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JP6252709B2 - 温間加工用高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

温間加工用高強度鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、温間加工性および温間加工後の残留延性に優れた、温間加工用高強度鋼板およびその製造方法に関する。
自動車における衝突安全性改善と重量低減による燃費向上の観点から自動車用部品に用いられる鋼板においては高強度化が求められている。しかしながら、鋼板等材料の高強度化は一般に加工性の低下を招くため、強度と加工性の両方に優れた鋼板の開発が必要とされている。さらには過剰負荷下での破壊抑制の観点から、鋼板を加工した後の残留延性にも優れることが要望されている。
このような背景の中、様々な特性を有する鋼板開発が行われている。特許文献１では残留オーステナイトを活用し、伸び（以下、ＥＬ）を高めた鋼板に関する技術が開示されている。非特許文献１ではオーステナイト単相まで加熱した後加工することでオーステナイト中のＣ量を低減しつつ、高い加工性を得る技術が開示されている。特許文献２では加熱温度を３００℃まで低温化しても優れた伸びと強度を両立する残留オーステナイト含有鋼に関する技術が開示されている。
特開２０１０−９０４７５号公報 特開２０１４−６２２８６号公報
Ｈ．Ｋａｒｂａｓｉａｎ，Ａ．Ｅ．Ｔｅｋｋａｙａ：Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２１０（２０１０），ｐ．２１０３−２１１８．
しかしながら、上記特許文献１に記載の鋼板は室温で安定な残留オーステナイトを得るために残留オーステナイト中のＣ量が高くなっており、逆に温間加工での加工性が低下する課題がある。
非特許文献１に開示の技術では鋼板を高温加熱するための設備が必要で、そのランニングコストも高いため、加熱温度の低温化が望まれている。また、組織を最終的にはマルテンサイト化するため残留延性に乏しいという課題がある。
特許文献２に記載の鋼板は、残留オーステナイト中のＣ量が０．５質量％以上と依然高く、加工により生成するマルテンサイトが硬質なために残留延性の低下を招く。また、加工時の低温化が不十分であるだけでなく、残留延性も考慮されていない。
以上より、５０〜２００℃程度の低い加熱温度でも優れた加工性を有し、かつ加工後に優れた残留延性を有する温間加工用高強度鋼板の例はなく、開発が望まれている。
本発明は、温間加工性および温間加工後の残留延性に優れた、温間加工用高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記した課題を達成するため、鋭意研究を重ねた結果、以下のことを見出した。
特定の成分組成に調整するとともに、温間加工前の残留オーステナイト量が面積率で１０〜６０％、かつ残留オーステナイト中のＣ量を０．４０質量％未満とすることで、優れた温間加工性および温間加工後の残留延性を有する鋼板を得ることができる。従来、このような低Ｃ量の残留オーステナイトはオーステンパが不十分な場合に付随的に生成するもので、室温の加工特性に優れず、また安定性に乏しく、経時変化しやすい等の問題から避けるべき相と認識されていた。このため、低Ｃ量の残留オーステナイトを多量に生成させる方法についてもあまり検討されておらず、知見に乏しかった。また、残留オーステナイトは生成してもそのほとんどが０．７％以上程度のＣ量であった。しかし、本発明者らは残留オーステナイトのＣ量を従来よりもさらに低め、かつ安定した状態で多量に生成させることにより温間加工性を飛躍的に高めつつ、一方で室温でも高強度を得て、さらには残留延性の向上を図ることを着想した。そして、Ｃ量、Ｍｎ量とその他の合金元素および焼鈍条件を精緻に制御することでこれを達成し得ることを見出した。
すなわち、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：３．５〜８．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜３．０％、Ｎ：０．０１０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ、面積率で、１０〜６０％の残留オーステナイト、１０〜８０％のフェライト、５〜５０％のマルテンサイトおよび０〜５％のベイナイトからなり、かつ残留オーステナイト中のＣ量が０．４質量％未満である鋼板は、５０〜２００℃での加工性に優れる。また、このような低温の温間加工後において、優れた残留延性を発揮する。
