎ／ｍｍ２から６００Ｎ／ｍｍ２以上、特に６５０Ｎ／ｍｍ２に達する。ドレッシング（矯正）しない状態では、ほぼ降伏伸びゼロ（ＡＲＥ≦１．０）である。このように本発明の鋼帯または鋼板は従来の低合金鋼では得られなかった特性を有する。
【００１３】
本発明の鋼のもう一つの利点は、焼き戻し抵抗である。本発明の鋼はクロムを含有したことによって、従来の２相鋼で起きていた問題、すなわち過時効処理時にマルテンサイトが焼き戻されて強度が低下するという問題が解消される。
【００１４】
望ましくは、本発明の鋼帯または鋼板は更に、２．８×ＡＮ（ＡＮはＮ含有量（質量％））以上の量のＴｉを含有する。この場合、Ａｌ含有量を０．０２〜０．０５質量％の範囲に限定することができる。本発明のこの態様においては、鋼中窒素に対してＡｌが窒化物形成元素として作用した上で、Ｔｉも化学量論的な窒素固定に十分作用できる。これに対して、仮にＴｉが全く存在しない場合には、Ａｌ含有量は０．１〜０．４質量％の範囲とすべきである。アルミニウムおよび／またはチタンが存在すると、先ず冷却過程で比較的粗粒のＴｉＮおよび／またはＡｌＮが形成する。チタンとアルミニウムは窒素との親和性がボロンよりも大きいので、鋼中に存在するボロンは炭化物形成元素として作用する。これは本発明による更に有利な効果であり、十分な量のチタンあるいはアルミニウムが存在せずに例えば細粒のＢＮが析出する場合に比べて、機械的性質が向上する。
【００１５】
本発明の鋼帯または鋼板を製造する一つの方法は、ホットストリップを冷間圧延することである。また別の方法として、薄肉ホットストリップを冷間圧延せずに処理して、以降の工程で更に肉厚を減少させる方法も可能である。このようなホットストリップは、例えば鋳片（鋳造ストランド）を直接圧延して薄肉ホットストリップとする鋳片直接圧延法で製造できる。どの方法で鋼帯または鋼板を製造するにしても、連続焼鈍炉において、焼鈍温度７５０℃〜８７０℃、望ましくは７５０℃〜８５０℃で焼鈍処理し、次いでこの焼鈍温度から冷却速度２０℃／ｓ以上、１００℃／ｓ以下で冷却する際に、前述の問題が存在することに変わりはない。
【００１６】
本発明の方法によれば、Ｃ−Ｍｎ鋼をベースとし、これにボロンと少なくともＡｌを、必要に応じてチタンを、窒化物形成元素として添加することによって、上記の焼鈍および冷却を行なっても約５％〜２０％の望ましい高マルテンサイト量を持つ鋼帯を製造することができる。本発明の方法では、従来の方法とは異なり、マルテンサイトを生成させるために鋼帯または鋼板を連続焼鈍後に急冷する必要がない。すなわち、ボロンが遊離状態で固溶しているため、冷却速度が遅くてもマルテンサイトが生成してフェライト・マルテンサイトを主組織とするミクロ組織が形成され、典型的な２相組織による特性の組み合わせが得られる。この効果はボロン含有量０．００２〜０．００５質量％で得られることが分かった。このように本発明によれば、高価な冷却設備を必要とせずに、また多量の合金添加をすることもなく、高強度鋼帯または鋼板を製造することができる。
【００１７】
更に、本発明によって製造した鋼には、過時効処理時にマルテンサイトの焼き戻しによる性質の劣化が特に生じないことが分かった。溶融めっき仕上げを行なわない場合には、３００℃〜４００℃の過時効処理温度で最大３００ｓまでの過時効を行なうことができる。一方、溶融亜鉛めっき等の溶融めっき仕上げを行なう場合には、４２０℃〜４８０℃の溶融亜鉛めっき処理温度で溶融亜鉛めっき処理中の過時効保持時間は８０ｓ以下とすべきである。また、本発明により溶融亜鉛めっき処理を施した鋼帯または鋼板の性質は、溶融亜鉛めっき焼鈍により更に向上する。これは溶融亜鉛めっき処理後の鋼帯または鋼板を焼鈍するものである。用途によっては、更にドレッシング（矯正）を行なうことが更に有利である。
【００１８】
以下、実施形態により本発明を更に詳細に説明する。
【００１９】
表１に、本発明による鋼帯Ａ１〜Ａ４について、合金成分と、工学的あるいは機械的性質として、ＡＲＥ（降伏伸び）、ＲｅＬ（下降伏強さ）、Ｒｍ（引張強さ）、ＲｅＬ／Ｒｍ（降伏比）、およびＡ８０（破断伸び）の値をまとめて示す。また、比較として、比較鋼帯Ｂ１〜Ｂ５、Ｃ１〜Ｃ５、Ｄ１〜Ｄ４、およびＥ１についても上記各データを併せて示す。
【００２０】
表１中の鋼帯Ａ１〜Ｅ１は全て、本発明例および比較例のいずれもＣ含有量は０．０７〜０．０８質量％とした。比較鋼帯Ｂ１〜Ｂ５は、変態挙動への影響を調べるためにＭｎ含有量を１．５〜２．４質量％とした。同じ目的で、比較鋼帯Ｃ１〜Ｃ５はＳｉ（約０．４質量％）とＭｎ（１．５〜２．４質量％）とを組み合わせ、比較鋼帯Ｄ１〜Ｄ４はＳｉ（０．７質量％以下）、Ｍｎ（１．２〜１．６質量％）およびＣｒ（０．５質量％）を組み合わせた。比較鋼帯Ｅ１は、Ｍｏを添加してある。
