(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．１％、
Ｍｎ：１．０〜２．８％、
Ｐ  ：０．０２％以下、
Ｓ  ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．１５〜０．７％、
さらに、
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｖ  ：０．１％以下のうち１種または２種以上
を含有し、残部Ｆｅと不可避不純物からなり、金属組織がフェライトと、残留オーステナイトを含むマルテンサイトであることを特徴とする成形性、溶接性の優れた高強度鋼板。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．１％、
Ｍｎ：１．０〜２．８％、
Ｐ  ：０．０２％以下、
Ｓ  ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．１５〜０．７％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．００２４％、
さらに、
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｖ  ：０．１％以下のうち１種または２種以上
を含有し、残部Ｆｅと不可避不純物からなり、金属組織がフェライトと、残留オーステナイトを含むマルテンサイトであることを特徴とする成形性、溶接性の優れた高強度鋼板。
【請求項３】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．１％、
Ｍｎ：１．０〜２．８％、
Ｐ  ：０．０２％以下、
Ｓ  ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．１５〜０．７％、
さらに、
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｖ  ：０．１％以下のうち１種または２種以上
を含有し、残部Ｆｅと不可避不純物からなる鋼塊を熱間圧延し、酸洗後、３０％以上の冷間圧延をした後、連続焼鈍ラインまたは連続溶融亜鉛めっきラインにて（Ａｃ1 変態点＋１０℃）以上、（Ａｒ3 変態点−５℃）以下の温度で２０秒以上再結晶焼鈍を行い、３℃／ｓ以上の冷却速度にて３００℃から６００℃の温度まで冷却する、金属組織がフェライトと、残留オーステナイトを含むマルテンサイトであることを特徴とする成形性、溶接性の優れた高強度鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．１％、
Ｍｎ：１．０〜２．８％、
Ｐ  ：０．０２％以下、
Ｓ  ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．１５〜０．７％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．００２４％、
さらに、
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｖ  ：０．１％以下のうち１種または２種以上
を含有し、残部Ｆｅと不可避不純物からなる鋼塊を熱間圧延し、酸洗後、３０％以上の冷間圧延をした後、連続焼鈍ラインまたは連続溶融亜鉛めっきラインにて（Ａｃ1 変態点＋１０℃）以上、（Ａｒ3 変態点−５℃）以下の温度で２０秒以上再結晶焼鈍を行い、３℃／ｓ以上の冷却速度にて３００℃から６００℃の温度まで冷却する、金属組織がフェライトと、残留オーステナイトを含むマルテンサイトであることを特徴とする成形性、溶接性の優れた高強度鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、成形性、溶接性の優れた高張度鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
便利で快適な移動手段として、自動車の国民生活に占める地位は年毎に高まっており、環境破壊と地球温暖化を防止するために、燃費を低減し、化石燃料の消費を抑制することが従来にも増して重要となってきている。
【０００３】
このため、エンジン性能の向上と共に車体の軽量化が要求され、主要な車体構成材料である鋼板に対しては、成形性を損なわずに一層の強度増加を図ることが求められている。また、直近では自動車事故を想定した耐衝突安全性に関する法規制が急速に拡大・強化されつつあり、高強度鋼板への期待がますます高まってきている。
【０００４】
