JP4441417B2 - 成形加工性と溶接性に優れる高張力冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、最大引張強度（ＴＳ）７００ＭＰａ以上で降伏比０．６０以下、Ｃｅｑ値０．２５以下を有し、優れた張出し成形性と伸びフランジ性、かつ優れたスポット溶接性・アーク溶接性、さらに優れた耐衝撃特性をすべて兼備する、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に特に適した高張力冷延鋼板に関するものである。
近年、自動車部材の軽量化のために、ハイテンと呼ばれる高強度鋼板の使用比率が増大している。しかしながら、鋼板が高強度化するほど冷間プレス成形性は低下するため、高い引張強度と高い成形加工性を兼備した鋼板の開発が望まれていた。主に自動車の構造用部材や補強用部材に使用されるＴＳ：７００ＭＰａ以上の鋼板は、伸びフランジ成形性、曲げ成形性、張出し成形性に優れることが要求される。一般的に伸びフランジ成形性と曲げ成形性は局部延性能と関係があることから、高い局部伸びおよび全伸びを持った鋼板が指向され、一方、張出し成形性は鋼板のｎ値と相関があることから、低い降伏比（ＴＳ／ＹＳ比）を有する鋼板が指向されていた。
さらに、自動車部品は、スポット溶接、アーク溶接、レーザー溶接等で溶接されるため、高い溶接後の継ぎ手強度を兼備することが求められていた。しかしながら、鋼板の高強度化に伴って、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ等の含有量が増加し、それに伴い溶接部強度が低下するという問題点があり、含有する合金元素量を極力増やさずに低降伏比を満たした上で高強度化させることが望まれていた。
このような課題に対し、特開平１１−２７９６９１号公報（特許文献１）にはＴＳが４９０〜８８０ＭＰａとなる加工性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が、また、特開２０００−８０４４０号公報（特許文献２）には優れた伸びフランジ特性およびスポット溶接性を有するＴＳ：７００ＭＰａ以上の冷延薄鋼板およびその製造方法が、また、特開２００１−１５２２８７号公報（特許文献３）にはスポット溶接性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法が、また、特開２００１−２２６７４２号公報（特許文献４）には成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が、また、特開２００３−２３１９４１号公報（特許文献５）には溶接性が良好な高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板とその製造方法が開示されている。
しかしながら、特許文献１に開示されている方法では、７００ＭＰａ以上のＴＳを得ようとすると、降伏比が高いために張り出し成形性が劣るか、あるいは降伏比を低めようとするとＣ，Ｓｉ，Ｍｎ含有量を高める必要があり、溶接性が劣化するという問題点を有していた。また、特許文献２には優れた伸びフランジ特性およびスポット溶接性にさらに歪時効硬化性を具備するＴＳ：７００ＭＰａ以上の冷延薄鋼板およびその製造方法が開示されている。しかしながら、この方法では主相がベイナイトであるために降伏比が高く、また強度伸びバランスが低いために曲げ成形性が必ずしも十分でなく、また、降伏比を低めようとするとＣ，Ｓｉ，Ｍｎ含有量を高める必要があり、その結果、溶接性が劣化するという問題点を有していた。
また、特許文献３には成分および組織分率を規定したスポット溶接性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法が開示されている。しかしながら、この方法では強度伸びバランスは非常に優れるものの、溶接性に優れたＴＳ：７００ＭＰａ以上の鋼板を作ることは困難である。また、特許文献４には成分および組織を規定した成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が開示されている。しかしながら、この方法では強度伸びバランスは非常に優れるものの、ＴＳ：７００ＭＰａ以上を得ようとするとＳｉ添加量を高める必要があり、化成処理性が悪化するかあるいは溶接性が劣化するという問題点があり、さらに降伏比も高いという問題点があった。
また、特許文献５には成分および組織を規定した７８０ＭＰａ以上のＴＳを要する溶接性が良好な高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板とその製造方法が開示されている。しかしながら、この方法では０．４％未満のＳｉ含有量の場合は延性が低く、一方、０．４％以上のＳｉ量の場合、全伸びは多少改善されるものの溶接性が劣化するという問題点を有していた。
