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WO2012053044A1 - 高速変形下での均一延性および局部延性に優れた熱延鋼板、冷延鋼板およびめっき鋼板 - Google Patents

高速変形下での均一延性および局部延性に優れた熱延鋼板、冷延鋼板およびめっき鋼板 Download PDF

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WO2012053044A1
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less
steel sheet
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rolled steel
gpa
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河野　佳織
泰明 田中
富田　俊郎
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住友金属工業株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet, a cold-rolled steel sheet, and a plated steel sheet excellent in uniform ductility and local ductility under high-speed deformation.
  • Patent Document 1 includes 0.04 to 0.15% C and 0.3 to 3.0% in total of one or both of Si and Al in mass%.
  • the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and is composed of a main phase (ferrite which is the structure or phase having the largest volume fraction) and a second phase (structure or phase other than the main phase) containing 3% by volume or more of austenite.
  • Patent Document 2 discloses an average particle diameter ds of nanocrystal grains made of fine ferrite grains and having a crystal grain diameter of 1.2 ⁇ m or less.
  • the static difference is defined as the difference between the static deformation stress obtained at a strain rate of 0.01 / s and the dynamic deformation stress obtained by carrying out a tensile test at a strain rate of 1000 / s.
  • Patent Document 2 does not disclose anything about the deformation stress in the intermediate strain rate region where the strain rate is greater than 0.01 / s and less than 1000 / s.
  • Patent Document 3 discloses a steel plate having a high static ratio, which is composed of a two-phase structure of martensite having an average particle diameter of 3 ⁇ m or less and ferrite having an average particle diameter of 5 ⁇ m or less.
  • the static ratio is defined as the ratio of the dynamic yield stress obtained at a strain rate of 10 3 / s to the static yield stress obtained at a strain rate of 10 ⁇ 3 / s.
  • Patent Document 3 does not disclose any static difference in the strain rate region where the strain rate is greater than 0.01 / s and less than 1000 / s.
  • the static yield stress of the steel sheet disclosed in Patent Document 3 is as low as 31.9 kgf / mm 2 to 34.7 kgf / mm 2 .
  • Patent Document 4 discloses a cold-rolled steel sheet containing 75% or more of a ferrite phase having an average particle size of 3.5 ⁇ m or less and having the balance of tempered martensite and having excellent impact absorption characteristics. The impact absorption characteristics of this cold-rolled steel sheet are evaluated by the absorbed energy when a tensile test is performed at a strain rate of 2000 / s. However, Patent Document 4 discloses nothing about shock absorption energy in a strain rate region of less than 2000 / s.
  • the steel plates according to the prior art as described above have the following problems. Conventionally, in a steel plate used as an automobile collision member, dynamic strength has been improved in order to improve impact absorption energy.
  • an object of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet, a cold-rolled steel sheet, a plated steel sheet, and a method for producing these steel sheets, which are excellent in uniform ductility and local ductility under high-speed deformation with respect to a duplex steel sheet.
  • the present inventors have made various studies on methods for improving uniform ductility and local ductility under high-speed deformation in a duplex steel sheet. As a result, the following knowledge was obtained.
  • (4) In order to improve the uniform ductility, it is necessary to disperse the hard second phase as much as possible, and hard martensite having a high C solid solution amount is desirable.
  • the surface layer of the steel sheet has a large difference between the first-phase ferrite and the second-phase nanohardness, and the distribution is small. Therefore, it is possible to provide a hot-rolled steel sheet having both uniform ductility and local ductility under high-speed deformation by making the difference in the nano hardness small and the distribution large.
  • the nano hardness at the center of the sheet thickness inherits the nano-hardness of the hot-rolled steel sheet, and the second phase has a rod shape or a lath shape. As a result, uniform ductility and local ductility are improved under high-speed deformation.
  • One embodiment of the present invention provided based on the above knowledge is a metal structure including a main phase composed of ferrite having an average particle diameter of 3.0 ⁇ m or less and a second phase containing at least one of martensite, bainite, and austenite.
  • the average grain size of the second phase is 2.0 ⁇ m or less
  • the difference ( ⁇ nH av ) between the average value of nano hardness (nH ⁇ av ) of ferrite as a phase and the average value of nano hardness (nH 2nd av ) of the second phase is 6.0 GPa or more and 10.0 GPa or less
  • the difference ( ⁇ nH) of the standard deviation of the nano hardness of the second phase from the standard deviation of the nano hardness of the ferrite is 1.5 GPa or less
  • the depth of the sheet thickness is 1 ⁇ 4 from the surface of the steel sheet.
  • Position and thickness center position In the central portion which is a region between the difference in the average nano hardness ( ⁇ nH av) is less 6.0GPa than 3.5 GPa, the difference between the standard deviation of the nano-hardness ( ⁇ nH) is 1.5GPa
  • the hot-rolled steel sheet is excellent in uniform ductility and local ductility under high-speed deformation, characterized by the above.
  • Another aspect of the present invention is a cold-rolled steel sheet having a metal structure including a main phase composed of ferrite having an average particle size of 3.0 ⁇ m or less and a second phase containing at least one of martensite, bainite, and austenite.
  • the second phase has an average grain size of 2.0 ⁇ m or less and an aspect ratio (at the center portion, which is a region between the position of a depth of the plate thickness 1 ⁇ 4 from the surface of the steel plate and the plate thickness center position).
  • a plated steel sheet having a metal structure comprising a main phase composed of ferrite having an average particle size of 3.0 ⁇ m or less and a second phase containing at least one of martensite, bainite, and austenite.
  • the second phase has an average grain size of 2.0 ⁇ m or less and an aspect ratio (at the center portion, which is a region between the position of a depth of the plate thickness 1 ⁇ 4 from the surface of the steel plate and the plate thickness center position).
  • the hot-rolled steel sheet, cold-rolled steel sheet, or plated steel sheet is in mass%, C: 0.1% to 0.2%, Si: 0.1% to 0.6%, Mn: 1.0 %: 3.0% or less, Al: 0.02% or more and 1.0% or less, Cr: 0.1% or more and 0.7% or less, and N: 0.002% or more and 0.015% or less Furthermore, Ti: 0.002% or more and 0.02% or less Nb: 0.002% or more and 0.02% or less and V: 0.01% or more and 0.1% or less selected from the group consisting of 0.1% or less or You may contain 2 or more types.
  • C 0.1% to 0.2%
  • Si 0.1% to 0.6%
  • Mn 1.0% to 3. 0% or less
  • Al 0.02% or more and 1.0% or less
  • Cr 0.1% or more and 0.7% or less
  • N 0.002% or more and 0.015% or less
  • 0.002% or more and 0.02% or less 0.002% or more and 0.02% or less
  • Nb 0.002% or more and 0.02% or less
  • V one or more selected from the group consisting of 0.01% or more and 0.1% or less
  • a slab obtained by hot forging at a temperature of 850 ° C. or higher and a cross-section reduction rate of 30% or higher is hot-rolled continuously after reheating to 1200 ° C. or higher.
  • the hot continuous rolling is performed by rolling the reheated slab to obtain average austenite.
  • the rough rolling and the rough rolling step size to obtain the following steel plate 50 [mu] m, the final rolling pass as [Ae 3 -50 (°C)] or [Ae 3 +50 (°C)]
  • the following temperature ranges and reduction ratio of 17% or more A finish rolling step for rolling the steel plate obtained by the step, and a steel plate obtained by the finish rolling step are 700 ° C. at a cooling rate of 600 ° C./second or more within 0.4 seconds after completion of the finish rolling step.
  • the steel plate after cooling is held at a temperature range of 600 ° C. or higher and 700 ° C.
  • the present invention is a method for producing a cold-rolled steel sheet obtained by using the hot-rolled steel sheet produced by the above-described method for producing a hot-rolled steel sheet as a base material and subjecting the base material to cold rolling and continuous annealing to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the rolling reduction is 50% or more and 90% or less
  • the steel sheet after cold rolling is heated and held in a temperature range of 750 ° C. or more and 850 ° C. or less for 10 seconds or more and 150 seconds or less, Then, the manufacturing method of the cold-rolled steel plate characterized by cooling to the temperature range of 450 degrees C or less is also provided.
  • the present invention provides a plated steel sheet characterized by subjecting a cold-rolled steel sheet produced by the above-described method for producing a cold-rolled steel sheet to a galvanizing treatment and then an alloying treatment in a temperature range not exceeding 550 ° C. A method is also provided.
  • the present invention it is possible to stably provide a dual-phase hot-rolled steel sheet, a cold-rolled steel sheet, and a plated steel sheet with improved uniform ductility and local ductility during high-speed deformation. It is expected to further improve the collision safety of these products, and it has an extremely effective effect in the industry.
  • the points of the present invention are the following five points.
