JP2009215572A - 降伏応力と伸びと伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板 - Google Patents
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Abstract
【課題】降伏応力と伸びと伸びフランジ性を高めた、衝突安全性に優れつつ、成形性に優れた高強度冷延鋼板を提供する。
【解決手段】質量%で、C:0.03〜0.30%、Si:0.1〜3.0%、Mn:0.1〜5.0%、P:0.1%以下、S:0.005%以下、N:0.01%以下、Al:0.01〜1.00%を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、硬さ380Hv以下の焼戻しマルテンサイトを面積率で50%以上(100%を含む)、残部がフェライトからなる組織であり、全組織中の転位密度が1×1015〜4×1015m- 2、かつ、下記式1で定義されるSi等量が下記式2を満足することを特徴とする高強度冷延鋼板。式1：[Si等量]=[%Si]+0.36[%Mn]+7.56[%P]+0.15[%Mo]+0.36[%Cr]+0.43[%Cu]式2：[Si等量]≧4.0-5.3×10-8√[転位密度]
【選択図】なし
【解決手段】質量%で、C:0.03〜0.30%、Si:0.1〜3.0%、Mn:0.1〜5.0%、P:0.1%以下、S:0.005%以下、N:0.01%以下、Al:0.01〜1.00%を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、硬さ380Hv以下の焼戻しマルテンサイトを面積率で50%以上(100%を含む)、残部がフェライトからなる組織であり、全組織中の転位密度が1×1015〜4×1015m- 2、かつ、下記式1で定義されるSi等量が下記式2を満足することを特徴とする高強度冷延鋼板。式1：[Si等量]=[%Si]+0.36[%Mn]+7.56[%P]+0.15[%Mo]+0.36[%Cr]+0.43[%Cu]式2：[Si等量]≧4.0-5.3×10-8√[転位密度]
【選択図】なし
Description
本発明は、加工性に優れた高強度鋼板に関し、詳細には、降伏応力と伸びと伸びフランジ性の高められた高強度鋼板に関する。
例えば自動車の骨格部品などに使用される鋼板には、衝突安全性や車体軽量化による燃費軽減などを目的として高強度が求められるとともに、形状の複雑な骨格部品に加工するために優れた成形加工性も要求される。
このため、伸び（全伸び；Ｅｌ）と伸びフランジ性（穴広げ率；λ）がともに高められた高強度鋼板の提供が切望されており、例えば引張強度９８０ＭＰａ級の鋼板に対しては全伸び１０％以上で穴広げ率１００％以上のものが要望されている。
このため、伸び（全伸び；Ｅｌ）と伸びフランジ性（穴広げ率；λ）がともに高められた高強度鋼板の提供が切望されており、例えば引張強度９８０ＭＰａ級の鋼板に対しては全伸び１０％以上で穴広げ率１００％以上のものが要望されている。
上記のようなニーズを受けて、種々の組織制御の考え方に基づき、伸びと伸びフランジ性のバランスを改善した高強度鋼板が多数提案されているものの、伸びと伸びフランジ性が上記要望レベルを満足するように両立させたものはいまだ完成に至っていないのが現状である。
例えば、特許文献１には、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの少なくとも１種を合計で１．６〜２．５質量％含有し、実質的にマルテンサイトの単相組織からなる高張力冷延鋼板が開示されており、その穴広げ率（伸びフランジ性）は１００％以上が得られているものの、伸びは１０％に達していない（同文献の表６の本発明例参照）。
また、特許文献２には、フェライトが面積率で６５〜８５％で残部が焼戻しマルテンサイトの二相組織からなる高張力鋼板が開示されている。
また、特許文献３には、フェライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径がともに２μｍ以下であり、マルテンサイトの体積率が２０％以上６０％未満の二相組織からなる高張力鋼板が開示されている。
上記特許文献２および３に開示された高張力鋼板はいずれも、伸びは１０％以上を確保しているものの、穴広げ率（伸びフランジ性）は１００％に達していない（特許文献２の表２の発明例、特許文献３の表２の実施例参照）。