本発明は、最大引張強度（ＴＳ）７００ＭＰａ以上で降伏比０．６０以下、Ｃｅｑ値０．２５以下を有し、優れた張出し成形性と曲げ成形性と伸びフランジ性、かつ優れたスポット溶接性・アーク溶接性、さらに優れた耐衝撃特性をすべて兼備する自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に適した高張力冷延鋼板を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意、実験と検討を重ねた結果、ＴｉとＢ、さらにＭｏあるいはＷを複合的に添加させ、かつその他の合金元素を適正量添加し、フェライト相を主体とし、残部をマルテンサイト、ベイナイト、オーステナイトとなる組織とすることで、引張強度で７００ＭＰａ以上で、かつ低降伏比、高延性、優れた溶接性を兼備する鋼板を製造できることを見出した。
すなわち、本発明は成形加工性と溶接性に優れる高張力冷延鋼板であって、その要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．４〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、Ｎｂ：０．０４％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３％を含有し、さらに、Ｍｏ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下のうち１種または２種の合計で０．０３〜１．０％含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、フェライト相の組織分率が６０〜９５％であり、引張強さ：７００ＭＰａ以上、降伏比：０．６０以下で、かつＣｅｑ：０．２５以下であることを特徴とする成形加工性と溶接性に優れる高張力冷延鋼板。
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．４〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、Ｎｂ：０．０４％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３％を含有し、さらに、Ｍｏ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下のうち１種または２種の合計で０．０３〜１．０％含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、フェライト相の組織分率が６０〜９５％であり、引張強さ：７００ＭＰａ以上、降伏比：０．６０以下で、かつＣｅｑ：０．２５以下であることを特徴とする成形加工性と溶接性に優れる高張力冷延鋼板。
（２）前記成分に加えて、下記ａ群〜ｃ群の１群または２群以上を含むことを特徴とする（１）記載の成形加工性と溶接性に優れる高張力冷延鋼板。
ａ群：Ｖ、Ｔａ、Ａｌのうち１種または２種以上を合計で０．００２〜０．１質量％。
ｂ群：Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃｅ、ＲＥＭのうち１種または２種以上を合計で０．００１〜０．０１質量％。
ｃ群：Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉのうち１種または２種以上を合計で０．００２〜２．０質量％。
ａ群：Ｖ、Ｔａ、Ａｌのうち１種または２種以上を合計で０．００２〜０．１質量％。
ｂ群：Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃｅ、ＲＥＭのうち１種または２種以上を合計で０．００１〜０．０１質量％。
ｃ群：Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉのうち１種または２種以上を合計で０．００２〜２．０質量％。
（３）析出物粒子径が０．１μｍ以上であり、かつｆｃｃ構造を有する鉄炭化物あるいは鉄炭硼化物の密度分布が１ｍｍ2 あたり５００００個以下であることを特徴とする（１）または（２）記載の成形加工性と溶接性に優れる高張力冷延鋼板。
（４）前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の鋼板に電気めっき、または溶融亜鉛めっき、または合金化亜鉛めっきが施されていることを特徴とする成形加工性と溶接性に優れる高張力冷延鋼板。
（４）前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の鋼板に電気めっき、または溶融亜鉛めっき、または合金化亜鉛めっきが施されていることを特徴とする成形加工性と溶接性に優れる高張力冷延鋼板。
（５）前記（１）又は（２）記載の化学成分からなる鋼素材を１１００℃以上に加熱し、Ａｒ3 温度以上で仕上げ熱延を行い、６５０℃以下の巻取処理を行い、ついで前記熱延鋼板に冷間圧延を施した後、連続焼鈍設備において、Ａｃ1 温度以上かつ（Ａｃ3 温度−３０℃）以下で焼鈍し、６５０℃〜４５０℃間を平均冷却速度：１０〜２００℃／ｓで冷却し、４００℃〜２５０℃間の温度域で１００〜４００ｓ保持することを特徴とする成形加工性と溶接性に優れる高張力冷延鋼板の製造方法。
