(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学成分が、mass%でC:0.02〜0.15%、Si:0.7%以下、Mn:2.0〜4.0%、P:0.1%以下、S:0.01%以下、sol.Al:0.1%以下、N:0.005%以下、Nb:0.01〜0.1%を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼を溶製して鋳造する工程と、この鋳造されたスラブを粗圧延し、次いで仕上圧延を施す際、960〜860℃の温度域での全圧延率r(%)と平均ひずみ速度v(s-1)が下記の不等式を満たし、Ar3点以上の温度で仕上圧延を終了し、その後650℃以下の温度でコイルに巻取り、未再結晶オーステナイトから変態した組織を20〜80%含有する複合組織からなる熱延鋼板を製造する熱間圧延工程と、得られた熱延鋼板に酸洗を施し、冷間圧延を施す工程と、880℃以下の温度で120〜240秒間加熱し、加熱後500℃までを平均冷却速度3℃/秒以上で冷却する焼鈍工程とを有し、平均結晶粒径が5μm以下のフェライトおよび第二相組織（マルテンサイト、ベイナイトまたは残留オーステナイト）を有する複合組織とすることを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
30≦r≦-150(Nb+C)+76、-200(Nb+C)+68≦v≦-200(Nb+C)+128
ここで、式中の元素記号はそれぞれのmass%を示す。
【請求項２】
請求項１記載の高強度冷延鋼板の製造方法において、化学成分としてさらに、mass%でTi:0.01〜0.1%、V:0.01〜0.3%、B:0.0002〜0.002%、Cr:0.05〜0.5%、Mo: 0.05〜0.5%のうち1種以上を含有することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。
【請求項３】
請求項１又は請求項２記載の高強度冷延鋼板の製造方法において、焼鈍工程の後、さらに溶融亜鉛めっき処理を施す工程を有することを特徴とする高強度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】
本発明は耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の製造においては、自動車が走行中に物体と衝突した際、衝撃に対する部材のエネルギー吸収能を高め、乗員への衝撃負荷を低減することにより、乗員の安全性を高めることが検討されている。このような自動車の衝突安全性能を高めることと、車体の軽量化を図るため、メンバー、ロッカー等の各種自動車部品に高強度鋼板を適用することが進められている。
【０００３】
自動車の耐衝撃性能に対する素材面での要求に対して、例えば、特開平9-25538号公報には耐孔明き腐食性および圧潰特性に優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。この技術は、鋼板の化学成分とミクロ組織の体積分率を規定することにより、引張強度が500N/mm2以上で優れた耐孔明き腐食性と圧潰特性を有する鋼板が得られるというものである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、特開平9-25538号公報記載の技術では、圧潰特性について、用いたサンプルの形状はおろか試験方法自体の説明がされておらず、またその評価方法も具体的に示されていない。そのため、プレス成形された部品の圧潰特性に対して、素材の特性がどのように影響するのか不明である。また、実際の自動車部品では、プレス成形後、塗装焼付処理が施されることが多く、このような加工熱処理工程を想定していない上記従来技術で、実部品の耐衝撃性能を反映できるとは考え難い。
【０００５】
また、この従来技術による冷延鋼板の組織は、１５体積％以下のフェライトと、残部がマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの低温変態組織のいずれか１種または２種以上の組織からなるものである。これは、フェライトの体積率が１５体積％を超えると所定の強度が得られず、またフェライトと第二相の差が大きくなって曲げ加工性が低下するためとしている。