さらに、従来は引張強度（ＴＳ）を基準とする材料設計が行われていたが、衝突安全性を考慮した場合、降伏強度（ＹＰ）を評価することが重要となってきているため、降伏強度に優れつつ、加工性に優れた高強度鋼板が求められるようになってきた。その具体的な機械的特性としては、降伏強度（ＹＰ）９００ＭＰａ以上で、かつ、全伸び（Ｅｌ）１０％以上、伸びフランジ性（穴広げ率；λ）１００％以上のものが要望されている。
特許文献４には、質量％で、Ｃ≦０．０２％、Ｔｉ：０．１５〜０．４０％を含む鋼を浸炭雰囲気中で６００〜７２０℃で焼鈍を行うことを特徴とする、加工性に優れた高降伏比高張力冷延鋼板が開示されており、降伏強度は９００ＭＰａ以上、伸びは１０％以上が得られているものの、伸びフランジ性は１００％に達していない（同文献の表２の発明例参照）。
特開２００２−１６１３３６号公報
特開２００４−２５６８７２号公報
特開２００４−２３２０２２号公報
特開２００７−９２５３号公報
そこで本発明の目的は、降伏応力と伸びと伸びフランジ性をいずれも高めた、衝突安全性に優れつつ、より成形性に優れた高強度冷延鋼板を提供することにある。
請求項１に記載の発明は、
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０３〜０．３０％、
Ｓｉ：０．１〜３．０％、
Ｍｎ：０．１〜５．０％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜１．００％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
硬さ３８０Ｈｖ以下の焼戻しマルテンサイトが面積率で５０％以上（１００％を含む）を含み、残部がフェライトからなる組織を有し、
全組織中の転位密度が１×１０１５〜４×１０１５ｍ―２であり、
かつ、下記式１で定義されるＳｉ等量が下記式２を満足する
ことを特徴とする降伏応力と伸びと伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板である。
式１：[Ｓｉ等量]＝［％Ｓｉ］＋０．３６［％Ｍｎ］＋７．５６［％Ｐ］＋０．１５［％Ｍｏ］＋０．３６［％Ｃｒ］＋０．４３［％Ｃｕ］
式２：[Ｓｉ等量]≧４．０− ５．３×１０−８√［転位密度］
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０３〜０．３０％、
Ｓｉ：０．１〜３．０％、
Ｍｎ：０．１〜５．０％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜１．００％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
硬さ３８０Ｈｖ以下の焼戻しマルテンサイトが面積率で５０％以上（１００％を含む）を含み、残部がフェライトからなる組織を有し、
全組織中の転位密度が１×１０１５〜４×１０１５ｍ―２であり、
かつ、下記式１で定義されるＳｉ等量が下記式２を満足する
ことを特徴とする降伏応力と伸びと伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板である。
式１：[Ｓｉ等量]＝［％Ｓｉ］＋０．３６［％Ｍｎ］＋７．５６［％Ｐ］＋０．１５［％Ｍｏ］＋０．３６［％Ｃｒ］＋０．４３［％Ｃｕ］
式２：[Ｓｉ等量]≧４．０− ５．３×１０−８√［転位密度］
請求項２に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
の１種または２種以上を含むものである
請求項１に記載の降伏応力と伸びと伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
鋼板である。
成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
の１種または２種以上を含むものである
請求項１に記載の降伏応力と伸びと伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
鋼板である。
請求項３に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、
の１種または２種を含むものである
請求項１または２に記載の降伏応力と伸びと伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板である。
成分組成が、更に、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、
の１種または２種を含むものである
請求項１または２に記載の降伏応力と伸びと伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板である。
