JP2007321236A - 伸び、伸びフランジ性および溶接性に優れた高強度鋼板 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】化学成分が、C:0.12〜0.25%、Si:1.0〜3.0%、Mn:1.5〜3.0%、P:0.15%以下、S:0.02%以下、Al:0.4%以下を満たし、残部が鉄および不可避不純物である鋼からなり、上記SiとCの含有比率(Si/C)が質量比で7〜14の範囲で、且つ、縦断面のミクロ組織が、全組織に対する占積率で、1)ベイニティックフェライト:50%以上、2)ラス状残留オーステナイト:3%以上、3)ブロック状残留オーステナイト:1%以上〜1/2×ラス状残留オーステナイト占積率、を満たし、4)ブロック状第2相の平均サイズが10μm以下である、伸びと伸びフランジ性および溶接性に優れた高強度鋼板である。
【選択図】なし
Description
ISIJ International,Vol.40(2000),No.9.p920-926
1)ベイニティックフェライト:50%以上、
2)ラス状残留オーステナイト:3%以上、
3)ブロック状残留オーステナイト:1%以上〜1/2×ラス状残留オーステナイト占積率、を満たし、且つ
4)ブロック状第2相の平均サイズが10μm以下
であり、伸び、伸びフランジ性および溶接性に優れた高強度鋼板である。
Ti:0.15%以下(0%を含まない)、
Nb:0.1%以下(0%を含まない)、
Cr:1.0%以下(0%を含まない)、
よりなる群から選択される少なくとも1種が含まれていてもよく、あるいは更に
Ca:30ppm以下(0%を含まない)および/またはREM:30ppm以下(0%を含まない)が含まれていてもよい。
Cは、高強度を保障すると共に残留γを確保する上でも欠くことのできない元素であり、γ相中に十分な量のCを含有せしめ、室温でも所望量のγ相を残留させるために重要な元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Cを0.10%以上含有させる必要があり、好ましくは0.12%以上、より好ましくは0.15%以上含有させるのがよい。但し、C量が多過ぎるとスポット溶接性に顕著な悪影響が現れてくるので、スポット溶接性確保の観点から上限を0.25%とした。好ましくは0.23%以下、より好ましくは0.20%以下である。
Siは、固溶強化元素として有効に作用する他、残留γが分解して炭化物が生成するのを抑える上でも必須の元素であり、これらの作用を有効に発揮させるには、1.0%以上含有させねばならず、好ましくは1.2%以上含有させるのがよい。但し、それらの効果は3.0%で飽和し、それ以上になると、スポット溶接性の劣化や熱間脆性を起こすなどの障害を招くので、多くとも3.0%以下、望ましくは2.5%以下に抑えるのがよい。
Mnは、ポリゴナルフェライトの生成を抑えてベイニティックフェライト主体の組織とするために必要な元素である。また、γを安定化し所望の残留γを確保する上でも重要な元素であり、少なくとも1.5%以上、好ましくは2.0%以上含有させるのがよい。
これらの元素は、鋼内に不可避的に混入してくる元素であるが、含有量が多くなると加工性やスポット溶接性を劣化させるので、それぞれ上限値以下に抑えねばならない。
Alは、Siと同様に炭化物の生成を抑えて残留γを確保するうえで有用な元素であるが、多過ぎるとポリゴナルフェライトが生成し易くなるので、多くとも0.4%以下、好ましくは0.2%以下に抑えるべきである。
通常、鋼金属組織中の残留γ量を確保するには所定量のCが必要になるが、Cを増量すると、スポット溶接性、特に十字引張強度が低下してくる。つまりTRIP効果を利用して加工性を高めるために残留γを増量すると、スポット溶接性の低下が避けられず、加工性と溶接性を両立させることは困難であった。しかし、Si/C比が7以上となる様にSi,Cの含有量を調整すると、残留γ中にCをより効率よく濃縮することができ、その結果としてスポット溶接性の低下を回避できることが分かった。