【０００６】
この従来技術の実施例では、全試料とも第二相はマルテンサイトであり、フェライトの体積率は大部分が０〜６％となっている。しかしながら、このようなほぼマルテンサイト単相とも言える材料では、強度は容易に得られるものの、プレス成形性は一般に期待できない。さらに、耐衝撃性のように変形開始後のエネルギー吸収能が問題となる用途には、必ずしも適しているとは言えない。
【０００７】
そこで、本発明では、以上の問題点を解決し、プレス成形および塗装焼付処理後に優れた耐衝撃性能が得られ、780MPa以上の引張強度を有する高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記の課題は、次の発明により解決される。その発明は、化学成分が、mass%でC:0.02〜0.15%、Si:0.7%以下、Mn:2.0〜4.0%、P:0.1%以下、S:0.01%以下、sol.Al:0.1%以下、N:0.005%以下、Nb:0.01〜0.1%を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼を溶製して鋳造する工程と、この鋳造されたスラブを粗圧延し、次いで仕上圧延を施す際、960〜860℃の温度域での全圧延率r(%)と平均ひずみ速度v(s-1)が下記の不等式を満たし、Ar3点以上の温度で仕上圧延を終了し、その後650℃以下の温度でコイルに巻取り、未再結晶オーステナイトから変態した組織を20〜80%含有する複合組織からなる熱延鋼板を製造する熱間圧延工程と、得られた熱延鋼板に酸洗を施し、冷間圧延を施す工程と、880℃以下の温度で120〜240秒間加熱し、加熱後500℃までを平均冷却速度3℃/秒以上で冷却する焼鈍工程とを有し、組織を平均結晶粒径が5μm以下のフェライトおよび第二相組織（マルテンサイト、ベイナイトまたは残留オーステナイト）を有する複合組織とすることを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法である。
【０００９】
30≦r≦-150(Nb+C)+76、-200(Nb+C)+68≦v≦-200(Nb+C)+128
ここで、式中の元素記号はそれぞれのmass%を示す。
【００１０】
また、この発明の製造方法において、化学成分としてさらに、mass%でTi:0.01〜0.1%、V:0.01〜0.3%、B:0.0002〜0.002%、Cr:0.05〜0.5%、Mo:0.05〜0.5%のうち1種以上を含有することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法とすることもできる。
【００１１】
この発明は、耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板を得るために、鋭意検討を重ねた結果見出された知見に基づきなされた。それは、フェライトとマルテンサイト、ベイナイト等の硬質の低温変態相や残留オーステナイトを含む複合組織鋼板においては、それらの組織を一律に細粒化することが、プレス成形後、塗装焼付処理が施される各種自動車部品（メンバー、ロッカー等の構造部品）等への適用に対して、耐衝撃性能の向上を図る上で有効であるということである。
【００１２】
この知見に基づき本発明は、780MPa以上の引張強度を有し、プレス成形後の耐衝撃性能に優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることが可能である。以下に、本発明の鋼成分の添加理由、成分限定理由、組織形態および製造条件の限定理由について説明する。なお、以下の%はmass%を示す。
【００１３】
（１）鋼成分の範囲
C:0.02〜0.15%
Cは、鋼の強化に有効な元素であり、強化能を得るためには0.02%以上の添加量を必要とする。しかし、C 量が0.15%を超えると、鋼板の圧延方向にバンド組織が著しく発達し、このような板厚方向の不均一組織はプレス成形性および塗装焼付処理後の部材の耐衝撃性能を著しく劣化させる。このため、C量は0.02〜0.15%の範囲内とする。
【００１４】
Si:0.7%以下
Siは、鋼の強化に有効な元素であり、適宜添加することができる。しかし、Si量が0.7%を超えると、溶融亜鉛めっきを施す場合にめっきの密着性が著しく劣化し、均一なめっき皮膜が得られない。このため、Si量は0.7%以下とする。
