(57)【要約】【課題】引張強度が590MPa以上、降伏比が0.65以上で、かつヤング率が225GPa以上である剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】質量%で、C:0.05〜0.20%、Si:1.5%以下、Mn:1.0〜2.5%、P:0.05%以下、S:0.01%以下、Al:1.5%以下、N:0.01%以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、フェライト相の平均粒径が5μm以下であり、さらにフェライト相が面積率で50%以上存在するミクロ組織を有し、かつ鋼板の1/4板厚における板面の(113)[1-10]〜(223)[1-10]方位における平均のODF解析強度fが4以上であることを特徴とする剛性に優れた高強度薄鋼板；ここで、[1-10]は(1,-1,0)の方向を表す。【選択図】図1
2007092131.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量%で、C:0.05〜0.20%、Si:1.5%以下、Mn:1.0〜2.5%、P:0.05%以下、S:0.01%以下、Al:1.5%以下、N:0.01%以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、フェライト相の平均粒径が5μm以下であり、さらにフェライト相が面積率で50%以上存在するミクロ組織を有し、かつ鋼板の1/4板厚における板面の(113)[1-10]〜(223)[1-10]方位における平均のODF解析強度fが4以上であることを特徴とする剛性に優れた高強度薄鋼板；
ここで、[1-10]は(1,-1,0)の方向を表す。
【請求項２】
さらに、質量%、Nb:0.005〜0.1%、Ti:0.005〜0.2%、V:0.01〜0.2%の中から選ばれた少なくとも1種の元素を含有することを特徴とする請求項1に記載の剛性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項３】
さらに、質量%、Cr:0.05〜1.0%、Ni:0.05〜1.0%、Mo:0.05〜1.0%、B:0.0005〜0.0030%の中から選ばれた少なくとも1種の元素を含有することを特徴とする請求項1または請求項2に記載の剛性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項４】
さらに、質量%、Cu:0.1〜2.0%を含有することを特徴とする請求項1から請求項3のいずれか1項に記載の剛性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項５】
さらに、質量%、W:0.1〜2.0%を含有することを特徴とする請求項1から請求項4のいずれか1項に記載の剛性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項６】
請求項1から請求項5のいずれか1項に記載の組成を有する鋼を、スラブに鋳造し、直接、あるいは一旦冷却し再加熱した後、Ar3変態点以上の仕上圧延終了温度で熱間圧延し、500℃以上の巻取温度で巻取った後、酸洗を行い、50〜85%の範囲の圧下率で冷間圧延を行った後、焼鈍を行うに際し、室温から750℃までを30℃/s以上の平均加熱速度で加熱し、750〜900℃の範囲の焼鈍温度に下記の(1)式を満たすような時間v(s)滞留させた後、800〜600℃の温度範囲を3〜30℃/ｓの平均冷却速度で冷却することを特徴とする剛性に優れた高強度薄鋼板の製造方法；
【数１】
2007092131.tif 000010
ここで、F(w)は、鋼板が温度750℃になってから750〜900℃の温度範囲内に滞留する時間v(s)内の任意の時間w(s)のときの温度(℃)を表す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車のセンターピラー、ロッカー、サイドフレーム、クロスメンバーなどの構造部品に好適な剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境問題への関心の高まりを受けて、自動車での排ガス規制が要請されるなど、自動車における車体の軽量化は極めて重要な課題となっている。車体の軽量化には、鋼板の高強度化により板厚を減少させること(薄肉化)が有効な方法である。最近では、鋼板の高強度化が顕著に進んだ結果、引張強度TSが590MPa以上で、板厚2.0mmを下回るような薄鋼板を積極的に適用しようという動きがある。しかし、薄肉化による車体剛性の低下が問題になってきており、自動車の構造部品の剛性を向上させることが必要になってきている。構造部品の剛性は、断面形状が同じならば鋼板の板厚とヤング率で決まるため、軽量化と構造部品の剛性を両立させるには、225GPa以上のヤング率が必要である。さらに、鋼板の高強度化にともない、より大きな応力が鋼板に負荷されるため、0.65以上の高い降伏比YR(=YS/TS、YS：降伏強度)も必要となっている。
