WO2015107863A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度鋼板およびその製造方法 Download PDF

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厚寛 白木
幸博 内海
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株式会社神戸製鋼所
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel plate and a method for producing the same. More specifically, the present invention relates to a high-strength steel plate excellent in delayed fracture resistance of a cut end face and a steel plate base material, and a useful method for producing such a high-strength steel plate.
  • the delayed fracture of the cut end face occurs at the cut fracture surface, the residual stress and strain are larger than the delayed fracture of the steel plate base material that occurs in the conventional forming part, and it occurs easily compared to the conventional delayed fracture. Because of this trend, new technology development is required.
  • Patent Document 1 discloses that delayed fracture resistance at the punched end face is improved by controlling spherical inclusions.
  • delayed fracture resistance of the end face after hot punching and delayed fracture resistance at the end face after cold working with a large residual stress and strain is taken into consideration. Absent.
  • Patent Document 2 martensite is 95 area% or more, and in the structure from the position of 10 ⁇ m depth in the sheet thickness direction to the position of 1/4 depth of the sheet thickness from the steel sheet surface, the prior austenite grain size, A technique for improving delayed fracture resistance by controlling the dislocation density, the solid solution C concentration in martensite, and the form of carbide to satisfy a predetermined relational expression is disclosed. According to this technique, a steel plate base material having excellent delayed fracture resistance is obtained.
  • this technique does not take into account delayed fracture resistance of the cut end face. Further, since the delayed fracture of the cut end face occurs in a region in the vicinity of the half of the plate thickness, it is considered that it is not effective for improving the delayed fracture resistance of the cut end face.
  • the present invention has been made paying attention to the circumstances as described above, and its purpose is to produce a high-strength steel sheet excellent in delayed fracture resistance of a cut end face and a steel sheet base material, and such a high-strength steel sheet. It is in providing a useful method.
  • the high-strength steel sheet of the present invention that has solved the above problems is % By mass C: 0.12 to 0.40%, Si: 0% or more, 0.6% or less, Mn: more than 0%, 1.5% or less, Al: more than 0%, 0.15% or less, N: more than 0%, 0.01% or less, P: more than 0%, 0.02% or less, S: satisfying more than 0% and 0.01% or less, It has a martensite single-phase structure, and the area where the KAM value (Kernel Average Misoration value) is 1 ° or more occupies 50% or more, and the maximum in the surface layer area from the surface to the 1/4 depth position of the plate thickness It is characterized in that the tensile residual stress is 80 MPa or less.
  • the high-strength steel sheet of the present invention if necessary, Cr: more than 0%, 1.0% or less, B: more than 0%, 0.01% or less, Cu: more than 0%, 0.5% or less, Ni : More than 0%, 0.5% or less, Ti: more than 0%, 0.2% or less, V: more than 0%, 0.1% or less, Nb: more than 0%, 0.1% or less, and Ca: 0 It is also useful to contain one or more selected from the group consisting of more than% and 0.005% or less, and the properties of the high-strength steel sheet are further improved depending on the type of elements contained.
  • the high-strength steel sheet of the present invention includes a galvanized steel sheet in which a galvanized layer is formed on the steel sheet surface.
  • the method for producing a high-strength steel sheet according to the present invention that has solved the above-mentioned problems includes heating a steel sheet having the above chemical composition to a temperature range of Ac 3 point transformation point or higher and 950 ° C. or lower, After holding for 30 seconds or more in the temperature range, quenching is performed from a temperature range of 600 ° C. or higher, tempering treatment is performed at 350 ° C. or lower for 30 seconds or longer, and correction is performed by a leveler.
  • a region having a KAM value of 1 ° or more occupies 50% or more after controlling the chemical composition and structure, and the surface layer region from the surface to the 1/4 depth position of the plate thickness
  • a high-strength steel sheet such as a galvanized steel sheet having excellent delayed fracture resistance of the cut end face and the steel sheet base material can be realized.
  • Such a high-strength steel sheet is useful as a raw material for manufacturing high-strength parts for automobiles such as bumpers.
  • FIG. 1 is a schematic perspective view showing a state of a test piece when measuring a tensile residual stress of a steel plate.
  • FIG. 2 is a schematic explanatory view showing an observation region when the number of cracks introduced at the time of cutting is measured.
  • FIG. 3 is a drawing-substituting photograph showing an example of a crack of delayed fracture occurring on the cut end face.
  • the inventors of the present invention have made extensive studies in order to suppress the occurrence of delayed fracture at the cut end face of a steel plate. As a result, it was found that innumerable fine cracks occurred near the cut end face. And it was thought that these innumerable fine cracks promoted the generation of cracks due to delayed fracture. As a means of improving cracks due to delayed fracture, the idea was obtained that the amount of cracks introduced during cutting can be reduced by controlling the strain state of the steel sheet before cutting.
  • the region where the KAM value has a value of 1 ° or more is preferably 60% or more, and more preferably 70% or more.
  • the maximum tensile residual stress in the surface layer region from the surface to the 1/4 depth position of the plate thickness is reduced, and is 80 MPa or less, preferably 60 MPa or less, more preferably 40 MPa. Therefore, the delayed fracture resistance of the cut end face can be improved without deteriorating the delayed fracture resistance of the steel plate base material.
  • the control of the KAM value shows excellent delayed fracture resistance at the cut end face and the steel plate base material, but other properties required for the steel plate, that is, weldability, toughness, ductility, etc. are ensured.
  • the content of each element in the steel plate base material must also be controlled as follows.
  • C 0.12 to 0.40%
  • C is an element necessary for enhancing the hardenability of the steel sheet and ensuring high strength. In order to exert such an effect, C needs to be contained by 0.12% or more.
  • the C content is preferably 0.15% or more, more preferably 0.20% or more.
  • the C content needs to be 0.40% or less. Preferably it is 0.36% or less, More preferably, it is 0.33% or less, More preferably, it is 0.30% or less.
  • Si 0% or more and 0.6% or less Si is an element effective for increasing the temper softening resistance, and is also an element effective for improving the strength by solid solution strengthening. From the viewpoint of exerting these effects, it is preferable to contain Si by 0.02% or more. However, since Si is a ferrite-forming element, if it is contained in excess, the hardenability is impaired and it is difficult to ensure high strength. Therefore, the Si content is set to 0.6% or less. Preferably it is 0.5% or less, More preferably, it is 0.3% or less, More preferably, it is 0.1% or less, More preferably, it is 0.05% or less.
  • Mn more than 0% and 1.5% or less Mn is an element effective for improving the hardenability and increasing the strength. In order to exhibit such an effect, it is preferable to contain 0.1% or more. More preferably, it is 0.5% or more, More preferably, it is 0.8% or more. However, when the Mn content is excessive, delayed fracture resistance and weldability deteriorate. Therefore, the Mn content needs to be 1.5% or less.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 1.3% or less, more preferably 1.1% or less.
  • Al more than 0% and not more than 0.15%
  • Al is an element added as a deoxidizer and also has an effect of improving the corrosion resistance of steel. In order to fully exhibit these effects, it is preferable to contain 0.040% or more. More preferably, it is 0.060% or more. However, when Al is contained excessively, a large amount of inclusions are generated and cause surface defects, so the upper limit is made 0.15% or less. Preferably it is 0.14% or less, More preferably, it is 0.10% or less, More preferably, it is 0.07% or less.
  • the N content needs to be 0.01% or less. Preferably it is 0.008% or less, More preferably, it is 0.006% or less. In consideration of the cost for steelmaking, the N content is usually 0.001% or more.
  • P more than 0%, 0.02% or less
  • P has an effect of strengthening steel, but if contained excessively, ductility is lowered due to brittleness, so it is necessary to suppress it to 0.02% or less.
  • it is 0.01% or less, More preferably, it is 0.006% or less.
  • it is preferable to make it contain 0.001% or more.
  • S more than 0% and 0.01% or less S produces sulfide-based inclusions and degrades the workability and weldability of the steel sheet base material. It is necessary to keep it down. Preferably it is 0.005% or less, More preferably, it is 0.003% or less.
  • the basic components in the high-strength steel sheet according to the present invention are as described above, and the balance is iron and inevitable impurities.
  • the inevitable impurities mixing of elements brought in depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc. can be allowed.
  • it is also effective to further contain Cr, B, Cu, Ni, Ti, V, Nb, Ca or the like in the steel plate of the present invention. Appropriate ranges and actions when these elements are contained are as follows.