請求項４に記載の発明は、
更に、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、および／または
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
を含むものである請求項１〜３のいずれか１項に記載の降伏応力と伸びと伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板である。
更に、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、および／または
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
を含むものである請求項１〜３のいずれか１項に記載の降伏応力と伸びと伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板である。
本発明によれば、焼戻しマルテンサイト単相組織、または、フェライトと焼戻しマルテンサイトからなる二相組織において、焼戻しマルテンサイトの硬さとその面積率、および、全組織中の転位密度を適正に制御することで、降伏強度を確保しつつ、伸びと伸びフランジ性を改善することが可能となり、衝突安全性に優れつつ、より成形性に優れた高強度鋼板を提供できるようになった。
本発明者らは、焼戻しマルテンサイト単相、または、フェライトと焼戻しマルテンサイト（以下、単に「マルテンサイト」ということあり。）からなる二相組織を有する高強度鋼板（上記特許文献２、３参照）に着目し、降伏強度を確保しつつ、伸びと伸びフランジ性を改善できれば、上記要望レベルを満足しうる高強度鋼板が得られると考え、これらの機械的特性に及ぼす各種要因の影響を調査するなど鋭意検討を行ってきた。その結果、マトリックス組織中のフェライトの割合を少なくすることに加え、該焼戻しマルテンサイトの硬さを低下させることで、降伏強度および伸びフランジ性を確保し、さらに、全組織中の転位密度を制御することで、降伏強度を確保しつつ伸びを確保できることを見出し、該知見に基づいて本発明を完成するに至った。
以下、まず本発明鋼板を特徴づける組織について説明する。
〔本発明鋼板の組織〕
上述したとおり、本発明鋼板は、焼戻しマルテンサイト単相、または、上記特許文献２、３と同様の二相組織（フェライト＋焼戻しマルテンサイト）をベースとするものであるが、特に、該焼戻しマルテンサイトの硬さが３８０Ｈｖ以下に制御されているとともに、全組織中の転位密度が制御されている点で、上記特許文献２、３の鋼板とは相違している。
上述したとおり、本発明鋼板は、焼戻しマルテンサイト単相、または、上記特許文献２、３と同様の二相組織（フェライト＋焼戻しマルテンサイト）をベースとするものであるが、特に、該焼戻しマルテンサイトの硬さが３８０Ｈｖ以下に制御されているとともに、全組織中の転位密度が制御されている点で、上記特許文献２、３の鋼板とは相違している。
＜硬さ３８０Ｈｖ以下の焼戻しマルテンサイト：面積率で５０％以上（１００％を含む）＞
焼戻しマルテンサイトの硬さを制限して該焼戻しマルテンサイトの変形能を高めることで、フェライトと該焼戻しマルテンサイトの界面への応力集中を抑制し、該界面での亀裂の発生を防止して伸びフランジ性を確保するとともに、焼戻しマルテンサイト主体の組織にすることで、該焼戻しマルテンサイトの硬さを低下させても高降伏強度を確保できる。
焼戻しマルテンサイトの硬さを制限して該焼戻しマルテンサイトの変形能を高めることで、フェライトと該焼戻しマルテンサイトの界面への応力集中を抑制し、該界面での亀裂の発生を防止して伸びフランジ性を確保するとともに、焼戻しマルテンサイト主体の組織にすることで、該焼戻しマルテンサイトの硬さを低下させても高降伏強度を確保できる。
上記作用を有効に発揮させるには、焼戻しマルテンサイトの硬さは３８０Ｈｖ以下（好ましくは３７０Ｈｖ以下、さらに好ましくは ３５０Ｈｖ以下）とし、該焼戻しマルテンサイトは、面積率で５０％以上、好ましくは６０％以上、さらに好ましくは７０％以上（１００％を含む）とする。なお、残部はフェライトである。
＜全組織中の転位密度：１×１０１５〜４×１０１５ｍ―２＞
上記成分組成を有するＣ−Ｓｉ−Ｍｎ系の低合金鋼において、焼戻し温度が４００℃を超えるマルテンサイト主体の組織の降伏強度は、４つの強化機構（固溶強化、析出強化、微細化強化、転位強化）のなかでも特に転位強化に強く依存することを見出し、９００ＭＰａ以上の降伏強度を確保するには、全組織中の転位密度を１×１０１５ｍ−２以上確保する必要があることがわかった。