  • (I) Strength, uniform ductility, and local ductility are improved by refining crystal grains.
  • (Iii) In the surface layer portion the hard second phase is finely dispersed to improve the work hardening rate.
  • the characteristics of the second phase are evaluated by nano hardness by the nano indentation method. Specifically, a nano-hardness obtained by using a Barkovic indenter and an indentation load of 500 ⁇ N is employed.
  • the steel sheet according to the present invention has a metal structure including a main phase composed of ferrite having an average particle size of 3.0 ⁇ m or less and a second phase containing at least one of martensite, bainite, and austenite. Since the second phase exists, the ratio of the ferrite constituting the main phase to the entire structure is preferably 80% or less.
  • the average particle diameter of ferrite is 3.0 ⁇ m or less.
  • a lower limit is not prescribed
  • the second phase contains at least one of martensite, bainite, and austenite.
  • the average particle diameter of the second phase is 2.0 ⁇ m or less, and the average nanohardness (nH ⁇ ) of the ferrite that is the main phase and the average nanohardness (nH 2nd av ) of the second phase
  • the difference ( ⁇ nH av ) is 6.0 GPa or more and 10.0 GPa or less, and the difference ( ⁇ nH) of the standard deviation of the nano hardness of the second phase from the standard deviation of the nano hardness of the ferrite is 1.5 GPa or less. It is.
  • the second phase (martensite, bainite and / or austenite) harder than the ferrite matrix phase is finely dispersed to increase the work hardening rate and improve the uniform ductility.
  • the average particle size of the second phase exceeds 2.0 ⁇ m, cracks are likely to occur at the interface between the ferrite and the second phase. Furthermore, in order to ensure work hardening rate and uniform ductility, it is necessary to disperse the homogeneous second phase as much as possible. Specifically, when the difference in standard deviation of nano hardness ( ⁇ nH) exceeds 1.5 GPa, the uniform ductility is impaired.
  • cold-rolled steel sheet obtained by further cold rolling the hot-rolled steel sheet of the present invention it is not necessary to specify the structure of the surface layer part.
  • the reason is as follows. That is, cold-rolled steel sheets are often used after being subjected to a surface treatment such as pickling or plating, and the characteristics change due to the surface treatment.
  • the hot-rolled steel sheet, cold-rolled steel sheet, and plated steel sheet (hereinafter collectively referred to as “the present invention steel sheet”) according to the present invention have a thickness of 1/4 t to 1/2 t.
  • Region that is, the region from the surface of the steel plate (in the case of a plated steel plate, the steel plate serving as the base material, the same shall apply hereinafter) to the center of the plate thickness from the depth of the thickness of 1/4 of the plate thickness (hereinafter, In the “central portion”), ⁇ nH av is 3.5 GPa or more and 6.0 GPa or less, and ⁇ nH is 1.5 GPa or more.
  • this invention steel plate is equipped with the inclination structure
  • the average grain size of the second phase in the central part of the cold rolled steel sheet and the plated steel sheet is 2.0 ⁇ m or less. If it exceeds 2.0 ⁇ m, cracking tends to occur at the interface between the ferrite and the second phase. Therefore, the average particle size of the second phase is 2.0 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average particle size of the second phase is not specified. When manufactured by the manufacturing method of the present invention, it is usually 0.5 ⁇ m or more.
  • the local ductility is improved by changing the shape of the second phase in the central portion from an equiaxed shape to a rod shape or a lath shape.
  • the aspect ratio (major axis / minor axis) of the second phase is 2 or less, the local ductility is insufficient. Therefore, the aspect ratio of the second phase is more than 2.
  • C 0.1% or more and 0.2% or less It is preferable to provide upper and lower limits of the C content in order to adjust the content of ferrite, bainite, martensite, and austenite and to ensure static strength and static / dynamic difference. That is, if the C content is less than 0.1%, the solid solution strengthening of ferrite is insufficient, and neither bainite, martensite, nor austenite can be obtained, so the possibility that a predetermined strength cannot be obtained increases. There is concern. On the other hand, if the C content exceeds 0.2%, a high hard phase is excessively generated, and there is a concern that the possibility of reducing the static difference is increased. Therefore, the C content range is preferably 0.1% to 0.2%.
  • Si 0.1% or more and 0.6% or less Si improves the strength of the steel by solid solution strengthening, and also has the effect of improving ductility and the effect of suppressing the formation of carbides to improve the static difference. For this reason, it is preferable to contain Si 0.1% or more. However, even if the content exceeds 0.6%, the effect is saturated, and there is a concern that the possibility of embrittlement of the steel increases. Therefore, the Si content range is preferably 0.1 to 0.6%.
  • Mn 1.0% or more and 3.0% or less Mn controls the transformation behavior and controls the amount and hardness of the transformation phase generated in the cooling process after hot rolling and hot rolling. Is preferably provided. That is, if the Mn content is less than 1.0%, there is a concern that the generation amount of the bainitic ferrite phase or the martensite phase is small and the possibility that the desired strength and static difference cannot be obtained increases. If the amount exceeds 3.0%, the amount of the martensite phase becomes excessive, and there is a concern that the possibility that the dynamic strength is lowered is increased. Therefore, the range of Mn content is 1.0 to 3.0%. More preferably, it is 1.5 to 2.5%.
  • Al 0.02% or more and 1.0% or less
  • Al has a deoxidizing action. Moreover, it has the effect
  • Cr 0.1% or more and 0.7% or less Cr controls the amount and hardness of the transformation phase generated during hot rolling and the cooling process after hot rolling. For this reason, it is preferable to provide upper and lower limits for the Cr content. Cr has an effective action for securing the amount of bainite. Moreover, precipitation of carbides in bainite is suppressed. Further, Cr itself has a solid solution strengthening action.
  • the Cr content is less than 0.1%, there is a concern that the possibility that the desired strength cannot be obtained increases. On the other hand, even if added over 0.7%, the above effect is saturated, and there is a concern that the possibility of suppressing the ferrite transformation is increased. Therefore, the Cr content is preferably 0.1 to 0.7%.
  • N 0.002% or more and 0.015% or less N is added in order to generate Ti, Nb and nitride, and to suppress coarsening of crystal grains. If the N content is less than 0.002%, crystal grains are coarsened during slab heating, and there is a concern that the possibility of coarsening the structure after hot rolling is increased. On the other hand, if the N content exceeds 0.015%, coarse nitrides are produced, and there is a concern that the possibility of adversely affecting ductility is increased. Therefore, the range of N content is preferably 0.002% to 0.015%.
  • Ti, Nb and V are preferably contained alone or in combination of two or more. Ti: 0.002% or more and 0.02% or less When Ti is added, nitride is formed. TiN is effective in preventing crystal grain coarsening. If the Ti content is less than 0.002%, the effect cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 0.02%, coarse nitrides are produced and ductility is lowered, and there is a concern that the possibility of suppressing ferrite transformation is increased. Therefore, the addition amount when adding Ti is preferably 0.002 to 0.02%.
  • Nb 0.002% or more and 0.02% or less Nitride is also formed when Nb is added.
  • Nb nitride like Ti nitride, is effective in preventing crystal grain coarsening. Furthermore, Nb carbide is formed and contributes to prevention of coarsening of ferrite phase crystal grains. However, if it is less than 0.002%, the effect cannot be obtained. If added over 0.02%, there is a concern that the possibility of suppressing ferrite transformation increases. Therefore, the amount of Nb added is preferably 0.002 to 0.02%.
  • V 0.01% or more and 0.1% or less
  • V carbonitride is effective in preventing coarsening of austenite phase crystal grains in a low temperature austenite region. Further, the carbonitride of V contributes to the prevention of the coarsening of ferrite phase crystal grains. Therefore, it adds as needed. However, the effect cannot be obtained at 0.01% or less. On the other hand, if added over 0.2%, there is a concern that the amount of precipitates increases and the possibility of a decrease in the difference in static motion increases. Therefore, the amount of addition when V is added is preferably 0.01 to 0.1%.
  • a slab having the above-described chemical composition manufactured by continuous casting is hot forged in cross section at a temperature of 850 ° C.
  • the upper limit temperature is not limited as long as forging is possible, but 1100 ° C. or lower is preferable.
  • the cross-sectional reduction rate is not limited, but is preferably 30% or more in order to reduce the average austenite grain size after rough rolling.
  • the hot-forged slab is naturally cooled or straightened and is usually cooled to 700 ° C. or lower.
  • the slab In the hot rolling, the slab is reheated to 1200 ° C or higher in order to sufficiently soften the slab.
  • the slab temperature is 1200 ° C. or higher, the structure becomes austenite. At this time, austenite grows, but the grain size is reduced by subsequent hot rolling. Hot rolling is performed as follows.
