(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．８〜３％、Ｐ：０．００１０〜０．１％、Ｓ：０．００１０〜０．０５％、Ｎ：０．００１０〜０．０１０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
板厚ｔの1/8t〜3/8ｔの範囲でのＭｎミクロ偏析が、式（１）を満たす範囲にあり、
組織中に平均炭素量０．９％以上の残留オーステナイトを３％以上含有することを特徴とする成形性に優れた高強度薄鋼板。
０．１０≧σ/Ｍｎ        ・・・（１）
ここでＭｎは添加量、σはＭｎミクロ偏析測定における標準偏差である。
【請求項２】
鋼組成中にさらに、
Ｃｒ：０．０１〜５％、Ｍｏ：０．０１〜５％、Ｎｉ：０．０１〜５％、Ｃｕ：０．０１〜５％、Ｃｏ：０．０１〜５％、Ｗ：０．０１〜５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の成形性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項３】
鋼組成中にさらに、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｖの１種または２種以上を、単独または合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする請求項１または２に記載の成形性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項４】
鋼組成中にさらに、
Ｂを０．０００１〜０．００５０％含有することを特徴とする請求項１〜３の何れかにに記載の成形性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項５】
鋼組成中にさらに、
Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、ＲＥＭの１種または２種以上を０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする請求項１〜４の何れかに記載の成形性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項６】
請求項１〜５の何れかに記載の高強度薄鋼板をスラブから製造する高強度薄鋼板の製造方法であって、
鋳造後冷却途中のスラブを、スラブの厚みｔの1/4ｔの位置における平均冷却速度を１００℃／min以上として、液相線温度から固相線温度の間を冷却した後に、そのまま又は1100℃以上に再加熱し、
次いで、仕上げ温度を８５０〜９７０℃として熱間圧延を行い、その後７００〜６００℃の温度域まで平均冷却速度１０〜１００℃／secで冷却した後、同温度域で１〜５秒停留させた後、再び平均冷却速度１０〜１００℃／secで冷却して３００℃以上４５０℃以下の温度で巻き取って、熱延鋼板となすことを特徴とする成形性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【請求項７】
請求項１〜５の何れかに記載の高強度薄鋼板をスラブから製造する高強度薄鋼板の製造方法であって、
鋳造後冷却途中のスラブを、スラブの厚みｔの1/4ｔの位置における平均冷却速度を１００℃／min以上として、液相線温度から固相線温度の温度域を冷却した後に、そのまま又は1100℃以上に再加熱して、
仕上げ温度を８５０〜９７０℃として熱間圧延を行い、その後６５０℃以下の温度域まで平均冷却速度１０〜１００℃／secで冷却した後、６５０℃以下の温度で巻取って、熱延鋼板となし、
当該熱延鋼板を、酸洗後圧下率40％以上の冷間圧延を施し、
最高温度を０．１×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 以上、Ａｃ3 ＋５０℃以下として焼鈍した後に、平均で０．１〜２００℃／secの冷却速度で３５０℃以上、５００℃以下の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で１０秒以上、１０００秒以下保持して、冷延鋼板となすことを特徴とする成形性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主としてプレス加工されて使用される自動車等の足回り部品や構造材料に好適な、成形性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