【０００３】
225GPa以上の高いヤング率を有する冷延鋼板の製造方法として、例えば、質量%で、C:0.0003〜0.010%、Mn:1.2〜2.5%、Al:0.005〜0.10%、およびNb:0.005〜0.10%、Ti:0.005〜0.10%のうち少なくとも1種を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成のスラブを、熱間圧延し、30%以上の圧下率で冷間圧延後、再結晶焼鈍することを特徴とする成形性および剛性に優れた冷延鋼板の製造方法が開示されている(特許文献1)。
【０００４】
590MPa以上のTSを有する冷延鋼板として、例えば、質量%で、C:0.070〜0.200%、Si:0.30%以下、Mn:0.50~1.50%、P:0.030%以下、S:0.025%以下、Al:0.002〜0.100%、N:0.0120%以下、残部Feおよび不可避的不純物からなるスラブを熱間圧延し、冷間圧延後、500℃から730〜830℃の焼鈍温度まで300〜2000℃/sで急速加熱し、2s以下滞在せしめ、100〜500℃/sで急速冷却して微細かつ均一な複合組織とすることで、高強度で焼付け硬化性に優れた冷延鋼板を製造する方法が開示されている(特許文献2)。
【０００５】
高い降伏比YRを有する冷延鋼板として、例えば、質量%で、C:0.03〜0.15%、Si:0.05%以下、Mn:0.5~1.2%、P:0.030%以下、Nb:0.005〜0.045%、Al:0.10%以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を熱間圧延し、圧下率50%以上で冷間圧延後、焼鈍時に5℃/s以上、好ましくは10℃/s以上の加熱速度で加熱し、720〜780℃の温度範囲で20~60s保持して、その後は、好ましくは20℃/s以上の冷却速度で冷却することで平均結晶粒径20μm以下の微細かつ均一なフェライト組織として伸びフランジ特性に優れた高張力冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板とそれらの製造方法法が開示されている(特許文献3)。
【０００６】
なお、下記の非特許文献1は、後述の[発明を実施するための最良の形態]で述べるODF解析のためのADC法に関する。
【特許文献１】特開平5-255804号公報
【特許文献２】特開平7-34136号公報
【特許文献３】特開平4-350号公報
【非特許文献１】Phys. Status Solid (b), 134 (1986) 447
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献1に記載の製造方法では、C量が0.0003〜0.010%と少なく590MPa以上のTSを得ることが困難である。また、特許文献2に記載の製造方法では、100〜500℃/sの急速冷却が必要なため、温度制御が困難であり、安定して鋼板を製造することが難しい。さらに、特許文献3に記載の高張力冷延鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板では、Mn等の合金成分を少なくしており590MPa以上のTSを安定して得ることが困難である。
【０００８】
本発明は、上記の問題を解決し、TSが590MPa以上、YRが0.65以上、好ましくは0.70以上、より好ましくは0.75以上で、かつヤング率が225GPa以上である剛性に優れた高強度薄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】
【０００９】
鋼のヤング率は、集合組織に大きく依存し、体心立方格子である普通鋼の場合は、原子の最密方向である＜111＞方向に高く、逆に原子密度の小さい＜100＞方向に低いことが知られている。したがって、圧延と熱処理からなる鉄鋼プロセスにおいて、｛112｝＜110＞方位を発達させれば、鋼板の圧延方向に対して直角方向に＜111＞方向が揃い、この方向のヤング率を高めることができる。
【００１０】
また、鋼の強化法には種々あるが、軟質なフェライト相を硬質なマルテンサイト相で強化したDP鋼は、概ね良好な延性が得られることが知られている。
【００１１】
