JP6928112B2 - 薄鋼板 - Google Patents

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Description

本発明は、薄鋼板およびその製造方法に関する。本発明の薄鋼板は、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上であり、表面性状、鋼板形状および疲労強度が良好である。このため、本発明の薄鋼板は、自動車用骨格部材の素材に適する。
近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量の規制を目的として自動車業界全体で自動車の燃費改善が指向されている。自動車の燃費改善には、使用部品の薄肉化による自動車の軽量化が最も有効であるため、近年、自動車部品用素材としての高強度鋼板の使用量が増加しつつある。
鋼板強度を得るために硬質相であるマルテンサイトを活用した鋼板は多い。一方で、マルテンサイトを生成させる際、変態ひずみによって板形状が悪化する。板形状が悪化すると成形時の寸法精度に悪影響をもたらすため、所望の寸法精度が得られるよう板をレベラー加工やスキンパス圧延（調質圧延）によって矯正されてきた。一方で、これらのレベラー加工やスキンパス圧延によって板表面が損傷し、曲げ性や遅れ破壊特性が劣化するため、表面性状および板形状を兼備した高強度鋼板が望まれている。表面性状を悪化させないためにはマルテンサイト変態時の板形状の劣化を抑制する必要があるのに対し、これまでにも様々な技術が提案されている。
例えば、特許文献１では、Ａｃ１変態点〜９００℃に加熱後、平均冷却速度３０〜５００℃／ｓで（Ｍｓ＋１０℃）〜（Ｍｓ＋１００℃）の温度範囲まで水冷却または気水冷却をおこない、次いで（Ｍｓ−３０℃）〜（Ｍｓ−１００℃）の温度範囲まで気体冷却をおこない、続いて、平均冷却速度３０〜１０００℃／ｓで、４００℃以下に水冷却または気水冷却をおこない、気体冷却中の鋼板を（Ｍｓ＋１０℃）〜（Ｍｓ＋１００℃）の温度に保持した１対以上のロールに接触させることで形状不良を解消する超高強度冷延鋼板が得られるとしている。なお、Ｍｓはマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ点のことであり、以下の説明でも、Ｍｓ点を単にＭｓと記載することもある。
特許文献２では、Ａｃ１変態点以上の温度で焼鈍したのち、６５０〜７５０℃から４００℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で急速冷却し、次いで、１００〜４５０℃の温度で、１００〜１２００ｓｅｃ保持する焼戻処理を行った後、鋼板表面の平均粗さＲａが１．４μｍ以上となるように調質圧延を施すことにより鋼板の形状が良好な鋼板が得られるとしている。
特開２０００−１６０２５４号公報 特開２００９−７９２５５号公報
特許文献１で提案された技術では、気体冷却中の温度むらを解消することを目的とした加熱ロールに接触させる必要があるが、水冷に比べると冷却速度が著しく小さく、不可避的にベイナイトが生成する。ベイナイトが生成すると所望の鋼板強度が得られなくなるばかりか、強度ばらつきの原因となる。
特許文献２で提案された技術では、表面粗さＲａが５．０〜１０．０μｍの圧延ロールを板表面に転写させることで所望の表面粗さを得ている。しかしながら、この方法では圧延ロールにより鋼板表面が損傷する要因となるため、表面性状と鋼板形状がいずれも良好な鋼板が得られない。
いずれの特許文献でも鋼板表面性状と鋼板形状がいずれも良好な鋼板が得られないことを鑑み、本発明では、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上であり、表面性状、鋼板形状および疲労強度が良好である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。
本発明者らは上記課題を解決するために、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上であり、表面性状、鋼板形状および疲労強度が良好である薄鋼板の要件について鋭意検討した。本件で対象とする薄鋼板の板厚は、０．４ｍｍ以上２．６ｍｍ以下である。一般的に、鋼板の高強度化にともない合金元素濃度は上昇し、スポット溶接性に悪影響をおよぼす。そのため、スポット溶接性を考慮して効率良く強度を得ることができるマルテンサイトに着目した。一方で多量の合金濃度を添加せず効率良くマルテンサイトを得るには鋼板を水冷することが効果的であるが、水冷中のマルテンサイト変態は急速かつ不均一に生じるため、変態ひずみにより鋼板形状を悪化させる。本発明者らは、変態ひずみによる悪影響の軽減について調査した結果、マルテンサイト変態中に板表裏面から拘束力を加えることによって板形状が改善することに想到した。そして、板形状が良好である場合、過度な矯正加工が不要となるため加工性や鋼板表面性状が良好となることが判明した。