  • the average austenite grain size is set to 50 ⁇ m or less by rough rolling. Further, austenite grains are further refined by finish rolling.
  • finish rolling with a reduction ratio of 17% or more is performed in the temperature range of [Ae 3 ⁇ 50 (° C.)] to [Ae 3 +50 (° C.)] as the final rolling pass of finish rolling.
  • the rolling rate is less than 17%, the specified particle size and the nano hardness of the second phase are not satisfied.
  • Ae 3 means the thermal equilibrium temperature at which the steel starts ferrite transformation from austenite.
  • cooling is started within 0.4 seconds after rolling. At this time, the cooling is performed to 700 ° C. or lower at a cooling rate of 600 ° C./second or higher. By performing such rapid cooling, recrystallization of austenite can be suppressed and a fine grain structure with an average crystal grain size of ferrite of 3.0 ⁇ m or less can be obtained.
  • the time required for ferrite transformation is maintained in a temperature range of 600 ° C. or more and 700 ° C. or less, that is, 0.4 seconds or more. Thereafter, it is cooled to 400 ° C. or less at a cooling rate of less than 100 ° C./second, and the remainder that has not undergone ferrite transformation is transformed into austenite or martensite and / or bainite.
  • the average particle size of the second phase is 2.0 ⁇ m or less
  • the difference ( ⁇ nH av ) between the average nanohardness (nH ⁇ ) of the ferrite that is the main phase and the average nanohardness (nH 2nd av ) of the second phase is 6.0 GPa or more and 10.0 GPa or less
  • the difference ( ⁇ nH) of the standard deviation of the nano hardness of the second phase from the standard deviation of the nano hardness of the ferrite is 1.5 GPa or less.
  • the difference in average nanohardness ( ⁇ nH av ) is 3.5 GPa or more and 6.0 GPa or less, and the difference in standard deviation of nanohardness ( ⁇ nH) is 1.5 GPa or more.
  • the rolling reduction in cold rolling is 50% or more and 90% or less. By setting the rolling reduction in cold rolling to 50% or more, sufficient working strain is easily accumulated in the steel sheet.
  • the upper limit of the rolling reduction is set from the viewpoint of manufacturing equipment and / or manufacturing efficiency.
  • the cold-rolled steel sheet In continuous annealing, the cold-rolled steel sheet is heated and held in a temperature range of 750 to 850 ° C. for 10 seconds to 150 seconds, and then cooled to a temperature range of 450 ° C. or less.
  • recrystallization is performed in a temperature range of 750 to 850 ° C. for 10 seconds or more and 150 seconds or less, the work strain accumulated by the cold rolling described above inhibits crystal growth. can get.
  • a cold-rolled steel sheet having the following characteristics on the metal structure can be obtained.
  • the difference ( ⁇ nH av ) between the average nanohardness (nH ⁇ av ) of ferrite as the main phase and the average nanohardness (nH 2nd av ) of the second phase is 3.5 GPa or more and 6.0 GPa or less,
  • the difference ( ⁇ nH) in the standard deviation of the nano hardness is 1.5 GPa or more.
  • a plated steel sheet can be obtained by further galvanizing the cold-rolled steel sheet.
  • galvanization it is preferable to perform alloying in a temperature range not exceeding 550 ° C. after the plating.
  • hot dip galvanization or alloying treatment it is preferable from the viewpoint of productivity to perform continuous annealing and hot dip galvanization in one step using a continuous hot dip galvanizing facility.
  • an appropriate chemical conversion treatment for example, application and drying of a silicate-based chromium-free chemical conversion treatment solution
  • the metal structure has the following characteristics: In the center, it has the following characteristics: A second phase satisfying an average particle size of 2.0 ⁇ m or less and an aspect ratio (major axis / minor axis)> 2.
  • the difference ( ⁇ nH av ) between the average nanohardness (nH ⁇ av ) of ferrite as the main phase and the average nanohardness (nH 2nd av ) of the second phase is 3.5 GPa or more and 6.0 GPa or less, And the difference ( ⁇ nH) in the standard deviation of the nano hardness is 1.5 GPa or more.
  • test steel plates For any steel, hot forging and hot rolling were performed on the 150 kg steel material obtained by vacuum melting under the conditions shown in Table 2 to obtain test steel plates.
  • the finished thickness of the test steel was 1.6 to 2.0 mm.
  • Test numbers 1, 6, 7 and 9 are test steels of steel plates manufactured by the manufacturing method according to the present invention.
  • test numbers 2 to 5, and 8 are test steels of steel plates manufactured by a manufacturing method under conditions outside the range specified in the present invention.
  • Table 3 shows the measurement results of the structure of each test steel.
  • the particle diameter was obtained from a two-dimensional image obtained by photographing at a magnification of 3000 using a scanning electron microscope (SEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • the nano hardness of the ferrite and the hard phase was determined by a nano indentation method.
  • After the cross section in the rolling direction of the test steel was polished with emery paper, it was subjected to mechanochemical polishing with colloidal silica, and the processed layer was removed by electrolytic polishing for use in the test.
  • a Barkovic indenter was used and the indentation load was 500 ⁇ N.
  • the indentation size at this time was a diameter of 0.1 ⁇ m or less.
  • Table 4 shows the characteristics of the obtained steel sheet.
  • Tensile properties were evaluated using a test piece having a gauge length of 4.8 mm and a gauge width of 2 mm, using a quasi-static tensile test with a strain rate of 0.01 / s and a dynamic tensile test with a strain rate of 100 / s.
  • the dynamic tensile test was measured using a test force block material testing machine.
  • the bendability was evaluated by performing close contact bending at an average strain rate of 0.01 / s and visually observing the presence or absence of cracks.
  • ⁇ indicates that no crack was observed, and “ ⁇ ” indicates that a crack was observed.
  • the steel plates of test numbers 1, 6, 7 and 9 produced by the production method of the present invention had a tensile strength of 900 MPa or more, a uniform elongation of 23% or more, both under quasi-static deformation and dynamic deformation, and Local elongation: maintained at 10% or more, and bendability was also good.
  • the steel plates with test numbers 2 to 5 and 8 produced by the production method under conditions outside the range specified in the present invention have good tensile strength but insufficient uniform elongation, local elongation and / or bendability. It became a result.
  • the hot-rolled steel sheet manufactured by the above-described method was further cold-rolled and then subjected to heat treatment simulating a heat pattern in a continuous hot-dip galvanizing facility using a continuous annealing simulator.
  • Table 5 shows a method for producing a hot-rolled steel sheet subjected to cold rolling
  • Table 6 shows conditions for cold rolling and heat treatment corresponding to continuous annealing and alloying after plating.
  • tissue was measured similarly to the above-mentioned hot-rolled steel plate.
  • the average value of the aspect ratio of the second phase in the central part was obtained from the SEM image used for the measurement of the average particle diameter.
  • Table 7 shows the measurement results of the microstructure of each test steel.
  • Table 8 shows the mechanical properties of the obtained steel sheet.
  • the result shown in Table 8 is a result about the steel plate after performing the heat processing corresponded to an alloying process. The structure of the steel sheet (cold-rolled steel sheet) before the heat treatment corresponding to the plating process and Measurement of characteristics was omitted.
  • the steel plates of test numbers 10 and 11 produced by the production method according to the present invention have a tensile strength of 900 MPa or more, a uniform elongation of 23% or more, and a local elongation of 10 under both quasi-static deformation and dynamic deformation. % Or more was maintained and the bendability was good.
  • the steel sheets of test numbers 12 and 13 produced by the production method under conditions outside the range specified in the present invention have good tensile strength, the uniform elongation, local elongation and / or bendability are insufficient. became.

