(57)【要約】【課題】  予歪付与後に焼付処理が行われない場合でも、引張・圧縮となる外力が与えられる際の疲労抵抗に優れた引張強さ５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板を提供する。【解決手段】  Ｃ：０.０５〜０.１５％、Ｓｉ：１.０％以下、Ｍｎ：０.３〜１.５％、Ｐ：０.１％以下、Ａｌ：０.０７％以下、Ｎ：０.００７％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ、フェライトを主相とし、体積率で５〜２５％のマルテンサイト相を含む複合組織を有し、固溶状態のＣを０.００２５％以上含有する鋼板とした。【選択図】          なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０.０５〜０.１５％、Ｓｉ：１.０％以下、Ｍｎ：０.３〜１.５％、Ｐ：０.１％以下、Ａｌ：０.０７％以下、Ｎ：０.００７％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ、フェライトを主相とし、体積率で５〜２５％のマルテンサイト相を含む複合組織を有し、固溶状態のＣを０.００２５％以上含有することを特徴とする予歪付与部の疲労特性に優れる高強度鋼板。
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：０.１〜１.０％、Ｎｉ：０.１〜１.０％、Ｃｒ：０.１〜１.０％、Ｍｏ：０.１〜１.０％のうちの１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１記載の高強度鋼板。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０.０５〜０.１５％、Ｓｉ：１.０％以下、Ｍｎ：０.３〜１.５％、Ｐ：０.１％以下、Ａｌ：０.０７％以下、Ｎ：０.００７％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、（Ａr３＋５０℃）〜（Ａr３＋１５０℃）の仕上温度で熱間圧延し、６５０℃以下の巻取温度で巻取って得られた熱延鋼板を、圧下率５０〜９０％で冷間圧延し、次いで７００〜８５０℃の加熱温度で焼鈍処理したのち該加熱温度から３００℃/s以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却することを特徴とする予歪付与部の疲労特性に優れる高強度鋼板の製造方法。
【請求項４】
鋼素材が前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：０.１〜１.０％、Ｎｉ：０.１〜１.０％、Ｃｒ：０.１〜１.０％、Ｍｏ：０.１〜１.０％のうちの１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項３記載の高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、予歪付与部の疲労特性に優れる高強度鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
昨今の地球環境問題からの排出ガス規制に関連し、自動車における車体重量の軽減は極めて重要な課題となっている。自動車の車体重量軽減のためには、多量に使用されている鋼板の強度を増加させ、すなわち高強度鋼板を使用して、使用する鋼板の薄肉化を図るのが有効である。このとき、薄肉の高強度鋼板を使用した自動車部品でも、その役割に応じて課されるパフォーマンスが必要十分に発揮されねばならない。構造強度部材として使用される高強度鋼板においては、耐疲労性を確保することは重要項目であり、特に、自動車部品に適用される高強度鋼板では成形加工後にかかる特性に優れることが必要である。
【０００３】