本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．１０％以上０．３５％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０．８％以上２．３５％以下、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、
Ｎ：０．００６０％以下、及び
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
フェライト面積率が３０％以下（０％を含む）、ベイナイト面積率が５％以下（０％を含む）、マルテンサイトおよび焼き戻されたマルテンサイト面積率が７０％以上（１００％含む）、残留オーステナイト面積率が２．０％以下（０％を含む）、板厚中央部の転位密度に対する鋼板表面から０〜２０μｍの範囲内の転位密度の割合が９０％以上１１０％以下、鋼板表面から深さ１００μmまでのセメンタイト粒子径上位１０％以内の平均が３００ｎｍ以下である鋼組織と、を有し、
鋼板長手方向に長さ１ｍでせん断した際の板鋼板の最大反り量が１５ｍｍ以下である薄鋼板。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｖ：０．００１％以上１％以下、
Ｔｉ：０．００１％以上０．３％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上０．３％以下、
Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、
Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上１．０％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上１．０％以下、
Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下、
Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下、
ＲＥＭ：０．０００２％以上０．０５０％以下、
Ｍｇ：０．０００２％以上０．０５０％以下、及び
Ｃａ：０．０００２％以上０．０５０％以下、のいずれか１種または２種以上を含有する［１］に記載の薄鋼板。
［３］［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼素材を、熱間圧延する熱延工程と、
前記熱延工程後の鋼板を酸洗および冷間圧延する冷延工程と、
前記冷延工程後の鋼板を、露点−２５℃以下の雰囲気で８２０℃以上に加熱した後、７００℃以上で水焼入を開始し、１００℃以下まで水冷後、１００℃以上３００℃以下で再度加熱する焼鈍工程と、を有し、
前記焼鈍工程における前記水焼入の水冷中、鋼板の表面温度がＭｓ点から１５０℃高い温度である（Ｍｓ＋１５０℃）以下からＭｓ点から２５０℃低い温度である（Ｍｓ−２５０℃）以上の領域において、鋼板を挟んで設置された２つのロールで鋼板の表面及び裏面から加圧し、該加圧を、前記２つのロールのロール間距離が２０ｍｍ以上２５０ｍｍ以下、加圧力が１９６Ｎ以上の条件で行う薄鋼板の製造方法。
本発明によると、本発明の薄鋼板は、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上であり、表面性状、鋼板形状および疲労強度が良好である。本発明の薄鋼板を自動車部品に適用すれば、自動車部品のさらなる軽量化が実現される。
ベイナイトの一例を示す図である。 水焼入の水冷における２つのロールのロール間距離を模式的に示す図である。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
本発明の薄鋼板について、成分組成、鋼組織構成の順で説明する。以下の説明において、成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．１０％以上０．３５％以下
Ｃは、本発明鋼の主たる金属組織であるマルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの硬度に関係し、鋼板の強度を上昇させるために必要な元素である。引張強さ：９８０ＭＰａ以上を得るには、少なくともＣ含有量が０．１０％以上である必要がある。Ｃ含有量は好ましくは０．１１％以上である。一方、Ｃ含有量が０．３５％を上回ると、スポット溶接性等で実用化が極めて困難である。そのため、Ｃ含有量を０．３５％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．２５％以下である。
Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下