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Abstract

　本発明は高速変形下での均一延性および局部延性に優れた熱延鋼板,冷延鋼板およびめっき鋼板に関する。本発明の一態様に係る複相熱延鋼板は,平均粒径3.0μｍ以下のフェライトからなる主相と,マルテンサイト,ベイナイトおよびオーステナイトの少なくとも１種を含む第２相とを備える金属組織を有し,表層部において,第2相の平均粒径が2.0μｍ以下であり,かつ主相のナノ硬さの平均値(nHαａｖ)と第2相のナノ硬さの平均値(nH2nd av)との差(ΔnHav)が6.0～10.0GPaであり,第2相のナノ硬さの標準偏差の主相のナノ硬さの標準偏差からの差(ΔσnH）が1.5GPa以下であり,中央部において,ナノ硬さの平均の差(ΔｎHav)が3.5～6.0GPaであり,前記ナノ硬さの標準偏差の差(ΔσnH）が1.5GPa以上である。

Description

高速変形下での均一延性および局部延性に優れた熱延鋼板、冷延鋼板およびめっき鋼板
　本発明は、高速変形下での均一延性および局部延性に優れた熱延鋼板、冷延鋼板およびめっき鋼板に関する。
　近年、地球環境保護の観点から、自動車からのＣＯ２排出量の低減の一環として、自動車の車体の軽量化が求められている。軽量化によって車体に求められる強度が低下することは許されないため、自動車用鋼板の高強度化が進んでいる。
　一方、自動車の衝突安全性確保に対する社会的要求も高くなっている。このため、自動車用鋼板に求められる特性は、単に強度が高いだけでなく、走行中に万一衝突した場合において耐衝撃性に優れること、すなわち高歪速度で変形した場合に高い変形抵抗をも有することが望まれており、これらの要望を満たす鋼板の開発が検討されてきている。
　一般に、鋼板の動的応力の静的応力に対する差（以下、本発明において、「静動差」ともいう。）は軟鋼による鋼板で大きく、鋼板強度の上昇とともに減少することが知られている。高強度を有しつつ静動差が大きい複相組織鋼板として、低合金ＴＲＩＰ鋼板が例示される。
　そのような鋼板の具体例として、特許文献１には、質量％にて、Ｃを０．０４～０．１５％、ＳｉとＡｌの一方または双方を合計で０．３～３．０％含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、主相（体積率が最大の組織または相であるフェライトと、３体積％以上のオーステナイトを含む第２相（主相以外の組織または相）からなる複合組織を有し、オーステナイト相の初期体積率Ｖ（０）と、相当ひずみにして１０％の変形を加えたときのオーステナイト相の体積率Ｖ（１０）の比Ｖ（１０）／Ｖ（０）が０．３以上となる性質を有する鋼板に対し、調質圧延とテンションレベラの一方又は双方による予変形を、塑性変形量Ｔを下記式（Ａ）に従って加えたのちの鋼板であって、（Ａ）式による予変形を加えたのち、５×１０－４～５×１０－３（s－１）のひずみ速度で変形したときの準静的変形強度σｓと、５×１０２～５×１０３（s－１）のひずみ速度で変形したときの動的変形強度σｄとの差（σｄ－σｓ）が６０ＭＰａ以上であることを特徴とする動的変形特性に優れた加工誘起変態型高強度鋼板（ＴＲＩＰ鋼板）が開示されている。以下、複合組織を備える鋼板の総称を「複相鋼板」という。
　0.5［｛（Ｖ(10)／Ｖ(0)）／Ｃ｝-3］＋15≧Ｔ≧0.5［｛（Ｖ(10)／Ｖ(0)）／Ｃ｝-3］・・・（Ａ）。
　一方、第２相がマルテンサイトを主体とする複相鋼板の一例として、特許文献２には、微細なフェライト粒からなり、結晶粒径が１．２μｍ以下のナノ結晶粒の平均粒径ｄｓと、結晶粒径が１．２μｍを超えるミクロ結晶粒の平均結晶粒径ｄＬをｄＬ／ｄｓ≧３を満足する、強度と延性バランスが優れ、且つ、静動差が１７０ＭＰａ以上である高強度鋼板が開示されている。当該文献において、静動差とは、歪速度０．０１/ｓで得られる静的変形応力と歪速度１０００/ｓで引張試験を実施して得られる動的変形応力の差で定義されている。しかしながら、歪速度が０．０１/ｓ超１０００/ｓ未満の中間歪速度域での変形応力について、特許文献２は何も開示していない。
　特許文献３には、平均粒径が３μｍ以下のマルテンサイトと平均粒径が５μｍ以下のフェライトの２相組織からなり、静動比が高い鋼板が開示されている。当該文献において、静動比は歪速度１０－３／ｓで得られる静的降伏応力に対する歪速度１０３／ｓで得られる動的降伏応力の比で定義されている。しかしながら、歪速度が０．０１／ｓ超１０００／ｓ未満の歪速度域における静動差について、特許文献３は何も開示していない。また、特許文献３に開示される鋼板の静的降伏応力は、３１．９ｋｇｆ／ｍｍ２～３４．７ｋｇｆ／ｍｍ２と低い。
　特許文献４には、平均粒径が３．５μｍ以下のフェライト相を７５％以上含有し、残部が焼き戻しマルテンサイトからなる衝撃吸収特性に優れる冷延鋼板が開示されている。この冷延鋼板の衝撃吸収特性は、２０００／ｓの歪速度で引張試験を行ったときの吸収エネルギーで評価されるものである。しかしながら、２０００／ｓ未満の歪速度域での衝撃吸収エネルギーについて、特許文献４は何も開示していない。
特許第３９５８８４２号公報 特開２００６－１６１０７７号公報 特開２００４－８４０７４号公報 特開２００４－２７７８５８号公報
　上記のような従来技術に係る鋼板には下記のような問題点がある。
　従来、自動車用衝突部材として使用される鋼板では、衝撃吸収エネルギー向上のため、動的強度の向上が図られてきた。
　しかしながら、衝突時の安全性を確保するためには、動的強度だけでなく、高速変形時の均一延性および局部延性の向上が必要である。
　フェライト相を主相とし、第２相がマルテンサイト相である複合組織からなる高強度鋼板（ＤＰ鋼板）では、成形性と衝撃吸収特性との両立が困難である。また、局部延性の確保が困難であった。
　そこで、本発明は、複相鋼板について、高速変形下での均一延性および局部延性に優れた熱延鋼板、冷延鋼板およびめっき鋼板ならびにこれらの鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、複相鋼板において、高速変形下での均一延性と局部延性を向上させるための方法に関し、種々検討を行った。その結果、以下の知見が得られた。
（１）結晶粒の微細化により高速変形下の靭性が向上する。
（２）一方、結晶粒の微細化により均一延性が損なわれる。
（３）均一延性の低下はフェライトより硬質のマルテンサイト、ベイナイト、またはオーステナイトを分散させることにより補償する。
（４）均一延性向上のためには、できるだけ硬質の第２相を分散させる必要があり、Ｃ固溶量の高い硬質マルテンサイトが望ましい。
（５）しかしながら、第２相を硬質マルテンサイトとすると、局部延性が損なわれる。
（６）一方、第２相の硬さに分布を与えると、局部延性が向上する。
（７）上記の（４）および（６）を両立させるため、鋼板の表層部では第１相のフェライトと第２相のナノ硬さの差が大きくその分布が小さいものとし、板厚中央部では同ナノ硬さの差が小さくその分布が大きいものとすることにより、高速変形下で均一延性と局部延性を兼ね備えた熱延鋼板の提供が可能である。
（８）さらに、その熱延鋼板から製造した冷延鋼板では、板厚中央部でのナノ硬さが熱延鋼板のナノ硬さを引き継ぐとともに、第２相の形態がロッド状またはラス状となることにより高速変形下で均一延性と局部延性が向上する。
　これらの知見に基づき、結晶粒の細粒化を図ると共に、フェライト相および第２相の鋼板表層部および板厚中央部における硬度を制御することで、高速変形下での均一延性および局部延性が向上した鋼板を得ることが可能であることを知得した。
　上記の知見に基づき提供される本発明の一態様は、平均粒径３．０μｍ以下のフェライトからなる主相と、マルテンサイト、ベイナイトおよびオーステナイトの少なくとも１種を含む第２相とを備える金属組織を有する熱延鋼板であって、該鋼板の表面および該表面から１００μｍの深さの位置の間の領域である表層部において、第２相の平均粒径が２．０μｍ以下であり、かつ主相であるフェライトのナノ硬さの平均値（ｎＨαａｖ）と第２相のナノ硬さの平均値（ｎＨ２ｎｄ ａｖ）との差（ΔｎＨａｖ）が６．０ＧＰａ以上、１０．０ＧＰａ以下であり、前記第２相のナノ硬さの標準偏差の前記フェライトのナノ硬さの標準偏差からの差（ΔσｎＨ）が１．５ＧＰａ以下であり、該鋼板の表面から板厚１／４の深さの位置と板厚中央位置との間の領域である中央部において、前記ナノ硬さの平均の差（ΔｎＨａｖ）が３．５ＧＰａ以上６．０ＧＰａ以下であり、前記ナノ硬さの標準偏差の差（ΔσｎＨ）が１．５ＧＰａ以上であることを特徴とする、高速変形下での均一延性および局部延性に優れた熱延鋼板である。