これらの元素は、いずれも金属組織を微細化して靭性を高める作用があるため、必要に応じて少量添加することができる。しかし、上限値を超えて添加してもそれ以上の効果は得られず、コストアップを招くだけであるので無駄である。
Crは、ポリゴナルフェライトの生成を抑えて強度を高める作用を有しているので、必要に応じて添加することは有効である。しかし、過度に添加すると、本発明で狙いとする金属組織の生成に悪影響を及ぼす恐れがあるので、多くとも1.0%以下に抑えるべきである。
これらの元素は、強度や耐遅れ破壊性の向上に有効に作用するが、本発明では、これらの元素を添加せずとも十分に優れた性能を確保することができ、またこれらの元素は高価でコストアップを招くので、あえて添加する必要はない。しかし、不純物レベルでの混入まで規制する理由はなく、それぞれ0.1%程度までの添加は許容範囲である。
ベイニティックフェライトは、転位密度がある程度高く、高強度を容易に達成できるばかりか、第2相である残留γとの硬度差を低減して伸びフランジ性を高める作用を発揮し、且つ耐遅れ破壊性を高める上でも重要な組織であり、こうした効果を有効に発揮させるには、ベイニティックフェライトを占積率で50%以上存在させねばならない。より好ましい占積率は60%以上である。
本明細書において「形態がラス状である」とは、平均軸比(長軸/短軸比:アスペクト比)が3以上のものを意味する。この様なラス状の残留γは、従来の残留γと同様のTRIP効果を発揮するばかりか、旧γ粒界を中心に存在するブロック状残留γに比べて旧γ粒内にも分散するため組織全体が均一となり、ある程度の変形が可能になるため、局部変形時における亀裂の発生を抑制し、伸びフランジ性の向上に寄与する。
ここで「ブロック状」とは、平均軸比(長軸/短軸)が3未満のものを意味する。残留γは、鋼材が歪を受けて変形する際にマルテンサイトに変態することで変形部の硬化を促進し、歪の集中を防ぐ作用を有している(TRIP効果)。
上述したブロック状残留γの効果を有効に発揮させるには、混入が許容されるマルテンサイトを含めて、ブロック状残留γの平均粒径を10μm以下に抑えることが必要となる。ちなみに、ブロック状残留γの平均粒径が10μmを超えると、亀裂の発生が早まって伸びフランジ性が低下するばかりか、耐遅れ破壊性も低下してくる。こうした観点から、ブロック状残留γのより好ましい平均粒径は5μm以下である。
ベイニティックフェライトリッチの金属組織を得るため、ポリゴナルフェライトの生成を抑えるには、焼鈍時の加熱温度を「Ac3+10℃以上」とするのがよい。ちなみに、Ac3点以下で連続焼鈍を行うと、その後の冷却過程で、残存するフェライトを核にしてポリゴナルフェライトが生成し易くなり、本発明で意図する金属組織が得られ難くなるからである。より好ましい加熱温度は「Ac3+30℃以上」である。
焼鈍後の冷却速度は、ポリゴナルフェライトの生成を一定にするため重要な制御項目となる。即ち、焼鈍後の冷却速度が速すぎるとポリゴナルフェライトが少なくなり、遅過ぎるとポリゴナルフェライトが過大となるほか、結晶粒径も粗大化する傾向が生じてくる。よって焼鈍後の冷却速度は15〜100℃/秒、より好ましくは20〜70℃/秒の範囲にコントロールするのがよい。
焼鈍後の急冷を停止する温度は、微細ポリゴナルフェライトとベイニティックフェライト以外の変態が進行しない温度(具体的には、340〜460℃程度)に制御するのがよく、あまり低温まで急冷すると、マルテンサイトが生成し易くなって意図する金属組織が得られ難くなる。