Ｓｉは鋼板の伸びを上昇させるために有効な元素である。伸び上昇の観点から、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とした。Ｓｉ含有量は好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が２．０％を上回ると化成処理性が著しく悪化し、自動車用鋼板として不適となるため、Ｓｉ含有量を２．０％以下とした。Ｓｉ含有量は好ましくは１．７％以下である。
Ｍｎ：０．８％以上２．３５％以下
Ｍｎは鋼板の焼入性を上昇させ、マルテンサイトを得るために有効な元素である。本発明で求めるフェライト面積率３０％以下に抑えるためには、Ｍｎを０．８％以上含有させる必要がある。Ｍｎ含有量は好ましくは１．１％以上である。一方、Ｍｎを過度に含有すると、鋼板表面にＭｎ起因の偏析に起因した割れが発生し、表面性状を悪化させる。以上から、Ｍｎ含有量は２．３５％以下とした。Ｍｎ含有量は好ましくは２．２０％以下である。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、低温脆性を発生させたり溶接性を低下させたりする有害元素であるため、極力低減することが好ましい。本発明では、Ｐ含有量は０．０５％まで許容できる。Ｐ含有量は好ましくは０．０２％以下であるが、より厳しい溶接条件下で使用するには、Ｐ含有量を０．０１％以下まで抑制することがより好ましい。一方、製造上、Ｐが０．００２％は不可避的に混入する場合がある。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、鋼中で粗大な硫化物を形成し、これが熱間圧延時に伸展し楔状の介在物となることで、溶接性に悪影響をもたらす。そのため、Ｓも有害元素であるため極力低減することが好ましい。本発明では、Ｓ含有量は０．００５％まで許容できるため、Ｓ含有量を０．００５％以下とした。Ｓ含有量は、好ましくは０．００３％以下である。より厳しい溶接条件下で使用するには、Ｓ含有量を０．００１％以下まで抑制することがより好ましい。製造上、Ｓが０．０００２％以下は不可避的に混入する場合がある。
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下
Ａｌを製鋼の段階で脱酸剤として添加するため、Ａｌを０．００５％以上含有させる必要がある。一方、Ａｌは溶接性を悪化させる粗大な酸化物を形成する。そのため、Ａｌ含有量を０．１０％以下とした。Ａｌ含有量は好ましくは０．０１０％以上０．０８％以下である。
Ｎ：０．００６０％以下
Ｎは、常温時効性を悪化させ予期せぬ割れを発生させるため、表面性状に対して悪影響をもたらす有害元素である。そのため、Ｎは出来る限り低減することが望ましい。本発明ではＮを０．００６０％まで許容できる。Ｎ含有量は好ましくは０．００５０％以下である。Ｎ含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、Ｎが０．０００５％以下は不可避的に混入する場合がある。
以上が本発明の基本成分である。本発明の成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０．００１％以上１％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．３％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．３％以下、Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上１．０％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下、ＲＥＭ：０．０００２％以上０．０５０％以下、Ｍｇ：０．０００２％以上０．０５０％以下、及びＣａ：０．０００２％以上０．０５０％以下のいずれか１種または２種以上を任意元素として含有してもよい。Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂは焼入性を確保し、十分なマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率を得る観点で、Ｔｉ、Ｎｂは強度を調整する観点で、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｃａは介在物を制御する観点で、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｂは耐食性を向上させる観点で添加される元素であるが、これら任意元素を上記範囲で含有しても本発明の効果は損なわれない。
上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、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。