そこで、本発明者らは、上記の観点から、硬質なマルテンサイト相で強化された高強度薄鋼板のヤング率を向上させるべく種々の検討を行ったところ、低炭素鋼にMnを添加した鋼スラブを、熱間圧延後、冷間圧延時にヤング率の向上に有利な結晶方位を発達させ、その後の焼鈍時に急速加熱することで未再結晶フェライトからオーステナイトへ変態させ、冷却時に生成するフェライトの方位をヤング率に有利な方位へ集積させ、かつ、オーステナイト粒を微細化することで、冷却時に生成するフェライトを微細化して高強度化と高ヤング率化、さらに高降伏比を達成させることができることを見出した。
【００１２】
本発明は、こうした知見に基づいてなされたものであり、質量%で、C:0.05〜0.20%、Si:1.5%以下、Mn:1.0〜2.5%、P:0.05%以下、S:0.01%以下、Al:1.5%以下、N:0.01%以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、フェライト相の平均粒径が5μm以下であり、さらにフェライト相が面積率で50%以上存在するミクロ組織を有し、かつ鋼板の1/4板厚における板面の(113)[1-10]〜(223)[1-10]方位における平均のODF解析強度fが4以上であることを特徴とする剛性に優れた高強度薄鋼板を提供する。ここで、[1-10]は(1,-1,0)の方向を表す。
【００１３】
本発明の高強度薄鋼板では、さらに、質量%、Nb:0.005〜0.1%、Ti:0.005〜0.2%、V:0.01〜0.2%、Cr:0.05〜1.0%、Ni:0.05〜1.0%、Mo:0.05〜1.0%、B:0.0005〜0.0030%、Cu:0.1〜2.0%、W:0.1〜2.0%の中から選ばれた少なくとも1種の元素を含有できる。
【００１４】
本発明の高強度薄鋼板は、例えば、上記組成の鋼をスラブに鋳造し、直接、あるいは一旦冷却し再加熱した後、Ar3変態点以上の仕上圧延終了温度で熱間圧延し、500℃以上の巻取温度で巻取った後、酸洗を行い、50〜85%の範囲の圧下率で冷間圧延を行った後、焼鈍を行うに際し、室温から750℃までを30℃/s以上の平均加熱速度で加熱し、750〜900℃の範囲の焼鈍温度に下記の(1)式を満たすような時間v(s)滞留させた後、800〜600℃の温度範囲を3〜30℃/ｓの平均冷却速度で冷却することを特徴とする剛性に優れた高強度薄鋼板の製造方法により製造できる。
【００１５】
【数１】
2007092131.tif 000003
【００１６】
ここで、F(w)は、鋼板が温度750℃になってから750〜900℃の温度範囲内に滞留する時間v(s)内の任意の時間w(s)のときの温度(℃)を表す。
【発明の効果】
【００１７】
本発明により、自動車の構造部品に好適な、TSが590MPa以上、YRが0.65以上で、かつヤング率が225GPa以上である剛性に優れた高強度薄鋼板を製造できるようになった。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
以下に、本発明である高強度薄鋼板およびその製造方法について詳細に説明する。
【００１９】
1)成分(以下の「%」は、「質量%」を表す。)
C:0.05〜0.20%
Cは、オーステナイトを安定化させる元素であり、冷間圧延後の焼鈍時の冷却過程において焼入れ性を高め、低温変態相の生成を促進して高強度化に大きく寄与する。このような効果を得るためには、C量を0.05%以上とする必要がある。一方、C量が0.20%を超えると、マルテンサイト相が増加して鋼板が極端に高強度化し、その加工性が劣化するとともに、溶接性の劣化を招く。したがって、C量は0.20%以下とする必要がある。
【００２０】
Si:1.5%以下
Siは、1.5%を超えて含有されると、鋼板の溶接性を劣化させたり、熱間圧延前の加熱時にスラブ表面でファイヤライトの生成を促進し、いわゆる赤スケールと呼ばれる熱延鋼板の表面欠陥の発生を助長させる。さらに、冷延鋼板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が化成処理性を劣化させ、溶融亜鉛めっき鋼板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が不めっきを誘発する。したがって、Si量は1.5%以下とする必要がある。なお、表面性状を重視する冷延鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板の場合には、Si量は0.5%以下とすることが好ましい。一方、Siはフェライトを安定化させる元素であり、焼鈍時の冷却過程においてフェライト変態を促進することでヤング率を向上させ、またオーステナイト中にCを濃化させることでオーステナイトを安定化させ、低温変態相の生成を促進することができるので、必要に応じて鋼の強度を高めることができる。このような効果を得るためには、Si量は0.2%以上とすることが望ましい。