成形性と高強度とを兼備した高強度薄鋼板として、フェライト・マルテンサイト組織を有する複合組織鋼板や、残留オーステナイトを含有する鋼板などが知られている。複合組織鋼は、フェライト地にマルテンサイトを分散させた鋼板であって、低降伏比で引張強度が高く、しかも伸び特性にも優れている。また、さらに高い伸びを得るには残留オーステナイトを含有する鋼板がある。組織中に残留オーステナイトを生成させ、この残留オーステナイトが加工変形中に誘起変態して優れた延性を発揮するものである。例えば特許文献１、２には、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトからなるＴＲＩＰ型の成形性に優れた高強度鋼板が開示されている。
【０００３】
ところが、従来の連続鋳造においては、スラブの中間部（厚みｔのスラブの1/4t位置）における平均冷却速度は、０．1℃/sec程度の小さいものであったので、デンドライトの成長が大きくＭｎのミクロ偏析が大きいものであった。このミクロ偏析部は圧延に際して伸長されてＭｎバンドを形成し、この部分はＭｓ点が低いのでＴＲＩＰ型鋼板においては残留オーステナイトが不均一に分布してしまう。その結果冷間加工によって加工誘起変態したマルテンサイトとフェライトとの界面に応力が集中して破壊が発生しやすいものであった。このように、従来のＴＲＩＰ型高強度薄鋼板においてはＭｎバンドに起因する組織の不均一性が成形性、特に局部延性を阻害する要因となっていた。
【特許文献１】特開２００１−３２９３４０号公報
【特許文献２】特開２００２−１２９４８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明は、従来よりも組織が均一で成形性に優れたＴＲＩＰ型の高強度薄鋼板およびその製造方法を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
上記の課題を解決するためになされた本発明の成形性に優れた高強度薄鋼板は、
質量％にて、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．８〜３％、Ｐ：０．００１０〜０．１％、Ｓ：０．００１０〜０．０５％、Ｎ：０．００１０〜０．０１０％、Ａｌ：０．０１〜２．０％を含有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成であって、
板厚ｔの1/8t〜3/8ｔの範囲でのＭｎミクロ偏析が、式（１）を満たす範囲にあり、
平均炭素量０．９％以上の残留オーステナイトを３％以上含有することを特徴とするものである。
０．１０≧σ/Ｍｎ        ・・・（１）
ここでＭｎは添加量、σはＭｎミクロ偏析測定における標準偏差である。
【０００６】
上記した発明において鋼組成中にさらに、
Ｃｒ：０．０１〜５％、Ｍｏ：０．０１〜５％、Ｎｉ：０．０１〜５％、Ｃｕ：０．０１〜５％、Ｃｏ：０．０１〜５％、Ｗ：０．０１〜５％の１種または２種以上を含有することができ、
鋼組成中にさらに、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｖの１種または２種以上を単独または合計で０．００１〜１％含有することができ、  
鋼組成中にさらに、
Ｂを０．０００１〜０．００５０％含有することができ、  
鋼組成中にさらに、
Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、ＲＥＭの１種または２種以上を０．０００１〜０．５％含有することができる。
【０００７】
また、本発明の成形性に優れた高強度薄鋼板の製造方法は、
請求項１〜５の何れかに記載の高強度薄鋼板をスラブから製造する高強度薄鋼板の製造方法であって、
鋳造後冷却途中のスラブを、スラブの厚みｔの1/4ｔの位置における平均冷却速度を１００℃／min以上として、液相線温度から固相線温度の間を冷却した後に、そのまま又は1100℃以上に再加熱し、
次いで、仕上げ温度を８５０〜９７０℃として熱間圧延を行い、その後７００〜６００℃の温度域まで平均冷却速度１０〜１００℃／secで冷却した後、同温度域で１〜５秒停留させた後、再び平均冷却速度１０〜１００℃／secで冷却して３００℃以上４５０℃以下の温度で巻き取って、熱延鋼板となすことを特徴とするものである。
【０００８】
また、本発明の成形性に優れた高強度薄鋼板の製造方法は、