続いて、本発明の薄鋼板の鋼組織について説明する。本発明の薄鋼板の鋼組織は、フェライト面積率が３０％以下（０％を含む）、ベイナイト面積率が５％以下（０％を含む）、マルテンサイトおよび焼き戻されたマルテンサイト面積率が７０％以上（１００％含む）、残留オーステナイト面積率が２．０％以下（０％を含む）である。
フェライト面積率が３０％以下（０％を含む）
フェライトは軟質であるため、面積率が３０％を上回ると所望の鋼板強度が得られない。さらに、フェライト中へのＣ固溶度は小さいため、フェライトが過度に生成すると焼鈍中にオーステナイト中へＣが濃化し、Ｍｓ点低下およびC濃化に不均一に起因したＭｓ点ばらつきにより後述する水冷中の拘束による形状矯正効果が薄れ、所望の鋼板形状が得られなくなる。本発明において、フェライト面積率は３０％までは許容できる。好ましくは２０％以下である。また、フェライト面積率は０％であっても本発明の効果は失われない。
ベイナイト面積率が５％以下（０％を含む）
ベイナイトが生成すると鋼板の軟化を招くうえ、均一な鋼板強度が得られなくなる。さらに、ベイナイトが発生すると局所的に硬質相が生成するため、焼鈍ライン中の曲げ、曲げ戻し中に鋼板表面を損傷させ、所望の表面性状が得られなくなる。以上から、ベイナイトは可能な限り低減することが好ましく、上限を５％とした。好ましくは３％以下である。
なお、本発明で対象とするベイナイトは転位をポリゴナルフェライトよりも含むベイニティックフェライトを含む組織であって、焼き戻しマルテンサイトと走査型電子顕微鏡では判別ができない下部ベイナイトは対象としない。ベイニティックフェライトは１％ナイタールエッチングで腐食現出した後、走査型電子顕微鏡では腐食痕が認められるフェライトである。代表例を図１に示す。
マルテンサイトおよび焼き戻されたマルテンサイト面積率が７０％以上（１００％含む）
本発明ではマルテンサイトおよび焼き戻されたマルテンサイト（焼き戻しマルテンサイト）で所望の強度を得ている。引張強さ９８０ＭＰａ以上を得るには上記組織は合計で７０％以上（１００％含む）必要である。好ましくは、８０％以上である。
残留オーステナイト面積率が２．０％以下（０％を含む）
残留オーステナイト２．０％を超えて生成させるには、本発明の鋼組成ではベイナイト生成や水冷以外の方法での製造が必須である。本発明ではベイナイトの生成や水冷以外の製造方法を意図しないため、残留オーステナイトの面積率上限を２．０％とした。残留オーステナイトが０％であっても本発明は損なわれることはない。
なお、上記フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、残留オーステナイト以外のその他の組織として、パーライト、セメンタイト等が挙げられる。該組織の出現は本発明において焼鈍不足もしくは冷却能力不足を表しており、該組織の面積率は１％以下が好ましく、０％とすることがさらに好ましい。セメンタイトはベイナイトや焼き戻しマルテンサイト中に含まれることが多く、これらについてはセメンタイトの面積率として計上しない。フェライト粒内に孤立して残存していた場合は面積率に計上しない。走査型電子顕微鏡からはマルテンサイトと判別が困難であるため、EBSD法やTEMの回折像で確認する必要がある。フェライト粒内に孤立して残存しているセメンタイトの面積率は２％以下が好ましく、０％とすることがさらに好ましい。
板厚中央部の転位密度に対する鋼板表面から０〜２０μｍの範囲内の転位密度の割合が９０％以上１１０％以下
本発明鋼は主に転位強化によって強度を得ている。板厚方向に対して転位密度のばらつきがあった場合、疲労強度や曲げ性に影響をおよぼす。板厚中央部の転位密度に対する鋼板表面から０〜２０μｍの範囲内の転位密度の割合が９０％を下回ると疲労強度が低下する。一方、上記割合が１１０％を上回ると曲げ性に影響をおよぼし、特に曲げ性のばらつきが大きくなる。そのため、板厚中央部の転位密度に対する鋼板表面から０〜２０μｍの範囲内の転位密度の割合が９０％以上１１０％以下とした。好ましくは９３％以上１０７％以下である。
鋼板表面から深さ１００μｍまでのセメンタイト粒子径上位１０％以内の平均：３００ｎｍ以下
粗大なセメンタイトは曲げ性に対して悪影響をもたらたす。本発明で求める曲げ性を得るには粗大なセメンタイトを極力減らす必要があり、セメンタイト粒子径上位１０％以内の平均が３００ｎｍ以下とする必要がある。好ましくは、２００ｎｍ以下である。ここでセメンタイト粒子径上位１０％以内とは、測定したセメンタイトの粒子径を昇順に並べ、全測定数に対し、粒子径が大きい上位１０％以内のものを対象とする。なお、粒子径は円相当直径を意味する。
次に、本発明の特性について説明する。
本発明の薄鋼板は、高強度である。具体的には、実施例に記載の方法で測定した引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上である。ＴＳの上限は特に限定されないが、他の特性のバランスの観点から２５００ＭＰａ以下が好ましい。