【００１５】
Mn:2.0〜4.0%
Mnは、鋼の焼入れ強化に有効な元素であり、十分な量の添加を必要とする。Mnの添加量が2.0%未満では、加熱後の冷却段階でオーステナイトからパーライトが生成し易くなり、マルテンサイト、ベイナイト等の硬質の低温変態相や残留オーステナイトが得られ難くなるため、780MPa以上の強度を安定して得られない。一方、Mn量が4.0%を超えると、鋼中にMn系介在物が多く生成され、鋼板の延性を著しく劣化させる。このため、Mn量は2.0〜4.0%の範囲内とする。
【００１６】
P:0.1%以下
Pは、鋼の強化に有効な元素であり、適宜添加することができる。しかし、P量が0.1%を超えると、鋼板の靭性が著しく劣化する。さらに、溶融亜鉛めっき処理を施す場合にはめっきの密着性が著しく劣化する。このため、P量は0.1%以下とする。
【００１７】
S:0.01%以下
Sは鋼中に過剰に存在すると、スラブ加熱時にオーステナイトの結晶粒界に偏析するため、熱間圧延時に赤熱脆性が起こり易くなる。特に、S量が0.01%を超えると、この悪影響が懸念される。このため、S量は0.01%以下とする。
【００１８】
sol.Al:0.1%以下
Alは鋼中に過剰に存在すると、Al系介在物が多く生成されるため、鋼板の延性が劣化する。特に、Alの添加量が0.1%を超えると、この悪影響が懸念される。このため、Al量は0.1%以下とする。
【００１９】
N:0.005%以下
Nは鋼中に過剰に存在すると、鋳造時にスラブの表面に割れが発生する。特に、N量が0.005%を超えると、この悪影響が懸念される。このため、N量は0.005%以下とする。
【００２０】
Nb:0.01〜0.1%
Nbは、鋼中で固溶Nbとして、また、Cと微細炭化物を形成することにより、熱間圧延時にオーステナイトの再結晶を遅滞化させてオーステナイトの微細化に寄与し、さらにこれから変態したフェライト、パーライト等の熱延板組織の微細化に有効である。また、冷間圧延後、焼鈍時の加熱段階においても、固溶NbあるいはNb系炭化物は、フェライト再結晶粒の細粒化に有効であり、これから逆変態したオーステナイトを微細化し、更にはその後の冷却中に形成されるフェライト＋低温変態相の微細化にも大きく寄与する。これらの効果を得るには、Nbを0.01%以上添加する必要がある。
【００２１】
しかし、Nb量が0.1%を超えると、焼鈍時にフェライトの再結晶温度が著しく上昇し、焼鈍後の鋼板の組織に加工組織が残留し易くなるため、得られた鋼板の延性は著しく劣化する。このため、Nb量は0.01〜0.1%の範囲内とする。
【００２２】
Ti: 添加する場合0.01〜0.1%
Tiは、鋼中でCまたはNと微細炭化物または微細窒化物を形成することにより、熱延板組織ならびに焼鈍後の鋼板組織の微細化に寄与する。この効果を得るには、Tiを0.01%以上添加する必要がある。しかし、Ti 量が0.1%を超えると、焼鈍時にフェライトの再結晶温度が著しく上昇し、焼鈍後の鋼板の組織に加工組織が残留し易くなるため、得られた鋼板の延性は著しく劣化する。このため、Tiを添加する場合、その添加量は0.01〜0.1%の範囲内とする。
【００２３】
V:添加する場合0.01〜0.3%
Vは、鋼の強化に有効な元素であり、またVにより形成される窒化物は焼鈍鋼板組織の細粒化に寄与する。これらの効果を得るには、Vは0.01%以上の添加を必要とする。しかし、V量が0.3%を超えると、これらの効果は飽和する。このため、Vを添加する場合は、その添加量は0.01〜0.3%の範囲内とする。
【００２４】
B: 添加する場合0.0002〜0.002%
Bは、熱間圧延時にオーステナイト粒界に偏析し、オーステナイトの粒成長を抑制することにより、これから変態するフェライト、パーライト等の組織の細粒化に有効に作用する。また、冷間圧延後、焼鈍時の加熱段階においても、パーライトから逆変態したオーステナイトの粒界に偏析して、オーステナイトの細粒化に寄与し、更にはその後の冷却過程で形成される低温変態相の微細化にも有効である。しかし、B量が0.002%を超えると、これらの細粒化の効果は飽和する。このため、Bを添加する場合は、その添加量は0.0002〜0.002%の範囲内とする。
【００２５】
Cr: 添加する場合0.05〜0.5%