成形加工のような冷間加工に供された材料では、引張・圧縮の繰返し負荷が与えられた場合、疲労特性の低下が見られることが知られている。これは、冷間加工により導入された転位が引張・圧縮の繰返し負荷によって反転運動し、その結果、塑性歪を運びやすい転位配列に変化していくためである。この現象は、特に、鋼板の引張強度が５９０ＭＰａを超える高強度鋼板において顕著に現れ、耐疲労性確保において問題となっていた。
【０００４】
これまでに成形加工後の疲労特性を確保する技術として、成形加工後の焼付処理を前提とした技術が提案されている。例えば、特許文献１には、成形加工後に１７０℃で２０分間保持する焼付処理を行うことで、加工により導入された可動転位を固溶Ｎで固着するとともに微細窒化物の析出でも転位を固着して疲労抵抗を高めることができる。固溶Ｎ量が高くかつその固溶Ｎのほとんどを結晶粒界に固溶させた鋼が開示されている。
【０００５】
また、特許文献２にも、成形加工後の焼付処理により窒化物を析出させ、成形品の疲労強度を高めることができる、高Ｎ熱延鋼板が開示されている。また、特許文献３には、塗装焼付処理後の耐疲労性を、予変形後の塗装焼付処理時に予変形により導入された転位上に微細炭化物を析出させるか、または固溶Ｃで転位を強く固着させることにより向上させた深絞り用冷延鋼板が開示されている。
【特許文献１】特開２０００−２９７３５０号公報
【特許文献２】特開平７−２２８９２０号公報
【特許文献３】特開２０００−１９９０３３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献１に開示された技術は、成形加工後、１７０℃で２０分間保持するいわゆる焼付処理を行うことによって、成形加工時に導入された転位を固溶Ｎで固着して疲労抵抗を高める考えに基づいたものであり、このような焼付処理が行われない場合の耐疲労性確保には問題が残っていた。この技術では、固溶Ｎのほとんどが結晶粒界に固溶しており、粒内の固溶Ｎは１ｐｐｍ未満とわずかであるため、転位運動の障害物が少ない粒内では、焼付処理が実施されなければ、加工により導入された転位が引張・圧縮の外力により容易に反転運動でき、塑性歪を運びやすい転位配列にすぐに変化してしまい、亀裂発生が早く起ってしまうことになる。
【０００７】
また、特許文献２に開示された技術は、先述の特許文献１に開示された技術と同様に、高固溶Ｎによる焼付処理後の硬化で疲労抵抗を高める考えに基づいており、やはり焼付処理が行われない場合の耐疲労性確保には問題が残っていた。また、特許文献３に開示された技術は、固溶Ｎに代えて固溶Ｃを活用しているが、焼付処理が必須である点では特許文献１、２と同じであり、やはり焼付処理が行われない場合の耐疲労性確保には問題が残っていた。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明は、前記課題を解決するために鋭意研究した結果、金属組織を構成するフェライト相に十分炭素を固溶させること、および金属組織を構成する相を制御することで、５９０ＭＰａ級以上の高強度鋼板において、予歪付与後に焼付処理が行われない場合でも、引張・圧縮となる外力が与えられる際の疲労抵抗を確保できるという知見を得た。
【０００９】
本発明は、このような知見に基づき構築された鋼板及びその製造方法であり、その要旨とするところは以下のとおりである。
［発明項１］  質量％で、Ｃ：０.０５〜０.１５％、Ｓｉ：１.０％以下、Ｍｎ：０.３〜１.５％、Ｐ：０.１％以下、Ａｌ：０.０７％以下、Ｎ：０.００７％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、かつ、フェライトを主相とし、体積率で５〜２５％のマルテンサイト相を含む複合組織を有し、固溶状態のＣを０.００２５％以上含有することを特徴とする予歪付与部の疲労特性に優れる高強度鋼板。
［発明項２］  前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：０.１〜１.０％、Ｎｉ：０.１〜１.０％、Ｃｒ：０.１〜１.０％、Ｍｏ：０.１〜１.０％のうちの１種または２種以上を含むことを特徴とする発明項１記載の高強度鋼板。