（６）前記（１）又は（２）記載の化学成分からなる鋼素材を１１００℃以上に加熱し、Ａｒ3 温度以上で仕上げ熱延を行い、６５０℃以下の巻取処理を行い、ついで前記熱延鋼板に冷間圧延を施した後、連続溶融亜鉛めっき設備において、Ａｃ1 温度以上かつ（Ａｃ3 温度−３０℃）以下で焼鈍し、６５０℃〜４５０℃間を平均冷却速度：１０〜２００℃／ｓで冷却することを特徴とする成形加工性と溶接性に優れる高張力冷延鋼板の製造方法。
本発明は、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に好適な、ＴＳで７００ＭＰａ以上の高強度と、優れた成形加工性と優れた溶接性を兼備する鋼板を安価に提供できる。さらに、本発明鋼板は、高い焼付け硬化能と常温非時効性を併せて有する特徴がある。
本発明者らは、まず始めに、低降伏比を有するＤＰ鋼において、溶接性を低下させるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ等の合金元素添加量が少ない場合にＴＳ：７００ＭＰａ以上が達成されなくなる原因について調査した。その結果、マルテンサイト変態あるいはベイナイト変態が連続焼鈍ラインあるいは連続めっきラインの焼鈍後冷却中に完了し、過時効帯あるいは合金化炉内での時効中に、硬質なマルテンサイト相あるいはベイナイト相の焼き戻し軟化が起こるために、ＴＳ：７００ＭＰａ以上が得られにくいことを見出した。
本発明者らは硬質相の焼き戻し軟化が起こらない成分系を検討した結果、ＴｉとＢに加え、さらにＭｏあるいはＷの１種または２種を含有させ、かつその他の成分を適正範囲にすることによって、高い過時効温度あるいは合金化温度においても強度低下が起こらないことを見出し、さらにこの成分においては優れた伸び特性が両立できることを見出した。
次いで、本発明者らは優れた延性が発現する原因について調査した。その結果、ＴｉとＢにさらにＭｏあるいはＷの１種または２種を含有する鋼では、α＋γ２相域への焼鈍加熱中あるいは加熱後の冷却中に旧γ粒界上あるいはα／γ界面上に析出するｆｃｃ構造の粗大炭化物あるいは炭硼化物の析出が顕著に抑制されており、これが優れた伸び特性を呈する原因のひとつであることを見出し、本発明に至った。
以下に、本発明について詳細に説明する。
まず、成分の限定理由について説明する。なお、％は質量％を意味する。
Ｃ：Ｃは強度および組織の調整に主に用いられる。しかし、０．０５％未満であると７００ＭＰａ以上の引張強度と成形加工性を両立することが難しくなる。一方、０．１２％を超えるとスポット溶接性の確保が困難となる。このため、その範囲を０．０５〜０．１２％に限定した。
まず、成分の限定理由について説明する。なお、％は質量％を意味する。
Ｃ：Ｃは強度および組織の調整に主に用いられる。しかし、０．０５％未満であると７００ＭＰａ以上の引張強度と成形加工性を両立することが難しくなる。一方、０．１２％を超えるとスポット溶接性の確保が困難となる。このため、その範囲を０．０５〜０．１２％に限定した。
Ｓｉ：ＳｉはＣと同様に、強度および組織の調整に主に用いられる。しかしながら、０．４％未満であると伸びの劣化による成形加工性の低下が顕著になり、また、１．５％を超えると化成処理性あるいは亜鉛めっき鋼板の場合はめっきの濡れ性が低下する。従って、Ｓｉ含有量は０．４〜１．５％の範囲に制限した。
Ｍｎ：ＭｎはＣと同様に、強度および組織の調整に主に用いられる。Ｍｎは安価に鋼の焼入れ性を高める元素であるので、積極的に利用することが好ましい。しかしながら、１．０％未満であると７００ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難になり、３．０％を超えると溶接性が悪化する。このため、Ｍｎ含有量の適正範囲を１．０〜３．０％の範囲内に限定した。なお、成形性の観点からは、２．４％以下とすることが好ましい。
Ｍｎ：ＭｎはＣと同様に、強度および組織の調整に主に用いられる。Ｍｎは安価に鋼の焼入れ性を高める元素であるので、積極的に利用することが好ましい。しかしながら、１．０％未満であると７００ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難になり、３．０％を超えると溶接性が悪化する。このため、Ｍｎ含有量の適正範囲を１．０〜３．０％の範囲内に限定した。なお、成形性の観点からは、２．４％以下とすることが好ましい。
Ｐ：Ｐは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。０．０４％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を０．０４％以下に限定した。下限は特に限定しないが、不可避的不純物として０．０００３％以上含有するものとする。 Ｓ：Ｓは不純物として存在する。主にＭｎＳとして鋼中に存在するが、Ｓの含有量が０．０１％を超えると伸びの低下が顕著になるので、その範囲を０．０１％以下に限定した。下限は特に限定しないが、不可避的不純物として０．０００３％以上含有するものとする。