本発明の薄鋼板は、良好な表面性状を有する。実施例に記載の通り、良好な表面性状は曲げ性で評価され、本発明の薄鋼板は実施例に記載の方法で測定したＲｍａｘ−Ｒａｖｅが０．８ｍｍ以下である。好ましくは０．７ｍｍ以下、より好ましくは０．６ｍｍ以下である。
本発明の薄鋼板は、良好な板形状を有する。良好な板形状は、実施例に記載の最大反り量で評価される。本発明の薄鋼板は、鋼板長手方向に長さ１ｍでせん断した際の板鋼板の最大反り量が１５ｍｍ以下である。
本発明の薄鋼板は、疲労特性に優れる。具体的には、実施例に記載の方法で測定した疲労強度比が０．６５以上である。疲労特性の点からは疲労強度比は高い方が好ましいが、実質得られる疲労強度比の上限は０．８０以下である。
次に、本発明の薄鋼板の製造方法について説明する。本発明の薄鋼板の製造方法は、上記成分組成を有する薄鋼板の製造方法であり、熱延工程、冷延工程、焼鈍工程を有する。なお、以下に示すスラブ（鋼素材）、鋼板等を加熱又は冷却する際の温度は、特に説明がない限り、スラブ（鋼素材）、鋼板等の表面温度を意味する。
熱延工程とは、上記成分組成を有する鋼素材を、熱間圧延する工程である。
上記鋼素材製造のための溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましい。また、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしてもよい。
熱延工程における熱間圧延の条件は特に限定されず、適宜条件を設定すればよい。
冷延工程とは、熱延工程後の鋼板を酸洗および冷間圧延する工程である。酸洗条件、冷間圧延の条件は特に限定されず、適宜設定すればよい。
焼鈍工程では、冷延工程後の鋼板を、露点−２５℃以下の雰囲気で８２０℃に以上加熱した後、７００℃以上で水焼入を開始し、１００℃以下まで水冷後、１００℃以上３００℃以下で再度加熱する。また、焼鈍工程における水焼入の水冷中、鋼板の表面温度がＭｓ点から１５０℃高い温度である（Ｍｓ＋１５０℃）以下からＭｓ点から２５０℃低い温度である（Ｍｓ−２５０℃）以上の領域において、鋼板を挟んで設置された２つのロールで鋼板の表面及び裏面から加圧し、該加圧を、２つのロールのロール間距離が２０ｍｍ以上２５０ｍｍ以下、加圧力が１９６Ｎ以上の条件で行う。焼鈍工程は連続焼鈍ラインで行うことが好ましい。
露点−２５℃以下の雰囲気で８２０℃以上に加熱
露点が−２５℃を上回ると、表層の成分組成が局所的に変化し、転位密度の高い組織が得られなくなる。したがって、露点は−２５℃以下とする必要がある。好ましくは、−３０℃以下である。露点の下限は特に限定されないが、工業的に製造可能な範囲とする観点から−８０℃以上が好ましい。加熱はフェライトの消失、オーステナイトの生成が目的であり、フェライト面積率３０％以下とするには加熱温度は８２０℃以上とする必要がある。好ましくは８３０℃以上であり、Ｓｉ等のフェライト安定化元素を多量に含み、Ｍｎ等のオーステナイト安定化元素が少ない場合には、８４０℃以上とすることがより好ましい。加熱温度の上限は特に限定されないが、加熱温度が高すぎると水焼入れ開始温度も高くなり、その結果、水冷中に鋼板を挟む際の鋼板温度が高くなり十分な形状矯正能力を得られなくなるため、加熱温度の上限は１０００℃以下が好ましい。
７００℃以上で水焼入を開始
加熱後は水焼入する。水焼入れを開始する温度は７００℃以上とする必要がある。その理由は、加熱で焼失させたフェライトが焼入開始温度７００℃を下回ると、再度生成し所望の鋼組織、特性が得られなくなるためである。なお、焼入開始温度は、鋼板特性の安定性の観点から高い方が好ましいが、実際には焼鈍温度から１０℃ほど低下した時点で焼入されることが多い。
水焼入の水冷中、鋼板の表面温度がＭｓ点から１５０℃高い温度である（Ｍｓ＋１５０℃）以下からＭｓ点から２５０℃低い温度である（Ｍｓ−２５０℃）以上の領域に、鋼板を挟んで設置された２つのロールで鋼板の表面及び裏面から加圧
焼鈍工程における前記水焼入の水冷中、鋼板の表面温度がＭｓ点から１５０℃高い温度である（Ｍｓ＋１５０℃）以下からＭｓ点から２５０℃低い温度である（Ｍｓ−２５０℃）以上の領域に、鋼板を挟んで設置された２つのロールで鋼板の表裏面を加圧する。その際、２つのロールのロール間距離（以下、単にロール間距離ともいう。）を２０ｍｍ以上２５０ｍｍ以下、加圧力を１９６Ｎ以上とする。本発明でいう「２つのロールのロール間距離」とは、図２に示すように、一方のロールと鋼板の接触点と、他方のロールと鋼板の接触点との接触点間距離のことをいう。