【００２１】
Mn:1.0〜2.5%
Mnは、本発明において重要な元素の1つである。オーステナイト安定化元素であるMnは、焼鈍時の加熱過程においてAc1変態点を低下させ、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進して、焼鈍時の冷却過程においてヤング率の向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させることができる。また、Mnは、焼鈍時の冷却過程において、焼入れ性を高め、低温変態相の生成を促進することで高強度化に大きく寄与するばかりか、固溶強化元素としても高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Mn量を1.0%以上、好ましくは1.5%以上とする必要がある。一方、Mn量が2.5%を超えると、焼鈍時の冷却過程で高ヤング率化に必要なフェライトの生成が著しく抑制されたり、低温変態相が増加することで鋼が極端に高強度化し、加工性が劣化する。また、このような多量のMnは鋼板の溶接性も劣化させる。したがって、Mn量は2.5%以下とする必要がある。
【００２２】
P:0.05%以下
Pは、0.05%を超えて含有されると、粒界に偏析して鋼板の延性や靭性を低下させるとともに、溶接性を劣化させる。また、本発明の高強度冷延鋼板を合金化溶融亜鉛めっき鋼板として使用する場合には、Pは合金化速度を遅滞させる。したがって、P量は0.05%以下とする必要がある。一方、Pは固溶強化元素として高強度化に有効な元素であり、また、フェライト安定化元素としてオーステナイト中へのCの濃化を促進する作用や、Siを添加した鋼において赤スケールの発生を抑制する作用も有する。そのため、P量は0.01%以上とすることが好ましい。
【００２３】
S:0.01%以下
Sは、0.01%を超えて含有されると、熱間での延性を著しく低下させて熱間割れを誘発し、鋼板の表面性状を著しく劣化させる。また、強度にほとんど寄与しないばかりか、粗大なMnSとして析出し、穴広げ性などの延性を低下させる。したがって、S量は0.01%以下とする必要がある。なお、S量は少ないほど好ましいが、穴広げ性をより向上させる観点からは0.005%以下とすることがより好ましい。
【００２４】
Al:1.5%以下
Alは、フェライト安定化元素であり、1.5%を超えて含有されると、Ar3変態点を大きく上昇させ、オーステナイト単相域が消失し、オーステナイト域で熱間圧延を終了できなくなる。したがって、Al量は1.5%以下とする必要がある。一方、Alは鋼の脱酸元素として有用であるため、Al量は0.005%以上とすることが望ましい。さらに、フェライト生成元素であるAlは、焼鈍時の冷却過程においてフェライト生成を促進し、オーステナイト中にCを濃化させることでオーステナイトを安定化させ、低温変態相の生成を促進するので、必要に応じて鋼の強度を高めることができる。このような効果を得るために、Al量は0.2％以上とすることがより望ましい。
【００２５】
N:0.01%以下
Nは、0.01%を超えて多量に含有されると熱間圧延中にスラブ割れを誘発し、鋼板に表面疵を発生させる恐れがある。したがって、N量は0.01%以下とする必要がある。
【００２６】
残部は、Feおよび不可避的不純物とすることが好ましいが、他の微量元素を含有しても、本願発明の効果を損なうものではない。他の微量元素としては、例えばCa、REM等が挙げられ、これらの元素は、硫化物系介在物の形態を制御することで鋼板の伸びフランジ性向上に寄与する。したがって、特に限定はしないが、この効果を得るためには、Ca、REMのうち1種以上を含み、これらの含有量の合計を0.001%以上とすることが好ましい。また、Ca、REMの含有量の合計が0.01%を超えると効果が飽和することから、これらの含有量の合計は0.01%以下とするのが好ましく、より好ましくは、0.005%以下である。また、不純物元素としては、例えばSb、Sn、Zn、Co等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Sb:0.01%以下、Sn:0.1%以下、Zn:0.01%以下、Co:0.1%以下である。
【００２７】
上記成分元素に加え、下記の理由により、質量%で、Nb:0.005〜0.1%、Ti:0.005〜0.2%、V:0.01〜0.2%、Cr:0.05〜1.0%、Ni:0.05〜1.0%、Mo:0.05〜1.0%、B:0.0005〜0.0030%、Cu:0.1〜2.0%、W:0.1〜2.0%の中から選ばれた少なくとも1種の元素を含有させることが好ましい。
【００２８】
Nb:0.005〜0.1%