Ｔｉ：Ｔｉは主にＴｉＮとして鋼中のＮを固着し、ＢＮの析出を防ぎ、粒界偏析ＢとしてＭｏあるいはＷとＢの複合効果を有効に発現させるために本発明において重要な元素である。しかしながら、０．００３％未満ではＮが十分に固着されずにＢ添加の効果がなくなる。また、０．０５％以上では、ＴｉＣの析出により伸びが低下するので、その範囲を０．００３〜０．０５％に限定した。より好ましいＴｉ含有量は、含有するＮ量に応じて、３．０＞（［％Ｔｉ］／［％Ｎ］）×（１４／４８）＞０．８を満たす範囲内である。
Ｎｂ：Ｎｂは鋼の強度を増加させるために用いられる。しかしながら、０．０４％を超えるとＮｂ炭化物による伸びの劣化が顕著になる。従って、その範囲を０．０４％以下に制限した。製造コストの観点から、Ｎｂは０．００５％以上添加させることがより望ましく、また、未再結晶フェライトによる伸びの低下を抑制する観点からは、０．０３％以下の添加が望ましい。
Ｎ：Ｎは主にオーステナイト域の結晶粒径制御に用いられる。しかしながら、Ｎが０．０１％を超えると、窒化物の析出量が過大になり、成形性が低下するので、Ｎ含有量の範囲を０．０１％以下とした。
Ｂ：Ｂは本発明において最も重要な元素の一つである。しかしながら、０．０００３％未満であると、ＴＳ：７００ＭＰａ以上を得ることが難しく、さらに０．００３％を超えると粗大な硼化物あるいは硼炭化物の析出により成形性が劣化する。このため、Ｂ含有量の適正範囲を０．０００３〜０．００３％の範囲内に限定した。Ｂは微量添加で焼入れ性を上昇させる元素であるので、コスト上０．０００６％以上添加することが望ましい。Ｂのマクロ偏析に起因する材質の不均一性を抑える観点からは、０．００２％以下の添加がより望ましい。
Ｂ：Ｂは本発明において最も重要な元素の一つである。しかしながら、０．０００３％未満であると、ＴＳ：７００ＭＰａ以上を得ることが難しく、さらに０．００３％を超えると粗大な硼化物あるいは硼炭化物の析出により成形性が劣化する。このため、Ｂ含有量の適正範囲を０．０００３〜０．００３％の範囲内に限定した。Ｂは微量添加で焼入れ性を上昇させる元素であるので、コスト上０．０００６％以上添加することが望ましい。Ｂのマクロ偏析に起因する材質の不均一性を抑える観点からは、０．００２％以下の添加がより望ましい。
Ｍｏ：Ｍｏは本発明において最も重要な元素の一つであり、焼鈍後のγ→α変態を抑制し、さらに硬質相の焼き戻し軟化を抑制する効果がある。しかしながら、１．０％を超えると伸びが低下するので、１．０％以下の範囲内に制限した。
Ｗ：Ｗは本発明において最も重要な元素の一つであり、焼鈍後のγ→α変態を抑制し、さらに硬質相の焼き戻し軟化を抑制する効果がある。しかしながら、１．０％を超えると伸びが低下するので、１．０％以下の範囲内に制限した。
Ｗ：Ｗは本発明において最も重要な元素の一つであり、焼鈍後のγ→α変態を抑制し、さらに硬質相の焼き戻し軟化を抑制する効果がある。しかしながら、１．０％を超えると伸びが低下するので、１．０％以下の範囲内に制限した。
ＭｏとＷの合計量：ＭｏとＷの添加量が合計で０．０３％未満であると、焼鈍後のγ→α変態を抑制効果が無く、さらに焼鈍中あるいは焼鈍後冷却中に析出して伸びを劣化させるｆｃｃ構造の鉄炭化物あるいは鉄炭硼化物の形成を抑制できない。一方、合計で１．０％を超えると伸びが低下する。このため、その適正範囲を、Ｍｏ、Ｗの１種又は２種の合計で０．０３〜１．０％に制限した。ただし多量のＭｏおよびＷの添加はコスト高になるので、必要最小限の含有が望ましい。この場合、ｆｃｃ構造の鉄炭化物あるいは鉄硼化物の形成を必要最低限抑えうるという観点で、上記の合計量で０．３５％以下の添加がより好ましい条件である。
本発明では、上記した成分に加えて、さらに、ａ群〜ｃ群のうちの１群または２群以上を含有しても、本発明の目的を達成することができる。
ａ群：Ｖ、Ｔａ、Ａｌのうち１種または２種以上を合計で０．００２〜０．１％。
Ｖ、Ｔａ、Ａｌは脱酸元素、あるいは、炭窒化物形成元素として用いて強度および組織を調整するのに用いられる。このような効果を得るためには、１種または２種以上を合計で０．００２％以上含有することが好ましい。しかしながら、合計で０．１％を超えると成形性が低下するので、その合計量の範囲を０．００２〜０．１％とした。
ａ群：Ｖ、Ｔａ、Ａｌのうち１種または２種以上を合計で０．００２〜０．１％。
Ｖ、Ｔａ、Ａｌは脱酸元素、あるいは、炭窒化物形成元素として用いて強度および組織を調整するのに用いられる。このような効果を得るためには、１種または２種以上を合計で０．００２％以上含有することが好ましい。しかしながら、合計で０．１％を超えると成形性が低下するので、その合計量の範囲を０．００２〜０．１％とした。
ｂ群：Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃｅ、ＲＥＭのうち１種または２種を合計で０．００１〜０．０１％。
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＣｅおよびＲＥＭは脱酸に用いる元素であり、１種または２種を合計で０．００１％以上含有することが好ましい。しかしながら、合計の含有量が０．０１％を超えると、成形加工性の悪化の原因となる。そのため、合計量の範囲を０．００１〜０．０１％とした。なお、本発明において、ＲＥＭとはＬａおよびランタノイド系列の元素を指すものとする。