なお、本発明において、高強度とは室温での引張強度（以下、ＴＳとも称する）が１１８０ＭＰａ以上をいう。優れた温間加工性とは１５０℃でのＥＬが２７％以上をいう。優れた残留延性とは１５０℃でＥＬ２７％となるひずみ付与後、室温での伸びが１０％以上をいう。また、鋼板には冷延鋼板および熱延鋼板を含み、さらにこれらの亜鉛めっき鋼板、合金化亜鉛めっき鋼板を含む。鋼板において、説明で区別が必要となる場合は呼び分ける。
本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：３．５〜８．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜３．０％、Ｎ：０．０１０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率で、１０〜６０％の残留オーステナイト、１０〜８０％のフェライト、５〜５０％のマルテンサイトおよび０〜５％のベイナイトからなり、かつ残留オーステナイト中のＣ量が０．４０質量％未満である鋼板組織を有する温間加工用高強度鋼板。
［２］Ｍｄ３０が８０〜２８０℃である［１］に記載の温間加工用高強度鋼板。
［３］さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００５〜２．０％、Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｃｕ：０．００５〜２．０％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、Ｓｎ：０．０１〜０．５０％、Ｓｂ：０．００１０〜０．１０％から選ばれる１種以上を含む成分組成を有する、［１］または［２］に記載の温間加工用高強度鋼板。
［４］さらに、表面に亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層を有する［１］〜［３］のいずれかに記載の温間加工用高強度鋼板。
［５］引張強さが１１８０ＭＰａ以上、１５０℃での伸びが２７％以上である［１］〜［４］のいずれかに記載の温間加工用高強度鋼板。
［６］［１］または［３］に記載の成分組成を有する鋼に、熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、熱延鋼板に酸洗を施す酸洗工程と、前記酸洗を施した鋼板を、６８０℃超〜７２０℃に加熱して、該温度域で５００〜１０００ｓ保持する焼鈍保持工程と、Ｍｓ点〜室温までを平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却する焼鈍冷却工程と、を有する温間加工用高強度鋼板の製造方法。
［７］前記酸洗工程後に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程をさらに有し、前記冷延鋼板を前記焼鈍保持工程に供する、［６］に記載の温間加工用高強度鋼板の製造方法。
［８］前記焼鈍保持工程後前記焼鈍冷却工程前に亜鉛めっきを施す［６］または［７］に記載の温間加工用高強度鋼板の製造方法。
［９］さらに、前記亜鉛めっき後前記焼鈍冷却工程前に合金化処理を施す［８］に記載の温間加工用高強度鋼板の製造方法。
［１０］［１］または［３］に記載の成分組成を有する熱延鋼板または冷延鋼板を、６８０℃超〜７２０℃に加熱して、該温度域で５００〜１０００ｓ保持する焼鈍保持工程と、Ｍｓ点〜室温までを平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却する焼鈍冷却工程と、を有する温間加工用高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、温間加工性および温間加工後の残留延性に優れた、温間加工用高強度鋼板を得ることができる。
以下に、本発明の実施形態を説明する。なお、成分元素の含有量（単に「量」という場合がある）を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
１）成分組成
Ｃ：０．０５〜０．２０％