上記成分組成を有するＣ−Ｓｉ−Ｍｎ系の低合金鋼において、焼戻し温度が４００℃を超えるマルテンサイト主体の組織の降伏強度は、４つの強化機構（固溶強化、析出強化、微細化強化、転位強化）のなかでも特に転位強化に強く依存することを見出し、９００ＭＰａ以上の降伏強度を確保するには、全組織中の転位密度を１×１０１５ｍ−２以上確保する必要があることがわかった。
一方、伸びは変形初期の転位密度に強い負の相関をもつことから、１０％以上の伸びを確保するには、転位密度を４×１０１５ｍ−２以下に制限する必要があることがわかった。
よって、全組織中の転位密度は１×１０１５〜４×１０１５ｍ―２とする。
＜[Ｓｉ当量]≧４．０− ５．３×１０−８√［転位密度］＞
上述のとおり、１０％以上の伸びを確保するためには、全組織中に導入できる転位密度に上限が存在する。そこで、さらに検討を行った結果、９００ＭＰａ以上の降伏強度を確実に得るためには、転位強化の次に降伏強度に寄与する固溶強化を活用する必要があることを見出した。
上述のとおり、１０％以上の伸びを確保するためには、全組織中に導入できる転位密度に上限が存在する。そこで、さらに検討を行った結果、９００ＭＰａ以上の降伏強度を確実に得るためには、転位強化の次に降伏強度に寄与する固溶強化を活用する必要があることを見出した。
先ず、上記９００ＭＰａ以上の降伏強度を確実に得るために必要な固溶強化量を表す指標として、下記式（１）に示すＳｉ等量を導入した。このＳｉ等量は、固溶強化作用を示す代表的な元素であるＳｉを基準にして、Ｓｉ以外の各元素の固溶強化作用（藤田利夫ら訳：鉄鋼材料の設計と理論、丸善、（１９８１）、ｐ．８参照）をＳｉ濃度に換算して定式化したものである。
[Ｓｉ等量]＝［％Ｓｉ］＋０．３６［％Ｍｎ］＋７．５６［％Ｐ］＋０．１５［％Ｍｏ］＋０．３６［％Ｃｒ］＋０．４３［％Ｃｕ］・・・式（１）
次に、転位強化による降伏強度の上昇量Δσは、Ｂａｉｌｅｙ−Ｈｉｒｓｈの式から転位密度ρの関数として、Δσ∝ √ρで表される（中島ら：「材料とプロセス」、Ｖｏｌ．１７（２００４）ｐ．３９６−３９９参照）。そして、上記固溶強化による降伏強度の上昇効果と上記転位強化よる降伏強度の上昇効果との定量的な関係を実験的に検証した結果、下記式（２）を満足させることにより、９００ＭＰａ以上の降伏強度が確実に得られることがわかった。
[Ｓｉ等量]≧４．６−５．３×１０−８√［転位密度］ ・・・式（２）
以下、焼戻しマルテンサイトの硬さおよびその面積率、ならびに、転位密度の測定方法について説明する。
まず、マルテンサイトの面積率については、各供試鋼板を鏡面研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、概略４μｍ×３μｍ領域５視野について倍率２００００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を観察し、画像解析によってセメンタイトを含まない領域をフェライトとし、残りの領域をマルテンサイトとして、各領域の面積比率よりマルテンサイトの面積率を算出した。
次に、マルテンサイトの硬さについては、ＪＩＳ Ｚ ２２４４の試験方法に従って各供試鋼板表面のビッカース硬さ（９８．０７Ｎ）Ｈｖを測定し、下記式（１）を用いてマルテンサイトの硬さＨｖＭに換算を行った。
ＨｖＭ＝（１００×Ｈｖ−ＶＦ×ＨｖＦ）／ＶＭ ・・・式（３）
ただし、ＨｖＦ＝１０２＋２０９［％Ｐ］＋２７［％Ｓｉ］＋１０［％Ｍｎ］＋４［％Ｍｏ］−１０［％Ｃｒ］＋１２［％Ｃｕ］（藤田利夫ら訳：「鉄鋼材料の設計と理論」（丸善株式会社）、昭和５６年９月３０日発行、ｐ.１０の図２．１から、低Ｃフェライト鋼の降伏応力の変化に及ぼす各合金元素量の影響の度合い（直線の傾き）を読み取って定式化を行った。なお、Ａｌ、Ｎなどその他の元素はフェライトの硬さに影響しないとした。）
ここに、ＨｖＦ：フェライトの硬さ、ＶＦ：フェライトの面積率（％）、ＶＭ：マルテンサイトの面積率（％）、［％Ｘ］：成分元素Ｘの含有量（質量％）である。
ただし、ＨｖＦ＝１０２＋２０９［％Ｐ］＋２７［％Ｓｉ］＋１０［％Ｍｎ］＋４［％Ｍｏ］−１０［％Ｃｒ］＋１２［％Ｃｕ］（藤田利夫ら訳：「鉄鋼材料の設計と理論」（丸善株式会社）、昭和５６年９月３０日発行、ｐ.１０の図２．１から、低Ｃフェライト鋼の降伏応力の変化に及ぼす各合金元素量の影響の度合い（直線の傾き）を読み取って定式化を行った。なお、Ａｌ、Ｎなどその他の元素はフェライトの硬さに影響しないとした。）
ここに、ＨｖＦ：フェライトの硬さ、ＶＦ：フェライトの面積率（％）、ＶＭ：マルテンサイトの面積率（％）、［％Ｘ］：成分元素Ｘの含有量（質量％）である。