　本発明は、別の一態様として、平均粒径３．０μｍ以下のフェライトからなる主相と、マルテンサイト、ベイナイトおよびオーステナイトの少なくとも１種を含む第２相とを備える金属組織を有する冷延鋼板であって、該鋼板の表面から板厚１／４の深さの位置と板厚中央位置との間の領域である中央部において、第２相は平均粒径２．０μｍ以下かつアスペクト比（長径／短径）＞２を満たし、主相であるフェライトのナノ硬さの平均値（ｎＨαａｖ）と第２相のナノ硬さの平均値（ｎＨ２ｎｄ ａｖ）との差（ΔｎＨａｖ）が３．５ＧＰａ以上６．０ＧＰａ以下であり、前記第２相のナノ硬さの標準偏差の前記フェライトのナノ硬さの標準偏差からの差（ΔσｎＨ）が１．５ＧＰａ以上であることを特徴とする、高速変形下での均一延性および局部延性に優れた冷延鋼板を提供する。
　本発明は、また別の一態様として、平均粒径３．０μｍ以下のフェライトからなる主相と、マルテンサイト、ベイナイトおよびオーステナイトの少なくとも１種を含む第２相とを備える金属組織を有するめっき鋼板であって、該鋼板の表面から板厚１／４の深さの位置と板厚中央位置との間の領域である中央部において、第２相は平均粒径２．０μｍ以下かつアスペクト比（長径／短径）＞２を満たし、主相であるフェライトのナノ硬さの平均値（ｎＨαａｖ）と第２相のナノ硬さの平均値（ｎＨ２ｎｄ ａｖ）との差（ΔｎＨａｖ）が３．５ＧＰａ以上６．０ＧＰａ以下であり、前記第２相のナノ硬さの標準偏差の前記フェライトのナノ硬さの標準偏差からの差（ΔσｎＨ）が１．５ＧＰａ以上であることを特徴とする、高速変形下での均一延性および局部延性に優れためっき鋼板を提供する。
　上記の熱延鋼板、冷延鋼板、またはめっき鋼板は、質量％で、Ｃ:０．１％以上０．２％以下、Ｓｉ:０．１％以上０．６％以下、Ｍｎ:１．０％以上３．０％以下、Ａｌ:０．０２％以上１．０％以下、Ｃｒ:０．１％以上０．７％以下、およびＮ:０．００２％以上０．０１５％以下を含有し、さらに、Ｔｉ:０．００２％以上０．０２％以下Ｎｂ:０．００２％以上０．０２％以下、およびＶ:０．０１％以上０．１％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有していてもよい。
　本発明は、さらに別の一態様として、質量％で、Ｃ:０．１％以上０．２％以下、Ｓｉ:０．１％以上０．６％以下、Ｍｎ:１．０％以上３．０％以下、Ａｌ:０．０２％以上１．０％以下、Ｃｒ:０．１％以上０．７％以下、およびＮ:０．００２％以上０．０１５％以下を含有し、さらに、Ｔｉ:０．００２％以上０．０２％以下、Ｎｂ:０．００２％以上０．０２％以下、およびＶ:０．０１％以上０．１％以下からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼素材を８５０℃以上の温度で断面減少率３０％以上の熱間鍛造を経て得たスラブを、１２００℃以上に再加熱後、熱間連続圧延して熱延鋼板を製造する方法であって、前記熱間連続圧延は、前記再加熱されたスラブを圧延して平均オーステナイト粒径が５０μｍ以下の鋼板を得る粗圧延ステップと、最終の圧延パスを［Ａｅ３－５０（℃）］以上［Ａｅ３＋５０（℃）］以下の温度範囲かつ圧下率１７％以上として前記粗圧延ステップにより得られた鋼板を圧延する仕上圧延ステップと、前記仕上圧延ステップにより得られた鋼板を、前記仕上圧延ステップの終了後０．４秒間以内に、６００℃／秒以上の冷却速度で７００℃以下まで冷却し、当該冷却後の鋼板を６００℃以上７００℃以下の温度範囲で０．４秒間以上保持し、当該保持後の鋼板を１２０℃／秒以下の冷却速度で４００℃以下まで冷却する冷却ステップとを備えることを特徴とする、高速変形下での均一延性および局部延性に優れた熱延鋼板の製造方法を提供する。
　本発明は、上記の熱延鋼板の製造方法で製造した熱延鋼板を母材とし、この母材に冷間圧延および連続焼鈍を施して冷延鋼板を得る冷延鋼板の製造方法であって、冷間圧延では、圧下率を５０％以上９０％以下とし、連続焼鈍では、冷間圧延後の鋼板を加熱して７５０℃以上８５０℃以下の温度域に１０秒間以上１５０秒間以下保持し、次いで、４５０℃以下の温度域まで冷却することを特徴とする冷延鋼板の製造方法をも提供する。
　本発明は、上記の冷延鋼板の製造方法で製造した冷延鋼板に、亜鉛めっき処理を施した後、５５０℃を超えない温度域で合金化処理を施すことを特徴とするめっき鋼板の製造方法をも提供する。
　本発明によれば、高速変形時の均一延性および局部延性が向上された複相熱延鋼板、冷延鋼板およびめっき鋼板を安定して提供することができ、自動車用部材等に適用すればそれらの製品の衝突安全性を一段と改善することが期待されるなど、産業上、極めて有効な効果がもたらされる。
　本発明のポイントは、以下の５点である。
（ｉ）結晶粒の微細化により強度、均一延性、局部延性を向上させる。
（ｉｉ）第２相の特性に分布を与え、高速変形下での均一延性と局部延性を両立させる。
（ｉｉｉ）表層部では硬質の第２相を微細分散させ、加工硬化率を向上させる。
（ｉｖ）板厚中央部では、やや軟質の第２相の硬さに分布を与え、局部延性を向上させる。
（ｖ）冷延鋼板では、第２相のアスペクト比を大きくする。
　なお、第２相の特性は、ナノインデンテーション法によるナノ硬さで評価する。具体的には、バーコビッチ型圧子を用い、押し込み荷重５００μＮで得られるナノ硬さを採用する。
　以下、本発明について詳細に説明する。なお、本明細書において、鋼の化学組成における元素の含有量を示す「％」は特に断りがない限り「質量％」を意味する。
　１．金属組織
　本発明に係る鋼板は、平均粒径３．０μｍ以下のフェライトからなる主相と、マルテンサイト、ベイナイトおよびオーステナイトの少なくとも１種を含む第２相とを備える金属組織を有する。第２相が存在するため、主相をなすフェライトの組織全体に占める割合は８０％以下とすることが好ましい。
　フェライト粒径が３．０μｍを超えると局部延性が低下する。したがって、フェライトの平均粒径は３．０μｍ以下とする。下限は規定しないが、後述する本発明の製造方法で製造した場合には通常０．５μｍ以上となる。
　また、フェライト相だけでは強度、延性の確保が困難であることから、第２相は、マルテンサイト、ベイナイトおよびオーステナイトの少なくとも１種を含む。
　（１）熱延鋼板における表層部の組織
　本発明に係る熱延鋼板は、その表層部（鋼板の表面から１００μｍ深さまでの領域）に次の特徴を備える。第２相の平均粒径が２．０μｍ以下であり、かつ主相であるフェライトのナノ硬さの平均値（ｎＨα）と第２相のナノ硬さの平均値（ｎＨ２ｎｄ ａｖ）との差（ΔｎＨａｖ）が６．０ＧＰａ以上、１０．０ＧＰａ以下であり、前記第２相のナノ硬さの標準偏差の前記フェライトのナノ硬さの標準偏差からの差（ΔσｎＨ）が１．５ＧＰａ以下である。
　曲げ変形などが加わった際に、表層部には板厚中央部より多くの変形歪が加わることから、表層部特有の組織を付与させる必要がある。
　表層部ではフェライト母相より硬質の第２相（マルテンサイト、ベイナイトおよび／またはオーステナイト）を微細分散させることにより、加工硬化率を高め、均一延性を向上させる。
　表層部において、ΔｎＨａｖが６．０ＧＰａ未満の場合には、加工硬化率が不十分となる。一方、ΔｎＨａｖが１０．０ＧＰａを超えると、フェライトと第２相との界面で割れが生じやすくなる。
　また、第２相の平均粒径が２．０μｍを超えるとやはりフェライトと第２相との界面で割れが生じやすくなる。
　さらには、加工硬化率および均一延性確保のためには、可能な限り均質な第２相を分散させる必要がある。具体的には、ナノ硬さの標準偏差の差（ΔσｎＨ）が１．５ＧＰａを超えると均一延性が損なわれる。
　なお、本発明の熱延鋼板をさらに冷間圧延して得られる冷延鋼板に関しては、特に表層部の組織については規定する必要はない。その理由は次のとおりである。すなわち、冷延鋼板は酸洗、めっき、などの表面処理を施して使用する場合が多く、表面処理により特性が変化するためである。
　（２）本発明鋼板における中央部の組織