Ｃは、マルテンサイトや残留オーステナイトを生成させてＴＳやＥＬ、残留延性を上昇させるのに有効な元素である。０．０５％未満ではこのような効果が十分得られない。一方、Ｃ量が０．２０％を超えると残留オーステナイト中のＣ量が高まり、温間加工性や温間加工後の残留延性が低下する。したがって、Ｃ量は０．０５〜０．２０％とする。Ｃ量について、好ましくは０．１０〜０．２０％である。
Ｓｉ：３．０％以下
Ｓｉは、鋼を固溶強化してＴＳを上昇させることができる元素である。本発明では、Ｓｉを含有しなくても優れた高強度、温間加工性、および温間加工後の残留延性を得ることが出来る。あえて好ましい下限を挙げると、Ｓｉ量は０．０１質量％以上とすることができる。一方、Ｓｉ量が３．０％を超えると、鋼が脆化して温間加工後残留延性が低下する。したがって、Ｓｉ量は３．０％以下とし、好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．０％以下とする。
Ｍｎ：３．５〜８．０％
Ｍｎは、マルテンサイトや残留オーステナイトを生成させてＴＳやＥＬ、残留延性を上昇させるのに有効な元素である。また、残留オーステナイト中のＣ量を低減するのに有効な元素である。３．５％未満ではこうした効果が十分得られず、また本発明に好ましくないベイナイトが生成しやすくなる。一方、８．０％を超えると鋼が脆化して温間加工後残留延性が低下する。したがって、Ｍｎ量は３．５〜８．０％以下とし、好ましくは３．５〜７．０％とする。また、Ｍｎ含有量の下限については、３．５％超が好ましい。より好ましくは４．０％超である。さらに好ましくは４．５％以上である。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐを含有すると、鋼が脆化して温間加工後残留延性が低下する場合があるため、その量は極力低減することが望ましい。本発明ではＰ量は０．１００％まで許容できる。好ましくは、０．０２％以下である。下限は特に規定しないが、０．００１％未満では生産能率の低下を招くため、０．００１％以上が好ましい。
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、鋼が脆化して温間加工後残留延性が低下する場合があるため、その量は極力低減することが好ましい。本発明ではＳ量は０．０２％まで許容できる。好ましくは、０．００５％以下である。下限は特に規定しないが、０．０００５％未満では生産能率の低下を招くため、０．０００５％以上が好ましい。
Ａｌ：０．０１〜３．０％
Ａｌは、フェライトの生成を促進し、フェライトを得るのに有効な元素である。Ａｌ量が３．０％を超えると、鋼が脆化して温間加工後残留延性が低下する場合がある。したがって、Ａｌ量は３．０％以下とし、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１．０％以下とする。一方、製鋼工程での脱酸の観点から、Ａｌ量は０．０１％以上とし、好ましくは０．０２％以上である。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎはマルテンサイトを硬化させ、温間加工後残留延性の低下を招くため、その量は極力低減することが好ましい。本発明ではＮ量は０．０１０％まで許容できる。好ましくは、０．００７％以下である。下限は特に規定しないが、０．０００５％未満では生産能率の低下を招くため、０．０００５％以上が好ましい。
残部はＦｅおよび不可避的不純物である。なお、必要に応じて以下の元素（任意元素）の１種以上を適宜含有させることができる。
Ｃｒ：０．００５〜２．０％、Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｃｕ：０．００５〜２．０％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、Ｓｎ：０．０１〜０．５０％、Ｓｂ：０．００１０〜０．１０％から選ばれる１種以上
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕはマルテンサイトを生成させ、高強度化に有効な元素である。このような効果を得る観点から、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕのそれぞれの含有量は０．００５％以上が好ましい。より好ましくは０．０５％以上である。Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕのそれぞれの含有量が２．０％を超えると、温間加工後残留延性が低下するおそれがある。より好ましくは１．０％以下である。