Nbは、焼鈍時の加熱過程において加工フェライトの再結晶を抑制することで未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進し、さらに焼鈍時の冷却過程においてヤング率の向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させることができる。また、Nbの微細な炭窒化物は強度上昇に寄与することもできる。このような作用を有するために、Nb量は0.005%以上とする必要がある。一方、0.1%を超える多量のNbを添加すると、通常のスラブ再加熱時において炭窒化物を全固溶させることができず、粗大な炭窒化物が残るため、熱間圧延時における加工オーステナイトの再結晶抑制効果や、焼鈍時における加工フェライトの再結晶抑制効果を得ることができない。また、連続鋳造されたスラブを、一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、そのまま熱間圧延する場合においても、Nb量が0.1%を超えた分の再結晶抑制効果の寄与分は小さく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Nb量は0.1%以下とする必要がある。
【００２９】
Ti:0.005〜0.2%
Tiは、焼鈍時の加熱過程において加工フェライトの再結晶を抑制することで未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進し、さらに焼鈍時の冷却過程においてヤング率の向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させることができる。また、Tiの微細な炭窒化物は強度上昇に寄与することもできる。このような作用を有するためには、Ti量は0.005%以上とする必要がある。一方、Ti量が0.2%を超えると、通常のスラブ再加熱時において炭窒化物を全固溶させることができず、粗大な炭窒化物が残るため、高強度化や再結晶抑制の効果が得られない。また、連続鋳造されたスラブを、一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、そのまま熱間圧延する場合においてもTi量が0.2%を超えた分の再結晶抑制効果の寄与分は小さく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ti量は0.2%以下とする必要がある。
【００３０】
V:0.01〜0.2%
Vは、焼鈍時の加熱過程において加工フェライトの再結晶を抑制することで未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進し、さらに焼鈍時の冷却過程においてヤング率の向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させることができる。また、Vの微細な炭窒化物は強度上昇に寄与することもできる。このような作用を有するためには、V量を0.01%以上とする必要がある。一方、V量が0.2%を超えても強度上昇効果や再結晶抑制効果は小さく、合金コストの増加を招く。したがって、V量は0.2%以下とする必要がある。
【００３１】
Cr:0.05〜1.0%
Crは、セメンタイトの生成を抑制して焼入れ性を高める元素であり、焼鈍時の冷却過程において低温変態相の生成を促進して高強度化に大きく寄与する。このような効果を得るには、Cr量を0.05%以上とする必要がある。一方、Cr量が1.0%を超えるとその効果が飽和するだけでなく、合金コストの増加を招く。したがって、Cr量は1.0%以下とする必要がある。なお、本発明の鋼板に溶融亜鉛めっきを施す場合には、表面に生成するCrの酸化物が不めっきを誘発するので、Cr量は0.5%以下とすることが好ましい。
【００３２】
Ni:0.05〜1.0%
Niは、オーステナイトを安定化することで焼入れ性を高める元素であり、焼鈍時の冷却過程において低温変態相の生成を促進することで高強度化に大きく寄与する。また、オーステナイト安定化元素であるNiは、焼鈍時の加熱過程においてAc1変態点を低下させ、未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進し、均熱後の冷却過程において生成する低温変態相の方位に関してヤング率の向上に有利な方位を発達させ、低温変態相の生成に伴うヤング率の低下を抑制することができる。さらに、Cu添加鋼の場合には、熱間圧延時において熱間延性の低下にともなう割れにより鋼板の表面欠陥が誘発され易いが、Niを複合添加することでこの表面欠陥の発生を抑制することができる。このような作用を得るためには、Niを0.05%以上とする必要がある。一方、1.0%を超える多量のNi添加は、焼鈍時の冷却過程で高ヤング率化に必要なフェライトの生成を著しく抑制し、また、低温変態相を増加させることで鋼を極端に高強度化するとともに、加工性を劣化させる。さらに、合金コストの増加を招く。したがって、Niは1.0%以下とすることが必要である。