  • Cr more than 0%, not more than 1.0% and B: more than 0%, not more than 0.01% Cr is an element effective for increasing the strength by improving hardenability.
  • Cr is an element effective for increasing the temper softening resistance of martensitic steel. In order to fully exhibit these effects, it is preferable to make it contain 0.01% or more, More preferably, it is 0.05% or more. However, when Cr is excessively contained, the delayed fracture resistance is deteriorated, so the upper limit is preferably 1.0% or less, more preferably 0.7% or less.
  • B is an element that is effective in enhancing hardenability. In order to fully exhibit such an effect, it is preferable to contain 0.0001% or more. More preferably, it is 0.0005% or more. However, when B is contained excessively, ductility is lowered, so the upper limit is preferably made 0.01% or less. More preferably, it is 0.0080% or less, More preferably, it is 0.0065% or less.
  • Ni is an element effective for improving delayed fracture resistance by improving corrosion resistance.
  • Ti more than 0% and 0.2% or less Ti fixes N as TiN, and effectively acts to maximize the hardenability of B when combined with B.
  • Ti is also an element effective in improving corrosion resistance and improving delayed fracture resistance by precipitation of TiC.
  • it is preferable to contain 0.01% or more. More preferably, it is 0.03% or more, More preferably, it is 0.05% or more.
  • the upper limit is preferably made 0.2% or less. More preferably, it is 0.15% or less, More preferably, it is 0.10% or less.
  • V more than 0%, 0.1% or less and Nb: more than 0%, 0.1% or less V and Nb are both improved in strength and toughness after quenching due to austenite grain refinement It is an effective element for improvement.
  • V and Nb it is preferable to set it as 0.1% or less, More preferably, it is 0.05% or less.
  • Ca more than 0% and 0.005% or less Ca is an element that is effective in forming a Ca-containing inclusion, which traps hydrogen and improves delayed fracture resistance. In order to fully exhibit these effects, it is preferable to contain 0.001% or more. More preferably, it is 0.0015% or more. However, if Ca is contained excessively, the workability deteriorates, so the content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less.
  • other elements such as Se, As, Sb, Pb, Sn, Bi, Mg, Zn, Zr, W, Cs, Rb, Co, La, Tl, Nd, Y, In, Be, Hf, Tc, Ta, O, etc. may be contained in a total of 0.01% or less for the purpose of improving corrosion resistance and delayed fracture resistance.
  • the steel sheet of the present invention exhibits a higher strength of 1180 MPa or more, preferably 1270 MPa or more in terms of tensile strength.
  • the tensile strength may be 2200 MPa or less.
  • Such high strength is required as a characteristic of steel plates for automobiles such as bumpers.
  • the structure of the steel sheet is a structure with a lot of ferrite, the alloy elements must be increased in order to ensure high strength, and as a result, weldability deteriorates. Therefore, in the present invention, a martensite single structure, that is, a martensite single phase structure is used, and the amount of alloy elements is suppressed.
  • the martensite single structure does not necessarily need to be 100% by area only by the martensite structure, and includes a structure in which the martensite structure is 94% by area or more, particularly 97% by area or more. . Therefore, in addition to the martensite structure, the steel sheet of the present invention may also include a structure inevitably included in the manufacturing process, such as a ferrite structure, a bainite structure, a retained austenite structure, and the like.
  • the KAM value is an average value of crystal orientation differences between one measurement point and its surrounding measurement points, and the higher this value, the larger the strain amount.
  • the tensile residual stress existing in the surface layer region from the surface of the steel plate to the 1 ⁇ 4 depth position of the steel plate has an adverse effect on the delayed fracture resistance of the steel plate base metal, so it needs to be controlled.
  • the maximum tensile residual stress is preferably 60 MPa or less, more preferably 40 MPa or less.
  • the maximum tensile residual stress is “80 MPa or less”, which includes the case where the maximum tensile residual stress is 0 MPa or less, that is, the case where the residual stress becomes a compressive residual stress.
  • the maximum tensile residual stress may be ⁇ 20 MPa or more.
  • the manufacturing method In order to produce a steel sheet that satisfies the above requirements, it is necessary to appropriately control the conditions of the annealing treatment.
  • General conditions can be adopted other than the annealing treatment conditions.
  • an annealing treatment under the following conditions using a cold-rolled steel sheet, it is melted in accordance with a conventional method, and after obtaining a steel slab such as a slab by continuous casting, it is heated to about 1100 ° C. to 1250 ° C. and then heated.
  • the steel sheet can be obtained by performing cold rolling, pickling after winding, and cold rolling. It is recommended that the subsequent annealing treatment be performed under the following conditions.
  • the austenite single phase is obtained by setting the annealing temperature to the Ac 3 transformation point or higher, preferably the Ac 3 transformation point + 20 ° C. or higher. If the temperature is kept excessively, the equipment load increases and the cost increases, so the upper limit is made 950 ° C. or lower. Preferably it is 930 degrees C or less. In order to complete the austenite transformation at this annealing temperature, it is necessary to hold for 30 seconds or more. Preferably it is 60 seconds or more, More preferably, it is 90 seconds or more. The upper limit of the holding time at the annealing temperature is preferably 150 seconds or less.
  • annealing treatments can be performed, for example, in a hot dip galvanizing line when obtaining the following hot dip galvanized steel sheet or alloyed hot dip galvanized steel sheet. Moreover, you may electro-galvanize a cold-rolled steel plate as needed.
  • Ac 3 transformation point of the steel sheet is to be determined using the following equation (1).
  • the following formula (1) is, for example, “Leslie Steel Material Science” Maruzen, William C. LesLie: 1985 See p273- (VII-20) formula.
  • Ac 3 (° C.) 910 ⁇ 203 ⁇ [C] 1/2 ⁇ 15.2 ⁇ [Ni] + 44.7 ⁇ [Si] + 104 ⁇ [V] + 31.5 ⁇ [Mo] + 13.1 ⁇ [W] ⁇ 30 ⁇ [Mn] ⁇ 11 ⁇ [Cr] ⁇ 20 ⁇ [Cu] + 700 ⁇ [P] + 400 ⁇ [Al] + 120 ⁇ [As] + 400 ⁇ [Ti] (1)
  • [C], [Ni], [Si], [V], [Mo], [W], [Mn], [Cr], [Cu], [P], [Al], [As] and [Ti] indicates the content of C, Ni, Si, V, Mo, W, Mn, Cr, Cu
  • the material is cooled from a quenching start temperature of 600 ° C. or higher to a room temperature of 25 ° C. by rapid cooling at an average cooling rate of 50 ° C./second or more. If the quenching start temperature is less than 600 ° C. or the average cooling rate during quenching is less than 50 ° C./second, ferrite precipitates and it is difficult to obtain a martensite single structure.
  • the quenching start temperature is preferably 650 ° C. or higher, but a preferable upper limit is 950 ° C. or lower.
  • the average cooling rate during quenching is preferably 70 ° C./second or more, but may be 100 ° C./second or less.
  • the tempering temperature is preferably 150 ° C. or higher, more preferably 200 ° C. or higher, in order to exert the effect of tempering.
  • the elongation at this time is preferably 0.5% or more.
  • the elongation when correcting with a leveler is more preferably 0.6% or more, and even more preferably 0.7% or more.
  • the said elongation rate is a value calculated
  • Elongation rate (%) [(V 0 ⁇ V i ) / V i ] ⁇ 100 (2)
  • V 0 leveler exit-side passage plate speed (unit: m / sec)
  • V i leveler entry-side passage plate speed (unit: m / sec)
  • the steel sheet of the present invention includes not only cold-rolled steel sheets but also hot-rolled steel sheets. Moreover, a hot dip galvanized steel sheet obtained by subjecting these hot-rolled steel sheet and cold-rolled steel sheet to hot dip galvanization, an alloyed hot dip galvanized steel sheet obtained by subjecting this to hot galvanized steel, Electrogalvanized steel sheets are also included. Corrosion resistance can be improved by performing these plating treatments. In addition, what is necessary is just to employ
  • the high-strength steel sheet of the present invention can be used for manufacturing high-strength parts for automobiles such as bumpers.
  • annealing process including a series of processes such as quenching and tempering.
  • Hot rolling conditions Heating temperature: 1250 ° C Finishing rolling temperature: 880 ° C Winding temperature: 700 ° C Finished thickness: 2.3-2.8mm
  • leveler correction conditions are as follows.
  • “WR” means a work roll.