Crは鋼の焼入れ強化に有効な元素であり、この効果を得るには、0.05%以上添加する必要がある。しかし、Cr量が0.5%を超えると、この効果は飽和する。このため、Crを添加する場合は、その添加量を0.05〜0.5%の範囲内とする。
【００２６】
Mo: 添加する場合0.05〜0.5%
Moは鋼の焼入れ強化に有効な元素であり、この効果を得るには、0.05%以上添加する必要がある。しかし、Mo量が0.5%を超えると、この効果は飽和する。このため、Moを添加する場合は、その添加量を0.05〜0.5%の範囲内とする。
【００２７】
上記の元素以外の化学成分については、特に過剰に添加しなければ、本発明の効果を損なうことはない。なお、この発明で残部が実質的に鉄というのは、その他の合金元素あるいは不可避的不純物についても、本発明の目的とする特性に悪影響を及ぼさないかぎり、含有してもよいことを意味する。
【００２８】
（２） 鋼板の組織
鋼板の組織については、プレス成形および塗装焼付処理後の部材の衝撃圧潰吸収エネルギーと関係がある。後述のように、塗装焼付処理を通常の条件170℃×20minとすると、フェライトおよび第二相（低温変態相、残留オーステナイト）の平均粒径が5μmを超える場合には、10000J以上の高い吸収エネルギーが得られない。よって、フェライトおよび第二相組織の平均粒径を5μm以下とする。
【００２９】
本発明の高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、優れた耐衝撃性を意図としており、上記（１）のように所定の成分を調整し、組織を上記（２）のように制御した鋼板であり、以下の製造方法にて製造することができる。
【００３０】
（３）鋼板の製造方法
仕上圧延時の960〜860℃の温度域での全圧下率r(%)：30≦r≦-150(Nb+C)+76
この温度域で適切な圧下を施すことにより、未再結晶オーステナイトから変態する組織の体積率を必要な量確保できるとともに、組織を細粒化することができる。この温度域での全圧延率（合計圧下率）r(%)が30%未満の場合、熱延板組織の段階で未再結晶オーステナイトから変態する組織の体積率が20%未満と低くなり、冷間圧延、焼鈍後のフェライトおよび第二相組織の平均結晶粒径が5μm以下とならない。そのため、プレス成形および170℃×20minの塗装焼付処理後の部材の衝撃圧潰吸収エネルギーは、10000J以上の高い特性値を得ることができない。
【００３１】
一方、この960〜860℃の温度域での全圧下率が[-150(Nb+C)+76]%を超える場合は、未再結晶オーステナイトから変態する組織の体積率が80%を超えるようになり、冷間圧延、焼鈍後の組織に加工組織が認められるため、鋼板の延性が著しく劣化する。従って、仕上圧延時の960〜860℃の温度域での全圧延率r(%)を不等式
30≦r≦-150(Nb+C)+76    (1)
で示される範囲内とする。
【００３２】
平均ひずみ速度v(s-1)： -200(Nb+C)+68≦v≦-200(Nb+C)+128
仕上圧延時の上記温度域（960〜860℃）における平均ひずみ速度が [-200(Nb+C)+68]s-1未満であると、熱延板組織の段階で未再結晶オーステナイトから変態する組織の体積率が20%未満と低くなり、冷間圧延、焼鈍後の組織の平均粒径平均結晶粒径が5μm以下とならない。
【００３３】
一方、平均ひずみ速度が[-200(Nb+C)+128]s-1を超えると、未再結晶オーステナイトから変態する組織の体積率が80%を超えるようになり、冷間圧延、焼鈍後の組織に加工組織が存在するようになるため、鋼板の延性が著しく劣化する。従って、仕上圧延時の上記温度域（960〜860℃）における平均ひずみ速度v(s-1)を不等式
-200(Nb+C)+68≦v≦-200(Nb+C)+128    (2)
で示される範囲内とする。
【００３４】
これらの高強度冷延鋼板の製造方法の発明は、焼鈍工程の後、さらに溶融亜鉛めっき処理を施す工程を有することを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法とすることもできる。
【００３５】
この発明は、上述の高強度冷延鋼板の製造において、焼鈍工程の後、焼鈍温度からの冷却の途中で、鋼板表面に溶融亜鉛めっき処理を施すことにより、高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造する。