【００２１】
本発明の鋼帯Ａ１〜Ａ４は、Ｓｉ（１．０質量％以下）およびＭｎ（０．８〜１．５質量％）の他に、変態遅延効果の大きいボロンを添加してある。窒化ボロンの生成を防止するために、窒化物形成元素としてのＴｉで窒素を固定した。そのためのＴｉ含有量は、窒素含有量０．００４〜０．００５質量％の場合に約０．０３質量％であり、Ｂ含有量は約０．００３質量％であった。
【００２２】
鋼Ａ１〜Ａ４については、同時に溶製および鋳造した各スラブを１１７０℃に加熱した。加熱したこれらのスラブを圧延して厚さ４．２ｍｍのホットストリップとした。仕上げ圧延温度は８４５〜８６０℃の範囲であった。次に、ホットストリップを温度６２０℃で巻き取り、巻き取ったコイルを平均０．５℃／ｍｉｎで冷却した。次に、ホットストリップを酸洗した後、冷間圧延して厚さ１．２５ｍｍとした。
【００２３】
冷間圧延した各鋼帯に、低合金軟質鋼用の過時効を含む標準的な炉操業により連続焼鈍処理を施した。この焼鈍および過時効処理の内容は、焼鈍温度８００℃での連続焼鈍と、２段冷却と最終の過時効ゾーン通過を含む。冷却は、最初に冷却速度約２０℃／ｓで５５０〜６００℃まで冷却し、次に冷却速度約５０℃／ｓで４００℃まで冷却することにより行なった。その後の過時効処理は、４００〜３００℃の温度範囲に鋼帯を１５０ｓ保持することにより行なった。
【００２４】
本発明により製造した鋼帯Ａ１〜Ａ４は、従来の連続焼鈍を施しドレッシング（矯正）なしの状態での機械的および工学的な特性が、従来の合金添加による高強度化を行なった比較鋼帯に比べて優れている。本発明の鋼帯は、ドレッシング（矯正）なしの状態で降伏伸びが全く現れておらず、これは望ましいフェライト・マルテンサイト組織が生成していることの証左である。伸び限界は３００Ｎ／ｍｍ２未満であり、強度値は５３０Ｎ／ｍｍ２〜６３０Ｎ／ｍｍ２である。このように鋼帯Ａ１〜Ａ４は塑性変形中に良好な硬化挙動を示している。これはまた、非常に低い降伏比（ＲｅＬ／Ｒｍ＜０．５）としても現れている。強度が５４０〜５８０Ｎ／ｍｍ２の場合は破断伸びが２７〜３０％であり、強度約６３０Ｎ／ｍｍ２でも２５％と良好な破断伸びである。全て機械的性質は等方的である。
【００２５】
本発明の鋼帯と同等の強度レベルの比較鋼帯は全て、歪み値が劣っており、特に降伏伸びが非常に大きい。すなわち効果挙動が劣っている。
【００２６】
比較鋼帯で降伏伸びを示さないのは、２．１質量％を超える高いＭｎ含有量の場合のみである（比較鋼帯Ｂ４、Ｂ５、Ｃ５）。強度値は非常に高い。しかし、降伏比および伸びが共に劣っている。
【００２７】
表２に、本発明による鋼帯Ｆ１について、合金成分と、工学的あるいは機械的性質として、ＡＲＥ（降伏伸び）、ＲｅＬ（下降伏強さ）、Ｒｍ（引張強さ）、ＲｅＬ／Ｒｍ（降伏比）、およびＡ８０（破断伸び）の値をまとめて示す。この鋼帯Ｆ１の製造は、先ずＴｉおよびＢを合金成分として添加したＣ−Ｍｎ鋼を溶製し、従来法により熱間圧延および冷間圧延することにより行なった。冷間圧延した鋼帯Ｆ１を焼鈍した後、溶融亜鉛めっき設備内を通した。
【００２８】
焼鈍は８７０℃で行なった。次に、４８０℃で６０秒保持した。溶融亜鉛めっき浴の温度は４６０℃であった。表３に処理条件の詳細を示す。このようにして溶融めっき仕上げした後にドレッシング（矯正）した鋼帯Ｆ１の性質は、表１に示した本発明の鋼帯の値の範囲内であった。
【００２９】
表４に、本発明による鋼帯Ｇ１１〜Ｇ１４について、合金成分と、工学的あるいは機械的性質として、ＡＲＥ（降伏伸び）、ＲｅＬ（下降伏強さ）、Ｒｍ（引張強さ）、ＲｅＬ／Ｒｍ（降伏比）、およびＡ８０（破断伸び）の値をまとめて示す。これら各鋼帯Ｇ１１〜Ｇ１４は同一組成の鋼から製造したものであり、従来の熱間圧延および冷間圧延を行なったものである。
【００３０】
冷間圧延した鋼帯について、Ｇ１１とＧ１２は連続焼鈍を施し、Ｇ１３とＧ１４は溶融亜鉛めっきを施した。表５に、各処理条件を示す。７８０〜８００℃の焼鈍によって、鋼帯Ｇ１１〜Ｇ１４は引張強さが約５００Ｎ／ｍｍ２であった。降伏伸びはほとんど無かった（ＡＲＥ≦１．０％）。
【００３１】
【表１】
0004745572.tif 000002
【００３２】
【表２】
0004745572.tif 000003
【００３３】
【表３】
0004745572.tif 000004
【００３４】
【表４】
0004745572.tif 000005
【００３５】
【表５】
0004745572.tif 000006