  • Tables 2 and 3 a cold-rolled steel sheet CR that was not leveled after annealing and a cold-rolled steel sheet CR that was corrected by skin pass rolling instead of leveler correction were also produced.
  • Tensile Strength TS (Tensile Strength) is measured according to the method specified in JIS Z 2241: 2011 by taking a JIS No. 5 tensile test piece from the steel plate so that the direction perpendicular to the rolling direction of the steel plate is the longitudinal direction. did. And the thing whose tensile strength TS is 1180 Mpa or more was evaluated as high strength. The results are shown in Tables 4 and 5 below. Tables 4 and 5 also show the yield strength YP (Yield Point) and elongation EL (Elongation) of the steel sheet for reference.
  • Each cold-rolled steel sheet CR has a sheet thickness of 60 mm ⁇ rolling direction: 10 mm. Cut the shear to a size of 1.0 mm, attach a strain gauge to the center of one side of the steel plate, that is, the opposite side of the corroded surface, and attach it parallel to the direction perpendicular to the rolling direction, and corrode with a CFC mask Coat the entire surface except the surface. At this time, the coating of the CFC mask was also applied to the lead wire of the strain gauge. Thereafter, the test piece is immersed in a corrosive solution, and the plate thickness is gradually reduced. The strain released at this time is measured every 5 minutes.
  • Coating material Freon mask (Coating the entire surface other than the corroded surface)
  • Corrosion solution 750 mL of water, 37.5 mL of HF, 750 mL of H 2 O 2
  • Corrosion method Corrosion solution is always stirred with a magnetic stirrer for 15 hours. In addition, place the corrosive solution container in ice water and control the temperature so that a constant temperature is maintained within a temperature range of 10 to 20 ° C.
  • ⁇ tensile residual stress
  • a measurement position
  • E Young's modulus of iron
  • h plate thickness
  • ⁇ strain amount
  • x variables representing the position, from the plate surface before corrosion to the measurement position.
  • electrogalvanized steel sheet EG Electric Galvanizing steel sheet obtained by electrogalvanizing the surface of the cold rolled steel sheet CR under the following conditions.
  • This electrogalvanized steel sheet EG was prepared by applying electrogalvanization to the cold-rolled steel sheet CR after annealing and leveler correction, and applied to the cold-rolled steel sheet CR after annealing. After plating, leveler correction may be performed.
  • the annealing treatment can be performed in a hot dip galvanizing line. After manufacturing the steel plate, leveler correction may be performed.
  • the cutting clearance was 10%.
  • the delayed fracture non-occurrence rate of the cut end surface is 44% or more
  • the delayed fracture non-occurrence rate of the cut end surface is 33% or more.
  • the delayed fracture property was judged to be good, and “OK” was written in the judgment column of Tables 4 to 7 below.
  • “NG” was written in the judgment column of Tables 4 to 7 below.
  • An example of a delayed fracture crack generated on the cut end face is shown in the drawing substitute photograph of FIG.
  • delayed fracture non-occurrence rate x TS of the cut end face was also calculated as an evaluation index.
  • delayed fracture occurrence rate of cut end face x TS is 60000 or more
  • delayed fracture occurrence rate of cut end face x TS is 48000 or more.
  • the delayed fracture property was judged to be good, and “OK” was written in the judgment column of Tables 4 to 7 below.
  • the reason why the acceptance criterion of the delayed fracture non-occurrence rate x TS of the cut end face differs between the cold rolled steel sheet CR and the electrogalvanized steel sheet EG is as follows. That is, in the electrogalvanized steel sheet EG, since the plating melts during the fracture evaluation, the amount of hydrogen penetrating into the steel sheet due to corrosion is larger and the delayed fracture property is reduced as compared with the cold rolled steel sheet CR. Considering the delayed fracture resistance degradation due to plating, the acceptance criteria of the electrogalvanized steel sheet EG were set low.
  • Tables 4 to 7 show the evaluation results when the type is a cold-rolled steel sheet CR, and Tables 6 and 7 below show the evaluation results when the type is an electrogalvanized steel sheet EG.
  • KAM value is 1 ° or more
  • the area possessed is less than 50%, and it can be seen that the delayed fracture resistance of the end face is relatively deteriorated even when the same type of steel plate is used. This is considered to be because the number of cracks introduced at the time of cutting is large.
  • test no. Nos. 19, 22, 38, 43, and 48 are examples without correction. Compared to 18, 20, 37, 41, and 47, the delayed fracture resistance of the cut end face is deteriorated. However, even after deterioration, the delayed fracture resistance of the cut end face remains at a certain level. The reason for this is that test no. No. 19 uses steel type H, which is considered to be because the amount of Cu added is relatively large. In addition, Test No. No. 22 uses steel type I, which is considered to be because the amount of Ni added is relatively large. Test No. No. 38 uses steel P, which is considered to be due to the relatively large amount of Ti and Ca added. Test No. No. 43 is steel type R, No. No. 48 uses steel type T, which is considered to be due to a relatively large amount of addition of Cu, Ni, Ca and the like.
  • test no. Nos. 49 to 52 have poor delayed fracture resistance.
  • No. Nos. 49 and 50 use steel type U having an excessive Mn content, so that it is presumed that corrosion resistance deteriorated and good delayed fracture resistance could not be obtained.
  • the area of possession is 50% or more, and the maximum tensile residual stress in the surface layer region from the surface to 1 ⁇ 4 depth of the plate thickness is 80 MPa or less, thereby improving the delayed fracture resistance of the steel plate base material and the end face. I understand that.
  • an example of producing electrogalvanized steel sheet EG using cold rolled steel sheet CR straightened by skin pass rolling that is, test No.
  • the maximum tensile residual stress in the surface layer region from the surface to 1 ⁇ 4 depth of the plate thickness exceeds 80 MPa, and correction with a leveler was performed. It can be seen that the delayed fracture resistance of the steel plate base material is deteriorated as compared with each of the steel plates of the examples. This is thought to be because the tensile residual stress of the surface layer has increased.
  • an example of producing an electrogalvanized steel sheet EG using a cold-rolled steel sheet CR without correction that is, Test No.
  • the KAM value is 1 ° or more.
  • the area possessed is less than 50%, and it can be seen that the delayed fracture resistance of the end face is relatively deteriorated even when the same type of steel plate is used. This is considered to be because the number of cracks introduced at the time of cutting is large.
  • test no. 71, 74, 95, and 100 are all examples without correction, and each corrected example, that is, test no. Compared to 70, 72, 93 and 99, the delayed fracture resistance of the cut end face is deteriorated. However, even after deterioration, the delayed fracture resistance of the cut end face remains at a certain level.
  • the reason for this is that test no. No. 71 uses steel type H, which is thought to be because the amount of Cu added is relatively large.
  • Test No. No. 74 uses steel type I, which is considered to be because the amount of Ni added is relatively large.
  • Test No. 95 shows steel type R, test no. 100 is considered to be because steel type T is used, respectively, and the amount of Cu, Ni, Ca, etc. added is relatively large.
  • test no. 101 to 104 delayed fracture resistance is poor.
  • test no. 101 and 102 use steel type U having an excessive Mn content, it is presumed that the corrosion resistance deteriorated and good delayed fracture resistance could not be obtained.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is, in mass%, C: 0.12 to 0.40%, Si: 0% or more, 0.6% or less, Mn: more than 0%, 1.5% or less, Al: 0 %, 0.15% or less, N: more than 0%, 0.01% or less, P: more than 0%, 0.02% or less, S: more than 0%, 0.01% or less.