　本発明に係る熱延鋼板、冷延鋼板およびめっき鋼板（以下、「本発明鋼板」と総称する。）は、その板厚１／４ｔ～１／２ｔの領域、すなわち鋼板の表面（めっき鋼板の場合には基材となる鋼板、以下同じ。）から板厚の１／４の厚さの深さの位置から板厚中心部までの領域（以下、「中央部」という。）において、ΔｎＨａｖが３．５ＧＰａ以上６．０ＧＰａ以下であり、ΔσｎＨが１．５ＧＰａ以上である。
　板厚全体を上述の表層部のような組織とすると、局部延性が低下する。したがって、本発明鋼板は、中央部と表層部とが異なる組織を有する多層組織または表層部から中央部にかけて組織の特性が連続的に変化する傾斜組織を備える。
　局部延性向上のためには、比較的軟質の第２相を分散させる必要がある。すなわち、ΔｎＨａｖが６．０ＧＰａを超えると局部延性が低下する。しかしながら、ΔｎＨａｖが３．５ＧＰａ未満では強度は低下する。さらには、第２相の硬さにばらつきがある方が局部延性の向上には有効である。すなわち、ΔσｎＨが１．５ＧＰａ未満では、くびれ発生後の延性が確保できない。
　（３）冷延鋼板およびめっき鋼板の中央部における第２相の粒径およびアスペクト比
　冷延鋼板および冷延鋼板にめっき加工を施しためっき鋼板では、中央部における第２相の平均粒径は２．０μｍ以下とする。２．０μｍを超えるとフェライトと第２相の界面で割れが生じやすくなる。したがって、第２相の平均粒径は２．０μｍ以下とする。第２相の平均粒径の下限は規定しない。本発明の製造方法で製造した場合には通常０．５μｍ以上となる。
　また、中央部における第２相の形態を等軸形態からロッド状またはラス状にすることで、局部延性が向上する。第２相のアスペクト比（長径／短径）が２以下では局部延性が不十分である。よって、第２相のアスペクト比は２超とする。
　（４）鋼の化学組成
　以下、本発明鋼板の好ましい化学組成について説明する。
　Ｃ:０．１％以上０．２％以下
　フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイトの含有量を調整し静的強度および静動差を確保するためにＣ含有量の上下限を設けることが好ましい。すなわち、Ｃ含有量が０．１％未満では、フェライトの固溶強化が不十分であるうえに、ベイナイト、マルテンサイトおよびオーステナイトのいずれも得られないので所定の強度が得られなくなる可能性が高まることが懸念される。一方、Ｃ含有量が０．２％を超えると高硬質相が過剰に生成して、静動差を低下させる可能性が高まることが懸念される。よって、Ｃ含有量の範囲は０．１％～０．２％とすることが好ましい。
　Ｓｉ:０．１％以上０．６％以下
　Ｓｉは固溶強化により鋼の強度を向上させるとともに、延性を向上させる効果および炭化物の生成を抑制して静動差を向上させる効果をも有する。このため、Ｓｉを０．１％以上含有させることが好ましい。しかし、０．６％を超えて含有させてもその効果が飽和し、かえって鋼を脆化させる可能性が高まることが懸念される。したがって、Ｓｉ含有量の範囲は０．１～０．６％とすることが好ましい。
　Ｍｎ:１．０％以上３．０％以下
　Ｍｎは変態挙動の制御し、熱延および熱延後の冷却過程で生成する変態相の量や硬さを制御するため、Ｍｎ含有量に上下限を設けることが好ましい。すなわち、Ｍｎ含有量が１．０％未満では、ベイニテックフェライト相やマルテンサイト相の生成量が少なく、所望の強度と静動差が得られなくなる可能性が高まることが懸念される。３．０％を超えて添加すると、マルテンサイト相の量が過剰になり、かえって動的強度が低下する可能性が高まることが懸念される。よって、Ｍｎ含有量の範囲は１．０～３．０％とする。さらに好ましくは、１．５～２．５％である。
　Ａｌ:０．０２％以上１．０％以下
　Ａｌは脱酸作用を有する。また、熱延および熱延後の冷却過程で生成する変態相の量や硬さを制御し、鋼の強度と延性を向上させる作用も有する。したがって、Ａｌを０．０２％以上含有させることが好ましい。しかし、１．０％を超えてＡｌを含有させてもその効果が飽和し、かえって鋼を脆化させる可能性が高まることが懸念される。したがって、Ａｌ含有量の範囲は０．０２～１．０％とすることが好ましい。
　Ｃｒ:０．１％以上０．７％以下
　Ｃｒは熱延および熱延後の冷却過程で生成する変態相の量や硬さを制御する。このため、Ｃｒ含有量に上下限を設けることが好ましい。Ｃｒは、ベイナイト量を確保するのに有効な作用がある。また、ベイナイト中の炭化物の析出を抑制する。また、Ｃｒ自体、固溶強化作用を有する。
　Ｃｒ含有量が０．１％未満では、所望の強度が得られなくなる可能性が高まることが懸念される。一方、０．７％を超えて添加しても上記効果は飽和し、かえってフェライト変態を抑制する可能性が高まることが懸念される。したがって、Ｃｒ含有量の範囲は０．１～０．７％とすることが好ましい。
　Ｎ:０．００２％以上０．０１５％以下
　ＮはＴｉやＮｂと窒化物を生成させ、結晶粒の粗大化を抑制するために添加する。Ｎの含有量が０．００２％未満では、スラブ加熱時に結晶粒の粗大化が生じ、熱間圧延後の組織も粗大化する可能性が高まることが懸念される。一方、Ｎの含有量が０．０１５％を超えると、粗大な窒化物が生成するため、延性に悪影響を及ぼす可能性が高まることが懸念される。よって、Ｎ含有量の範囲は、０．００２％～０．０１５％とすることが好ましい。
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶは１種または２種以上含有させることが好ましい。
　Ｔｉ:０．００２％以上０．０２％以下
　Ｔｉを添加した場合には窒化物が生成する。ＴｉＮは、結晶粒の粗大化防止に有効である。Ｔｉの含有量が０．００２％未満ではその効果が得られない。一方、０．０２％を超えて添加すると粗大な窒化物が生成して延性が低下する上に、フェライト変態を抑制する可能性が高まることが懸念される。よって、Ｔｉを添加する場合の添加量は０．００２～０．０２％とすることが好ましい。
　Ｎｂ:０．００２％以上０．０２％以下
　Ｎｂを添加した場合にも窒化物が生成する。Ｎｂ窒化物はＴｉ窒化物と同様に、結晶粒の粗大化防止に有効である。さらに、Ｎｂ炭化物を形成し、フェライト相の結晶粒の粗大化防止に寄与する。しかし、０．００２％未満ではその効果は得られない。０．０２％を超えて添加すると、フェライト変態を抑制する可能性が高まることが懸念される。よって、Ｎｂを添加する場合の添加量は０．００２～０．０２％とすることが好ましい。
　Ｖ:０．０１％以上０．１％以下
　Ｖの炭窒化物は、低温オーステナイト域でオーステナイト相の結晶粒の粗大化防止に有効である。さらに、Ｖの炭窒化物は、フェライト相の結晶粒の粗大化防止に寄与する。したがって、必要に応じて添加する。しかしながら、０．０１％以下ではその効果は得られない。一方、０．２％を超えて添加すると、析出物が増加し、静動差が低下する可能性が高まることが懸念される。よって、Ｖを添加する場合の添加量は０．０１～０．１％とすることが好ましい。
　（５）製造方法
　（５－１）熱延鋼板の製造方法
　上述の金属組織を有する熱延鋼板を製造するための製造方法の好ましい一例を以下に説明する。なお、以下に示す製造方法は例示であり、他の製造方法で同様の組織を有する熱延鋼板を製造してもよい。
　まず、連続鋳造により製造した前述の化学組成を有するスラブを８５０℃の温度で断面熱間鍛造する。８５０℃未満とするとスラブの軟化作用が低くなるため、８５０℃以上で鍛造する。鍛造ができれば上限温度は問わないが、１１００℃以下が好ましい。断面減少率は問わないが、粗圧延後の平均オーステナイト粒径を小さくするため、３０％以上とすることが好ましい。熱間鍛造したスラブは自然冷却あるいは矯正冷却され、通常７００℃以下まで冷却される。
　熱間圧延に当たりこのスラブを十分軟化させるため１２００℃以上まで再加熱する。スラブ温度を１２００℃以上とすると、組織はオーステナイトとなる。このときオーステナイトは粒成長するが、この後の熱間圧延により粒径を小さくする。熱間圧延は次のように行う。
　まず粗圧延を施すことにより、平均オーステナイト粒径を５０μｍ以下とする。さらに仕上げ圧延によりさらにオーステナイト粒の細粒化する。ここで、仕上げ圧延の最終圧延パスを[Ａｅ３－５０(℃)]以上[Ａｅ３＋５０(℃)]以下の温度範囲で圧下率１７％以上の仕上圧延を実施する。圧延率が１７％未満の場合には、規定の粒径および第２相のナノ硬さを満足しない。