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＣｅおよびＲＥＭは脱酸に用いる元素であり、１種または２種を合計で０．００１％以上含有することが好ましい。しかしながら、合計の含有量が０．０１％を超えると、成形加工性の悪化の原因となる。そのため、合計量の範囲を０．００１〜０．０１％とした。なお、本発明において、ＲＥＭとはＬａおよびランタノイド系列の元素を指すものとする。
ｃ群：Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉのうち１種または２種以上の合計を０．００２〜２．０質量％。
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉは鋼板の強度を調整するために主に用いられ、０．００２％以上でその効果が観られる。しかしながら、２．０％を超えると表面性状の劣化および成形加工性の低下がみられるため、合計量の適正範囲を０．００２〜２．０％以下の範囲内に限定した。なお、その他の不可避不純物としてＯ（酸素）を０．０１％以下含んでいてもよい。
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉは鋼板の強度を調整するために主に用いられ、０．００２％以上でその効果が観られる。しかしながら、２．０％を超えると表面性状の劣化および成形加工性の低下がみられるため、合計量の適正範囲を０．００２〜２．０％以下の範囲内に限定した。なお、その他の不可避不純物としてＯ（酸素）を０．０１％以下含んでいてもよい。
フェライト相の組織分率：フェライト相の組織分率が６０％未満である場合、または、９５％を超える場合には、０．６０以下の降伏比と優れた伸び特性が両立しない。このためフェライト相の組織分率を６０〜９５％の範囲に制限した。なお、フェライト相の形態としてはポリゴナルフェライトの他に、回復した未再結晶フェライトとベイニティックフェライトを含むものとする。フェライト相の組織分率は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により組織観察を行い、画像処理によって測定した面積率と定義する。
フェライト相以外の残部は、マルテンサイト、ラスベイナイト、オーステナイトの何れか１種又は２種以上である。優れた伸びはオーステナイト相の存在による部分もあるので、オーステナイト相を３％以上含むことがより好ましい。ただし、９％超含有すると０．６０以下の降伏比を得ることが困難となるので、オーステナイト相の分率は３〜９％の範囲であることが好ましい。なお、回復した未再結晶フェライトとラスベイナイト相の分離はＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ法の結晶方位マッピングにより行い、粒内で連続的に方位が変化しているフェライト相あるいは回復して微細なセル構造を有しているフェライト相については未再結晶フェライト相と判断する。オーステナイト分率についてはＸ線回折法により定量する方法が簡易で好適である。
なお、ラスベイナイト相とマルテンサイト相と焼き戻しマルテンサイト相の分離はＳＥＭによる組織観察により行う。ラス内に炭化物が存在しないものをマルテンサイト相、ラス内に一方向に炭化物が列状に並んでいるか、あるいはラス間に炭化物が存在するものをラスベイナイト相、ラス内に母相Ｆｅと複数の方位バリアントで炭化物が析出したものを焼き戻しマルテンサイトと定義する。フェライトの結晶粒径については特に限定しないが、強度伸びバランスの観点から公称粒径で７μｍ以下であることが望ましい。
降伏比０．６０以下：降伏比とは最大引張強度（ＴＳ）と降伏強度（ＹＳ）の比ＹＳ／ＴＳで定義される値であり、鋼板のｎ値と反比例する量である。降伏比が０．６０以下であると、良好なｎ値が得られその結果、優れた張り出し成形性が実現するので、本発明では０．６０以下とした。なお、多くの高張力鋼板の成形加工に対して必要十分な値としては０．５５以下であることがより好ましい。
Ｃｅｑ値０．２５以下：本発明において、溶接性は自動車用鋼板の溶接性指標として最もよく用いられるスポット溶接における炭素当量Ｃｅｑにより評価する。Ｃｅｑが０．２５を超えると、継ぎ手引っ張り強度の低下および成形加工時の溶接部破断が起こる頻度が高くなるので、本発明では溶接性に優れる鋼板としてＣｅｑ：０．２５以下の鋼板を提供するものとする。より好ましくはＣｅｑ：０．２４以下のものである。下限は特に限定しないが、ＴＳ確保のためには０．２０以上とすることが好ましい。
ここで、Ｃｅｑは次式により定義される値である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋２Ｐ＋４Ｓ （質量％）
ここで、Ｃｅｑは次式により定義される値である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋２Ｐ＋４Ｓ （質量％）