上記冷却後には、一定温度に保持することでベイニティックフェライト変態が進行し、また、オーステナイトへのCの濃縮が進んで残留γとなるので、冷却後の保持温度を適正にコントロールすることも重要であり、本発明の金属組織を得る上で好ましい保持温度は360〜440℃の範囲である。この温度は、上記冷却停止温度と同じである必要はない。好ましい保持時間は1分以上である。
表1に示す成分組成の鋼材を溶製し、連続鋳造の後、下記の条件で熱間圧延、酸洗、冷間圧延を行い、次いで、表2に示す条件で熱処理(焼鈍)することにより冷延鋼板を得た。
加熱温度:1200℃×60分
仕上温度:880℃
冷却:40℃/秒で720℃まで冷却し、10秒間空冷した後40℃/秒で500℃まで冷却し、その後500℃で60分間保持してから炉冷した。
仕上げ板厚:3.2mm。
酸洗後、板厚1.2mmまで冷間圧延した。
表2に示す如く、所定の焼鈍温度に加熱して180秒間保持した後、所定の速度で所定の冷却停止温度まで冷却し、所定温度で4分間保持してから炉冷した。
組織同定方法:
A: レペラー腐食による光学顕微鏡観察(1000倍)、1視野。
B:SEM観察(4000倍)、4視野。
上記Aにより撮影した写真から算出する。残留γとマルテンサイトの白に対し、PFはグレーに腐食されるため識別できる。
EBSP(TEM:倍率15000)によって残留γであることを確認した上で、面積率は、上記Bにより撮影した写真から算出した。
透過型電子顕微鏡(TEM:倍率15000)により、ベイナイトや擬フェライトの如き他の組織でないことを確認した上で、面積率は、100%からポリゴナルフェライト量と上記残留γ量を減じた値とした。
引張試験:JIS 5号引張試験片によって測定した。
穴広げ試験:鉄鋼連盟規格JFST 1001に準じて実施した。
スポット溶接性:
下記の条件でスポット溶接を行い、ナゲット径5√tの時の延性比が0.30以上あれば、スポット溶接性が良好(○)とした。
供試材厚さ:1.2mm、
電極:ドームラジアス型(先端直径6mm)、
加圧力:375kg、
アップスロープ;1サイクル、通電時間;12サイクル、ホールド;1サイクル(60Hz)、
ナゲット径の調整:溶接電流により調整、
延性比:十字引張強度/せん断引張強度。
R=3mmの60°Vブロックを用いてV字曲げを施した後、曲げ部に1500MPaの応力を負荷して5%塩酸水溶液中に浸漬し、割れ発生までの時間を測定した。24時間で割れなかったものを耐遅れ破壊良好(○)とした。
Claims (4)
- C:0.10〜0.25%(化学成分の場合は質量%を表す、以下同じ)
Si:1.0〜3.0%、
Mn:1.5〜3.0%、
P:0.15%以下(0%を含まない)、
S:0.02%以下(0%を含まない)、
Al:0.4%以下(0%を含まない)、
を満足し、残部が鉄および不可避不純物よりなる鋼からなり、上記SiとCの含有比率(Si/C)が質量比で7〜14の範囲であり、且つ、縦断面のミクロ組織が、全組織に対する占積率で、
1)ベイニティックフェライト:50%以上、
2)ラス状残留オーステナイト:3%以上、
3)ブロック状残留オーステナイト:1%以上〜1/2×ラス状残留オーステナイト占積率、を満たし、且つ
4)ブロック状第2相の平均サイズが10μm以下
であることを特徴とする、伸び、伸びフランジ性および溶接性に優れた高強度鋼板。 - 鋼が、他の元素として、
Ti:0.15%以下(0%を含まない)、
Nb:0.1%以下(0%を含まない)、
Cr:1.0%以下(0%を含まない)、
よりなる群から選択される少なくとも1種を含有するものである請求項1に記載の高強度鋼板。 - 鋼が、更に他の元素として、
Ca:30ppm以下(0%を含まない)および/またはREM:30ppm以下(0%を含まない)を含むものである請求項1または2に記載の高強度鋼板。 - 引張強さが980MPa以上である請求項1〜3のいずれかに記載の高強度鋼板。
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