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Abstract

　質量％で、Ｃ：０．１２～０．４０％、Ｓｉ：０％以上、０．６％以下、Ｍｎ：０％超、１．５％以下、Ａｌ：０％超、０．１５％以下、Ｎ：０％超、０．０１％以下、Ｐ：０％超、０．０２％以下、Ｓ：０％超、０．０１％以下を満たし、マルテンサイト単相組織を有し、ＫＡＭ値（Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値）が１°以上の値を持つ領域が５０％以上占め、表面から板厚の１／４深さ位置までの表層領域での最大引張り残留応力が８０ＭＰａ以下であるものとすることによって、切断端面および鋼板母材の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板が実現できる。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は、高強度鋼板およびその製造方法に関する。詳細には、切断端面および鋼板母材の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板、並びにそのような高強度鋼板を製造するための有用な方法に関する。
　近年、自動車の安全性、軽量化の観点から、自動車用鋼板のより一層の高強度化が進められている。しかしながら、自動車用鋼板の高強度化に伴い、鋼板母材の耐遅れ破壊性が劣化するという問題があり、最近では切断端面に発生する遅れ破壊が特に問題となっている。切断端面に発生する遅れ破壊の亀裂は、数１００μｍ程度と微細であるため、これまで問題視されていなかったが、このような微細な亀裂が発生しただけで疲労特性が低下するため、切断端面に発生する遅れ破壊の亀裂を低減することが重要な課題となっている。
　切断端面の遅れ破壊は切断破面で発生するため、従来の成形加工部に発生する鋼板母材の遅れ破壊よりも残留応力、歪み量が大きく、従来の遅れ破壊と比較して容易に発生する傾向にあるので、新たな技術開発が必要となっている。
　耐遅れ破壊性を改善する技術として、これまで次のような技術が提案されている。例えば特許文献１には、球状介在物を制御することによって、打抜き端面での耐遅れ破壊性を改善することが開示されている。しかしながら、この技術で検討されている内容は、熱間打抜き後の端面の耐遅れ破壊性であり、残留応力・歪み量の大きい冷間加工後における端面での耐遅れ破壊性については考慮されていない。
　一方、特許文献２には、マルテンサイトが９５面積％以上で、鋼板表面から板厚方向に深さ１０μｍの位置から板厚の１／４深さの位置までの組織において、旧オーステナイト粒径、転位密度、マルテンサイト中の固溶Ｃ濃度、炭化物の形態をパラメータとして所定の関係式を満足するように制御することによって、耐遅れ破壊性を改善する技術が開示されている。この技術によれば、鋼板母材の耐遅れ破壊性が優れたものが得られている。
　しかしながら、この技術においても、切断端面の耐遅れ破壊性については考慮されていない。また、切断端面の遅れ破壊は、板厚の１／２の位置近傍の領域で発生するため、切断端面の耐遅れ破壊性改善には有効でないと考えられる。
特開２０１２－２３７０４８号公報 特開２０１３－１０４０８１号公報
　本発明は上記のような事情に着目してなされたものであって、その目的は、切断端面および鋼板母材の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板、並びにこうした高強度鋼板を製造するための有用な方法を提供することにある。
　上記課題を解決し得た本発明の高強度鋼板は、
　質量％で、
Ｃ　：０．１２～０．４０％、
Ｓｉ：０％以上、０．６％以下、
Ｍｎ：０％超、１．５％以下、
Ａｌ：０％超、０．１５％以下、
Ｎ　：０％超、０．０１％以下、
Ｐ　：０％超、０．０２％以下、
Ｓ　：０％超、０．０１％以下を満たし、
　マルテンサイト単相組織を有し、ＫＡＭ値（Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値）が１°以上の値を持つ領域が５０％以上占め、表面から板厚の１／４深さ位置までの表層領域での最大引張り残留応力が８０ＭＰａ以下であるところに特徴がある。
　本発明の高強度鋼板には、必要によって更に、Ｃｒ：０％超、１．０％以下、Ｂ：０％超、０．０１％以下、Ｃｕ：０％超、０．５％以下、Ｎｉ：０％超、０．５％以下、Ｔｉ：０％超、０．２％以下、Ｖ：０％超、０．１％以下、Ｎｂ：０％超、０．１％以下およびＣａ：０％超、０．００５％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有することも有用であり、含有される元素の種類に応じて高強度鋼板の特性が更に改善される。
　本発明の高強度鋼板は、鋼板表面に亜鉛めっき層を形成した亜鉛めっき鋼板も含まれる。
　上記課題を解決し得た本発明に係る高強度鋼板の製造方法とは、上記のような化学成分組成を有する鋼板を、Ａｃ3点変態点以上、９５０℃以下の温度域に加熱し、該温度域で３０秒以上保持した後、６００℃以上の温度域から焼入れを行ない、３５０℃以下で３０秒以上焼戻し処理を行なった後、レベラーにより矯正を行なうことを特徴とする。
　本発明によれば、化学成分組成および組織を制御した上で、ＫＡＭ値が１°以上の値を持つ領域が５０％以上占め、且つ表面から板厚の１／４深さ位置までの表層領域での最大引張り残留応力が８０ＭＰａ以下となるようにすれば、切断端面および鋼板母材の耐遅れ破壊性に優れた、亜鉛めっき鋼板等の高強度鋼板を実現できる。このような高強度鋼板は、例えばバンパー等の自動車用高強度部品を製造する素材として有用である。
図１は、鋼板の引張り残留応力を測定するときの試験片の状態を示す概略斜視図である。 図２は、切断時に導入される亀裂数を測定するときの観察領域を示す概略説明図である。 図３は、切断端面に発生する遅れ破壊の亀裂例を示す図面代用写真である。
　本発明者らは、鋼板の切断端面における遅れ破壊の発生を抑制するために、鋭意研究を重ねた。その結果、切断端面近傍では無数の微細な亀裂が発生していることが判明した。そして、この無数の微細な亀裂が遅れ破壊による割れの発生を助長していると考えられた。この遅れ破壊による割れを改善する手段として、切断前の鋼板の歪み状態を制御することによって、切断時に導入される亀裂の量を低減できるとの着想が得られた。
　そして、レベラーにより矯正を行なうことで、鋼板の歪み状態を変化させ、ＫＡＭ値（Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値）が１°以上の値を持つ領域が５０％以上占めるように制御することが、切断端面の遅れ破壊抑制に有効であることを見出した。ＫＡＭ値が１°以上の値を持つ領域は、好ましくは６０％以上であり、より好ましくは７０％以上である。
　レベラーによる矯正では、スキンパス圧延による矯正とは異なり、表面から板厚の１／４深さ位置までの表層領域での最大引張り残留応力を低下させ、８０ＭＰａ以下、好ましくは６０ＭＰａ以下、より好ましくは４０ＭＰａ以下とできるため、鋼板母材の耐遅れ破壊性を悪化させることなく、切断端面の耐遅れ破壊性を改善することができる。
　本発明では、上記ＫＡＭ値の制御によって切断端面および鋼板母材での優れた耐遅れ破壊性を示すものとなるが、鋼板に要求されるその他の特性、即ち溶接性、靭性、延性等を確保するには、鋼板母材における各元素の含有量も、下記の通り制御する必要がある。
　Ｃ：０．１２～０．４０％
　Ｃは、鋼板の焼入れ性を高めて高強度を確保するのに必要な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃは０．１２％以上含有させる必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２０％以上である。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、溶接性が悪化する。よって、Ｃ含有量は０．４０％以下とする必要がある。好ましくは０．３６％以下であり、より好ましくは０．３３％以下、更に好ましくは０．３０％以下である。
　Ｓｉ：０％以上、０．６％以下
　Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗を高くするのに有効な元素であり、また固溶強化による強度向上にも有効な元素である。これらの効果を発揮させる観点からは、Ｓｉは０．０２％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｓｉはフェライト生成元素であるため、過剰に含有されると、焼入れ性が損なわれて高強度を確保することが難しくなる。よってＳｉ含有量は０．６％以下とする。好ましくは０．５％以下であり、より好ましくは０．３％以下、更に好ましくは０．１％以下、より更に好ましくは０．０５％以下である。
　Ｍｎ：０％超、１．５％以下