また、転位密度については、板厚の１／４深さ位置を測定できるよう試料を調整した後、標準試料としてＳｉ粉末を試料表面に塗布し、これをＸ線回折装置（理学電機製、ＲＡＤ−ＲＵ３００）に掛け、Ｘ線回折プロファイルを採取した。そして、このＸ線回折プロファイルを元に、中島らが提案した解析法にしたがって転位密度を算出した（中島ら：「材料とプロセス」、Ｖｏｌ．１７（２００４）ｐ．３９６−３９９参照）。
次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
〔本発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．０３〜０．３０％
Ｃは、マルテンサイトの面積率およびその硬さに影響し、降伏強度および伸びフランジ性に影響する重要な元素である。０．０３％未満ではマルテンサイトの面積率が不足して降伏強度が確保できず、一方、０．３０％超ではマルテンサイトの硬さが高くなりすぎて伸びフランジ性が確保できない。Ｃ含有量の範囲は、好ましくは０．０５〜０．２５％、さらに好ましくは０．０７〜０．２０％である。
Ｃ：０．０３〜０．３０％
Ｃは、マルテンサイトの面積率およびその硬さに影響し、降伏強度および伸びフランジ性に影響する重要な元素である。０．０３％未満ではマルテンサイトの面積率が不足して降伏強度が確保できず、一方、０．３０％超ではマルテンサイトの硬さが高くなりすぎて伸びフランジ性が確保できない。Ｃ含有量の範囲は、好ましくは０．０５〜０．２５％、さらに好ましくは０．０７〜０．２０％である。
Ｓｉ：０．１〜３．０％
Ｓｉは、固溶強化元素として、伸びを劣化させずに降伏強度を高めるとともに、焼戻し時における、マルテンサイト中に存在するセメンタイト粒子の粗大化を抑制する作用も有し、このような粗大なセメンタイト粒子の生成を防止することで、伸びフランジ性を向上させる効果も有する有用な元素である。０．１０％未満では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、３．０％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、マルテンサイトの面積率を確保できず、降伏強度と伸びフランジ性が確保できない。Ｓｉ含有量の範囲は、好ましくは０．３０〜２．５％、さらに好ましくは０．５０〜２．０％である。
Ｓｉは、固溶強化元素として、伸びを劣化させずに降伏強度を高めるとともに、焼戻し時における、マルテンサイト中に存在するセメンタイト粒子の粗大化を抑制する作用も有し、このような粗大なセメンタイト粒子の生成を防止することで、伸びフランジ性を向上させる効果も有する有用な元素である。０．１０％未満では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、３．０％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、マルテンサイトの面積率を確保できず、降伏強度と伸びフランジ性が確保できない。Ｓｉ含有量の範囲は、好ましくは０．３０〜２．５％、さらに好ましくは０．５０〜２．０％である。
Ｍｎ：０．１〜５．０％
Ｍｎは、上記Ｓｉと同様、固溶強化元素として、伸びを劣化させずに降伏強度を高めるとともに、焼戻し時におけるセメンタイトの粗大化を抑制する作用も有し、粗大なセメンタイト粒子の生成を防止して伸びフランジ性を向上させるのに有用な元素である。また、焼入れ性を高めてマルテンサイト面積率の確保に寄与することで、降伏強度と伸びフランジ性を高める効果も有する。０．１％未満では、固溶強化作用およびセメンタイト粗大化抑制作用を有効に発揮しえないうえ、焼入れのための急速冷却時にベイナイトが形成され、マルテンサイト面積率が不足するため、降伏強度と伸びフランジ性が確保できない。一方、５．０％超とすると焼入れ時（焼鈍加熱後の冷却時）にオーステナイトが残存し、伸びフランジ性を低下させる。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは０．３０〜４．０％、さらに好ましくは０．５０〜３．０％である。