しかし、鋼板を高強度化した場合には、延性が低下して、プレス成形が困難となる。そこで、注目されている鋼板としては、フェライトを主体としてマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトのような低温生成相からなる複合組織鋼板がある。この複合組織による強化は、他の析出強化などの他の強化方法よりも、高強度化の際に延性の低下が少なく、強度−延性バランスに優れるという特徴がある。
【０００５】
特に残留オーステナイト鋼は、特開平１−２３０７１５号公報に開示されているように、強度延性バランスに優れるが、基本的に高いＳｉを含有する成分系であるために、溶融亜鉛めっき性が悪い。そのため、溶融亜鉛めっきが必要な部位には、特開昭５７−１５５３２９号公報に開示されているような、フェライトを主体として、低温生成相としてマルテンサイトを主に含むDual phase鋼（以後ＤＰ鋼という）が用いられている。溶融亜鉛めっき性に悪影響を及ぼさないＳｉ含有量の上限は、NOF-RF方式で１．０％、オールラジアントチューブ方式では０．１％程度と考えられている。
【０００６】
しかし、「金属学会報」第１９巻  第７号  ５４１頁で示されるように、Ｓｉを低減した場合に延性が劣化することが考えられる。ＤＰ鋼の延性は、そのフェライト中のＣ濃度に依存しており、Ｃ濃度が低いほど延性が良好であると考えられている。Ｓｉはフェライト中のＣの活量を上昇させるために、Ｃをフェライト中から吐き出きせる効果があると考えられている。これよりＳｉをむやみに低下させることは延性の低下をもたらし、鋼板の成形性を劣化させることになる。
【０００７】
また、高強度鋼板に求められる特性として重要なものの一つにスポット溶接性がある。スポット溶接性は、基本的には溶接性を劣化させる元素として挙げられるＣ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｐ，Ｓが低いほど良好であると言われている。しかし、高強度鋼板は高合金の成分設計となりがちであるため、溶接性が低下することが考えられる。
【０００８】
そのため、溶接性を確保するために、溶接性を劣化する元素を規制する技術が、特開昭５６−７７３３０号公報や特開平３−２７７４３号公報に開示されている。しかし、これらの技術は、溶融亜鉛めっき性を考慮しておらず、Ｓｉの含有量が大きいものも含まれている。
すなわち、高強度鋼板の問題点としては、溶融亜鉛めっき性、スポット溶接性はＳｉを低減した方が良好となり、延性はＳｉを多く添加した方が良好となり、これらを両立した成分設計が困難であることにある。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、かかる従来技術の問題点を克服しうる成形性、溶接性の優れた高強度鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、成形性、溶接性に優れた高強度鋼板とその溶融亜鉛めっき鋼板を検討した結果、鋼成分の最適化、すなわち、Ｓｉを低減して溶融亜鉛めっき性とスポット溶接性を確保でき、Ａｌを添加することにより延性が向上することを見いだした。また、適当な熱処理条件をとることにより、本鋼板を工業的に安定製造できることを見いだした。
【００１１】
また、延性を向上させる方法としては、前述のようにフェライト中のＣ元素を低下させる方法が考えられるが、他の方法としては、残留オーステナイトの量を増加させる方法がある。ＤＰ鋼の低温生成相の主成分はマルテンサイトであるが、微量に残留オーステナイトが存在しており、延性に寄与していると考えられる。
【００１２】
そこで、本発明者らはこの残留オーステナイトを活用することを考えた。残留オーステナイト鋼においてＳｉは、セメンタイトの析出を抑制して残留オーステナイトを残存させる効果がある。同様の効果を持つ元素としてはＡｌが考えられるので、Ｓｉの代替としてＡｌを添加することにより、残留オーステナイトの残存を図り、延性を向上させることとした。
このように延性の劣化無しにＳｉ添加量の減少が可能となり、スポット溶接性、溶融亜鉛めっき性を確保することが可能となる。
【００１３】
また、上記の思想により設計された成分系の鋼板を、連続焼鈍または連続溶融亜鉛めっきラインにて、フェライト−オーステナイト２相域にて再結晶焼鈍を行った後に、適当な冷却速度にて冷却することにより、フェライトを主相とし、低温生成相として残留オーステナイトを含むマルテンサイトが主体である金属組織を得ることができる。
【００１４】
本発明はこのような知見に基づくものであり、以下の構成を要旨とする。
すなわち、本発明は、質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．１５％、    Ｓｉ：０．０１〜０．１％、