［発明項３］  質量％で、Ｃ：０.０５〜０.１５％、Ｓｉ：１.０％以下、Ｍｎ：０.３〜１.５％、Ｐ：０.１％以下、Ａｌ：０.０７％以下、Ｎ：０.００７％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、（Ａr３＋５０℃）〜（Ａr３＋１５０℃）の仕上温度で熱間圧延し、６５０℃以下の巻取温度で巻取って得られた熱延鋼板を、圧下率５０〜９０％で冷間圧延し、次いで７００〜８５０℃の加熱温度で焼鈍処理したのち該加熱温度から３００℃/s以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却することを特徴とする予歪付与部の疲労特性に優れる高強度鋼板の製造方法。
［発明項４］  鋼素材が前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：０.１〜１.０％、Ｎｉ：０.１〜１.０％、Ｃｒ：０.１〜１.０％、Ｍｏ：０.１〜１.０％のうちの１種または２種以上を含むことを特徴とする発明項３記載の高強度鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１０】
本発明により、予歪付与後に焼付処理が行われない場合でも、引張・圧縮となる外力が与えられる際の疲労抵抗に優れた引張強さ５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板が得られるようになった。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
まず、本発明の高強度鋼板の組成を限定する理由について説明する。なお、以下では組成における％は質量％を意味する。
【００１２】
Ｃ：０.０５〜０.１５％
Ｃは、鋼板の強度を増加させる元素であり、０.０５％以上の含有を必要とする。一方、０.１５％を超えて含有すると粗大なセメンタイトがフェライト中に析出しやすくなり、固溶Ｃの制御に悪影響を及ぼす。このため、本発明では、Ｃは０.０５〜０.１５％の範囲に限定した。
【００１３】
Ｓｉ：１.０％以下
Ｓｉは、固溶強化により鋼の強度を増加させる元素であり、所望の強度に応じ含有量を調整する。しかし、１.０％を超える含有は、鋼板の表面性状、化成処理性などの鋼板表面の美麗性に悪影響を与える元素であり、本発明では１.０％以下に限定した。なお、好ましくは０.０１〜１.０％である。
【００１４】
Ｍｎ：０.３〜１.５％
Ｍｎは、鋼の強度を増加させる元素であり、０.３％以上の含有を必要とする。しかし、１.５％を超えて含有すると粗大なセメンタイトが析出しやすくなり、固溶Ｃの制御に悪影響を及ぼす。このため、本発明では、Ｍｎは０.３〜１.５％の範囲に限定した。
【００１５】
Ｐ：０.１％以下
Ｐは、鋼の強度を増加させる元素であるが、０.１％を超えて含有すると、Ｐが粒界に偏析し粒界割れを発生させる虞がある。このため、Ｐは０.１％以下に限定した。なお、強度調整の観点からは０.００５％以上含有させることが望ましい。
【００１６】
Ａｌ：０.０７％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の脱酸のためには０.００５％以上の含有が望ましい。一方、過剰のＡｌ含有は、鋼板表面性状を悪化させる。このため、Ａｌは０.０７％以下に限定する。
【００１７】
Ｎ：０.００７％以下
Ｎは、０.００７％を超えて含有すると、鋼板の延性を劣化させる。このため、Ｎは０.００７％以下に限定した。なお、好ましくは０.００５％以下である。
【００１８】
本発明では、上記に加えてさらに、必要に応じて、Ｃｕ：０.１〜１.０％、Ｎｉ：０.１〜１.０％、Ｃｒ：０.１〜１.０％、Ｍｏ：０.１〜１.０％のうちの１種または２種以上を含有させることができる。
【００１９】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、いずれも鋼の焼入れ性を増大させることで鋼の強度を増加させる元素である。このような効果は、それぞれ０.１％以上の含有で認められる。一方、１.０％を超えると、鋼板表面性状を悪化させる。このため、含有させる場合はそれぞれ０.１〜１.０％の範囲とするのが好ましい。