ｆｃｃ（面心立方）構造の鉄炭化物あるいは鉄炭硼化物の体積分率：ｆｃｃ構造の鉄炭化物あるいは鉄炭硼化物は焼鈍中あるいは焼鈍後冷却中に旧γ粒界あるいはα／γ界面に析出し、局部伸びを低下させると考えられる。０．１μｍ未満の析出物直径であると伸び特性に及ぼす影響がほとんど無いため、析出物直径を０．１μｍ以上に制限した。また、その面積分率が１ｍｍ2 あたり５００００個を超えると局部伸び特性が劣化するので、その適正範囲を１ｍｍ2 あたり５００００個以下に制限した。１００００個／ｍｍ2 以下がより好ましい範囲である。
ｆｃｃ構造の鉄炭化物あるいは鉄炭硼化物の分布定量方法としては、電解抽出レプリカ法により析出物を抽出し、透過電子顕微鏡により単位面積あたりの個数を計測する方法が簡易で好適である。鋼板中にはｆｃｃ構造の鉄炭化物あるいは鉄炭硼化物の他に、菱面体構造の通称セメンタイトと呼ばれる鉄炭化物が存在するが、セメンタイトはｆｃｃ構造の析出物とは析出サイトが異なるため、本発明の範囲内の成分範囲内では伸びをほとんど劣化させないことがわかっており、セメンタイトについては計測から除外する。
なお、本発明では優れた全伸び、局部伸びを有し成形加工性に優れる鋼板を提供するが、具体的にはＴＳ（ＭＰａ）×全伸び（％）で１７０００以上、ＴＳ（ＭＰａ）×局部伸び（％）で６０００以上の特性を有するものを指す。
なお、本発明では優れた全伸び、局部伸びを有し成形加工性に優れる鋼板を提供するが、具体的にはＴＳ（ＭＰａ）×全伸び（％）で１７０００以上、ＴＳ（ＭＰａ）×局部伸び（％）で６０００以上の特性を有するものを指す。
次に、本発明鋼板の製造条件の限定理由について説明する。
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。熱延スラブ加熱温度は、鋳造中あるいは粗圧延中に析出した炭窒化物を再溶解させる必要があるので、１１００℃以上にする必要がある。
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。熱延スラブ加熱温度は、鋳造中あるいは粗圧延中に析出した炭窒化物を再溶解させる必要があるので、１１００℃以上にする必要がある。
仕上げ圧延温度はγ＋αの２相域になると、鋼板内の組織不均一性および材質の異方性が大きくなり、焼鈍後の成形加工性が劣化するので、Ａｒ3 温度以上に限定した。
なお、Ａｒ3 温度は次の式により計算する。
Ａｒ3 ＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）
なお、Ａｒ3 温度は次の式により計算する。
Ａｒ3 ＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）
巻取温度は６５０℃以下にする必要がある。６５０℃を超えると焼鈍後の組織不均一性が大きくなり、成形加工性が低下する。焼鈍後の組織を微細にして強度延性バランスを向上させる観点からは６００℃以下で巻き取ることがより好ましい。下限については特に定める必要はなく、室温でも構わないが、冷延負荷を減少させる観点からは４００℃以上であることが望ましい。巻取後は冷却し、続いて酸洗等の通常公知の処理を行い、冷間圧延を行う。冷間圧延の条件については、圧延パスの回数、圧下率については特に規定する必要はなく常法に従えばよい。
連続焼鈍工程又は連続めっき工程における加熱速度については常法に従えばよい。焼鈍最高到達温度については、Ａｃ1 変態点未満では複相組織鋼にならず、ＴＳ：７００ＭＰａ以上を得ることができない。また（Ａｃ3 温度−３０℃）を超えると６０％以上のフェライト組織分率を得ることが困難になり、その結果、成形加工性の劣化と降伏比の増加を招く。このため焼鈍温度の範囲をＡｃ1 温度以上、かつ（Ａｃ3 温度−３０℃）以下の範囲内に限定した。フェライト分率を７０％以上にしてより成形加工性を高める観点からは（Ａｃ3 温度−４０℃）以下の範囲がより好ましい条件である。
尚、Ａｃ1 温度およびＡｃ3 温度は以下の式により概算することができる。
Ａｃ1 ＝７２３＋２９Ｓｉ−１１Ｍｎ−１７Ｎｉ＋１７Ｃｒ＋７Ｗ （質量％）
Ａｃ3 ＝９１０−２０３Ｃ1/2 −３０Ｍｎ＋４５Ｓｉ＋３２Ｍｏ＋１３Ｗ＋７００Ｐ＋４００Ａｌ＋４００Ｔｉ−１５Ｎｉ （質量％）
尚、Ａｃ1 温度およびＡｃ3 温度は以下の式により概算することができる。
Ａｃ1 ＝７２３＋２９Ｓｉ−１１Ｍｎ−１７Ｎｉ＋１７Ｃｒ＋７Ｗ （質量％）
Ａｃ3 ＝９１０−２０３Ｃ1/2 −３０Ｍｎ＋４５Ｓｉ＋３２Ｍｏ＋１３Ｗ＋７００Ｐ＋４００Ａｌ＋４００Ｔｉ−１５Ｎｉ （質量％）
上記焼鈍終了後、引き続き６５０℃と４５０℃間を急速に冷却し、硬質相を形成させる処理を施す。この間の平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では十分な硬さの硬質相が得られず、その結果ＴＳ：７００ＭＰａ以上と降伏比０．６０を両立することが困難になる。また、２００℃／ｓを超えると板幅内の材質バラツキが大きくなり、成形加工性が劣化する場合が出てくる。このため、平均冷却速度の範囲を１０〜２００℃／ｓの範囲内に制限した。溶接性の観点で添加合金元素量をより減じる観点からは、２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することがより好ましい。６５０℃と４５０℃間の冷却方法については、ロール冷却、空冷、水冷およびこれらを併用したいずれの方法でも構わない。