Ｍｎ：１．０〜２．８％、        Ｐ  ：０．０２％以下、
Ｓ  ：０．０２％以下、          Ａｌ：０．１５〜０．７％、
必要に応じて、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００２４％
を含み、さらに、
Ｃｒ：０．５％以下、            Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、            Ｍｏ：０．５％以下、
Ｖ  ：０．１％以下のうち１種または２種以上
を含有し、残部Ｆｅと不可避不純物からなり、金属組織がフェライトと、残留オーステナイトを含むマルテンサイトであることを特徴とする成形性、溶接性の優れた高強度鋼板である。
また、上記の成分の鋼塊を熱間圧延し、酸洗後、３０％以上の冷間圧延をしてから、連続焼鈍ラインまたは連続溶融亜鉛めっきラインにて（Ａｃ1 変態点十１０℃）以上、（Ａｒ3 変態点−５℃）以下の温度で２０秒以上再結晶焼鈍を行い、３℃／ｓ以上の冷却速度にて３００℃から６００℃の温度まで冷却し、金属組織がフェライトと、残留オーステナイトを含むマルテンサイトであることを特徴とする成形性、溶接性の優れた高強度鋼板の製造方法である。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下に本発明を詳細に説明する。
まず、本発明の成分および金属組織の限定理由を説明する。
Ｃ，Ｍｎは、フェライト−マルテンサイト複合組織を形成するために必要な元素であり、また強度を確保するために必要な元素である。そのため、Ｃ：０．０１％未満、またＭｎ：１．０％未満の含有量では、組織がフェライト−マルテンサイト複合組織にならずに、強度−延性バランスが劣化する。Ｃの好ましい含有量は０．０２％以上とする。また、Ｃ，Ｍｎはスポット溶接性に影響を及ぼす元素であり、Ｃ：０．１５％超、またＭｎ：２．８％超の添加により、スポット溶接性が劣化してしまう。
【００１６】
Ｓｉは、鋼板の強化に使われ、また前述のように延性の確保のために添加される。０．０１％未満の含有量である場合、強度が低く、高強度鋼板としての使用に耐えない。また、０．１％を超える添加により、溶融亜鉛めっき性、スポット溶接性が劣化してしまう。
【００１７】
Ｐ，Ｓは、溶接性を劣化させる元素であり、その上限は０．０２％である。
Ａｌは、前述のごとくオーステナイトを残留させるために必要な元素であり、フェライトの生成を促進し、炭化物の生成を抑制することにより、残留オーステナイトを確保する作用があると同時に、脱酸元素、強化元素としても作用する。これよりＡｌの添加の下限量は、０．１５％以上とする必要がある。ただし、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、また多量の添加は溶融亟鉛めっき性を劣化させるため、その上限を０．７％とした。
【００１８】
また、Ｃａ，ＲＥＭは、硫化物系介在物が球状化して穴拡げ性を向上させるので、それぞれＣａ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００２４％添加しても良い。
【００１９】
また、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｖは、いずれも強化元素として有効であるが、過多の添加は延性の劣化や化成処理性を劣化させることがあるので、Ｃｒ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下とした。
【００２０】
その他、Ｎは、不可避的に含まれる元素であるが、あまり多量に含有する場合は、時効性を劣化させるのみならず、ＡｌＮ析出量が多くなってＡｌ添加の効果を減少させるので、０．０１％以下の含有が望ましい。
【００２１】
金属組織をフェライトと、残留オーステナイトを含むマルテンサイトとしたのは、このような組織をとる場合は、強度延性バランスに優れ、降伏点伸びが発生せずにプレス時にストレッチャーストレインが発生しない鋼板となるためである。
【００２２】
本発明の製造工程の限定理由は次の通りである。
冷延鋼板はまず、オーステナイトとフェライトの２相共存温度域で再結晶焼鈍される。この際に、ＣやＭｎ等の焼き入れ性を向上させる元素や、ＡｌやＳｉなどの残留オーステナイトを残存させる元素がオーステナイト中に濃化し、その後の熱処理による残留オーステナイトを含むマルテンサイト生成を容易にする。
【００２３】