【００３３】
Mo:0.05〜1.0%
Moは、界面の移動度を小さくすることにより焼入れ性を高める元素であり、焼鈍時の冷却過程において低温変態相の生成を促進して高強度化に大きく寄与する。このような作用を得るためには、Mo量を0.05%以上とする必要がある。一方、Mo量が1.0%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、合金コスト増を招く。したがって、Mo量は1.0%以下とする必要がある。
【００３４】
B:0.0005〜0.0030%
Bは、オーステナイトからフェライトへの変態を抑制し、焼入れ性を高める元素であり、焼鈍時の冷却過程において低温変態相の生成を促進して高強度化に大きく寄与する。こうした効果を得るためには、B量を0.0005%以上とする必要がある。一方、0.0030%を超えるB添加は、焼鈍時の冷却過程でフェライトの生成を著しく抑制し、ヤング率を低下させる。したがって、B量は0.0030%以下とする必要がある。
【００３５】
Cu:0.1〜2.0%
Cuは焼入れ性を高める元素であり、焼鈍時の冷却過程において低温変態相の生成を促進することで高強度化に大きく寄与する。この効果を得るためには、Cuを0.1%以上とする必要がある。一方、2.0%を超えるCu添加は、熱間での延性を低下させて熱間圧延時の割れにともなう鋼板の表面欠陥を誘発するとともに、Cuの焼入れ効果も飽和する。したがって、Cu量は2.0％以下とする必要がある。なお、Cuを添加する場合、前述のように熱間圧延時の割れを防止するため、Niも添加することが好ましい。
【００３６】
W:0.1〜2.0%
Wは、焼鈍時の加熱過程において加工フェライトの再結晶を抑制することで未再結晶フェライトからのオーステナイト変態を促進し、焼鈍時の冷却過程においてヤング率の向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させることができる。また、Wの微細な炭窒化物は強度上昇に寄与することもできる。このような作用を有するために、W量は0.1%以上とする必要がある。一方、2.0%を超えるW添加は、強度上昇効果や再結晶抑制効果の寄与分は小さく、そのうえ合金コストの増加も招いてしまう。したがって、W量は2.0%以下とする必要がある。
【００３７】
2)ミクロ組織
フェライト粒の平均粒径は、5μm超えると高強度化、高降伏比化が図れないので、5μm以下とする必要がある。また、フェライト相は、剛性向上に有利な集合組織の発達に効果を有することから、面積率で50%以上とする必要がある。
【００３８】
ここで、上記のフェライト相の面積率およびフェライト粒の平均粒径は、鋼板断面をナイタール腐食した後、SEM観察を行い、30×30μm域の写真を3枚とって画像処理して測定した。
【００３９】
3)集合組織
(113)[1-10]〜(223)[1-10]方位の集合組織を発達させることで、特に圧延方向に対して90°方向のヤング率を向上させることができることから、鋼板の1/4板厚における板面の(113)[1-10]〜(223)[1-10]方位における平均のODF(Orientation Distribution Function)解析強度fを4以上とする必要がある。
【００４０】
ここで、(113)[1-10]〜(223)[1-10]方位における平均のODF解析強度fは、加工歪みの影響を除去するため化学研磨により1/4板厚まで減厚したのち、シュルツ法により(110)、(200)、(211)極点図を求め、非特許文献1に記載されたADC法によりODF解析を行い、φ1=0°、φ2=45°において、Φが25°、30°、35°、45°のときの解析強度の平均値である。
【００４１】
本発明が対象とする薄鋼板の中には、熱延鋼板や冷延鋼板の他に、合金化を含む溶融亜鉛めっき材や電気亜鉛めっき材などの表面処理を施した鋼板も含まれる。
【００４２】
4)製造方法
本発明の高強度薄鋼板は、例えば、上記のような成分組成からなる鋼を、スラブに鋳造し、そのまま、あるいは一旦冷却したのち再加熱を行って熱間圧延を行い熱延鋼板とし、巻取った後、酸洗し、冷間圧延を行って冷延鋼板とし、焼鈍を行って製造されるが、以下にその詳細を説明する。
【００４３】
4-1)仕上圧延終了温度