Ｂはマルテンサイトを生成させ、高強度化に有効な元素である。このような効果を得る観点から、Ｂ量は０．０００１％以上が好ましい。より好ましくは、０．０００５％以上である。Ｂ量が０．００５０％を超えると介在物が増加して温間加工後残留延性が低下するおそれがある。より好ましくは０．００３０％以下である。
Ｃａ、ＲＥＭは介在物の形態制御により温間加工後残留延性の向上に有効な元素である。このような効果を得る観点から、Ｃａ、ＲＥＭそれぞれの含有量は０．０００１％以上が好ましい。より好ましくは０．０００５％以上である。Ｃａ、ＲＥＭのそれぞれの含有量が０．００５０％を超えると、介在物量が増加して温間加工後残留延性が低下するおそれがある。より好ましくは０．００４０％以下である。
Ｓｎ、Ｓｂは脱炭や脱窒、脱硼等を抑制して、鋼の強度低下抑制に有効な元素である。このような効果を得る観点から、Ｓｎ量は０．０１％以上、より好ましくは０．０３％以上である。また、Ｓｂ量は０．００１０％以上が好ましい。より好ましくは０．００５０％以上である。Ｓｎの量が０．５０％、Ｓｂ量が０．１０％を超えると鋼が脆化して温間加工後残留延性が低下するおそれがある。上限についてＳｎ量は０．１０％以下が好ましい。Ｓｂ量は０．０５％以下が好ましい。
したがって、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｓｂの含有量はそれぞれＣｒ：０．００５〜２．０％、Ｎｉ：０．００５〜２．０％、Ｃｕ：０．００５〜２．０％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、Ｓｎ：０．０１〜０．５０％、Ｓｂ：０．００１０〜０．１０％が好ましい。
また、その他の元素として本願発明では、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅを合計で０．００２％まで含んでも構わない。
また、上記任意元素を下限値未満で含む場合、下限値未満で含まれる任意元素は、不可避的不純物として含まれるものとする。
２）鋼板組織
以下の説明において、鋼板組織の面積率は単に「％」と表示する。亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層を有する場合はこれらを含まない地鉄鋼板の組織を意味する。
残留オーステナイト：１０〜６０％
残留オーステナイトの面積率が１０％未満では室温で１１８０ＭＰａ以上のＴＳと温間加工で２７％以上のＥＬ（温間加工に相当する１５０℃の条件でのＥＬ）が得られない。一方、６０％を超えると温間加工後残留延性が低化する。したがって、残留オーステナイトの面積率は１０〜６０％とする。面積率の下限側は好ましくは２０％以上又は２０％超であり、より好ましくは３０％以上又は３０％超である。さらに好ましくは３５％以上である。面積率の上限側は好ましくは５５％以下である。
フェライト：１０〜８０％
フェライトの面積率が１０％未満では温間加工で２７％以上のＥＬが得られない。一方、８０％を超えると本発明の高強度が得られない。したがって、フェライトの面積率は１０〜８０％とする。好ましくは１０〜６０％とし、より好ましくは１０〜５０％とする。
マルテンサイト：５〜５０％
マルテンサイトの面積率が５％未満では室温で１１８０ＭＰａ以上のＴＳが得られない。一方、５０％を超えると温間加工で２７％以上のＥＬが得られない。したがって、マルテンサイトの面積率は５〜５０％とする。面積率の下限側は好ましくは１０％以上である。より好ましくは２０％超、さらに好ましくは２５％以上である。
ベイナイト：０〜５％
本発明においてベイナイトは好ましくないが５％まで許容される。５％を超えると室温で１１８０ＭＰａ以上のＴＳと温間加工で２７％以上のＥＬが両立できなくなる。したがって、ベイナイトは０〜５％とし、好ましくは０〜３％、より好ましくは０〜１％とする。
本発明の鋼板組織は、残留オーステナイト、フェライト、マルテンサイト（さらに含んでもベイナイト）からなり、他の相は含まない。例えば、パーライトは含まない。また、残留オーステナイト、フェライト、マルテンサイトの合計は９５％以上が好ましい。
残留オーステナイト中のＣ量：０．４０質量％未満
後述するように、残留オーステナイト中のＣ量は下記（１）式、（２）式により求める。残留オーステナイト中のＣ量が０．４０質量％以上では本発明の温間加工後残留延性が得られない。したがって残留オーステナイト中のＣ量は０．４０質量％未満とし、好ましくは０．３質量％未満、より好ましくは０．２質量％未満とする。