Ｍｎは、上記Ｓｉと同様、固溶強化元素として、伸びを劣化させずに降伏強度を高めるとともに、焼戻し時におけるセメンタイトの粗大化を抑制する作用も有し、粗大なセメンタイト粒子の生成を防止して伸びフランジ性を向上させるのに有用な元素である。また、焼入れ性を高めてマルテンサイト面積率の確保に寄与することで、降伏強度と伸びフランジ性を高める効果も有する。０．１％未満では、固溶強化作用およびセメンタイト粗大化抑制作用を有効に発揮しえないうえ、焼入れのための急速冷却時にベイナイトが形成され、マルテンサイト面積率が不足するため、降伏強度と伸びフランジ性が確保できない。一方、５．０％超とすると焼入れ時（焼鈍加熱後の冷却時）にオーステナイトが残存し、伸びフランジ性を低下させる。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは０．３０〜４．０％、さらに好ましくは０．５０〜３．０％である。
Ｐ：０．１％以下
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により強度の上昇に寄与するが、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで伸びフランジ性を劣化させるので、０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により強度の上昇に寄与するが、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで伸びフランジ性を劣化させるので、０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成し、穴拡げ時に亀裂の起点となることで伸びフランジ性を低下させるので、０．００５％以下とする。より好ましくは０．００３％以下である。なお、Ｓの下限は上記観点からはできるだけ低くするのが望ましいが、工業的には０．０００３％以下にすることは困難である。
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成し、穴拡げ時に亀裂の起点となることで伸びフランジ性を低下させるので、０．００５％以下とする。より好ましくは０．００３％以下である。なお、Ｓの下限は上記観点からはできるだけ低くするのが望ましいが、工業的には０．０００３％以下にすることは困難である。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎも不純物元素として不可避的に存在し、歪時効により伸びと伸びフランジ性を低下させるので、低い方が好ましく、０．０１％以下とする。
Ｎも不純物元素として不可避的に存在し、歪時効により伸びと伸びフランジ性を低下させるので、低い方が好ましく、０．０１％以下とする。
Ａｌ：０．０１〜１．００％
ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成し、歪時効の発生に寄与する固溶Ｎを低減させることで伸びフランジ性の劣化を防止するとともに、固溶強化により強度向上に寄与する。０．０１％未満では鋼中に固溶Ｎが残存するため、歪時効が起こり、伸びと伸びフランジ性を確保できず、一方、１．００％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、マルテンサイトの面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できなくなる。
ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成し、歪時効の発生に寄与する固溶Ｎを低減させることで伸びフランジ性の劣化を防止するとともに、固溶強化により強度向上に寄与する。０．０１％未満では鋼中に固溶Ｎが残存するため、歪時効が起こり、伸びと伸びフランジ性を確保できず、一方、１．００％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、マルテンサイトの面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できなくなる。
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄及び不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
の１種または２種以上
これらの元素は、焼入れ性を高めてマルテンサイト面積率の確保に寄与することで、降伏強度と伸びフランジ性を高めるとともに、固溶強化元素として、伸びを劣化させずに降伏強度を高めるのに有用な元素である。各元素とも０．０１％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも１．０％を超える添加では析出強化が過剰となり、マルテンサイトの硬さが高くなりすぎ伸びフランジ性が低下してしまう。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