請求項１〜５の何れかに記載の高強度薄鋼板をスラブから製造する高強度薄鋼板の製造方法であって、
鋳造後冷却途中のスラブを、スラブの厚みｔの1/4ｔの位置における平均冷却速度を１００℃／min以上として、液相線温度から固相線温度の温度域を冷却した後に、そのまま又は1100℃以上に再加熱して、
仕上げ温度を８５０〜９７０℃として熱間圧延を行い、その後６５０℃以下の温度域まで平均冷却速度１０〜１００℃／secで冷却した後、６５０℃以下の温度で巻取って、熱延鋼板となし、
当該熱延鋼板を、酸洗後圧下率40％以上の冷間圧延を施し、
最高温度を０．１×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 以上、Ａｃ3 ＋５０℃以下として焼鈍した後に、平均で０．１〜２００℃／secの冷却速度で３５０℃以上、５００℃以下の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で１０秒以上、１０００秒以下保持して、冷延鋼板となすことを特徴とするものである。
【発明の効果】
【０００９】
本発明の高強度薄鋼板は、Ｍｎのミクロ偏析が従来よりも著しく小さいので、Ｍｎの偏析が圧延方向に伸ばされたＭｎバンドが起こりにくい。従って、Ｍｎバンド起因のバンド状組織を回避することができるので、成形性が従来の高強度薄鋼板よりも優れる。
また、本発明の高強度薄鋼板の製造方法は、凝固時の冷却速度を高めた熱延鋼板を製造により、通常のスラブよりも凝固組織を微細にしてＭｎのミクロ偏析を小さいものとすることができる。よって、Ｍｎバンドが小さく組織が均一であるので、従来よりも成形性に優れた高強度薄鋼板を製造することができる。
また、本発明の高強度薄鋼板の製造方法は、上記の熱延鋼板を圧延、焼鈍して冷延鋼板を製造するので、従来よりもＭｎのミクロ偏析が小さく組織が均一である。したがって、従来よりも成形性に優れた高強度薄鋼板を製造することができる。
本発明においては、凝固時の冷却速度が１００℃/minより高くできれば、どのような手法で鋳造しても良い。例えば、連続鋳造において、スラブ厚を薄くすることや、インゴット鋳造において、インゴットのサイズを小さくすること、また、通常のスラブのうち、冷却速度の速い表層部分を切り出し、これを用いても良い。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
本発明の成形性に優れた高強度薄鋼板は、板厚ｔの1/8t〜3/8tの範囲におけるＭｎのミクロ偏析が、式(１)を満たすことを特徴とする。
０．１０≧σ/Ｍｎ        ・・・（１）
ここで、Ｍｎは添加量、σはＭｎミクロ偏析測定における標準偏差である。標準偏差σは、ＥＰＭＡ（Ｘ線マイクロアナライザー）を用いて、板厚断面を研磨した試料を板厚方向に線分析することにより得られたＭｎ濃度分布データから求めた。
【００１１】
σが、０．１０＜σ/Ｍｎの場合には、Ｍｎ濃度のばらつきが大きく、Ｍｎのミクロ偏析が十分小さくない。このためＭｎのミクロ偏析が圧延方向に伸ばされて比較的大きなＭｎバンドを形成するので、組織を均一なものとすることができず、延性劣化の原因となり得る。したがって、Ｍｎのミクロ偏析は、０．１０≧σ/Ｍｎ、の関係を満たさねばならない。成形性の要求が高い場合には、ミクロ偏析は、(２)式を満たすものとするのが望ましい。これによって、組織をさらに均一化して成形性を高めることができるからである。
０．０５≧σ/Ｍｎ        ・・・（２）
この条件は冷却の遅い板厚ｔの1/8t〜3/8tの範囲において満たされる必要がある。
なお、高強度薄鋼板とは、高強度薄鋼板または高強度薄鋼板をいう。
【００１２】
また、本発明の成形性に優れた高強度薄鋼板は、組織中に、平均炭素量０．９％以上の残留オーステナイトを３％以上含有することを特徴とする。即ち当該高強度薄鋼板は、フェライトとベイナイトの複合組織に準安定な残留オーステナイトを３％〜２０％含有している。ＴＲＩＰ現象を起こし成形性を良好にするためには３％以上の残留オーステナイトが必須である。一方、残留オーステナイトが２０％を超えると、多量のマルテンサイトが存在して二次成形性に問題を生じることがある。なお、残留オーステナイトは平均炭素量が０．９％以上であることが必要である。０．９％未満では、ＴＲＩＰ現象を延性に反映させるには不十分なオーステナイトの安定度である。
【００１３】
以下に本発明の高強度薄鋼板の化学成分の限定理由を説明する。