本発明においてフェライト、マルテンサイトの面積率とは、観察面積に占める各組織の面積の割合のことであり、これらの面積率は、鋼板よりサンプルを切り出し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率でそれぞれ３視野撮影し、得られた画像データからＭｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて各組織の面積率を求め、視野の平均面積率を各組織の面積率とする。前記画像データにおいて、フェライトは黒色、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは白色、ベイナイトは炭化物または島状マルテンサイトを含む暗灰色として区別される。マルテンサイトの面積率は該白色組織の面積率から後述する残留オーステナイトの面積率を差し引くことで求める。なお、本発明において、マルテンサイトは炭化物を含むオートテンパードマルテンサイトや焼戻しマルテンサイトであっても構わない。また、本発明では含有しないが、パーライトは黒色と白色の層状組織として区別できる。
残留オーステナイトの体積率は鋼板を板厚の１／４位置まで研削後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα線を用い、ｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ｂｃｃ鉄（フェライト）の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定し、ｂｃｃ鉄の各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄の各面からの積分反射強度の強度比から体積率を求める。本発明では該体積率の値を面積率の値として用いる。
また、残留オーステナイトの格子定数を、Ｘ線回折装置でＣｏのＫα線を用い、（２２０）面の回折ピークシフト量から（１）式により算出する。さらに（２）式より残留オーステナイト中のＣ量を算出する。
Figure 0006252709
本発明では残留オーステナイト中の元素Ｍ（Ｃ以外）の質量％は鋼全体に占める質量％とした。ａとＣ以外の元素含有量を（２）式に代入すれば、残留オーステナイト中のＣ量が算出できる。
３）特性等
Ｍｄ３０：８０〜２８０℃
本発明ではＭｄ３０を８０〜２８０℃とすることで温間加工性を高めることができる。なお、本発明においてＭｄ３０とは３０％の真ひずみを与えた時、無ひずみ時に存在した残留オーステナイトのうち面積率で５０％がマルテンサイト化する温度である。
温間加工用高強度鋼板のＴＳ：１１８０ＭＰａ以上
温間加工された部材の無加工部での強度も部材全体の強度に大きく影響するため、高い強度を有する必要がある。室温でのＴＳが１１８０ＭＰａ未満では骨格構造用途には適さない。したがって、温間加工用高強度鋼板のＴＳは１１８０ＭＰａ以上とする。より好ましくは１３２０ＭＰａ以上である。
温間加工用高強度鋼板の１５０℃での（温間での）伸び：２７％以上
温間加工用高強度鋼板の１５０℃（温間加工時の温度に相当する温度で本発明ではこの温度を基準にする）での伸びが２７％未満ではピラー等の厳しい加工部を有する部品への適用性が乏しい。したがって、１５０℃での伸びは２７％以上とする。
本発明鋼板は、表面に亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層を有してよい。亜鉛めっき層の組成は、例えば、Ａｌが０．１０〜０．２５％、残部亜鉛と不可避的不純物としてよい。
４）温間加工用高強度鋼板の製造条件
本発明の温間加工用高強度鋼板は、例えば、上記の成分組成を有するスラブ等の鋼に、熱間圧延あるいはさらに冷間圧延を施し作製した、熱延鋼板あるいは冷延鋼板を、６８０℃超〜７２０℃に加熱して該温度域で５００〜１０００ｓ（以下、時間をあらわすｓは秒を意味する。）保持する焼鈍保持工程、Ｍｓ点〜室温までを１０℃／ｓ以上で冷却する焼鈍冷却工程に供する製造方法で製造可能である。焼鈍では炭化物を溶解させてオーステナイトを生成させるとともにフェライトとオーステナイトの２相域での焼鈍保持時間を適正化することで元素分配を制御し、さらにその後の冷却において、Ｍｓ点以下の冷却速度を１０℃／ｓ以上とすることで、先に生成したマルテンサイトから隣接する残部オーステナイトへのＣの拡散が抑制されて、本発明のＣ量の低い残留オーステナイトとフェライトおよびマルテンサイトからなる鋼板組織を得ることができる。以下、詳しく説明する。