　Ｍｎは、焼入れ性を向上させて強度を高めるのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、０．１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．５％以上、更に好ましくは０．８％以上である。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、耐遅れ破壊性、溶接性が悪化する。よって、Ｍｎ含有量は１．５％以下とする必要がある。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは１．３％以下であり、より好ましくは１．１％以下である。
　Ａｌ：０％超、０．１５％以下
　Ａｌは、脱酸剤として添加される元素であり、また鋼の耐食性を向上させる効果もある。これらの効果を十分発揮させるには、０．０４０％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０６０％以上である。しかしながら、Ａｌが過剰に含有されると、介在物が多量に生成して表面疵の原因となるので、その上限を０．１５％以下とする。好ましくは０．１４％以下であり、より好ましくは０．１０％以下、更に好ましくは０．０７％以下である。
　Ｎ：０％超、０．０１％以下
　Ｎ含有量が過剰であると、窒化物の析出量が増大し、靭性に悪影響を与える。よってＮ含有量は、０．０１％以下とする必要がある。好ましくは０．００８％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。尚、製鋼上のコスト等を考慮すると、Ｎ含有量は通常０．００１％以上となる。
　Ｐ：０％超、０．０２％以下
　Ｐは、鋼を強化する作用を有するが、過剰に含有されると脆性により延性を低下させるので、０．０２％以下に抑える必要がある。好ましくは０．０１％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。尚、Ｐによる強化効果を実現するためには、０．００１％以上含有させることが好ましい。
　Ｓ：０％超、０．０１％以下
　Ｓは、硫化物系の介在物を生成し、鋼板母材の加工性、溶接性を劣化させるため、少ないほどよく、本発明では０．０１％以下に抑える必要がある。好ましくは０．００５％以下であり、より好ましくは０．００３％以下である。
　本発明に係る高強度鋼板における基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物である。該不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。また、本発明の鋼板には、上記成分の他に必要によって、更に、Ｃｒ，Ｂ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｃａ等を含有させることも有効である。これらの元素を含有させるときの適正な範囲および作用は以下の通りである。
　Ｃｒ：０％超、１．０％以下およびＢ：０％超、０．０１％以下の少なくとも１種
　Ｃｒは、焼入れ性向上により強度を高めるのに有効な元素である。またＣｒは、マルテンサイト組織鋼の焼戻し軟化抵抗を高めるのに有効な元素である。これらの効果を十分に発揮させるには、０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、Ｃｒが過剰に含有されると、耐遅れ破壊性を劣化させるため、上限は１．０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．７％以下である。
　Ｂは、Ｃｒと同様に、焼入れ性を高めるのに有効な元素である。この様な効果を十分に発揮させるには、０．０００１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上である。しかしながら、Ｂが過剰に含有されると、延性が低下するため、上限は０．０１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００８０％以下であり、更に好ましくは０．００６５％以下である。
　Ｃｕ：０％超、０．５％以下およびＮｉ：０％超、０．５％以下の少なくとも１種
　Ｃｕ、Ｎｉは、耐食性向上により耐遅れ破壊性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を十分発揮させるには、いずれも０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、これらの元素が過剰に含有されると延性や母材の加工性が低下するため、いずれも０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．４％以下である。
　Ｔｉ：０％超、０．２％以下
　Ｔｉは、ＴｉＮとしてＮを固定することで、Ｂと複合添加した際にＢの焼入れ性を最大限に引き出すのに有効に作用する。またＴｉは、耐食性の向上や、ＴｉＣの析出により耐遅れ破壊性を向上させるのに有効な元素でもある。これらの効果を十分に発揮させるためには、０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０３％以上であり、更に好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、Ｔｉが過剰に含有されると、延性や鋼板母材の加工性が劣化するため、上限は０．２％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１５％以下であり、更に好ましくは０．１０％以下である。
　Ｖ：０％超、０．１％以下およびＮｂ：０％超、０．１％以下の少なくとも１種
　Ｖ、Ｎｂは、いずれも強度の向上、およびオーステナイト結晶粒の微細化による焼入れ後の靭性改善に有効な元素である。これらの効果を十分に発揮させるには、Ｖ、Ｎｂはいずれも０．００３％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０２％以上である。しかしながら、これらの元素が過剰に含有されると、炭窒化物などの析出が増大し、母材の加工性が低下する。よって、Ｖ、Ｎｂのいずれの場合も、０．１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以下である。
　Ｃａ：０％超、０．００５％以下
　Ｃａは、Ｃａ含有介在物を形成してこの介在物が水素をトラップし、耐遅れ破壊性を改善する上で有効な元素である。こうした効果を十分発揮させるには、０．００１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００１５％以上である。しかしながら、Ｃａが過剰に含有されると、加工性が劣化するため、０．００５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００３％以下である。
　本発明の鋼板には、更に他の元素として、例えばＳｅ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｗ、Ｃｓ、Ｒｂ、Ｃｏ、Ｌａ、Ｔｌ、Ｎｄ、Ｙ、Ｉｎ、Ｂｅ、Ｈｆ、Ｔｃ、Ｔａ、Ｏ等を、耐食性や耐遅れ破壊性を改善する目的で、合計で０．０１％以下含有させてもよい。
　本発明で規定する各要件について、更に詳細に説明する。
　本発明の鋼板は、引張強度で１１８０ＭＰａ以上、好ましくは１２７０ＭＰａ以上のより高い強度を示すものである。尚、引張強度は、２２００ＭＰａ以下であってもよい。この様な高強度は、例えばバンパー等の自動車用鋼板の特性として要求される。こうした高強度を達成させるには、鋼板の組織が、フェライトの多い組織であると、高強度確保のために合金元素を増加させなければならず、その結果として、溶接性が劣化する。よって本発明では、マルテンサイト単一組織、即ちマルテンサイト単相組織とし、合金元素量を抑える。尚、マルテンサイト単一組織とは、必ずしもマルテンサイト組織だけで１００面積％である必要はなく、マルテンサイト組織が９４面積％以上、特には９７面積％以上であるような組織を含む意味である。従って、本発明の鋼板には、上記マルテンサイト組織以外に、製造工程で不可避的に含まれる組織、例えばフェライト組織、ベイナイト組織、残留オーステナイト組織等も含み得る。
　ＫＡＭ値は、１つの測定点とその周辺の測定点の結晶方位差の平均値であり、この値が高いほど歪み量が大きいことを示す。レベラー矯正によりＫＡＭ値を適切に制御することで、切断時の亀裂発生を低減し、切断端面に発生する遅れ破壊を低減することができる。ＫＡＭ値が１°以上の値を持つ領域が５０％以上占めることで、優れた耐遅れ破壊性を発揮することができる。ＫＡＭ値が１°以上の値を持つ領域は、好ましくは６０％以上であり、より好ましくは７０％以上である。ＫＡＭ値が１°以上の値を持つ領域は、８０％以下であってもよい。