【００２０】
本発明の高強度鋼板では、上記した成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｓ、Ｏは、非金属介在物を形成し品質に悪影響を及ぼすためそれぞれ０.０５％以下、０.０１％以下に低減するのが望ましい。
【００２１】
次に、組織および固溶Ｃ量の限定理由について説明する。
【００２２】
フェライトを主相とし、体積率で５〜２５％のマルテンサイト相を含む複合組織：
自動車部材のプレス加工性を付与するために延性に富むフェライトを主相（過半分率を占める相）とする。また、硬質のマルテンサイト相を金属組織に導入することで疲労亀裂の進展に対して抵抗となる。マルテンサイト相の体積率が５％未満では亀裂の進展抵抗にならず、体積率が２５％を超えると加工性が劣化するため、５〜２５％とした。
【００２３】
なお、上記フェライト相およびマルテンサイト相以外の組織は、特に限定するものではないが、上記フェライト相およびマルテンサイト相の効果をより有効に発揮するためには少ない方が好ましく、体積率で５％以下とすることが好ましい。
【００２４】
固溶状態のＣを０.００２５％以上含有：
固溶Ｃは、冷間加工された後に、引張・圧縮の繰返し負荷が与えられた場合の疲労抵抗を高める。この理由は明確ではないが、疲労亀裂が発生するフェライト相において、冷間加工により導入された転位が引張・圧縮の繰返し負荷によって反転運動する際、固溶Ｃがその反転運動の抵抗となり、疲労損傷の本質である、組織が塑性歪を運びやすい転位配列に変化していく過程を遅延させるためと考えられる。このとき、固溶Ｃが０.００２５％未満では抵抗となる効果が小さく、耐疲労性が確保できないため、０.００２５％以上に限定した。
【００２５】
次に、本発明の製造方法について説明する。まず、上記した、Ｃ：０.０５〜０.１５％、Ｓｉ：１.０％以下、Ｍｎ：０.３〜１.５％、Ｐ：０.１％以下、Ａｌ：０.０７％以下、Ｎ：０.００７％以下を含み、あるいはさらにＣｕ：０.１〜１.０％、Ｎｉ：０.１〜１.０％、Ｃｒ：０.１〜１.０％、Ｍｏ：０.１〜１.０％の１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を、加熱炉等通常公知の装置で加熱する。また、圧延用鋼素材は、公知の溶製方法により溶製された溶綱を、公知の連続鋳造法、あるいは造塊法により鋳造凝固され、スラブ等の形状とされるのが好ましい。
【００２６】
熱間圧延は、仕上温度を（Ａr３＋５０℃）〜（Ａr３＋１５０℃）とする。仕上温度がＡr３＋５０℃未満では、板幅方向で組織が不均一となり、特性がばらついてしまう。一方、Ａｒ３＋１５０℃を超えると、結晶粗大化及び巻取温度の確保が困難となる。このようなことから、熱間圧延の仕上げ温度は（Ａr３＋５０℃）〜（Ａr３＋１５０℃）に限定した。
【００２７】
熱間圧延における巻取温度は、６５０℃以下とする。６５０℃を超えると、粗大セメンタイトが増加し、その後の加熱焼鈍時に行う炭素の固溶を困難にする。一方、巻取温度が４００℃未満では、仕上げ圧延後に水冷を行うことが必要となることが多いが、この水冷時に温度変動が大きいことと、巻取ったコイルに水残りが生じ鋼板表面性状を損ないやすいため、４００℃以上とすることが好ましい。このことから、巻取温度は６５０℃以下の範囲に限定し、４００℃以上とすることが好ましい。
【００２８】
上記した熱間圧延工程を経た熱延板（コイル）はついで冷間圧延工程により、冷間圧延を施された後、焼鈍と冷却を行う工程を施される。なお、熱延板は、酸洗後冷間圧延を施すことが好ましい。酸洗の条件は通常公知の条件でよく、特に限定されない。なお、熱延板のスケールが極めて薄い場合には、酸洗を施すことなく直ちに冷間圧延を行っても良い。
【００２９】
冷間圧延の圧下率は５０〜９０％とする。圧下率が５０％未満では冷間圧延後の加熱焼鈍過程でのフェライトとオーステナイトの分離が速やかに進まない。一方、９０％を超えると、被圧延材の変形抵抗が高くなり設備への負荷が過大となるだけでなく、製品の機械的性質に異方性が大きくなり好ましくない。よって、圧下率は５０〜９０％とした。