熱間圧延時の仕上圧延の圧延終了温度(仕上圧延終了直後の温度)がAr3変態点未満だと、熱間圧延後の組織が加工組織になり、ヤング率に不利な方位が発達するので、仕上圧延終了温度はAr3変態点以上とする必要がある。なお、仕上圧延終了温度が950℃を超えると、熱間圧延後の組織が粗大になり、冷間圧延時にヤング率に有利な方位を発達させることができない場合がある。それゆえ、仕上圧延終了温度は950℃以下とすることが好ましい。
【００４４】
4-2)巻取温度
熱間圧延後の鋼板を巻取るにあたり、巻取温度が500℃以下だと、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相が生成して、その後の冷間圧延において(113)[1-10]〜(223)[1-10]方位の発達が妨げられる。したがって、巻取温度は500℃以上とする必要がある。
【００４５】
巻取り後の熱延鋼板は、スケールを除去するため冷間圧延前に酸洗を行う必要がある。なお、酸洗条件は通常の条件で行えばよい。
【００４６】
4-3)冷間圧延時の圧下率
酸洗後の熱延鋼板を冷間圧延する際に、その圧下率を最適化することで、ヤング率の向上に有効な(113)[1-10]〜(223)[1-10]方位に回転させることができる。このような方位を発達させるには圧下率を50〜85%とする必要がある。
【００４７】
4-4)焼鈍時の平均加熱速度
焼鈍時の平均加熱速度は、本発明において重要な条件である。回復、再結晶を抑制し、未再結晶の加工フェライトから直接にオーステナイトへ変態させることで冷却後のヤング率を高めることができるだけではなく、オーステナイト粒を微細化できるため、冷却時にフェライトを生成してヤング率をさらに向上でき、図1に示すように、30℃/s以上の加熱速度とすることにより、225GPa以上のヤング率を得ることができるようになる。また、さらに微細なフェライト粒を主体とする組織にできるため、TSとYSを高めることができる。このような効果を得るためには、室温から750℃までの温度範囲における平均加熱速度を30℃/s以上、好ましくは50℃/s以上、より好ましくは100℃/s以上とする必要がある。一方、平均加熱速度が2000℃/sを超えると、温度制御が困難になるので平均加熱速度は2000℃/s以下にすることが好ましい。なお、通常の連続焼鈍炉で用いられるラジアントチューブ加熱のような加熱方法では、平均加熱速度は10℃/s程度であり、30℃/s以上の平均加熱速度とするためには、電磁誘導加熱装置を用いたり、直火式の加熱とすることが好ましい。
【００４８】
4-5)焼鈍温度
未再結晶のフェライトからオーステナイトへの変態を促進させるため、焼鈍温度は750℃以上とする必要がある。一方、焼鈍温度が900℃を超えると短時間の滞留であってもオーステナイト粒が粗大化するため、焼鈍温度は900℃以下とする必要がある。
【００４９】
4-6)焼鈍温度における滞留時間
焼鈍温度が本発明範囲内であっても、その温度範囲に長時間滞留させるとオーステナイト粒が粗大になってしまい、冷却後のヤング率が低下するのみならず、微細なフェライト組織が得られないためTSおよびYSが低下する。そのため、750〜900℃の焼鈍温度範囲に上記(1)式を満たすような時間ｖ(s)滞留させる必要がある。なお、ここで、(1)式はオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ヤング率やYS、TSの低下を防止するための滞留時間の条件を求めた実験式である。
【００５０】
4-7)焼鈍時の冷却条件
焼鈍時の加熱後の冷却は、微細なオーステナイトから冷却中に微細なフェライト粒を得るために、800℃から600℃の温度範囲を3℃/s以上の平均冷却速度で冷却する必要がある。一方、この温度範囲の平均冷却速度が30℃/sを超えると、冷却中にフェライトの生成が十分に起こらず、ヤング率を向上させることができない。このため、この温度範囲の平均冷却速度は30℃/s以下とする必要がある。
【００５１】
なお、600℃未満の温度範囲の冷却については、特に規定する必要はないが、冷延鋼板の場合は過時効処理を行うことができ、また、溶融亜鉛めっき鋼板の場合には、溶融亜鉛中に浸漬することもできる。さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合には、合金化処理のために500℃以上の再加熱を行うこともできる。
【００５２】
焼鈍後は、形状を矯正するとともに、加工により結晶が回転することでさらに剛性を向上させることができるので、0.3%以上の伸び率で調質圧延を行うことができる。
【実施例１】
【００５３】