水冷中の変態ひずみを拘束により矯正することで鋼板形状を改善し、表面性状を悪化させる過度なレベラー矯正やスキンパス圧延による矯正を不要としたことに本発明は特徴がある。一方で水冷での極めて進行の速いマルテンサイト変態中に鋼板を拘束することにも実用化において困難さがあった。これを解決するため、ロール位置を離したロールで鋼板を挟み込むことに想到した。これによりマルテンサイト変態温度と拘束タイミングに多少のずれが生じたとしても効果的に板形状の悪化を抑制することを可能とした。そして、形状悪化を矯正する際に施されるレベラー加工や過度なスキンパス圧延が不要となるため、表層組織の転位密度上昇を抑制することができ、曲げ性のばらつきを抑制することが可能となる。この効果を得るにはロール間距離（図２参照）は２０ｍｍ以上離す必要がある。一方、ロール間距離が２５０ｍｍを上回ると加圧による拘束効果が弱まるため、ロール間距離は２５０ｍｍ以下とする必要がある。拘束は互いの距離が離れたロールで挟み込むことにより加圧することによって行うが、形状矯正に必要な加圧力は１９６Ｎ以上である。この加圧力はロール１本分の負荷荷重に相当する。好ましい拘束条件はロール間距離が３０ｍｍ以上２２０ｍｍ以下で加圧力２９４Ｎ以上４９００Ｎ以下である。ロール本数は一対であっても複数あってもよいが、鋼板温度が１００℃以下では拘束効果が小さいため、過度に付帯させても効果は小さい。また、加圧力は鋼板強度や張力によって変化するが、鋼板に対して過度に押し込むと、すなわち鋼板進路に対して妨げる位置にロールがある場合、形状や表面性状の悪化を招くため、押し込み量は１０ｍｍ以下とすることが好ましく、さらに好ましくは５ｍｍ以下である。このように加圧力は張力や押し込み量等によって調整でき、加圧力が上記範囲になることはロールに付帯する荷重計等で確認でき、押し込み量はロール径とロール位置から計算で求めればよい。
Ｍｓ点は鋼板の鋼組成とフェライト分率によって決定され、本発明の範囲では以下の式で便宜的に計算できる。
Ｍｓ点［℃］＝５６０−４１０｛（［％Ｃ］−２×１０−６［％ＶＦ］２）／（１−［％ＶＦ］／１００）｝−７［％Ｓｉ］−３８［％Ｍｎ］−２１［％Ｃｕ］−２０［％Ｎｉ］−２０［％Ｃｒ］−５［％Ｍｏ］ （１）
ここで、［％Ｍ］（Ｍ＝Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ）は鋼に含有する合金元素量（質量％）であり、［％ＶＦ］はフェライト面積率（単位：％）である。
マルテンサイト変態中に拘束するためには、拘束開始温度はＭｓ点から１５０℃高い温度（Ｍｓ＋１５０℃）以下からＭｓ点から２５０℃低い温度（Ｍｓ−２５０℃）以上とする必要がある。好ましくは、Ｍｓ点から１００℃高い温度（Ｍｓ＋１００℃）以下からＭｓ点から２００℃低い温度（Ｍｓ−２００℃）以上である。このＭｓ点が３００℃を下回ると、上記鋼板形状の矯正効果が弱まるため、Ｍｓ点は３００℃以上とすることが好ましい。また、鋼板の焼入性確保の観点からもＭｓ点の上限については５００℃以下が好ましく、４８０℃以下がより好ましい。
１００℃以下まで水冷
水冷後の温度が１００℃を超えると、形状に悪影響をもたらすほどマルテンサイト変態が水冷後に進行する。そのため、水槽から出た後の鋼板温度は１００℃以下である必要がある。好ましくは８０℃以下である。
１００℃以上３００℃以下で再加熱
水冷後は再加熱し、水冷時に生成したマルテンサイトを焼き戻すことで自動車用成形を可能とする高延性化を図る必要がある。再加熱温度が１００℃未満では必要な延性が得られない。そこで、再加熱温度を１００℃以上とする。好ましくは１３０℃以上である。一方、３００℃超で焼き戻すとマルテンサイト中に析出するセメンタイトが粗大化し、このセメンタイトが表面性状を悪化させる。以上から、再加熱温度を３００℃以下とした。好ましくは２６０℃以下である。
表１に示す成分組成を有する肉厚２５０ｍｍの鋼素材を８６０℃以上９３０℃以下の仕上げ圧延温度で熱間圧延を施し、４８０℃以上５８０℃以下の巻取温度で巻き取ることで熱延板とし、酸洗した後に、冷間圧延率が２５％以上７５％以下の冷延工程を施して冷延板とし、表２に示す条件の焼鈍を連続焼鈍ラインで施し、評価に供する鋼板を製造した。冷間圧延率が２５％の場合は板厚２．４ｍｍ、冷間圧延率が７５％の場合の板厚は０．８ｍｍであった。なお、水冷後の鋼板温度が１００℃超となった場合は、１００℃以下まで空冷した。
そして、得られた鋼板を以下の手法で評価した。なお、拘束ロール通過時の最高温度とＭｓ点との差異は、拘束ロール通過時の温度（℃）は（２）式で計算し、Ｍｓ点は上記（１）式を用いた。なお、図２に示す通り、水面に近い側から１本目のロール、２本目のロールとした。
拘束ロール通過時の温度（℃）＝（１６３４／ｄ−１１９）ｔ （２）
ここで、ｄは板厚（ｍｍ）、ｔは水冷開始から拘束ロールを初めて通過するまでの時間（ｓ）である。（２）式は水槽の水温が５０℃以下の場合に適用可能である。水温の変動によって計算値と実板温との間に乖離は生じるものの、水温が５０℃以下であれば本発明の範囲では求める鋼板特性に影響をおよぼさない。しかしながら、実ラインに対応した温度測定や、伝熱計算を行い補正することが好ましい。
また、各鋼板を、２つのロールで鋼板の表面及び裏面から加圧し、１本目のロールと２本目のロールの間で、表２に示す加圧力で各鋼板が加圧されるようにした。