の１種または２種以上
これらの元素は、焼入れ性を高めてマルテンサイト面積率の確保に寄与することで、降伏強度と伸びフランジ性を高めるとともに、固溶強化元素として、伸びを劣化させずに降伏強度を高めるのに有用な元素である。各元素とも０．０１％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも１．０％を超える添加では析出強化が過剰となり、マルテンサイトの硬さが高くなりすぎ伸びフランジ性が低下してしまう。
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、
の１種または２種
これらの元素は、焼入れ性を高めてマルテンサイト面積率の確保に寄与することで、降伏強度と伸びフランジ性を高めるのに有用な元素である。Ｎｉで０．０５％未満、Ｂで０．０００２％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、Ｎｉで１．０％超、Ｂで０．００３０％超の添加では焼入れ時にオーステナイトが残存し、伸びフランジ性を低下させる。
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、
の１種または２種
これらの元素は、焼入れ性を高めてマルテンサイト面積率の確保に寄与することで、降伏強度と伸びフランジ性を高めるのに有用な元素である。Ｎｉで０．０５％未満、Ｂで０．０００２％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、Ｎｉで１．０％超、Ｂで０．００３０％超の添加では焼入れ時にオーステナイトが残存し、伸びフランジ性を低下させる。
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、および／または、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
これらの元素は、介在物を微細化し、破壊の起点を減少させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有用な元素である。各元素とも０．０００５％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも０．０１％を超える添加では逆に介在物が粗大化し、伸びフランジ性が低下する。
これらの元素は、介在物を微細化し、破壊の起点を減少させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有用な元素である。各元素とも０．０００５％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも０．０１％を超える添加では逆に介在物が粗大化し、伸びフランジ性が低下する。
次に、本発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。
〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
上記のような冷延鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延を行なう。熱間圧延条件としては、仕上げ圧延の終了温度をＡｒ３点以上に設定し、適宜冷却を行った後、４５０〜７００℃の範囲で巻き取る。熱間圧延終了後は酸洗してから冷間圧延を行うが、冷間圧延率は３０％程度以上とするのがよい。
上記のような冷延鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延を行なう。熱間圧延条件としては、仕上げ圧延の終了温度をＡｒ３点以上に設定し、適宜冷却を行った後、４５０〜７００℃の範囲で巻き取る。熱間圧延終了後は酸洗してから冷間圧延を行うが、冷間圧延率は３０％程度以上とするのがよい。
そして、上記冷間圧延後、引き続き、焼鈍、さらには焼戻しを行う。
［焼鈍条件］
焼鈍条件としては、焼鈍加熱温度：［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２］〜１０００℃に加熱し、焼鈍保持時間：３６００ｓ以下保持した後、焼鈍加熱温度から直接Ｍｓ点以下の温度まで ５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷するか、または、焼鈍加熱温度から、焼鈍加熱温度未満で６００℃以上の温度（第１冷却終了温度）まで１℃／ｓ以上の冷却速度（第１冷却速度）で徐冷した後、Ｍｓ点以下の温度（第２冷却終了温度）まで５０℃／ｓ以下の冷却速度（第２冷却速度）で急冷するのがよい。