【００３６】
以上の製造工程を経て、本発明の意図する耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。また、このようにして得られた鋼板に、電気めっき、化成処理などの表面処理を施しても所望の鋼板特性を損なうことはない。
【００３７】
【発明の実施の形態】
発明の実施に当たっては、はじめに上記化学成分の鋼を溶製し、鋳造する。鋼の溶製、鋳造の方法は特に限定はなく、成分偏析等、特に組織の不均一など無ければ良い。また、鋳造されたスラブは、鋳造後、直ちに熱間圧延しても良いし、或いは、一旦冷却し、加熱してから圧延しても良い。粗圧延した後、仕上圧延を実施し、コイルに巻き取る。
【００３８】
本発明では、耐衝撃性能に優れた鋼板を得るための組織因子を鋭意検討した結果、フェライト、第二相(オーステナイトの低温変態相または残留オーステナイト)を含む複合組織鋼板で、これらの組織を微細均一化することが必須であり、そのためには熱延板段階から組織を細粒化することが重要であることを見出した。
【００３９】
次に、硬質組織の多い材料ほど、素材自体の変形抵抗が高いため、プレス成形後の部材の高速圧潰変形に対しても変形荷重が大きくなり、部材は潰れ難くなることにより、耐衝撃性能は向上する。しかし、圧潰時のエネルギー吸収能が求められるロッカー等の部材には、部材の潰れ易さが要求されるため、素材としては塑性変形能の高い軟質組織が重要となる。このように部材の耐衝撃性を向上させるには、素材として、軟質のフェライトと硬質のオーステナイトの低温変態相(マルテンサイトまたはベイナイト)または残留オーステナイトを含む複合組織鋼板が有望である。
【００４０】
さらに、仕上圧延時には、圧延率と平均ひずみ速度を制御して、熱延板組織を未再結晶オーステナイトから変態した微細組織とすることにより、冷間圧延および焼鈍後の鋼板組織の微細化を図る。熱延板組織はスラブ加熱条件、熱間圧延条件等により制御されるが、組織の細粒化を図るには、仕上圧延スタンドミルの後段パス側での圧延率、ひずみ速度等の圧延条件の適正化が有効である。
【００４１】
特に、オーステナイト単相域における960〜860℃の温度域での圧延条件(圧延率、ひずみ速度)を適正化して、Ar3点以上で仕上圧延を終了し、圧延時に未再結晶状態のオーステナイトを形成させて、これからフェライト、第二相組織(パーライト、マルテンサイト、ベイナイト等)を変態させる事が極めて重要であることを見出した。
【００４２】
そこで、実験により具体的数値を求めた。以下に、その詳細について説明する。
【００４３】
実験に用いた鋼板は、化学成分がmass%でC:0.03〜0.08%、Si:0.05〜0.30%、Mn:2.7〜3.2%、P:0.01〜0.03%、S:0.001〜0.008%、sol.Al:0.04〜0.06%、N:0.003〜0.004%、Nb:0.01〜0.07%、Cr:0.2 〜0.4%のスラブ(板厚:30mm)に粗圧延および仕上圧延を施して得られた熱延板(板厚2.8mm)を板厚1.2mmまで冷間圧延した後、840℃で焼鈍し、次いで伸長率0.5%にて調質圧延して作製した焼鈍板である。
【００４４】
ここで、仕上圧延時は960〜860℃の温度域での圧延率と平均ひずみ速度をそれぞれ10〜80%、70〜90 s-1に変化させて、840℃で圧延を終了した。熱延板または焼鈍板の組織は、走査型電子顕微鏡を用いて、圧延方向に平行な垂直断面にて観察した。焼鈍板において、無作為に抽出した200個分のフェライト、第二相の体積率および平均結晶粒径(焼鈍板)を測定した。また、フェライト、第二相の体積率を定量化した。
【００４５】
また、熱延板に関しては、未再結晶オーステナイトより変態した組織の体積率を定量化した。次に、この焼鈍板の中から、比較的強度差が小さく、平均粒径の大きく異なる材料を用いて、図1に示すハット型形状にプレス成形し、次いで170℃×20minの塗焼付相当の熱処理を施した後、成形材を衝撃圧潰試験に供した。
【００４６】
試験で得られた荷重−ストローク曲線から、変位が0〜130mmまでの仕事量(衝撃圧潰吸収エネルギー)を計算し、この特性値にて部材の耐衝撃性能を評価した。ミクロ組織を定量化した結果を図2に示す。
【００４７】