再結晶焼鈍温度を、（Ａｃ1 変態点＋１０℃）以上、（Ａｒ3 変態点−５℃）以下としたのは、制限未満であると充分な量のオーステナイトが形成せず、また炭化物の溶解が充分でなくてオーステナイトヘのＣの濃化が十分でなくなるからであり、制限以上であると、フェライトが極わずかしか存在せず、またさらに全く存在せずにオーステナイト単相となるため、合金元素の分布が全体として希薄となり、残留オーステナイトを含むマルテンサイトを生成させるだけの量が濃化しないためである。
【００２４】
また、焼鈍後の冷却速度を３００℃から６００℃において３℃／ｓ以上としたのは、これ以下の冷却速度にて冷却した場合は、マルテンサイトが生成せずに強度が上昇しないばかりか強度−延性のバランスも劣化してしまうためである。また上記高強度鋼板は、亜鉛溶融めっき施されて使用される。
【００２５】
上記の条件を満たすことで、成形性、溶接性の優れた高強度鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板を実現できる。
【００２６】
【実施例】
表１に示した成分組成を有する連続鋳造スラブを１２００℃程度で加熱し、８８０℃で仕上圧延して冷却の後に約６００℃で捲き取った４mm厚の熱延板を圧下率７０％で冷延した。その後、表２に示す条件で処理した。
【００２７】
実験番号１〜９、１１〜３５については、連続焼鈍ラインと連続溶融亜鉛めっきラインにて焼鈍と溶融亜鉛めっきを行った。連続焼鈍ラインでは７７５℃×９０秒の焼鈍を行い、その後６００℃から３００℃の温度範囲を冷却速度１５Ｃ／ｓで冷却したのち、０．５％のスキンパス圧延を行った。また、連続溶融亜鉛めっきラインでは、７５０℃×９０秒の焼鈍を行い、その後６００℃から３００℃の温度範囲を冷却速度１５℃／ｓで冷却したのち、亜鉛浴を通過させて溶融亜鉛めっきを行い、圧下率０．５％のスキンパス圧延を行った。
ここで、実験番号９，１１，１６，１７，１８は、亜鉛浴通過後に合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。
また、実験番号４５〜６２は、表３に示す焼鈍条件の影響を連続焼鈍にて検討した。
【００２８】
引張特性は、ＪＩＳ５号引張試験片のＣ方向引張にて評価し、ＴＳ（ＭＰａ）×Ｅｌ（％）が１６５００以上を良好とした。めっき密着性は、ＪＩＳ  Ｂ  ７７２９に示されたエリクセン試験機を用い、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４７に示されたエリクセン試験方法による試験を行い、めっきの剥離状態を調査した。スポット溶接性は、ＪＩＳ  Ｚ  ３１３６ら示された方法による引張剪断試験と、ＪＩＳ  Ｚ  ３１３７に示された方法による十字型引張試験を行い検討した。評価は、強度がＪＩＳＡ級を満足し、かつ延性比が０．２５以上である場合を良好とした。試験結果を、実験番号１〜９、１１〜３５は表２に、実験番号４５〜６２は表３に示す。
【００２９】
実験番号１，２は、それぞれＣが低いため、Ｍｎが低いために強度も低く、強度−延性バランスも悪かった。実験番号３，９，１６，２８は、Ａｌ量が低いためにＥｌが低く、強度−延性バランスが悪かった。実験番号５，１１，１８，３０は、Ａｌ量が多いために、めっき密着性が劣化した。実験番号６，１２，１９，３１は、Ｓｉ量が低いために、強度−延性バランスが悪かった。
実験番号８，１４，２１，３３は、Ｓｉ量が多いために、めっき密着性とスボヅト溶接性が劣化した。実験番号３４，３５は、それぞれＣが高いため、Ｍｎが高いためにスポット溶接性が悪かった。実験番号４，７，１３，１５，１７，２０，２２，２３，２４，２５，２６，２７，２９，３２は、本発明の範囲を満たしているため、強度延性バランス、めっき密着性、スポット溶接性も良好であった。
【００３０】
実験番号４５，５３，５４，６２は、焼鈍温度が本発明の範囲外であったため、強度−延性バランスが悪かった。実験番号４６，５５は焼鈍時間が短く、本発明範囲外であったため強度−延性バランスが悪かった。実験番号４８，５７は、焼鈍後の冷却速度が小さく、本発明の範囲外であったため、強度−延性バランスが悪かった。実験番号４７，４９，５０，５１，５２，５６，５８，５９，６０，６１は、本発明の範囲を満たしているため、強度−延性バランスが良好であった。
【００３１】
【表１】
0004272302.tif 000002
【００３２】
【表２】
0004272302.tif 000003
【００３３】
【表３】
0004272302.tif 000004
【００３４】
【発明の効果】
本発明によれば、自動車部品などに使用される、成形性、溶接性の優れた高強度鋼板と溶融亜鉛めっき孔板を提供できるため、工業的に価値の高い発明である。