Ｃは、オーステナイト安定化元素であり、残留オーステナイト生成のために重要な元素である。Ｃは二相共存温度域およびベイナイト変態温度域でフェライト中からオーステナイト中に移動し、その安定度を増す。その結果安定したオーステナイトが室温まで冷却した後にも残留し、これにより大きな伸びがもたらされる。Ｃの含有量が０．０５％未満では適度の安定度を持つ残留オーステナイトを得ることができない。一方、０．２５％を超えると残留オーステナイトは多量に得られるが、溶接性を低下させることになる。従って、本発明におけるＣの範囲は、０．０５〜０．２５％とする。
【００１４】
Ｓｉは、残留オーステナイトを安定化させるに重要な元素であって、ベイナイト変態時に炭化物の析出を抑制することにより、未変態のオーステナイト相中に０．９％以上のＣを濃化させ、Ｍｓ点を室温以下まで低下させる。また、脱酸成分としても有効で、このような効果を発揮させるためには、Ｓｉは０．０１％以上添加する必要があるが、２．０％を超えて添加すると延性が低下するほか化成処理性も低下するので、上限を２．０％とする。
【００１５】
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させるとともに鋼の焼入れ性を高めて強度を高めるのに必要である。このためには、Ｍｎは０．８％以上添加する必要がある。しかし、３．０％を超えると伸びが低下するほか、Ｍｎバンドが顕著になって加工性を低下させるので、上限を３．０％とする。なお、上限を２．０％とするのが成形性確保の点から望ましい。
【００１６】
Ｐは含有量が多いと粒界へ偏析するために局部延性を劣化させる。また、溶接性を劣化させる。従って、上限を０．１％とする。なお、Ｐをいたずらに低減させることは、製鋼段階での精錬時のコストアップにつながるので、下限は０．００１０％とする。
【００１７】
Ｓは、ＭｎＳを形成して局部延性、溶接性を著しく劣化させる元素である。従って、上限を０．０５％とする。また、精錬コストの問題から下限を０．００１０％とする。
【００１８】
Ｎは、Ｃ同様オーステナイトの安定化に寄与する。この目的のためには０．００１０％以上含有する必要がある。しかし、Ｎを０．０１０％を超えて含有すると延性や溶接性が低下することとなるので、上限を０．０１０％とする。
【００１９】
Ａｌは、脱酸剤として重要である。また、ベイナイトを促進させるために重要な添加元素でもある。この目的のためにはＡｌは０．０１％以上添加する必要がある。一方、Ａｌを過度に添加しても上記効果は飽和し、かえって鋼を脆化させるため、その上限を２．０％とした。なお、化成処理性の要求が高い場合には、１．５％以下とするのが望ましい。
【００２０】
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗは、焼入れ性を向上させて鋼の強度を高めるが、何れも０．０１％未満ではその効果は小さい。一方、５．０％を超えて添加しても、強度上昇の効果は飽和するし、延性の低下をもたらすこととなる。
【００２１】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｖは、微細な窒化物、炭化物を析出して鋼を強化させるが、何れも０．００１％未満ではその効果は小さい。一方、１％を超えて添加しても効果は飽和するのみならず、延性が低下する。
【００２２】
Ｂは微量で焼入れ性を高める。このためには０．０００１％以上添加する必要があるが、０．００５０％を超えて添加しても効果は飽和するのみならず、延性が低下する。また、Ｔｉとの複合添加が有効である。
【００２３】
Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、ＲＥＭ(希土類元素)は、硫化物や酸化物の形状を制御して延性を向上させる。この目的のためには、これらの元素の１種または２種以上を単独または合計で０．０００１％以上添加する必要がある。しかし、過度の添加は成形性を劣化させるため、その上限を０．５％とする。
【００２４】
鋼は、以上の元素のほかＳｎ、Ａｓなどの不可避的に混入する元素を含み、残部鉄からなる。
【００２５】