得られた焼鈍板は830〜900MPaのTSを有する。また、図2の結果から明らかなように、最終焼鈍板で得られるフェライト、第二相組織(オーステナイトの低温変態相または残留オーステナイト)の平均粒径は仕上圧延時の860〜960℃の温度域での圧延率およびNb+C量と相関が有る。つまり、圧延率が30%未満の場合、いずれの熱延板でも未再結晶オーステナイトからの変態組織が20%未満と少なく、焼鈍後のフェライト、第二相の平均粒径は6〜10μｍと大きい。
【００４８】
圧延率の増大に伴ない、未再結晶オーステナイトからの変態組織の体積率が増加し、焼鈍板組織の平均粒径は減小するが、圧延率の上限はNb+C量との関係式r=-150(Nb+C)+76で規定される。つまり、圧延率が-150(Nb+C)+76よりも大きい場合、未再結晶オーステナイトからの変態組織の体積率が81〜90%と高く、焼鈍板では加工組織が残留する。一方、圧延率が30%以上で-150(Nb+C)+76以下の場合、熱延板では、未再結晶オーステナイトからの変態組織の体積率が20〜80%となり、焼鈍板では、フェライト、第二相の平均粒径が5μm以下の細粒組織が得られている。
【００４９】
次に、部材の耐衝撃性能を評価した結果を図3に示す。評価に用いた鋼板は、830〜860MPaのTSを有する。図3の結果から明らかなように、部材の衝撃吸収エネルギーは素材組織(フェライトおよび第二相)の平均粒径と関係があり、粒径の増大に伴ない、吸収エネルギーは減小する。特に、粒径が5μmを超える場合には、吸収エネルギーの低下が大きい。一方、粒径を5μm以下にすることにより、高い吸収エネルギーが得られている。
【００５０】
続いて、焼鈍板組織を微細化するための熱延条件の適正範囲(ひずみ速度の適正値)を、次の実験により求めた。実験に用いた鋼板は、化学成分がmass%でC:0.04〜0.08%、Si:0.10〜0.25%、Mn:2.8〜3.0%、P:0.01〜0.03%、S:0.003〜0.005%、sol.Al:0.04〜0.06%、N:0.003〜0.004%、Nb:0.01〜0.07%、Cr:0.1〜0.3%のスラブ(板厚:30mm)に粗圧延および仕上圧延を施して得られた熱延板(板厚2.8mm)を板厚1.2mmまで冷間圧延した後、830℃で焼鈍し、次いで伸長率0.5%にて調質圧延して作製した焼鈍板である。
【００５１】
尚、仕上圧延時は960〜860℃の温度域での圧延率と平均ひずみ速度をそれぞれ45%、20〜190 s-1に変化させて、840℃で圧延を終了した。熱延板および焼鈍板組織の第二相体積率、平均結晶粒径は上記と同様の方法にて求めた。結果を図4に示す。
【００５２】
焼鈍板は850〜950MPaのTSを有する。また、図4の結果から明らかなように、焼鈍板組織の平均粒径は960〜860℃の温度域での圧延時の平均ひずみ速度およびNb+C量と相関が有り、平均ひずみ速度とNb+C量との関係式で適正粒径範囲が規定できる。即ち、平均ひずみ速度vが-200(Nb+C)+68以上で-200(Nb+C)+128以下の場合には、熱延板では、未再結晶オーステナイトからの変態組織の体積率が20〜80%となり、焼鈍板では、フェライト、第二相の平均粒径が5μm以下の細粒組織が得られている。
【００５３】
このように、本発明では、オーステナイト単相域で仕上圧延する際、特に、860〜960℃の温度域での圧延条件(圧延率、平均ひずみ速度)を適正制御することにより、未再結晶オーステナイトより変態した微細な熱延板組織が得られる。更に、冷延、焼鈍後においても細粒組織が得られるため、成形および熱処理後の部材の耐衝撃性能を向上できる。また、仕上圧延の終了温度は、鋼板表層部の組織の粗大化を抑制するためから、Ar3点以上とした方が良い。
【００５４】
仕上圧延後、コイルに巻き取られるが、鋼板表層部の組織の粗大化を抑制し、板厚方向で均一な組織を得るためから、コイル巻取温度は650℃以下とした方が良い。次に、この熱延コイルを酸洗し、冷間圧延を施す。冷間圧延率は所定の製品板厚に合わせて設定されるが、圧延負荷を低減するためから、圧延率は90%以下とする。
【００５５】
この後、連続焼鈍または連続溶融亜鉛めっきプロセスを経て、微細なフェライトおよび第二相組織(オーステナイトの低温変態相または残留オーステナイト)を有する複合組織鋼板を製造する。この際、フェライトを再結晶させるためとオーステナイトからの低温変態相(マルテンサイトまたはベイナイト)または残留オーステナイトを安定して形成させるためから、加熱温度は750℃以上とするのが好ましい。