焼鈍後は通常の伸長率０．２％のスキンパス圧延のみを行い、２回以上のスキンパス圧延やレベラー矯正は行わず、評価した。
（ｉ）組織観察（鋼組織の面積率）
鋼板から、圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう切り出し、板厚中心部（観察面を含む板厚中心部）を１体積％ナイタールで腐食現出し、走査電子顕微鏡で２０００倍に拡大して板厚１／４ｔ部を１０視野分撮影した。フェライトは粒内に腐食痕が観察されない組織であり、焼き戻しマルテンサイトは粒内に配向性を有する多数の５００ｎｍ以下の微細なセメンタイトおよび腐食痕が認められる組織である。マルテンサイトは走査型電子顕微鏡ではフェライトよりも白いコントラストで観察される組織であり、粒内にセメンタイトの析出が認められない組織である。残留オーステナイトもマルテンサイトと同じ形態で観察されるため、走査型電子顕微鏡で求めたマルテンサイト面積から後述するＸＲＤによる残留オーステナイト分率を差し引いた値をマルテンサイト面積率として計上した。ベイナイト組織は腐食痕を有するベイニティックフェライトを対象とした。上記組織の面積率は、得られた写真に対して実長さ３０μｍの水平線および垂直線各２０本を格子状となるように引き、交点の組織を同定し、全交点に対する各組織の交点数の比率を各組織の面積率とする、切断法により求めた。
鋼板表面から深さ１００μｍまでのセメンタイト粒子径の測定は、深さ１００μｍまでの範囲で薄膜をツインジェット法により作製し、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて加速電圧２００ｋＶで観察した。２００点以上のセメンタイトを観察し、上位１０％以内のセメンタイト粒子径の平均値を表３に示した。セメンタイトの同定には、ＴＥＭに付帯するＥＤＳや回折パターン等を行えば良い。
（ｉｉ）ＸＲＤによる残留オーステナイト分率測定
鋼板を板厚１／４位置まで研磨後、化学研磨により更に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（フェライト）各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）各面からの積分反射強度の強度比から求めたオーステナイトの割合を残留オーステナイト分率とした。また、この残留オーステナイト分率を、本発明における残留オーステナイトの面積率とみなした。
（ｉｉｉ）引張試験
得られた鋼板から圧延方向に対して垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとした。表３において、引張強さ：９８０ＭＰａ以上を本発明鋼で求める鋼板の機械的性質とした。
（ｉｖ）曲げ性評価
成形部材で曲げ部の割れにより不合格なる場合がある。これは曲げ性の局所的な悪化が原因であり、鋼板表面の亀裂に起因することが多く、鋼板表面の亀裂は形状が劣位の鋼板を２回以上のスキンパス圧延やレベラー加工を適用したときに発生する。本発明では、局所的な曲げ性悪化を招く、形状矯正を不要とするため、この曲げ性の局所的な悪化も抑制することができる。曲げ性を評価するため、幅方向センター部から幅１００ｍｍ、長さ４０ｍｍの短冊状サンプルを５０枚切り出し、せん断端面を研削加工した後、ＪＩＳ Ｚ ２２４８（１９９６）の規定に準拠したＶブロック法による９０°Ｖ曲げ試験（曲げ稜線は圧延方向）により曲げ評価用サンプルを作製した。この曲げ頂点部付近を２０倍の光学顕微鏡もしくはルーペで観察し、割れ有無を判定した。表３には割れが生じなかった押し付けダイスの最小曲げ半径の平均値（Ｒａｖｅ）と５０枚評価したうちの最小曲げ半径の最大値（Ｒｍａｘ）を示した。Ｒｍａｘ−Ｒａｖｅ＝０．８ｍｍ以下の水準を本発明での好ましい範囲とし、表面性状が良好であるとした。
（ｖ）疲労試験
得られた鋼板から圧延方向に対して垂直方向にＪＩＳ Ｚ ２２７５に準拠した板幅１５ｍｍの１号試験片を採取し、平面曲げ疲労試験機を用いてＪＩＳ Ｚ ２２７３に準拠した曲げ疲労試験を行った。応力比−１、繰り返し速度２０Ｈｚ、最大繰り返し数を１０７回として、１０７回の応力付加で破断に至らなかった応力振幅を求め、引張強さで除して疲労強度比を求めた。本発明で求める疲労強度比は０．６５以上とした。
（ｖｉ）鋼板形状評価
幅方向に対しせん断しない冷延鋼板を、鋼板長手方向（鋼板搬送方向）に長さ方向１ｍの長さにせん断した板を水平な台に置き、設置した台に対する鋼板の最大高さを“最大反り量”として測定し、その結果を表３に示した。鋼板長手方向（鋼板搬送方向）に長さ１ｍでせん断した際の板鋼板の最大反り量が１５ｍｍ以下を本発明で求める鋼板形状とした。
（ｖｉｉ）転位密度
各鋼板について、鋼板表面から０〜２０μｍの範囲内の転位密度の割合を、以下に示す方法で測定した。