　ここで、「Ａｅ３」とは鋼がオーステナイトからフェライト変態を開始する熱的平衡温度を意味する。仕上げ圧延の最終圧延パスをＡｅ３点近傍で高圧下することで最終製品たる熱延鋼板の粒径の微細化を達成できる。なお、Ａｅ３点は熱力学的計算ソフトであるＴｈｅｒｍｏ-Ｃａｌｃ（Thermo-Calc Sotware AB社製）を用いて計算した、パラ平衡状態のＡｅ３計算値である。表１に合わせて各鋼種のＡｅ３点を示す。
　その後、オーステナイトの再結晶を抑制するために、圧延後０．４秒間以内に冷却を開始する。このとき、冷却は６００℃／秒以上の冷却速度で７００℃以下まで冷却する。このような急速冷却を行うことでオーステナイトの再結晶を抑制しフェライトの平均結晶粒径が３．０μｍ以下の細粒組織を得ることができる。
　そして、オーステナイトからフェライトを発現させるため、６００℃以上７００℃以下の温度範囲でフェライト変態に必要な時間すなわち０．４秒間以上保持する。その後は１００℃／秒未満の冷却速度で４００℃以下まで冷却し、フェライト変態しなかった残部をオーステナイトのまま、あるいはマルテンサイトおよび／またはベイナイトに変態させる。
　以上のような製造過程を経ることにより、次の金属組織上の特徴を有する熱延鋼板を得ることができる。
　Ａ）表層部において、次の特徴を有する：
・第２相の平均粒径が２．０μｍ以下、
・主相であるフェライトのナノ硬さの平均値（ｎＨα）と第２相のナノ硬さの平均値（ｎＨ２ｎｄ ａｖ）との差（ΔｎＨａｖ）が６．０ＧＰａ以上、１０．０ＧＰａ以下、および
・上記の第２相のナノ硬さの標準偏差の上記のフェライトのナノ硬さの標準偏差からの差（ΔσｎＨ）が１．５ＧＰａ以下。
　Ｂ）中央部において、次の特徴を有する：
・上記のナノ硬さの平均の差（ΔｎＨａｖ）が３．５ＧＰａ以上６．０ＧＰａ以下、および
・上記のナノ硬さの標準偏差の差（ΔσｎＨ）が１．５ＧＰａ以上。
　（５－２）冷延鋼板の製造方法
　上記の熱延鋼板を母材として、次に説明する冷間圧延および連続焼鈍を施して冷延鋼板を得る。
　冷間圧延における圧下率を５０％以上９０％以下とする。冷間圧延における圧下率を５０％以上とすることにより鋼板内に十分な加工歪が蓄積されやすくなる。圧下率の上限は製造設備および／または製造効率の観点から設定される。
　連続焼鈍では、冷間圧延後の鋼板を加熱して、７５０～８５０℃の温度域に１０秒間以上１５０秒間以下保持し、次いで、４５０℃以下の温度域まで冷却する。７５０～８５０℃の温度域に１０秒間以上１５０秒間以下保持して再結晶させると、上記の冷間圧延により蓄積された加工歪が結晶の成長を阻害するため、粒径が微細な鋼組織が得られる。
　上述のように製造した熱延鋼板に以上のような冷間圧延および連続焼鈍を施すことにより、次の金属組織上の特徴を有する冷延鋼板を得ることができる。
　中央部において、次の特徴を有する：
・平均粒径２．０μｍ以下かつアスペクト比（長径／短径）＞２を満たす第２相を含み、
・主相であるフェライトのナノ硬さの平均値（ｎＨαａｖ）と第２相のナノ硬さの平均値（ｎＨ２ｎｄ ａｖ）との差（ΔｎＨａｖ）が３．５ＧＰａ以上６．０ＧＰａ以下、および
・上記のナノ硬さの標準偏差の差（ΔσｎＨ）が１．５ＧＰａ以上。
　（５－３）めっき鋼板の製造方法
　上記の冷延鋼板にさらに亜鉛めっき処理を施すことにより、めっき鋼板を得ることができる。亜鉛めっき処理を行う場合には、めっき処理を施した後、５５０℃を超えない温度域で合金化処理を施すことが好ましい。溶融亜鉛めっきや合金化処理を施す場合には連続溶融亜鉛めっき設備を用いて、連続焼鈍と溶融亜鉛めっき等とを一工程で行うことが生産性の観点から好ましい。また、めっき後に適当な化成処理（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。
　上述のように製造した冷延鋼板に以上のようなめっき処理を施しても、得られためっき鋼板は冷延鋼板の組織をそのまま引き継ぐ。このため、その金属組織は次の特徴を有する組織は、
　中央部において、次の特徴を有する：
・平均粒径２．０μｍ以下かつアスペクト比（長径／短径）＞２を満たす第２相を含み、
・主相であるフェライトのナノ硬さの平均値（ｎＨαａｖ）と第２相のナノ硬さの平均値（ｎＨ２ｎｄ ａｖ）との差（ΔｎＨａｖ）が３．５ＧＰａ以上６．０ＧＰａ以下、および
・上記のナノ硬さの標準偏差の差（ΔσｎＨ）が１．５ＧＰａ以上。
　（熱延鋼板）
　表１に示す化学成分を有する鋼種Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅからなるスラブ（厚さ３５ｍｍ、幅１６０～２５０ｍｍ、長さ７０～９０ｍｍ）を用いて実験を行った。鋼種Ａ～Ｃ，およびＥは本願発明で規定する範囲内の化学組成を有し、鋼Ｄは本発明外の化学組成を有する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　いずれの鋼についても、真空溶製して得られた１５０ｋｇの鋼素材に対して、表２に示される条件で熱間鍛造および熱間圧延を行い、供試鋼板を得た。なお、供試鋼の仕上厚さは１．６～２．０ｍｍであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　試験番号１，６，７および９は本発明に係る製造方法により製造した鋼板の供試鋼である。一方、試験番号２～５，および８は本発明で規定する範囲外の条件による製造方法で製造した鋼板の供試鋼である。
　表３に各供試鋼の組織の測定結果を示す。ここで、粒径は、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率３０００倍で撮影し、得られた２次元画像から求めた。フェライトおよび硬質相のナノ硬さは、ナノインデンテーション法によって求めた。供試鋼の圧延方向の断面をエメリー紙で研磨後、コロイダルシリカにてメカノケミカル研磨を行い、さらに電解研磨により加工層を除去して試験に供した。ナノインデンテーション法ではバーコビッチ型圧子を用い、押し込み荷重５００μＮで行った。この時の圧痕サイズは直径０．１μｍ以下であった。表面からの深さが異なる鋼板断面の各位置においてランダムに各相のナノ硬さを２０点測定し、その結果を統計処理することにより、フェライトと第２相のナノ硬さの平均値の差、およびこれらのナノ硬さの標準偏差の差（第２相－フェライト）を求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表４に得られた鋼板の特性を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　引張特性は、ゲージ長４．８ｍｍ、ゲージ幅２ｍｍの試験片を用い、歪速度：０．０１/ｓの準静的引張試験と、歪速度：１００/ｓの動的引張試験で評価した。動的引張試験は、検力ブロック材料試験機を用いて測定した。
　また、曲げ性は、平均歪速度０．０１/ｓで密着曲げを行い、割れの有無を目視で観察することにより評価した。なお、表４では、割れが観察されなかった場合を「○」、割れが観察された場合を「×」とした。
　本発明の製造方法により製造された試験番号１，６，７および９の鋼板は準静的変形下、動的変形下のいずれにおいても引張強度：９００ＭＰａ以上、一様伸び：２３％以上、および局部伸び：１０％以上を維持し、さらに曲げ性も良好であった。一方、本発明で規定する範囲外の条件による製造方法で製造した試験番号２～５および８の鋼板は引張強度が良好であるものの、一様伸び、局部伸び、および／または曲げ性が不十分な結果となった。
　（冷延鋼板およびめっき鋼板）
　上述の方法により製造された熱延鋼板に対し、さらに冷間圧延を施した後、連続焼鈍シミュレータを用いて、連続溶融亜鉛めっき設備におけるヒートパターンを模擬した熱処理を施した。