【００５６】
また、これらの組織の粗大化を抑制して、平均粒径5μm以下の微細組織を得るためには、加熱温度の上限は880℃とし、また、加熱時間は120〜240秒間とする。連続焼鈍、連続溶融亜鉛めっきプロセスのいずれの場合も加熱後の冷却条件は特に厳しい管理を必要としないが、オーステナイトからパーライトへの変態を抑制するため、加熱後、500℃までの平均冷却速度を3℃/s以上とした方が良い。
【００５７】
さらに、溶融亜鉛めっき処理を施す場合は、鋼板を加熱した後、冷却し、溶融めっき浴に浸漬した後、再度、冷却する。この場合、めっき処理条件は特に限定する必要はなく、また、亜鉛めっき後、必要に応じて、めっき層に合金化処理を施しても良い。この後、得られた鋼板に伸長率0.1〜1.0%にて調質圧延を施し、コイルに巻取る。
【００５８】
【実施例】
以下に本発明の実施例を示す。
【００５９】
(実施例１)
表１に示す成分の鋼(鋼番1〜10:本発明鋼、鋼番11〜16:比較鋼)を実験室にて溶製した後、鋳造して、板厚50mmのスラブを作製した。このスラブを板厚30mmまで分塊圧延した後、大気炉にて1270℃で1hr加熱して、熱間圧延に供した。仕上圧延時には、960〜860℃の温度域での圧延率を45%、平均ひずみ速度を80s-1とし、仕上温度を840℃として圧延を実施し、その後、550℃×1hrの巻取相当の熱処理を施して、板厚3.0mmの熱延板を作製した。
【００６０】
【表１】
0003858146.tif 000002
【００６１】
次に、この熱延板を酸洗し、板厚1.2mmまで冷間圧延した。続いて、この冷延板を、820℃で180sec均熱し、平均冷却速度5℃/sで冷却して、460℃の溶融亜鉛めっき浴中に浸漬した後、550℃で亜鉛めっき層の合金化処理を施した。その後、この亜鉛めっき鋼板に伸長率0.5%にて調質圧延を施した。このようにして得られた亜鉛めっき鋼板を用いて、ミクロ組織観察、引張特性の評価および部材の耐衝撃性能の評価を実施した。
【００６２】
熱延板または焼鈍板の組織は、走査型電子顕微鏡を用いて、圧延方向に平行で板面に垂直な断面にて観察した。焼鈍板において、無作為に抽出した200個分のフェライト、第二相の体積率および平均結晶粒径(焼鈍板)を測定した。また、フェライト、第二相の体積率を定量化した。尚、熱延板に関しては、未再結晶オーステナイトより変態した組織の体積率を定量化した。
【００６３】
焼鈍板において、フェライトおよび第二相(マルテンサイト、ベイナイト、または残留オーステナイト)の平均粒径が5μm以下の場合には、組織良好とし、また、これらの組織の平均粒径が5μmを超える場合やパーライト、加工組織などが認められた場合は、組織不良とした。また、引張特性値は日本工業規格JIS Z2201に記載の5号試験片を用いて、圧延直角方向にて引張試験を行ない、測定した。
【００６４】
プレス成形部材の耐衝撃性能は、図1に示すハット型部材に170℃×20minの熱処理を施した後、これを衝撃圧潰試験に供し、試験で得られた荷重ーストローク曲線から、変位が0〜130mmまでの仕事量(衝撃圧潰吸収エネルギー)を計算して評価した。この吸収エネルギーが10000Ｊ以上の場合には、特性良好とし、また、吸収エネルギーが10000Ｊ未満の場合には、特性劣化と評価した。
【００６５】
これらの特性を評価した結果を表２に示す。
【００６６】
【表２】
0003858146.tif 000003
【００６７】
本発明例No.1〜10 (鋼番1〜10)はいずれも本発明成分範囲にあり、熱延板では、未再結晶オーステナイトからの変態相が30〜70%含まれており、焼鈍板では、平均粒径1〜4μｍの微細フェライトおよび第二相組織が得られている。また、いずれもTSは780MPa以上を満足し、部材の吸収エネルギーは11000〜13000Ｊと高い。
【００６８】
一方、比較例No.11〜16は化学成分が本発明範囲外にあるため、鋼板組織、引張特性、部材の衝撃圧潰特性のいずれかを満足しない。比較例No.11、12はいずれも強度不足である。また、比較例No.13は、Cが高く、圧延方向でバンド組織が発達しているため、部材の衝撃吸収エネルギーは9500Ｊと低い。比較例No.14、15は加工組織が存在するため、Elが低い。比較例No.16はフェライトおよび第二相の平均粒径がいずれも7μmと大きいため、部材の衝撃圧潰吸収エネルギーは8300Ｊと低い。