まず、焼鈍保持工程および焼鈍冷却工程を有する焼鈍工程について説明する。熱延鋼板または冷延鋼板を焼鈍工程に供する。
焼鈍温度までの平均加熱速度
焼鈍温度までの平均加熱速度は適宜選択可能である。好ましい範囲を挙げると、１〜１００℃／ｓである。１℃／ｓ未満は生産能率の低下を招くため好ましくない。一方、１００℃／ｓを超えると鋼板面内の温度制御が難しくなるため好ましくない。
焼鈍温度：６８０℃超〜７２０℃
焼鈍温度が６８０℃以下ではオーステナイトが生成しない、あるいは生成してもＣやＭｎの過濃化により本発明の温間加工性や残留延性が得られない。一方、７２０℃を超えると残留オーステナイトが減少し、温間加工性が不十分となる。したがって、焼鈍温度は６８０℃超〜７２０℃とする。
焼鈍保持時間：５００〜１０００ｓ
焼鈍時間が５００ｓ未満では残留延性が低下する。一方、１０００ｓを超えるとオーステナイトへのＣやＭｎの過濃化により本発明の温間加工性や残留延性が得られない。したがって、焼鈍保持時間は５００〜１０００ｓとする。
本発明では、焼鈍保持工程後、焼鈍冷却工程までは任意の工程とすることができる。例えば、亜鉛めっき浴温度より少々高い冷却停止温度まで鋼板を冷却し、亜鉛めっき等を施し、その後、Ｍｓ点（℃）まで任意の方法により冷却することができる。また、焼鈍保持工程後、亜鉛めっきを施さず、Ｍｓ点（℃）まで任意の方法により冷却することもできる。
本発明において、Ｍｓ点（℃）はフォーマスタにより求める。
亜鉛めっき処理
上記のように冷却停止温度（例えば３５０〜６００℃）で保持した後、鋼板に亜鉛めっき処理を施してもよい。亜鉛めっきに使用するめっき浴の組成はＡｌが０．１０〜０．２５％、残部が亜鉛と不可避的不純物からなることが好ましい。さらに合金化処理を行ってもよい。合金化条件は４６０〜６００℃が好ましい。
めっきを付与する場合は上記焼鈍保持後からＭｓ点までの冷却の途中でなければならない。Ｍｓ点以下まで冷却した後めっきを施すと本発明の鋼板組織が得られず、本発明の温間加工性が得られない。
Ｍｓ点〜室温までを平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却
以上の処理の後、Ｍｓ点まで冷却する。その後さらに、Ｍｓ点〜室温までを平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却する。Ｍｓ点〜室温までの平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では、Ｃの拡散により残留オーステナイト中のＣ量が増加して温間加工性が劣化する。したがって、Ｍｓ点〜室温までの平均冷却速度は１０℃／ｓ以上とする。なお、Ｍｓ点以下の冷却途中で再加熱を伴う場合もＣの拡散により残留オーステナイト中のＣ量が増加するため、Ｍｓ点から室温までの冷却中は加熱してはならない。上限は特に規定しないが１０００℃／ｓを超えると過剰な冷却設備が必要となりコストアップを招くため、平均冷却速度の上限は１０００℃／ｓ以下が好ましい。なお、室温とは０〜５０℃を意味する。
上記焼鈍工程前までの製造方法の条件は、特に限定しないが、例えば以下の条件で行うのが好ましい。
スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましく、また、造塊法、薄スラブ鋳造法により製造することもできる。スラブを熱間圧延するには、スラブをいったん室温まで冷却し、その後再加熱して熱間圧延を行ってもよいし、スラブを室温まで冷却せずに加熱炉に装入して熱間圧延を行うこともできる。あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに熱間圧延する省エネルギープロセスも適用できる。スラブを加熱する場合は、炭化物を溶解させたり、圧延荷重の増大を防止するため、１１００℃以上に加熱することが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブの加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。なお、スラブ温度はスラブ表面の温度である。スラブを熱間圧延する際は、粗圧延後の粗バーを加熱することもできる。また、粗バー同士を接合し、仕上げ圧延を連続的に行う、いわゆる連続圧延プロセスを適用できる。仕上げ圧延は、異方性を増大させ、冷間圧延・焼鈍後の加工性を低下させる場合があるので、８００℃以上の仕上げ温度で行うことが好ましい。また、圧延荷重の低減や形状・材質の均一化のために、仕上げ圧延の全パスあるいは一部のパスで摩擦係数が０．１０〜０．２５となる潤滑圧延を行うことが好ましい。