　鋼板の表面から板厚１／４深さ位置までの表層領域に存在する引張り残留応力は、鋼板母材の耐遅れ破壊性に悪影響を及ぼすため制御する必要がある。表面から板厚１／４深さ位置までの表層領域での最大引張り残留応力を８０ＭＰａ以下とすることで、良好な耐遅れ破壊性を得ることができる。最大引張り残留応力は、好ましくは６０ＭＰａ以下であり、より好ましくは４０ＭＰａ以下である。最大引張り残留応力が「８０ＭＰａ以下」とは、０ＭＰａ以下の場合、即ち残留応力が圧縮残留応力になった場合をも含む趣旨である。最大引張り残留応力は、－２０ＭＰａ以上であってもよい。尚、ＫＡＭ値を制御するためにスキンパス圧延を用いると、表層から板厚１／４深さ位置までの表層領域での引張り残留応力を８０ＭＰａ以下とすることが困難なため、後記実施例に示すように、レベラー矯正を用いることが必要である。
　次に、製造方法について説明する。上記のような要件を満足する鋼板を製造するためには、焼鈍処理の条件を適切に制御する必要がある。焼鈍処理の条件以外は、一般的な条件を採用することができる。例えば、冷延鋼板を用いて下記条件の焼鈍処理を行なう場合は、常法に従って溶製し、連続鋳造によりスラブ等の鋼片を得た後、１１００℃～１２５０℃程度に加熱し、次いで熱間圧延を行ない、巻き取った後に酸洗し、冷間圧延して鋼板を得ることができる。次いで行なう焼鈍処理を下記条件で行なうことが推奨される。
　上記のような化学成分組成を満足する鋼板に対して、焼鈍温度をＡｃ3変態点以上、好ましくはＡｃ3変態点＋２０℃以上とすることでオーステナイト単相とする。過剰に高温保持すると設備負荷が大きくなりコストアップになるため、上限を９５０℃以下とする。好ましくは９３０℃以下である。この焼鈍温度でオーステナイト変態を完了させるため、３０秒以上保持する必要がある。好ましくは６０秒以上であり、より好ましくは９０秒以上である。また焼鈍温度での保持時間の上限は、１５０秒以下であることが好ましい。これらの焼鈍処理は、下記溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る場合には、例えば溶融亜鉛めっきラインにおいて行なうことができる。また必要に応じて、冷延鋼板に電気亜鉛めっきを施しても良い。
　尚、鋼板のＡｃ3変態点は、下記の（１）式を用いて求められるものである。下記（１）式は、例えば、「レスリー鉄鋼材料学」丸善、Ｗｉｌｌｉａｍ　Ｃ．ＬｅｓＬｉｅ：１９８５　ｐ２７３－（ＶＩＩ－２０）式を参照できる。
　Ａｃ3（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］1/2－１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］－３０×［Ｍｎ］－１１×［Ｃｒ］－２０×［Ｃｕ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋１２０×［Ａｓ］＋４００×［Ｔｉ］　　　　　…（１）
　但し、［Ｃ］，［Ｎｉ］，［Ｓｉ］，［Ｖ］，［Ｍｏ］，［Ｗ］，［Ｍｎ］，［Ｃｒ］，［Ｃｕ］，［Ｐ］，［Ａｌ］，［Ａｓ］および［Ｔｉ］は、夫々Ｃ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｖ，Ｍｏ，Ｗ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｐ，Ａｌ，ＡｓおよびＴｉの質量％での含有量を示す。また、上記（１）式の各項に示された元素が含まれない場合は、その項がないものとして計算する。
　上記焼鈍処理後は、６００℃以上の焼入れ開始温度から、平均冷却速度で５０℃／秒以上の急冷にて２５℃の室温まで冷却する。この焼入れ開始温度が６００℃未満であるか、または急冷時の平均冷却速度が５０℃／秒未満ではフェライトが析出してしまい、マルテンサイト単一組織が得られにくい。焼入れ開始温度は好ましくは６５０℃以上であるが、好ましい上限は９５０℃以下である。また急冷時の平均冷却速度は７０℃／秒以上であることが好ましいが、１００℃／秒以下であってもよい。
　上記室温まで冷却した後は、３５０℃以下、好ましくは３００℃以下の温度域まで再加熱し、該温度域で３０秒以上保持する焼戻しを行なって鋼板の靭性を確保するのがよい。焼戻し温度が３５０℃を超えると、曲げ性が劣化する上、強度を確保しにくくなる。保持時間が３０秒未満では鋼板の靭性を確保するのが困難となる。尚、保持時間は好ましくは１００秒以上であり、より好ましくは２００秒以上であるが、保持時間が長くなり過ぎるとマルテンサイト組織が軟化し、強度が低下するので、４００秒以下とすることが好ましい。また、焼戻し温度は、焼戻しの効果を発揮させるためには、１５０℃以上であることが好ましく、より好ましくは２００℃以上である。
　上記焼戻し後は、レベラーにより矯正を行なう。このときの伸び率は０．５％以上とすることが好ましい。こうした矯正を行なうことにより、本発明で規定するＫＡＭ値を得ることができる。レベラーにより矯正を行なうときの伸び率は、より好ましくは０．６％以上であり、更に好ましくは０．７％以上であるが、このときの伸び率が大きくなり過ぎると曲げ性が劣化するため、１．８％以下とすることが好ましい。尚、上記伸び率とは、下記（２）式によって求められる値である。
　伸び率（％）＝[（Ｖ0－Ｖｉ）／Ｖｉ]×１００　　　　…（２）
　但し、Ｖ0：レベラー出側通板速度（単位：ｍ／秒）、Ｖｉ：レベラー入側通板速度（単位：ｍ／秒）、を夫々示す。
　本発明の鋼板は、冷延鋼板だけでなく、熱延鋼板も含まれる。また、これら熱延鋼板や冷延鋼板に、溶融亜鉛めっきを施して得られる溶融亜鉛めっき鋼板や、溶融亜鉛めっきを施した後、これを合金化処理して得られる合金化溶融亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛めっき鋼板も含まれる。これらのめっき処理を施すことによって耐食性を向上させることができる。尚、これらのめっき処理方法や合金化処理方法については、一般的に行なわれている条件を採用すればよい。
　本発明の高強度鋼板は、例えばバンパー等の自動車用高強度部品の製造に使用できる。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　本願は、２０１４年１月１４日に出願された日本国特許出願第２０１４－００４４０５号に基づく優先権の利益を主張するものである。２０１４年１月１４日に出願された日本国特許出願第２０１４－００４４０５号の明細書の全内容が、本願に参考のため援用される。
　下記表１に示す化学成分組成を満たす鋼種Ａ～Ｖを溶製した。詳細には、転炉で一次精錬後に、取鍋にて脱硫を実施した。尚、表１に示した化学成分組成の残部は鉄および不可避的不純物である。また、必要に応じて取鍋精錬後に、例えばＲＨ法（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ－Ｈａｕｓｅｎ法）による真空脱ガス処理を実施した。その後、常法により連続鋳造を実施してスラブを得た。そして熱間圧延、常法で酸洗、冷間圧延を順次行なって、板厚：１．０ｍｍの冷延鋼板ＣＲ（Ｃｏｌｄ　Ｒｏｌｌｅｄ鋼板）を得た。次いで、各冷延鋼板ＣＲに対して連続焼鈍を行なった。連続焼鈍では、下記表２、３に示す焼鈍温度および焼鈍時間で保持した後、下記表２、３に示す焼入れ開始温度まで平均冷却速度１０℃／秒で冷却し、次いで、焼入れ開始温度から室温まで、平均冷却速度５０℃／秒以上で急冷し、更に、下記表２、３に示す焼戻し温度まで再加熱し、該温度で表２、３に示す焼戻し時間保持した。尚、このときの熱間圧延の条件は以下のとおりである。以下では、上記焼入れ焼戻し等の一連の処理を含めて、単に「焼鈍処理」と呼ぶことがある。
　熱間圧延の条件
　加熱温度：１２５０℃
　仕上げ圧延温度：８８０℃
　巻取り温度：７００℃
　仕上げ厚さ：２．３～２．８ｍｍ
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次いで、焼鈍処理後にレベラー通板により矯正を行なった。レベラー矯正の条件は以下のとおりである。尚、下記において「ＷＲ」は、ワークロールを意味する。このとき、下記表２、３に示すように、焼鈍処理後にレベラー矯正を行なわなかった冷延鋼板ＣＲ、およびレベラー矯正の代わりにスキンパス圧延による矯正を行なった冷延鋼板ＣＲについても作製した。
　レベラー矯正の条件
　ＷＲ径＝５０ｍｍ
　ＷＲ配置：上側に９本、下側に１０本
　ＷＲのピッチ＝５５ｍｍ
　インターメッシュ：入側＝－３．７４ｍｍ、出側＝－１．１８ｍｍ
　張力：入側＝１．０～１．７ｋｇｆ／ｍｍ2（９．８～１６．７ＭＰａ）、出側＝２．０～２．３ｋｇｆ／ｍｍ2（１９．６～２２．５ＭＰａ）
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　上記のような処理を施した各冷延鋼板ＣＲを用い、下記に示す条件で各種特性の評価を行なった。
　鋼組織の面積率の測定