表1に示す成分の鋼Aを、実験室にて、真空溶解炉で溶製し、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を行って冷延鋼板を作製した。ここで、表1のAr3変態点は、実験室にて熱間圧延中の鋼の板厚中心温度を測温し、冷却中の変曲点を調べることにより求めたものである。このとき、熱間圧延に先立つ再加熱:1250℃で1時間、熱間圧延の仕上圧延終了温度:860℃、熱間圧延後の板厚:3.5mm、巻取条件:600℃で１時間保持後炉冷する巻取相当処理(巻取温度:600℃)、冷間圧延の圧下率:71%、冷間圧延後の板厚:1.0mm、焼鈍時の室温から750℃までの平均加熱速度:50℃/s、750℃から820℃までの平均加熱速度:10℃/s、焼鈍温度:820℃、保持時間:10s、800〜600℃の平均冷却速度:10℃/s、その後室温まで空冷を基本条件とした。なお、このとき上記(1)式の左辺は0.12であった。こうした基本条件に加え、焼鈍時の平均加熱速度を表2のように、750℃〜焼鈍温度まで平均加熱速度、焼鈍温度、保持時間、上記(1)式の左辺を表3のように、また800〜600℃の温度範囲の平均冷却速度を表4のように、変化させた。すなわち、変化させた条件以外は上記の基本条件である。
【００５４】
そして、作製した冷延鋼板から、圧延方向に対して直角方向より10×60mmの試験片を切り出し、横振動型の共振周波数測定装置を用いて、American Society for Testing Materialsの基準(C1259)に従いヤング率E(GPa)を測定した。また、0.5%の調質圧延を施した冷延鋼板から、圧延方向に対して直角方向よりJIS 5号引張試験片を切り出し、引張特性(TS、YSと伸びEl)を測定した。また、上記した方法で、フェライト相の面積率と平均粒径、および鋼板の1/4板厚における板面の(113)[1-10]〜(223)[1-10]方位における平均のODF解析強度fを求めた。
【００５５】
基本条件で作製した冷延鋼板は、TS:620MPa、YS:455MPa、YR:0.73、El:26%、E:234GPa、フェライト相の面積率:88%、フェライト相の平均粒径:3.4μm、ODF解析強度f:10.2であり、高強度、高降伏比で高ヤング率の鋼板である。
【００５６】
表2に、焼鈍時の平均加熱速度の影響を示す。平均加熱速度が本発明である30℃/s以上の場合は、YRが0.65以上で、Eが225GPa以上である。
【００５７】
表3に、750℃〜焼鈍温度まで加熱速度、焼鈍温度、保持時間、上記(1)式の左辺の影響を示す。こうした条件が本発明範囲内にある場合は、TSが590MPa以上、YRが0.65以上で、Eが225GPa以上である。
【００５８】
表4に、800〜600℃の温度範囲の平均冷却速度の影響を示す。平均冷却速度が本発明である3〜30℃/sの場合は、TSが590MPa以上、YRが0.65以上で、Eが225GPa以上である。
【００５９】
【表１】
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【００６０】
【表２】
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【００６１】
【表３】
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【００６２】
【表４】
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【実施例２】
【００６３】
表5に示す成分の鋼B〜Nを、実験室にて、真空溶解炉で溶製し、実施例1の基本条件で熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を行って冷延鋼板1〜13を作製した。そして、実施例1と同様な調査を行った。なお、熱間圧延の仕上圧延終了温度は、全ての鋼においてAr3変態点以上であった。
【００６４】
結果を表6に示す。本発明である成分の条件を満たす鋼板1〜11では、TSが590MPa以上、YRが0.65以上で、Eが225GPa以上である。一方、Mn量が本発明範囲外の鋼板12、およびC量が本発明範囲外の鋼板13では、YRが0.65未満、Eが225GPa未満と低く、フェライト相の平均粒径が5μmを超えている。また、C量が著しく低い鋼板13では、TSも420MPaで、高強度が得られない。
【００６５】
【表５】
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【００６６】
【表６】
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【図面の簡単な説明】
【００６７】
【図１】平均加熱速度とヤング率との関係を示す図である。
【図１】
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