巻取り後の鋼板は、スケールを酸洗などにより除去する。場合によりさらに熱処理、冷間圧延が施され、その後さらに焼鈍、亜鉛めっき等が施される。
上記冷間圧延は、常法に則り、行えばよい。また、冷間圧延の圧下率は特に規定しないが３０％未満ではその後の焼鈍で粗粒等の不均一組織や未再結晶組織を生成する場合があるため、３０％以上が好ましい。また、圧下率が９０％を超えると板形状の悪化を招く場合があるため９０％以下が好ましい。なお、本発明においては冷間圧延前に熱処理を施しても構わない。またその最高到達温度は６００℃を超えるとオーステナイトの生成等の組織変化を伴うため、６００℃以下が好ましい。
５）温間加工条件
本発明の温間加工用高強度鋼板は、５０〜２００℃の温度域で温間加工を行うのに適している。温間加工温度が５０℃未満あるいは２００℃を超えると、本発明の温間加工用高強度鋼板の温間加工性が十分発揮されない場合がある。
以下、本発明を、実施例に基づいて具体的に説明する。本発明の技術的範囲は以下の実施例に限定されない。
表１に示す成分組成の鋼（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を実験室の真空溶解炉により溶製し、圧延して鋼スラブとした。これらの鋼スラブを１２００℃に加熱後粗圧延、仕上げ圧延して、厚さ３．０ｍｍの熱延板（熱延鋼板）とした。熱延の仕上げ圧延温度は９００℃、巻取り温度は５００℃とした。巻取り後、酸洗を施した。次いで、一部軟質化のために６００℃で１時間の焼鈍（熱処理）を施した後１．４ｍｍまで冷間圧延して冷延板（冷延鋼板（ＣＲ））とした。得られた熱延板および冷延板を焼鈍に供した。
焼鈍は実験室にて熱処理およびめっき処理装置を用いて表２に示す条件で行い、冷延鋼板を焼鈍してなる温間加工用高強度鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）１〜２０を作製した。なお、表２には焼鈍保持工程後焼鈍冷却工程前までの冷却条件やめっき条件も記載してある。表２のＮｏ．１０は焼鈍後の冷却で一旦Ｍｓ点より低い温度まで冷却しているので、「Ｍｓ〜室温までの平均冷却速度」を記載していない。溶融亜鉛めっき鋼板は４６０℃のめっき浴中に浸漬し、付着量３５〜４５ｇ／ｍ２のめっき層を形成させ、合金化亜鉛めっき鋼板はめっき層形成後５５０℃で１〜６０ｓ保持する合金化処理を行うことで作製した。
得られた冷延鋼板を焼鈍してなる温間加工用高強度鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に伸長率０．３％の調質圧延を施した後、以下の試験方法にしたがい、室温の引張特性、温間の引張特性および残留延性を評価した。結果を表３に示す。また、上述の方法で測定した各相の面積率等も表３に示した。
＜室温引張試験＞
焼鈍板（亜鉛めっき処理、合金化亜鉛めっき処理をした場合は、地鉄鋼板を意味する。以下同じ。）より圧延方向に対して平行方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０１）を採取し、室温で歪速度が１０−３／ｓとするＪＩＳ Ｚ２２４１の規定に準拠した引張試験を行い、ＴＳを求めた。なお、１１８０ＭＰａ以上を合格とした。
＜温間引張試験＞
焼鈍板より圧延方向に対して平行方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０１）を採取し、試験温度が８０℃または１５０℃、歪速度が１０−３／ｓとする引張試験を行い、ＥＬを求めた。なお、温間引張試験のＥＬが２７％以上を温間加工性良好とした。
＜残留延性＞
試験温度が１５０℃とした上記温間引張試験と同様の条件において、均一伸びが２７％のひずみ量まで引張加工を施した後、１００℃以下まで１０℃／ｓとなる条件で室温までファン冷却し、該試験片の中央部より平行部長さ３０ｍｍ、平行部幅１２．５ｍｍ、評点間距離２５ｍｍの引張試験片を採取し、室温にて歪速度が１０−３／ｓで引張試験を行い、ＥＬを求めた。なお、ＥＬが１０％以上を残留延性良好とした。
Figure 0006252709
Figure 0006252709