　１．０ｍｍ×２０ｍｍ×２０ｍｍの試験片の圧延方向と平行な断面を研磨し、ナイタール腐食を行なった後に、板厚の１／４の部分について１０００倍で走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ；Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）にて観察を行なった。
　そして、１視野のサイズを９０μｍ×１２０μｍとして、任意の１０視野において、縦横それぞれ等間隔に１０本の線を引き、その交点が、マルテンサイト組織である交点の数またはマルテンサイト以外の組織、例えばフェライト組織である交点の数を、それぞれ全交点の数で割り、マルテンサイト組織の面積率、マルテンサイト以外の組織の面積率とした。その結果を、（ａ）レベラーまたはスキンパス圧延による矯正、（ｂ）矯正が無しの場合等の矯正方法、および矯正時の伸び率と共に、上記表２、３に示す。
　引張特性の評価
　引張強度ＴＳ（Ｔｅｎｓｉｌｅ　Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）は、鋼板の圧延方向に垂直な方向が長手方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を鋼板から採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に規定の方法に従って測定した。そして、引張強度ＴＳが１１８０ＭＰａ以上のものを高強度であると評価した。その結果を下記表４、５に示す。表４、５には、参考のため、鋼板の降伏強度ＹＰ（Ｙｉｅｌｄ　Ｐｏｉｎｔ）、伸びＥＬ（Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）も示している。
　ＫＡＭ値の測定
　板厚の１／２位置まで機械研削した後にバフ研磨により鏡面仕上げした試料を７０°傾斜させた状態で、ＳＥＭにて、測定点の間隔として１ステップ０．２５μｍとし、１００μｍ×１００μｍの領域の電子線後方散乱回折像（ＥＢＳＤ像；Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ像）を測定し、解析ソフトとしてテクセムラボラトリーズ社製ＯＴＭシステムを用いて、各測定点におけるＫＡＭ値を求め、ＫＡＭ値が１°以上となる領域の割合、即ち全測定点に対するＫＡＭ値が１°以上となる測定点の割合を計算した。
　表面から板厚の１／４深さまでの表層領域での最大残留応力の測定：逐次板厚除去法
　各冷延鋼板ＣＲを、圧延方向に垂直な方向：６０ｍｍ×圧延方向：１０ｍｍで板厚が１．０ｍｍのサイズにシャー切断し、鋼板の片面側、即ち腐食面の反対側の面の中央部に歪みゲージを、圧延方向と垂直な方向に平行となるように貼り付け、フロンマスクで腐食面以外の全面をコーティングする。このとき、フロンマスクのコーティングは、歪みゲージのリード線にも施した。その後、試験片を腐食液につけ、徐々に板厚を薄くする。この際に開放される歪みを５分ごとに測定する。
　１５時間腐食したときの腐食減量から腐食速度を算出し、腐食速度と腐食時間から歪み量を測定した板厚位置を算出する。下記理論式により、残留応力を計算した。下記理論式は、例えば「残留応力の発生と対策：１９７５年、米谷茂、ｐ５４－式（１７）を参照できる。表層から板厚１／４位置までの残留応力の変化を多項式曲線近似［次数２～６（２次関数～６次関数）で最もＲ２乗値の大きいものを適用］したときの残留応力の最大値を最大引張り残留応力とした。鋼板の引張り残留応力を測定するときの試験片の状態を、図１の概略斜視図に示す。
　歪みゲージ：ＦＬＫ－６－１１－２ＬＴ(東京測器研究所)
　コーティング材：フロンマスク(腐食面以外の全面をコーティング)
　腐食液：水７５０ｍＬ、ＨＦ３７．５ｍＬ、Ｈ2Ｏ2７５０ｍＬ
　腐食方法：マグネットスターラで腐食液を常に攪拌しながら１５時間腐食する。また腐食液容器を氷水につけ、１０～２０℃の温度範囲内で、一定温度を保つよう温度管理する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
 　但し、σ＝引張り残留応力、ａ＝測定位置、Ｅ＝鉄のヤング率、ｈ＝板厚、ε＝歪み量、ｘ＝位置を表す変数で、腐食前の板表面から測定位置までを表している。
　以下の特性の評価は、上記冷延鋼板ＣＲの表面に下記の条件で、電気亜鉛めっきを施した電気亜鉛めっき鋼板ＥＧ（Ｅｌｅｃｔｒｏ　Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ鋼板）についても同様に行なった。この電気亜鉛めっき鋼板ＥＧは、焼鈍処理およびレベラー矯正を行なった後の冷延鋼板ＣＲに電気亜鉛めっきを施して作製したものであるが、焼鈍処理を行なった後の冷延鋼板ＣＲに電気亜鉛めっきを施した後、レベラー矯正を行なって作製してもよい。尚、溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製する場合には、焼鈍処理は溶融亜鉛めっきラインにおいて行なうことができるので、溶融亜鉛めっきラインにて溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造した後、レベラー矯正を行なえばよい。
　電気亜鉛めっき鋼板ＥＧの作製
　上記冷延鋼板ＣＲを、６０℃の亜鉛めっき浴に浸漬し、電気めっき処理を電流密度：４０Ａ／ｄｍ2で施した後、水洗、乾燥して電気亜鉛めっき鋼板ＥＧを得た。
　切断端面の耐遅れ破壊性評価用試験片の切断条件
　焼鈍処理およびレベラー矯正を行なった後の冷延鋼板ＣＲ、および上記のようにして作製した電気亜鉛めっき鋼板ＥＧを、圧延方向に垂直な方向：４０ｍｍ×圧延方向：３０ｍｍのサイズにシャー切断機により切断し、試験片とした。切断のクリアランスは１０％とした。
　切断時に導入される亀裂数の測定
　上記切断した試験片の圧延方向に垂直な方向の端面において、この切断端面から５０μｍまでの断面を観察するために研磨およびナイタール腐食を行なった。切断端面（「シャー破面」とも呼ばれる）から５０μｍまでの側方断面における板厚方向の全領域を、ＳＥＭにて３０００倍で観察し、２μｍ以上の亀裂の亀裂数を測定した。ｎ＝３の平均値を測定値とした。切断時に導入される亀裂数を測定するときの観察領域を、図２の概略説明図に示す。
　切断端面の耐遅れ破壊性評価試験
　上記切断した試験片を、０．１Ｎ、５％、または１０％の塩酸中に２４時間浸漬した。試験片は各条件につきｎ＝３浸漬し、圧延方向に垂直な端面のみ評価した。尚、１つの試験片につき端面は２つあるため、塩酸浸漬１条件につきｎ＝６の評価を行なった。このときの評価は、切断端面を肉眼若しくはマイクロスコープで観察し、２００μｍ以上の亀裂が発生しなかったものを遅れ破壊が発生しなかったものとし、切断端面の遅れ破壊未発生率（＝遅れ破壊未発生試験片／全試験片×１００）を算出した。
　冷延鋼板ＣＲについては、切断端面の遅れ破壊未発生率が４４％以上のもの、電気亜鉛めっき鋼板ＥＧについては、切断端面の遅れ破壊未発生率が３３％以上のものを、切断端面の耐遅れ破壊性が良好と判断し、後記表４～７の判定欄に「Ｏ．Ｋ」と表記した。また切断端面の遅れ破壊未発生率が上記に満たないものを、切断端面の耐遅れ破壊性が不良と判断し、後記表４～７の判定欄に「Ｎ．Ｇ」と表記した。切断端面に発生する遅れ破壊の亀裂例を図３の図面代用写真に示す。
　鋼板母材の耐遅れ破壊性評価用の試験片作製
　焼鈍した後の鋼板を、圧延方向に垂直な方向：１５０ｍｍ×圧延方向：３０ｍｍのサイズに、シャー切断機を使用してクリアランス＝１０％で切断し、曲げ半径Ｒを１０ｍｍとしてＵ曲げ加工を施してＴＳと同等の応力負荷を行なった。
　鋼板母材の耐遅れ破壊性評価試験
　上記Ｕ曲げ－応力負荷した試験片を、０．１Ｎ、５％、または１０％の塩酸に２００時間浸漬した。試験片は各条件ｎ＝１８回浸漬した。亀裂が発生しなかったものを遅れ破壊が発生しなかったものとし、鋼板母材の遅れ破壊未発生率（＝遅れ破壊未発生試験片／全試験片×１００）を算出した。また、矯正手段による鋼板母材の遅れ破壊性を評価するため、「矯正無し」のときと遅れ破壊未発生率の差を算出した。遅れ破壊未発生率の差が１０％以下のものを、鋼板母材の耐遅れ破壊性が良好と判断し、後記表４～７の判定欄に「Ｏ．Ｋ」と表記した。また上記の基準に満たないものを、鋼板母材の耐遅れ破壊性が不良と判断し、後記表４～７の判定欄に「Ｎ．Ｇ」と表記した。
　またＴＳレベルに応じた耐遅れ破壊性を評価するため、評価の指標として切断端面の遅れ破壊未発生率×ＴＳをも計算した。冷延鋼板ＣＲについては切断端面の遅れ破壊未発生率×ＴＳが６００００以上のもの、電気亜鉛めっき鋼板ＥＧについては切断端面の遅れ破壊未発生率×ＴＳが４８０００以上のものを、切断端面の耐遅れ破壊性が良好と判断し、後記表４～７の判定欄に「Ｏ．Ｋ」と表記した。また切断端面の遅れ破壊未発生率×ＴＳが上記の基準値に満たないものを、切断端面の耐遅れ破壊性が不良と判断し、後記表４～７の判定欄に「Ｎ．Ｇ」と表記した。