鋼板表面を研磨してスケールを除去し、鋼板表面のＸ線回折測定を行った。ここで、スケール除去のために研磨する量は１μｍ未満とする。線源はＣｏとした。Ｃｏの分析深さは２０μｍ程度であるため、線源としてＣｏを用いることにより鋼板表面から０〜２０μｍの範囲内の転位密度の測定が可能となる。転位密度はＸ線回折測定の半価幅βから求める歪みから換算する手法を用いた。歪みの抽出には、以下に示すＷｉｌｌｉａｍｓｓｏｎ−Ｈａｌｌ法を用いる。半価幅の広がりは結晶子のサイズＤとひずみεが影響し、両因子の和として次式で計算できる。β＝β１＋β２＝（０．９λ／（Ｄ×ｃｏｓθ））＋２ε×ｔａｎθとなる。さらにこの式を変形し、βｃｏｓθ／λ＝０．９λ／Ｄ＋２ε×ｓｉｎθ／λとなる。ｓｉｎθ／λに対してβｃｏｓθ／λをプロットすることにより、直線の傾きからひずみεが算出される。なお、算出に用いる回折線は（１１０）、（２１１）、および（２２０）とする。ひずみεから転位密度の換算はρ＝１４．４ε２／ｂ２を用いた。なお、θはＸ線回折のθ‐２θ法より算出されるピーク角度を意味し、λはＸ線回折で使用するＸ線の波長を意味する。ｂはＦｅ（α）のバーガース・ベクトルで、本実施例においては、０．２５ｎｍとした。
さらに、板厚中央部の転位密度を、板厚中央位置から０〜２０μｍの範囲内で測定した。この測定方法は、上記の鋼板表面から０〜２０μｍの範囲内での測定方法と、測定位置以外は同じとした。このように測定した板厚中央位置から０〜２０μｍの範囲内の転位密度を、板厚中央部の転位密度とした。
そして、板厚中央部の転位密度に対する鋼板表面から０〜２０μｍの範囲内の転位密度の割合（％）を求めた。
＜評価結果＞
本発明例の鋼板はいずれも、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上であり、表面性状、鋼板形状および疲労強度が良好であった。一方、本発明の範囲を外れる比較例の鋼板は、これらのいずれかを満たさなかった。
特に、表２の鋼板Ｎｏ．３では、１本目のロールの通過時の温度がＭｓ＋１５０℃以下になっていないため、水焼入れ時の冷却時の焼き入れが不十分になる。このため、表３に示す通り、所望の鋼組織が得られず、引張強さが９８０ＭＰａ未満となった。
Figure 0006928112
Figure 0006928112
Figure 0006928112

Claims (2)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．１０％以上０．３５％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、
    Ｍｎ：０．８％以上２．３５％以下、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．００５％以下、
    Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、
    Ｎ：０．００６０％以下、及び
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    フェライト面積率が３０％以下（０％を含む）、ベイナイト面積率が５％以下（０％を含む）、マルテンサイトおよび焼き戻されたマルテンサイト面積率が７０％以上（１００％含む）、残留オーステナイト面積率が２．０％以下（０％を含む）、板厚中央部の転位密度に対する鋼板表面から０〜２０μｍの範囲内の転位密度の割合が９０％以上１１０％以下、鋼板表面から深さ１００μｍまでのセメンタイト粒子径上位１０％以内の平均が３００ｎｍ以下である鋼組織と、を有し、
    鋼板長手方向に長さ１ｍでせん断した際の板鋼板の最大反り量が１５ｍｍ以下である薄鋼板。
  2. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｖ：０．００１％以上１％以下、
    Ｔｉ：０．００１％以上０．３％以下、
    Ｎｂ：０．００１％以上０．３％以下、
    Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、
    Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、
    Ｎｉ：０．０１％以上１．０％以下、
    Ｃｕ：０．０１％以上１．０％以下、
    Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下、
    Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下、
    ＲＥＭ：０．０００２％以上０．０５０％以下、
    Ｍｇ：０．０００２％以上０．０５０％以下、及び
    Ｃａ：０．０００２％以上０．０５０％以下、のいずれか１種または２種以上を含有する請求項１に記載の薄鋼板。
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