【００６９】
(実施例2)
表1の鋼番2(本発明鋼)の鋼から板厚60mmのスラブを作製した。このスラブを30mm厚まで分塊圧延した後、大気炉にて1290℃で1hr加熱し、熱間圧延を実施した。仕上圧延は、850℃、975℃の二水準の仕上温度にて行なった。前者(850℃仕上)の場合には、960〜860℃の温度域での圧延率を20〜60%、平均ひずみ速度を40〜130s-1にそれぞれ変化させて圧延を実施し、また、後者(975℃仕上)の場合には、仕上最終パス(975℃)の圧延率を40%、ひずみ速度を90 s-1として圧延した。
【００７０】
仕上圧延後、570℃×1hrの巻取シミュレートを行ない、板厚3.0mmの熱延板を作製した。続いて、熱延板を酸洗し、1.2mm厚まで冷間圧延した後、焼鈍した。焼鈍は、840〜895℃(975℃仕上圧延材は840℃)で180sec均熱保持した後、平均速度10℃/sで冷却して、400℃にて550sec保持し、次いで、平均速度5℃/sで室温まで冷却する連続焼鈍を実施した。
【００７１】
更に、この焼鈍板に伸長率0.5%にて調質圧延を施した後、上記と同様の方法にて、ミクロ組織観察、引張特性の評価および部材の耐衝撃性能の評価を行なった。結果を表３に示す。
【００７２】
【表３】
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【００７３】
本発明例No.26、27、30、31は製造条件が本発明範囲にあり、熱延板では、未再結晶オーステナイトからの変態組織が35〜70%、焼鈍板では、平均粒径1〜3μmの微細フェライトおよび第二相組織が得られている。また、TSはいずれも780MPa以上で、部材の衝撃圧潰吸収エネルギーは11000〜12200Ｊと高い。
【００７４】
一方、比較例No.21〜25、28、29、32〜34は、製造条件が本発明範囲外にあるため、ミクロ組織、引張特性、部材の衝撃吸収エネルギーのいずれかを満足しない。比較例No.21〜25、29、33、34は、平均粒径5μm以下の微細組織が得られておらず、部材の吸収エネルギーも低い。比較例No.28、32は加工組織が存在し、延性が劣化している。
【００７５】
【発明の効果】
本発明によれば、鋼の化学成分を規定するとともに、仕上圧延時に所定の温度域における圧延条件(圧延率、ひずみ速度)を適正化することにより、熱延板組織の微細化が可能であり、更に、冷延、焼鈍後においても微細なフェライトおよび第二相(マルテンサイトまたはベイナイト、または残留オーステナイト)を有する冷延鋼板または溶融亜鉛めっき鋼板を製造する事ができる。
【００７６】
この鋼板により、プレス成形および熱処理を施した後の部材の耐衝撃性能を向上させることができる。このように、鋼の化学成分と製造条件を規定することにより、780MPa以上の強度を有する耐衝撃性能に優れた冷延鋼板または溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造することが可能であり、プレス成形後に良好な耐衝撃性能の求められる自動車の構造部品等へ適用できることから、自動車業界における利用価値は大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】部材の耐衝撃性能の評価方法を示す図。
（ａ）衝撃試験の部材形状    （ｂ）衝撃試験方法
【図２】熱延板組織と焼鈍板組織におよぼす圧延率r(860〜960℃)とNb+C量の影響を示す図。
熱延板組織：未再結晶オーステナイトから変態した組織の体積率
焼鈍板組織：フェライトと第二相の平均粒径
【図３】部材の圧潰吸収エネルギーにおよぼす焼鈍板組織(フェライト、第二相)の平均粒径の影響を示す図。
【図４】熱延板組織と焼鈍板組織におよぼす圧延時(860〜960℃)の平均ひずみ速度とNb+C量の影響を示す図。
熱延板組織：未再結晶オーステナイトから変態した組織の体積率
焼鈍板組織：フェライトと第二相の平均粒径
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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