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発明例では、いずれも、室温でのＴＳが１１８０ＭＰａ以上で、温間でのＥＬが２７％以上であり、温間加工後の残留延性に優れた、温間加工用高強度鋼板であった。なお、鋼板Ｎｏ．７について、温間引張試験の試験温度を１５０℃とした場合、温間でのＥＬは３３％と優れていた。一方、本発明の範囲を外れる比較例は所望のＴＳ、温間加工性、残留延性のいずれか１つ以上を得られていない。
 産業上利用の可能性
本発明によれば、温間加工性および温間加工後の残留延性に優れた、温間加工用高強度鋼板を得ることができる。

Claims (10)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０５〜０．２０％、
    Ｓｉ：３．０％以下、
    Ｍｎ：３．５〜８．０％、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２％以下、
    Ａｌ：０．０１〜３．０％、
    Ｎ：０．０１０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    面積率で、１０〜６０％の残留オーステナイト、１０〜８０％のフェライト、５〜５０％のマルテンサイトおよび０〜５％のベイナイトからなり、かつ残留オーステナイト中のＣ量が０．４０質量％未満である鋼板組織を有する温間加工用高強度鋼板。
  2. Ｍｄ３０が８０〜２８０℃である請求項１に記載の温間加工用高強度鋼板。
  3. さらに、質量％で、
    Ｃｒ：０．００５〜２．０％、
    Ｎｉ：０．００５〜２．０％、
    Ｃｕ：０．００５〜２．０％、
    Ｂ：０．０００１〜０．００５０％、
    Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、
    ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、
    Ｓｎ：０．０１〜０．５０％、
    Ｓｂ：０．００１０〜０．１０％から選ばれる１種以上を含む成分組成を有する、請求項１または２に記載の温間加工用高強度鋼板。
  4. 引張強さが１１８０ＭＰａ以上、１５０℃での伸びが２７％以上である請求項１〜３のいずれかに記載の温間加工用高強度鋼板。
  5. さらに、表面に亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層を有する請求項１〜４のいずれかに記載の温間加工用高強度鋼板。
  6. 請求項１〜４のいずれかに記載の温間加工用高強度鋼板の製造方法であって、
    請求項１または３に記載の成分組成を有する鋼に、熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
    熱延鋼板に酸洗を施す酸洗工程と、
    前記酸洗を施した鋼板を、６８０℃超〜７２０℃に加熱して、該温度域で５００〜１０００ｓ保持する焼鈍保持工程と、
    Ｍｓ点〜室温までを平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却する焼鈍冷却工程と、
    を有する温間加工用高強度鋼板の製造方法。
  7. 前記酸洗工程後に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程をさらに有し、
    前記冷延鋼板を前記焼鈍保持工程に供する、請求項６に記載の温間加工用高強度鋼板の製造方法。
  8. 前記焼鈍保持工程後前記焼鈍冷却工程前に亜鉛めっきを施す請求項６または７に記載の温間加工用高強度鋼板の製造方法。
  9. さらに、前記亜鉛めっき後前記焼鈍冷却工程前に合金化処理を施す請求項８に記載の温間加工用高強度鋼板の製造方法。
  10. 請求項１〜４のいずれかに記載の温間加工用高強度鋼板の製造方法であって、
    請求項１または３に記載の成分組成を有する熱延鋼板または冷延鋼板を、６８０℃超〜７２０℃に加熱して、該温度域で５００〜１０００ｓ保持する焼鈍保持工程と、
    Ｍｓ点〜室温までを平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却する焼鈍冷却工程と、
    を有する温間加工用高強度鋼板の製造方法。
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