　尚、切断端面の遅れ破壊未発生率×ＴＳの合格基準が、冷延鋼板ＣＲと電気亜鉛めっき鋼板ＥＧで異なるのは、次の理由による。即ち、電気亜鉛めっき鋼板ＥＧでは、破壊評価中にめっきが溶融するため、冷延鋼板ＣＲと比べると、腐食による鋼板中への水素侵入量が大きくなり、遅れ破壊性が低下する。めっきが付くことによる耐遅れ破壊性低下を考慮して、電気亜鉛めっき鋼板ＥＧの合格基準を低く設定した。
　これらの評価結果を、下記表４～７に示す。尚、下記表４、５は品種が冷延鋼板ＣＲの場合の評価結果を示し、下記表６、７は品種が電気亜鉛めっき鋼板ＥＧの場合の評価結果を示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表４、５の結果から、次の様に考察できる。本発明で規定する化学成分組成を満足し、レベラーによって矯正を行なった冷延鋼板ＣＲを用いた例、即ち試験Ｎｏ．１、４、６、９、１１、１３、１５、１８、２０、２３、２５、２７、３０、３２、３４、３７、３９、４１、４４、４７では、ＫＡＭ値が１°以上の値を持つ領域が５０％以上占め、表面から板厚の１／４深さまでの表層領域での最大引張り残留応力を８０ＭＰａ以下とすることで、鋼板母材および端面の耐遅れ破壊性が改善されていることがわかる。
　これに対し、スキンパス圧延で矯正した冷延鋼板ＣＲを用いた例、即ち試験Ｎｏ．２、７、１６、２１、２８、３５、４２、４５では、表面から板厚の１／４深さまでの表層領域での最大引張り残留応力が８０ＭＰａを上回っており、レベラーによる矯正を行なった上記実施例の冷延鋼板ＣＲの夫々と比較して、鋼板母材の耐遅れ破壊性が悪化していることがわかる。これは表層の引張残留応力が高くなったためと考えられる。また矯正無しの冷延鋼板ＣＲ鋼板、即ち試験Ｎｏ．３、５、８、１０、１２、１４、１７、１９、２２、２４、２６、２９、３１、３３、３６、３８、４０、４３、４６、４８では、ＫＡＭ値が１°以上の値を持つ領域が５０％を下回っており、同種の鋼板を用いた場合であっても、相対的に端面の耐遅れ破壊性が悪化していることがわかる。これは切断時に導入される亀裂数が多いためであると考えられる。
　また、試験Ｎｏ．１９、２２、３８、４３、４８はいずれも矯正無しの例であり、それぞれの矯正した例、即ち試験Ｎｏ．１８、２０、３７、４１、４７に比べるといずれも切断端面の耐遅れ破壊性が劣化している。但し、劣化後でも、切断端面の耐遅れ破壊性は一定のレベルを保っている。その理由は、試験Ｎｏ．１９は鋼種Ｈを用いており、Ｃｕの添加量が比較的多いためであると考えられる。また試験Ｎｏ．２２は鋼種Ｉを用いており、Ｎｉの添加量が比較的多いためであると考えられる。試験Ｎｏ．３８は鋼種Ｐを用いており、ＴｉおよびＣａの添加量が比較的多いためだと考えられる。試験Ｎｏ．４３は鋼種Ｒを、Ｎｏ．４８は鋼種Ｔを夫々用いており、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ等の添加量が比較的多いためであると考えられる。
　また本発明で規定する化学成分組成を満たさない冷延鋼板ＣＲを用いた例、即ち試験Ｎｏ．４９～５２は、耐遅れ破壊性が悪くなっている。このうちＮｏ．４９、５０は、Ｍｎ含有量が過剰な鋼種Ｕを用いたものであるため、耐食性が劣化し、良好な耐遅れ破壊性が得られなかったものと推測される。試験Ｎｏ．５１、５２は、Ｃｒ含有量が過剰な鋼種Ｖを用いたものであるため、耐食性が劣化し、良好な耐遅れ破壊性が得られなかったものと推測される。
　表６、７の結果から、次の様に考察できる。即ち、本発明で規定する化学成分組成を満足し、レベラーによって矯正を行なった冷延鋼板ＣＲを用いて電気亜鉛めっき鋼板ＥＧを作製した例、即ち試験Ｎｏ．５３、５６、５８、６１、６３、６５、６７、７０、７２、７５、７７、７９、８２、８４、８６、８９、９１、９３、９６、９９では、ＫＡＭ値が１°以上の値を持つ領域が５０％以上占め、表面から板厚の１／４深さまでの表層領域での最大引張り残留応力を８０ＭＰａ以下とすることで、鋼板母材および端面の耐遅れ破壊性が改善されていることがわかる。
　これに対し、スキンパス圧延で矯正した冷延鋼板ＣＲを用いて電気亜鉛めっき鋼板ＥＧを作製した例、即ち試験Ｎｏ．５４、５９、６８、７３、８０、８７、９４、９７では、表面から板厚の１／４深さまでの表層領域での最大引張り残留応力が８０ＭＰａを上回っており、レベラーによる矯正を行なった上記実施例の鋼板の夫々と比較して、鋼板母材の耐遅れ破壊性が悪化していることがわかる。これは表層の引張残留応力が高くなったためと考えられる。また矯正無しの冷延鋼板ＣＲを用いて電気亜鉛めっき鋼板ＥＧを作製した例、即ち試験Ｎｏ．５５、５７、６０、６２、６４、６６、６９、７１、７４、７６、７８、８１、８３、８５、８８、８９、９２、９５、９８、１００では、ＫＡＭ値が１°以上の値を持つ領域が５０％を下回っており、同種の鋼板を用いた場合であっても、相対的に端面の耐遅れ破壊性が悪化していることがわかる。これは切断時に導入される亀裂数が多いためであると考えられる。
　また、試験Ｎｏ．７１、７４、９５、１００はいずれも矯正無しの例であり、それぞれの矯正した例、即ち試験Ｎｏ．７０、７２、９３、９９に比べるといずれも切断端面の耐遅れ破壊性が劣化している。但し、劣化後でも、切断端面の耐遅れ破壊性は一定のレベルを保っている。その理由は、試験Ｎｏ．７１は鋼種Ｈを用いており、Ｃｕの添加量が比較的多いためであると考えられる。試験Ｎｏ．７４は鋼種Ｉを用いており、Ｎｉの添加量が比較的多いためであると考えられる。試験Ｎｏ．９５は鋼種Ｒを、試験Ｎｏ．１００は鋼種Ｔを、夫々用いており、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ等の添加量が比較的多いためであると考えられる。
　また本発明で規定する化学成分組成を満たさない冷延鋼板ＣＲを用いて電気亜鉛めっき鋼板ＥＧを作製した例、即ち試験Ｎｏ．１０１～１０４では、耐遅れ破壊性が悪くなっている。このうち試験Ｎｏ．１０１、１０２は、Ｍｎ含有量が過剰な鋼種Ｕを用いたものであるため、耐食性が劣化し、良好な耐遅れ破壊性が得られなかったものと推測される。試験Ｎｏ．１０３、１０４は、Ｃｒ含有量が過剰な鋼種Ｖを用いたものであるため、耐食性が劣化し、良好な耐遅れ破壊性が得られなかったものと推測される。
　本発明の高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１２～０．４０％、Ｓｉ：０％以上、０．６％以下、Ｍｎ：０％超、１．５％以下、Ａｌ：０％超、０．１５％以下、Ｎ：０％超、０．０１％以下、Ｐ：０％超、０．０２％以下、Ｓ：０％超、０．０１％以下を満たし、マルテンサイト単相組織を有し、ＫＡＭ値（Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値）が１°以上の値を持つ領域が５０％以上占め、表面から板厚の１／４深さ位置までの表層領域での最大引張り残留応力が８０ＭＰａ以下であるものとすることによって、切断端面および鋼板母材の耐遅れ破壊性が優れたものとなる。

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    Ｃ　：０．１２～０．４０％、
    Ｓｉ：０％以上、０．６％以下、
    Ｍｎ：０％超、１．５％以下、
    Ａｌ：０％超、０．１５％以下、
    Ｎ　：０％超、０．０１％以下、
    Ｐ　：０％超、０．０２％以下、
    Ｓ　：０％超、０．０１％以下を満たし、
    　マルテンサイト単相組織を有し、ＫＡＭ値（Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値）が１°以上の値を持つ領域が５０％以上占め、表面から板厚の１／４深さ位置までの表層領域での最大引張り残留応力が８０ＭＰａ以下である高強度鋼板。
  2. 　更に、Ｃｒ：０％超、１．０％以下、Ｂ：０％超、０．０１％以下、Ｃｕ：０％超、０．５％以下、Ｎｉ：０％超、０．５％以下、Ｔｉ：０％超、０．２％以下、Ｖ：０％超、０．１％以下、Ｎｂ：０％超、０．１％以下およびＣａ：０％超、０．００５％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　鋼板表面に亜鉛めっき層を形成した亜鉛めっき鋼板である請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 　請求項１または２に記載の化学成分組成を満たす鋼板を、Ａｃ3変態点以上、９５０℃以下の温度域に加熱し、該温度域で３０秒以上保持した後、６００℃以上の温度域から焼入れを行ない、３５０℃以下で３０秒以上の焼戻し処理を行なった後、レベラーにより矯正を行なう高強度鋼板の製造方法。
  5. 　レベラーによる矯正を行なうときの伸び率が０．５％以上、１．８％以下である請求項４に記載の製造方法。
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