以下に本発明に係る高強度薄鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度薄鋼板を製造するに際しては、鋳造スラブを、液相線温度から固相線温度の間を１００℃/min以上の平均冷却速度で冷却する。ここでの平均冷却速度は、スラブの中間部（厚みｔのスラブの1/4ｔの位置）における平均冷却速度を指す。本発明においては、凝固時の冷却速度が１００℃/minより高くできれば、どのような手法で鋳造しても良い。例えば、連続鋳造において、スラブ厚を薄くすることや、インゴット鋳造において、インゴットのサイズを小さくすること、また、通常のスラブのうち、冷却速度の速い表層部分を切り出し、これを用いても良い。例えば、連鋳スラブの厚さを変化させる場合には、スラブの厚みを、１００〜３０ｍｍとするのが望ましい。厚みが１００を超えるとスラブを十分大きい冷却速度で冷却することができないからであり、３０ｍｍ未満とすると鋳造速度が大きくなって湯面変動、ブレークアウトなどを引き起こし、スラブを安定して鋳造することが困難となるからである。
【００２６】
また、液相線温度から固相線温度の間の平均冷却速度が、１００℃/min未満の場合には、溶鋼を急速に凝固させることができずに、Ｍｎのミクロ偏析を、０．１０≧σ/Ｍｎ、の関係を満たすような小さいものとすることができない。したがって、当該平均冷却速度は１００℃/min以上とする。なお、望ましくは、液相線温度から固相線温度の間を平均で２００℃/min以上で冷却する。これによって、Ｍｎのミクロ偏析をより小さいものとすることができる。
【００２７】
冷却後のスラブは、そのまま熱間圧延に供することができる。あるいは、１１００℃未満に冷却されていた場合には、１１００℃以上、１３００℃以下に再加熱することができる。１１００℃未満の温度では熱間圧延における変形抵抗が大きいからであり、１３００℃超ではスケールの生成が大きくなって鋼板の表面性状を良好なものとすることができないからである。
【００２８】
次いで、仕上げ温度を８５０〜９７０℃としてスラブを熱間圧延する。仕上げ温度が、８５０℃未満では（α＋γ）２相域圧延となり、板の形状を損ねる場合があるからであり、９７０℃を超えるとオーステナイト粒径が粗大になって、強度、延性が低下するからである。
【００２９】
鋼は熱間圧延後、７００〜６００℃まで平均冷却速度１０〜１００℃/secで一次冷却した後、１〜５秒停留させて空冷を行い、再び１０〜１００℃/secの平均冷却速度で二次冷却して、３００℃以上、４５０℃以下の温度で巻き取る。熱間圧延後の冷却温度が７００℃以上では、その後の空冷でのフェライトの生成が遅い。一方、６００℃より低い場合には成形性に有害なパーライトが早期に生成しやすいからである。冷却後は１〜５秒停留させるが、停留時間が１秒未満ではフェライトを十分析出させることができないからであり、５秒までの冷却で所望の量のフェライトを析出させることができるからである。
【００３０】
停留後は再び１０〜１００℃/secの平均冷却速度で冷却して３００℃以上４５０℃以下の温度で巻き取る。１０℃/sec未満の冷却速度では、有害なパーライトが生成するからであり、また、１００℃／secでの冷却で十分パーライトの生成を抑制することができからである。また、巻取り温度が４５０℃超では炭化物生成が促進され３００℃より低いとベイナイトの生成が困難となるので、巻取り温度は３００℃以上4５０℃以下とする。ベイナイト変態させることによりオーステナイト中の炭素濃度を高めて室温においても安定な残留オーステナイトを残存させることができる。
以上のようにスラブを高速で冷却した後に、温度を制御して熱間圧延を行って巻き取ることによって、Ｍｎのミクロ偏析が小さく、フェライトを主相とし、３％以上の残留オーステナイトを含有する組織が均一で、成形性に優れた高強度薄鋼板を製造することができる。
【００３１】
また、本発明の成形性に優れた高強度薄鋼板は、以下のようにして製造することができる。すなわち、上記したような化学成分を有する鋳造スラブを、スラブ中間部の平均冷却速度を１００℃/min以上として、液相線温度から固相線温度の間を冷却した後に、そのまま若しくは１１００℃以上に再加熱する。スラブの冷却において温度を制御する理由は既記したとおりである。
【００３２】
次いで、仕上げ温度を８５０〜９７０℃として熱間圧延を行い、その後６５０℃以下の温度域まで平均冷却速度１０〜１００℃/secで冷却した後６５０℃以下の温度で巻き取って、上記したような熱延鋼板となす。仕上げ温度の限定理由は既記したとおりである。熱間圧延後の冷却温度が６５０℃より高い場合には、層状のパーライトが生成しやすくなるからである。また、冷却速度が１０℃／sec未満でも層状パーライトが生成しやすいためであり、１００℃/sec超では巻取り温度の制御が困難となるからである。そして、巻取り温度を６５０℃以下とするのは、これより高い温度では層状パーライトが生成しやすく均一な熱延組織を得ることが困難となるからである。