冷却速度を限定する冷却開始温度については、６５０℃未満であると十分な硬質相硬さが得られず、ＴＳ：７００ＭＰａ以上と降伏比０．６０以下の両立が困難になる。冷却速度を限定する開始温度上限については特に定めないが、７５０℃を超えるとフェライト相分率が減少して伸びが減少する傾向があるので、７５０℃以下が好ましい条件である。
冷却速度を限定する冷却下限については４５０℃を超えると十分な硬質相（マルテンサイト＋ベイナイト）硬さが得られない場合があり、ＴＳ：７００ＭＰａ以上と降伏比０．６０を両立することが困難になる。冷却停止温度の下限については特に限定しないが、鋼板内の強度ばらつきに起因する成形加工性劣化を抑制する観点から３００℃以上であることが好ましい。
冷却速度を限定する冷却下限については４５０℃を超えると十分な硬質相（マルテンサイト＋ベイナイト）硬さが得られない場合があり、ＴＳ：７００ＭＰａ以上と降伏比０．６０を両立することが困難になる。冷却停止温度の下限については特に限定しないが、鋼板内の強度ばらつきに起因する成形加工性劣化を抑制する観点から３００℃以上であることが好ましい。
また、連続焼鈍ラインの場合、過時効帯を利用した熱処理を行うが、過時効帯内における平均板温度が２５０℃未満であると伸びの低下が見られ、また、４００℃を超えるとＴＳ：７００ＭＰａ以上と降伏比０．６０以下とＣｅｑ：０．２５以下の両立が困難になる。従って、その適正範囲を２５０〜４００℃の範囲内に限定し、保持時間を１００〜４００ｓと限定した。過時効帯での保持時間の上限は、保持中に強度低下が進行するため、平均板温度が３２０℃未満のときは３６０ｓ以内、３２０℃〜４００℃の場合は３００ｓ以内が好ましい条件である。
溶融亜鉛めっきを施す場合には、同様に、焼鈍熱処理に引き続き６５０℃と４５０℃間を急速に冷却し、硬質相を形成させる処理を施す。この間の平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では十分な硬さの硬質相が得られず、その結果ＴＳ：７００ＭＰａ以上と降伏比０．６０を両立することが困難になる。また、２００℃／ｓを超えると板幅内の材質バラツキが大きくなり、成形加工性が劣化する場合が出てくる。このため、平均冷却速度の範囲を１０〜２００℃／ｓの範囲内に制限した。溶接性の観点で添加合金元素量をより減じる観点からは、２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することがより好ましい。
めっき浴温度、めっき成分、合金化温度、時間については特に限定する必要はなく、通常公知の方法で行えばよい。なお、本冷延鋼板を電気めっきしても鋼板の有する材質、成形性、溶接性を何ら損なうことはない。すなわち、本発明鋼板は電気めっき用素材としても好適である。
次に、本発明を実施例により詳細に説明する。
表１に示す成分を有するスラブを、１２００℃に加熱し、仕上げ熱延温度９００℃にて熱間圧延を行い、水冷帯にて水冷の後、表２に示す温度で巻き取り処理を行った。熱延板を酸洗した後、５０〜７０％の冷間圧下率で冷延を行い、冷延板とした。その後、これらの冷延板に表２に示す条件で焼鈍熱処理を行い、焼鈍後、表２の条件で６５０℃−４５０℃間を冷却し過時効熱処理温度まで冷却を行った後、表２の過時効条件にて２４０ｓの熱処理を行い、その後室温まで水冷した。最後に、得られた鋼板について０．３％の圧下率でスキンパス圧延を行った。
表１に示す成分を有するスラブを、１２００℃に加熱し、仕上げ熱延温度９００℃にて熱間圧延を行い、水冷帯にて水冷の後、表２に示す温度で巻き取り処理を行った。熱延板を酸洗した後、５０〜７０％の冷間圧下率で冷延を行い、冷延板とした。その後、これらの冷延板に表２に示す条件で焼鈍熱処理を行い、焼鈍後、表２の条件で６５０℃−４５０℃間を冷却し過時効熱処理温度まで冷却を行った後、表２の過時効条件にて２４０ｓの熱処理を行い、その後室温まで水冷した。最後に、得られた鋼板について０．３％の圧下率でスキンパス圧延を行った。
溶融亜鉛めっきを施す鋼板については、焼鈍の後、表２の条件で６５０℃−４５０℃間を冷却し、その後、亜鉛めっき浴に通板し、室温まで１０℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却した。合金化処理を行うものについては、亜鉛めっき浴に通板の後、５００℃で３０ｓの合金化処理を行い、室温まで１０℃／ｓの冷却速度で室温まで冷却し、最後に、得られた鋼板について０．３％の圧下率でスキンパス圧延を行った。
得られた冷延焼鈍板あるいは亜鉛めっき板について、引張試験、ミクロ組織および析出物観察を行った。
引張試験は、１．２ｍｍ厚の板からＪＩＳ５号試験片を採取し（ＴＤ方向）、そのＹＳ，ＴＳ，全伸び、局部伸びを測定した。なお、降伏強度は０．２％オフセット法により測定した。また、焼付け硬化性試験は２％予歪、１７０℃×２０分の条件で行った。また、鋼板を１００℃で６０分保持した後に引張試験を行うことにより、常温非時効性の評価を行なう試験も併せて実施した。発明鋼のＢＨ量はすべて５０ＭＰａ以上であり、１００℃×６０分保持後の降伏点伸びは０．１％以下であった。