　表５に冷間圧延を施す熱延鋼板の製造方法を、表６に冷間圧延の圧延条件ならびに連続焼鈍およびめっき後の合金化処理に相当する熱処理の条件を示す。得られた鋼板については、上述の熱延鋼板と同様に組織について測定を行った。なお、中央部における第２相のアスペクト比の平均値は平均粒径の測定に使用したＳＥＭ画像から求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表７に各供試鋼の金属組織の測定結果を示す。表８に得られた鋼板の機械特性を示す。なお、表８に示す結果は合金化処理に相当する熱処理を施した後の鋼板についての結果である。めっき処理および合金化処理を施しても元の冷延鋼板の組織を引き継ぎ同様の特性を発現すると考えられることから、めっき処理に相当する熱処理を行う前の鋼板（冷延鋼板）についての組織および特性の測定は省略した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　本発明に係る製造方法により製造された試験番号１０および１１の鋼板は準静的変形下、動的変形下のいずれにおいても引張強度：９００ＭＰａ以上、一様伸び：２３％以上、局部伸び：１０％以上を維持し、曲げ性も良好であった。一方、本発明で規定する範囲外の条件による製造方法で製造した試験番号１２および１３の鋼板は引張強度が良好であるものの、一様伸び、局部伸びおよび／または曲げ性が不十分な結果となった。

Claims (9)

  1. 　平均粒径３．０μｍ以下のフェライトからなる主相と、マルテンサイト、ベイナイトおよびオーステナイトの少なくとも１種を含む第２相とを備える金属組織を有する熱延鋼板であって、
    　該鋼板の表面および該表面から１００μｍの深さの位置の間の領域である表層部において、第２相の平均粒径が２．０μｍ以下であり、かつ主相であるフェライトのナノ硬さの平均値（ｎＨαａｖ）と第２相のナノ硬さの平均値（ｎＨ２ｎｄ ａｖ）との差（ΔｎＨａｖ）が６．０ＧＰａ以上、１０．０ＧＰａ以下であり、前記第２相のナノ硬さの標準偏差の前記フェライトのナノ硬さの標準偏差からの差（ΔσｎＨ）が１．５ＧＰａ以下であり、
    　該鋼板の表面から板厚１／４の深さの位置と板厚中央位置との間の領域である中央部において、前記ナノ硬さの平均の差（ΔｎＨａｖ）が３．５ＧＰａ以上６．０ＧＰａ以下であり、前記ナノ硬さの標準偏差の差（ΔσｎＨ）が１．５ＧＰａ以上である
    ことを特徴とする、高速変形下での均一延性および局部延性に優れた熱延鋼板。
  2. 　平均粒径３．０μｍ以下のフェライトからなる主相と、マルテンサイト、ベイナイトおよびオーステナイトの少なくとも１種を含む第２相とを備える金属組織を有する冷延鋼板であって、
    　該鋼板の表面から板厚１／４の深さの位置と板厚中央位置との間の領域である中央部において、第２相は平均粒径２．０μｍ以下かつアスペクト比（長径／短径）＞２を満たし、主相であるフェライトのナノ硬さの平均値（ｎＨαａｖ）と第２相のナノ硬さの平均値（ｎＨ２ｎｄ ａｖ）との差（ΔｎＨａｖ）が３．５ＧＰａ以上６．０ＧＰａ以下であり、前記第２相のナノ硬さの標準偏差の前記フェライトのナノ硬さの標準偏差からの差（ΔσｎＨ）が１．５ＧＰａ以上である
    ことを特徴とする、高速変形下での均一延性および局部延性に優れた冷延鋼板。
  3. 　平均粒径３．０μｍ以下のフェライトからなる主相と、マルテンサイト、ベイナイトおよびオーステナイトの少なくとも１種を含む第２相とを備える金属組織を有するめっき鋼板であって、
    　該鋼板の表面から板厚１／４の深さの位置と板厚中央位置との間の領域である中央部において、第２相は平均粒径２．０μｍ以下かつアスペクト比（長径／短径）＞２を満たし、主相であるフェライトのナノ硬さの平均値（ｎＨαａｖ）と第２相のナノ硬さの平均値（ｎＨ２ｎｄ ａｖ）との差（ΔｎＨａｖ）が３．５ＧＰａ以上６．０ＧＰａ以下であり、前記第２相のナノ硬さの標準偏差の前記フェライトのナノ硬さの標準偏差からの差（ΔσｎＨ）が１．５ＧＰａ以上である
    ことを特徴とする、高速変形下での均一延性および局部延性に優れためっき鋼板。
  4. 　質量％で、
    　　Ｃ:０．１％以上０．２％以下、
    　　Ｓｉ:０．１％以上０．６％以下、
    　　Ｍｎ:１．０％以上３．０％以下、
    　　Ａｌ:０．０２％以上１．０％以下、
    　　Ｃｒ:０．１％以上０．７％以下、および
    　　Ｎ:０．００２％以上０．０１５％以下
    を含有し、
    　　さらに、Ｔｉ:０．００２％以上０．０２％以下
    　　　　　　Ｎｂ:０．００２％以上０．０２％以下、および
    　　　　　　Ｖ:０．０１％以上０．１％以下
    からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有する
    請求項１に記載の熱延鋼板。
  5. 　質量％で、
    　　Ｃ:０．１％以上０．２％以下、
    　　Ｓｉ:０．１％以上０．６％以下、
    　　Ｍｎ:１．０％以上３．０％以下、
    　　Ａｌ:０．０２％以上１．０％以下、
    　　Ｃｒ:０．１％以上０．７％以下、および
    　　Ｎ:０．００２％以上０．０１５％以下
    を含有し、
    　　さらに、Ｔｉ:０．００２％以上０．０２％以下
    　　　　　　Ｎｂ:０．００２％以上０．０２％以下、および
    　　　　　　Ｖ:０．０１％以上０．１％以下
    からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有する
    請求項２に記載の冷延鋼板。
  6. 質量％で、
    　　Ｃ:０．１％以上０．２％以下、
    　　Ｓｉ:０．１％以上０．６％以下、
    　　Ｍｎ:１．０％以上３．０％以下、
    　　Ａｌ:０．０２％以上１．０％以下、
    　　Ｃｒ:０．１％以上０．７％以下、および
    　　Ｎ:０．００２％以上０．０１５％以下
    を含有し、
    　　さらに、Ｔｉ:０．００２％以上０．０２％以下
    　　　　　　Ｎｂ:０．００２％以上０．０２％以下、および
    　　　　　　Ｖ:０．０１％以上０．１％以下
    からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有する
    請求項３に記載のめっき鋼板。
  7. 　質量％で、
    　　Ｃ:０．１％以上０．２％以下、
    　　Ｓｉ:０．１％以上０．６％以下、
    　　Ｍｎ:１．０％以上３．０％以下、
    　　Ａｌ:０．０２％以上１．０％以下、
    　　Ｃｒ:０．１％以上０．７％以下、および
    　　Ｎ:０．００２％以上０．０１５％以下
    を含有し、
    　　さらに、Ｔｉ:０．００２％以上０．０２％以下、
    　　　　　　Ｎｂ:０．００２％以上０．０２％以下、および
    　　　　　　Ｖ:０．０１％以上０．１％以下
    からなる群から選ばれる１種または２種以上を含有し、
    残部がＦｅおよび不純物からなる鋼素材を８５０℃以上の温度で断面減少率３０％以上の熱間鍛造を経て得たスラブを、１２００℃以上に再加熱後、熱間連続圧延して熱延鋼板を製造する方法であって、
    　前記熱間連続圧延は、
    　前記再加熱されたスラブを圧延して平均オーステナイト粒径が５０μｍ以下の鋼板を得る粗圧延ステップと、　
    　最終の圧延パスを［Ａｅ３－５０（℃）］以上［Ａｅ３＋５０（℃）］以下の温度範囲かつ圧下率１７％以上として前記粗圧延ステップにより得られた鋼板を圧延する仕上圧延ステップと、
    　前記仕上圧延ステップにより得られた鋼板を、前記仕上圧延ステップの終了後０．４秒間以内に、６００℃／秒以上の冷却速度で７００℃以下まで冷却し、当該冷却後の鋼板を６００℃以上７００℃以下の温度範囲で０．４秒間以上保持し、当該保持後の鋼板を１２０℃／秒以下の冷却速度で４００℃以下まで冷却する冷却ステップと
    を備えることを特徴とする、
    高速変形下での均一延性および局部延性に優れた熱延鋼板の製造方法。
  8. 　請求項７に記載の熱延鋼板の製造方法で製造した熱延鋼板を母材とし、この母材に冷間圧延および連続焼鈍を施して冷延鋼板を得る冷延鋼板の製造方法であって、
    　冷間圧延では、圧下率を５０％以上９０％以下とし、
    　連続焼鈍では、冷間圧延後の鋼板を加熱して７５０℃以上８５０℃以下の温度域に１０秒間以上１５０秒間以下保持し、次いで、４５０℃以下の温度域まで冷却する
    ことを特徴とする冷延鋼板の製造方法。
  9. 　請求項８に記載の冷延鋼板の製造方法で製造した冷延鋼板に、亜鉛めっき処理を施した後、５５０℃を超えない温度域で合金化処理を施すことを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
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