【００３３】
以上のようにして製造した熱延鋼板を、酸洗後圧下率４０％以上の冷間圧延を施し、最高温度を０．１×（Ａｃ３−Ａｃ１）＋Ａｃ１以上、Ａｃ３＋５０℃以下の温度で焼鈍した後に、０．１〜２００℃/secの平均冷却速度で３５０〜５００℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で１０〜１０００秒保持することによって、成形性に優れた高強度薄鋼板を製造することができる。
【００３４】
冷延鋼板の製造において、圧下率が４０％未満では焼鈍後の結晶粒を微細なものとすることができないので、圧下率は４０％以上とする。
また、焼鈍の最高温度は、０．１×（Ａｃ３−Ａｃ１）＋Ａｃ１以上、Ａｃ３＋５０℃以下とする必要がある。最高温度が、０．１×（Ａｃ3−Ａｃ1）＋Ａｃ1 （℃）未満の場合には、焼鈍温度で得られるオーステナイト量が少ないので、鋼板中に所望の量の残留オーステナイトを残すことができない。また、焼鈍温度の高温化は粒界酸化層の生成や結晶粒の粗大化が促進されるうえ、製造コストの上昇をまねくために、焼鈍温度の上限をＡｃ３＋５０℃以下とする。
【００３５】
焼鈍後の冷却は、オーステナイト相からフェライト相への変態を促して、未変態のオーステナイト相中にＣを濃化させてオーステナイトの安定化を図るのに重要である。この冷却速度を０．１℃／sec未満にすることは、パーライトが生成してしまうため、この冷却速度の下限を０．１℃／secとする。一方、冷却速度が２００℃／sec超の場合にはフェライト変態を十分進行させることができないので、焼鈍後の冷却速度は、０．１〜２００℃／secとする。
【００３６】
冷却温度は、３５０〜５００℃とする。３５０℃未満ではマルテンサイトが発生しやすくなるからであり、５００℃を超えるとベイナイトを生成させることが困難となるからである。
そして、鋼板をその温度域で１０〜１０００秒保持する。１０秒未満ででは、ベイナイトを十分生成させることができないからであり、１０００秒までの保持で目的とするベイナイト量を生成させることができるからである。１０００秒を超えると炭化物が生成してしまう。
【００３７】
以上のようにスラブを高速で冷却した後に、温度を制御して熱延鋼板を製造し、この熱延鋼板を冷延、焼鈍することによって、Ｍｎのミクロ偏析が小さく、フェライトを主相とし、３％以上の残留オーステナイトを含有する組織が均一で、成形性に優れた高強度薄鋼板を製造することができる。
【００３８】
以下、実施例に基づき本発明を詳細に説明する。
転炉またはラボで溶製した表１に示す化学成分の鋼を鋳造した。このとき、スラブの1/4ｔにおける液相線温度から固相線温度間の冷却速度を表２および３に示すように変化させた。これらのスラブを熱間圧延に供して熱延鋼板、ならびに冷延鋼板を製造した。熱延鋼板の製造条件、材料特性を表２に、冷延鋼板の製造条件、材料特性を表３に示す。
【００３９】
表２、３において、残留オーステナイトの体積率およびその炭素濃度は、特開平１１−１９３４３５号公報に記載されているように、Ｘ線解析により実験的に求めた。即ち残留オーステナイトの体積率Ｖγは、Ｍｏ−Ｋα線を用いて得たデータから次式により算出することができる。
Ｖγ＝（２／３）｛１００／（０．７×α（２１１）／γ（２２０）＋１）｝＋（１／３）｛１００／（０．７８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝
但し、α（２１１）、γ（２２０）、α（２１１）、γ（３１１）は面強度を示す。
また、残留オーステナイトの炭素濃度Ｃγは、Ｃｕ−Ｋα線によるＸ線解析でオーステナイトの（２００）面、（２２０）面、（３１１）面の反射角から格子定数（単位はオングストローム）を求め、次式に従い、算出することができる。
Ｃγ＝（格子定数−３．５７２）／０．０３３
【００４０】
【表１】
0004410741.tif 000002
【００４１】
【表２】
0004410741.tif 000003
【００４２】
【表３】
0004410741.tif 000004
【００４３】
表１中、上段のＨ付き鋼種は熱延鋼板の製造に供した鋼であり、下段のＣ付き鋼種は冷延鋼板の製造に供した鋼である。
先ず、熱延鋼板製造の試験結果について表１、２により説明する。
鋼種ＡＨ〜ＧＨは、化学成分が本発明の範囲内にある鋼である。これに対し、鋼種ＣＡＨはＭｎが本発明の範囲より高い。このため組織中にマルテンサイトが発生して、処理番号２２に示すとおり強度は高いが伸びが極めて低いものとなった。