引張試験は、１．２ｍｍ厚の板からＪＩＳ５号試験片を採取し（ＴＤ方向）、そのＹＳ，ＴＳ，全伸び、局部伸びを測定した。なお、降伏強度は０．２％オフセット法により測定した。また、焼付け硬化性試験は２％予歪、１７０℃×２０分の条件で行った。また、鋼板を１００℃で６０分保持した後に引張試験を行うことにより、常温非時効性の評価を行なう試験も併せて実施した。発明鋼のＢＨ量はすべて５０ＭＰａ以上であり、１００℃×６０分保持後の降伏点伸びは０．１％以下であった。
フェライト分率は、組織をナイタールで腐食後、ＳＥＭ観察することにより測定した。組織の判定が微妙なものは、ＦＥＳＥＭ−ＥＢＳＰ法により結晶方位解析を行うことにより組織判定を行った。また、オーステナイト分率については、Ｘ線回折法により行った。ｆｃｃ構造の炭化物あるいは炭硼化物の分布については、電解抽出レプリカ法によりカーボン膜内に抽出した析出物を透過電子顕微鏡により観察することにより測定した。このうち、電子回折法でｆｃｃ構造を有し、かつ粒子直径０．１μｍの炭（硼）化物の面積分布密度を測定した。各試験の結果を表２に示す。
本発明は、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に好適な、ＴＳで７００ＭＰａ以上の高強度と優れた成形加工性と優れた溶接性を兼備する鋼板を安価に提供するものであり、自動車の軽量化に大きく貢献することが期待でき、産業上の効果は極めて高い。
特許出願人 新日本製鐵株式会社
代理人 弁理士 椎 名 彊 他１
特許出願人 新日本製鐵株式会社
代理人 弁理士 椎 名 彊 他１
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１２％、
Ｓｉ：０．４〜１．５％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、
Ｎｂ：０．０４％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｂ：０．０００３〜０．００３％
を含有し、さらに、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｗ：１．０％以下
のうち１種または２種の合計で０．０３〜１．０％含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、フェライト相の組織分率が６０〜９５％であり、引張強さ：７００ＭＰａ以上、降伏比：０．６０以下で、かつＣｅｑ：０．２５以下であることを特徴とする成形加工性と溶接性に優れる高張力冷延鋼板。 - 前記成分に加えて、下記ａ群〜ｃ群の１群または２群以上を含むことを特徴とする請求項１記載の成形加工性と溶接性に優れる高張力冷延鋼板。
ａ群：Ｖ、Ｔａ、Ａｌのうち１種または２種以上を合計で０．００２〜０．１質量％。
ｂ群：Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｃｅ、ＲＥＭのうち１種または２種以上を合計で０．００１〜０．０１質量％。
ｃ群：Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉのうち１種または２種以上を合計で０．００２〜２．０質量％。 - 析出物粒子径が０．１μｍ以上であり、かつｆｃｃ構造を有する鉄炭化物あるいは鉄炭硼化物の密度分布が１ｍｍ2 あたり５００００個以下であることを特徴とする請求項１または２記載の成形加工性と溶接性に優れる高張力冷延鋼板。
- 請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼板に電気めっき、または溶融亜鉛めっき、または合金化亜鉛めっきが施されていることを特徴とする成形加工性と溶接性に優れる高張力冷延鋼板。
- 請求項１又は２記載の化学成分からなる鋼素材を１１００℃以上に加熱し、Ａｒ3 温度以上で仕上げ熱延を行い、６５０℃以下の巻取処理を行い、ついで前記熱延鋼板に冷間圧延を施した後、連続焼鈍設備において、Ａｃ1 温度以上かつ（Ａｃ3 温度−３０℃）以下で焼鈍し、６５０℃〜４５０℃間を平均冷却速度：１０〜２００℃／ｓで冷却し、４００℃〜２５０℃間の温度域で１００〜４００ｓ保持することを特徴とする成形加工性と溶接性に優れる高張力冷延鋼板の製造方法。
- 請求項１又は２記載の化学成分からなる鋼素材を１１００℃以上に加熱し、Ａｒ3 温度以上で仕上げ熱延を行い、６５０℃以下の巻取処理を行い、ついで前記熱延鋼板に冷間圧延を施した後、連続溶融亜鉛めっき設備において、Ａｃ1 温度以上かつ（Ａｃ3 温度−３０℃）以下で焼鈍し、６５０℃〜４５０℃間を平均冷却速度：１０〜２００℃／ｓで冷却することを特徴とする成形加工性と溶接性に優れる高張力冷延鋼板の製造方法。
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