【００３０】
焼鈍は、加熱温度を７００〜８５０℃とする。焼鈍温度が７００℃未満では、焼鈍後の冷却で体積率５％以上のマルテンサイト相が得られない。一方、８５０℃を超えると焼鈍後の冷却でマルテンサイト相の分率が高くなり加工性を損なうことになる。よって、焼鈍の加熱温度は７００〜８５０℃とした。
【００３１】
焼鈍後の冷却は、本発明において重要である。すなわち、焼鈍終了後から２００℃までの平均冷却速度を３００℃/s以上とすることでフェライト相中に十分な固溶Ｃを確保でき、予歪付与後の耐疲労性が得られる。なお、冷却後は、固溶Ｃ量が０.００２５％を下回らない限りにおいて、固溶Ｃ量の下方調整のために熱処理（いわゆる過時効処理）を行っても良く、その際の熱処理条件は、保持温度４００℃以下、保持時間３００秒以下とするのが好ましい。
【実施例】
【００３２】
表１に示す組成の鋼を溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これらのスラブを温度１１５０℃に加熱し、粗圧延で適正な厚さにした後、表２に示す条件で仕上圧延し、表２に示す巻取温度でコイル状に巻取った。その後、酸洗し、表２に示す条件で連続焼鈍炉による連続焼鈍を行った。さらに、０.８％の調質圧延を施した。得られた鋼板について、固溶Ｃ量、組織試験、引張特性および予歪付与後の疲労特性を調査した。
【００３３】
なお、表１中のＡｒ３は、下記方法により求めた。
【００３４】
すなわち、スラブより直径３ｍｍ、高さ１０ｍｍの円柱型サンプルを採取した。このサンプルを高周波加熱により１１５０℃まで加熱し、全てオーステナイトとした後、冷却速度１０℃/ｓで冷却させたときのサンプル長さ変化を計測した。全てオーステナイトとなっている温度域では、温度の低下に伴うサンプル長さ変化は直線的であるが、フェライト変態が始まると、サンプルが膨張する。サンプルが膨張し始めた温度をＡｒ３と定めた。
（１）固溶Ｃ量の調査
捩り振子型内部摩擦測定装置を用い、内部摩擦を求め、Ｃピークから固溶Ｃ量を求めた。
（２）組織試験
各鋼板から試験片を採取し、圧延方向に直交する断面について、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用いて組織撮影をした。これら組織写真から画像処理によりフェライトおよびマルテンサイトの面積率を測定し、これをそれぞれ、フェライト、マルテンサイトの体積率とした。
（３）引張特性
各鋼板からＪＩＳ５号試験片を圧延方向に直交する方向で採取し、歪速度３×１０-３/sで引張試験を実施し、降伏強度ＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを測定した。
（４）素材及び予歪付与後の疲労特性
各鋼板からＪＩＳ１Ａ号試験片を圧延方向に直交する方向で採取し、歪速度３×１０-３/sで引張試験を実施し、８％までの引張予歪を負荷した後、除荷し、この引張試験片から平面曲げ疲労試験片（ＪＩＳ  Ｚ２２７５に規定の１号試験片）を採取した。この疲労試験片について完全両振り疲労試験（ＪＩＳ  Ｚ２２７５に規定）を実施した。得られたＳ-Ｎ曲線から疲労限（１×１０７回）σｗPSを求めた。なお、予歪付与前の素材についても同様の疲労試験を実施し疲労限σｗを求めた。予歪付与材と素材との疲労限の比、σｗPS/σｗを耐疲労性に関する指標とした。
【００３５】
【表１】
2005272911.tif 000002
【００３６】
【表２】
2005272911.tif 000003
【００３７】
【表３】
2005272911.tif 000004
【００３８】
本発明例では、いずれも引張強さ５９０ＭＰａ以上を有し、予歪付与後でも優れた耐疲労性比（σｗPS/σｗ）を示し、良好な加工性を有していた。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例は、予歪付与後の耐疲労性比（σｗPS/σｗ）が低いか、引張強度が５９０ＭＰａに達していなかった。