また、鋼種ＣＢＨはＣｒ、Ｍｏ、Ｍｇが、鋼種ＣＣＨはＴｉ、Ｎｂが本発明の範囲より高い。このため処理番号２３、２４に示すとおり熱延中に割れが多発してしまった。
【００４４】
処理番号３、５、８、１４、１８のものは、鋼種は本発明の範囲内にある化学成分を有するが、鋳造時のスラブの冷却において、液相線温度から固相線温度の間の冷却速度が１００℃／minより大幅に小さい。このためＭｎのミクロ偏析の指数σ/Ｍｎが０．１より大きく、Ｍｎバンドが形成されて組織が不均一なものとなって、伸びの低い熱延鋼板となってしまった。
【００４５】
処理番号９のものは、熱延の仕上げ温度が低く、巻取りまでの平均冷却速度が小さく、且つ巻取り温度が本発明の範囲より高い。このため残留オーステナイトを残存させることができず鋼板の強度が低く且つ伸びが小さい。
処理番号１２のものは、熱延後の冷却速度が小さく、一次冷却停止温度が低く、冷却後の停留時間が本発明の範囲より長い。このため、パーライトが生成して残留オーステナイトを生成させることができず、その結果強度、伸びバランスに劣る鋼板となってしまった。
処理番号２１のものは、熱延前の加熱温度が低い。また、巻取りまでの平均冷却速度が小さく、巻取り温度が本発明の範囲を超えて高い。この結果、組織中にパーライトが生成して十分なベイナイトを生成させることができず強度が低くなってしまった。
【００４６】
以上のような比較例に対して、処理番号１、２、４、６、７、１０、１１、１３、１５、１６、１７、１９、２０のものは、供試鋼の化学成分が適正であって、スラブの冷却条件、熱延条件も本発明の範囲内の条件であったので、Ｍｎのミクロ偏析が小さく主相をフェライト組織とし、適度な量の残留オーステナイトを確保することができた。その結果、強度、延性バランスに優れた高強度薄鋼板を製造することができた。
【００４７】
次に、冷延鋼板製造の試験結果について表１、３により説明する。
鋼種ＡＣ〜ＨＣは、化学成分が本発明の範囲内にある鋼である。これに対し、鋼種ＣＡＣはＭｎが本発明の範囲より高い。このため組織中にマルテンサイトが発生して、処理番号５３に示すとおり強度が高いが伸びが著しく低いものとなった。
また、鋼種ＣＢＣはＭｏ、Ｃｕが、鋼種ＣＣＣはＣ、Ｔｉ、Ｎｂが、鋼種ＣＤＣはＢ、Ｍｇが本発明の範囲より高い。このため処理番号５４、５５、５６に示すとおり熱延中に割れが多発して冷延が不可能であった。
【００４８】
処理番号３３、３５、３８、４６、５１のものは、鋼種は本発明の範囲内にある化学成分を有するが、鋳造時のスラブの冷却において、液相線温度から固相線温度の間の冷却速度が１００℃／minより大幅に小さい。このためＭｎのミクロ偏析の指数σ/Ｍｎが０．１より大きく、Ｍｎバンドが形成された結果組織が不均一なものとなって強度、伸びバランスの劣る冷延鋼板となってしまった。
【００４９】
処理番号３９のものは、熱延前の加熱温度、熱延の仕上げ温度が低く、巻取りまでの平均冷却速度が小さく、且つ冷延の圧下率が低い。このため炭素濃度の高い残留オーステナイトを生成することができず、また結晶粒も粗大なものとなって、鋼板の伸びが低い。
処理番号４０のものは、焼鈍後の冷却速度が本発明の範囲より小さい。このため冷却中にパーライトが生成してしまって残留オーステナイトを残存させることができず、強度の低い鋼板となってしまった。
【００５０】
処理番号４１のものは、焼鈍の最高温度が低く、焼鈍の冷却停止温度が高い。このため残留オーステナイトを残存させることができず、よって鋼板の強度、伸びが低い。
処理番号４９のものは、熱延仕上げ温度が低く、巻取り温度が本発明の範囲を超えて高い。また、焼鈍の最高温度が低く、冷却停止後の保持時間が長い。このため、残留オーステナイトを残存させることができず、強度が低く、伸びの小さい鋼板となってしまった。
【００５１】
以上のような比較例に対して、処理番号３１、３２、３４、３６、３７、４２〜４５、４７、４８、５０、５２のものは、供試鋼の化学成分が適正であって、スラブの冷却条件、熱延条件ならびに冷延、焼鈍条件が本発明の範囲内であったので、Ｍｎのミクロ偏析が小さくフェライト・ベイナイト組織に３％以上の残留オーステナイトを有する組織が均一で、成形性に優れた高強度薄鋼板を製造することができた。
【図面の簡単な説明】
【００５２】
【図１】本発明に係る高強度薄鋼板の一製造方法を示す概念図である。
【図１】
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