焼鈍条件としては、焼鈍加熱温度：［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２］〜１０００℃に加熱し、焼鈍保持時間：３６００ｓ以下保持した後、焼鈍加熱温度から直接Ｍｓ点以下の温度まで ５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷するか、または、焼鈍加熱温度から、焼鈍加熱温度未満で６００℃以上の温度（第１冷却終了温度）まで１℃／ｓ以上の冷却速度（第１冷却速度）で徐冷した後、Ｍｓ点以下の温度（第２冷却終了温度）まで５０℃／ｓ以下の冷却速度（第２冷却速度）で急冷するのがよい。
＜焼鈍加熱温度：［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２］〜１０００℃、焼鈍保持時間：３６００ｓ以下＞
焼鈍加熱時に十分にオーステナイトに変態させ、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するマルテンサイトの面積率を５０％以上確保するためである。
焼鈍加熱温度が［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２］℃未満では、焼鈍加熱時においてオーステナイトへの変態量が不足するため、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するマルテンサイトの量が減少して面積率５０％以上を確保できなくなり、一方、１０００℃を超えると、オーステナイト組織が粗大化して鋼板の曲げ性や靭性が劣化するとともに、焼鈍設備の劣化をもたらすため好ましくない。
焼鈍加熱時に十分にオーステナイトに変態させ、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するマルテンサイトの面積率を５０％以上確保するためである。
焼鈍加熱温度が［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２］℃未満では、焼鈍加熱時においてオーステナイトへの変態量が不足するため、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するマルテンサイトの量が減少して面積率５０％以上を確保できなくなり、一方、１０００℃を超えると、オーステナイト組織が粗大化して鋼板の曲げ性や靭性が劣化するとともに、焼鈍設備の劣化をもたらすため好ましくない。
また、焼鈍保持時間が３６００ｓを超えると、生産性が極端に悪化するので好ましくない。
＜Ｍｓ点以下の温度まで５０℃／ｓ以上の冷却速度で急冷＞
冷却中にオーステナイトからフェライトやベイナイト組織が形成されることを抑制し、マルテンサイト組織を得るためである。
冷却中にオーステナイトからフェライトやベイナイト組織が形成されることを抑制し、マルテンサイト組織を得るためである。
Ｍｓ点より高い温度で急冷を終了させたり、冷却速度が５０℃／ｓ未満になると、ベイナイトが形成されるようになり、鋼板の強度が確保できなくなる。
＜加熱温度未満で６００℃以上の温度まで１℃／ｓ以上の冷却速度で徐冷＞
面積率で５０％未満のフェライト組織を形成させることにより、伸びフランジ性を確保したまま伸びの改善が図れるためである。
面積率で５０％未満のフェライト組織を形成させることにより、伸びフランジ性を確保したまま伸びの改善が図れるためである。
６００℃未満の温度または１℃／ｓ未満の冷却速度ではフェライトの形成が過剰となりマルテンサイト面積率が不足し、降伏強度と伸びフランジ性が確保できなくなる。
［焼戻し条件］
焼戻し条件としては、上記焼鈍冷却後の温度から焼戻し加熱温度：５５０〜６５０℃まで加熱し、同温度範囲にて、焼戻し保持時間：３〜３０ｓ保持した後、冷却すればよい。
焼戻し条件としては、上記焼鈍冷却後の温度から焼戻し加熱温度：５５０〜６５０℃まで加熱し、同温度範囲にて、焼戻し保持時間：３〜３０ｓ保持した後、冷却すればよい。
焼戻し時において、転位密度は、加熱温度が高く、その保持時間が長くなるほど減少する。また、マルテンサイトの硬さは、加熱温度が高く、その保持時間が長くなるほど低下する。
しかしながら、転位密度の減少速度およびマルテンサイト硬さの低下速度に対する温度依存性および時間依存性は大きく異なっており、転位密度の減少速度は時間依存性の方が強いのに対し、マルテンサイト硬さの低下速度は温度依存性の方が強い。
このため、転位密度とマルテンサイト硬さという２つのパラメータの値をともに適正範囲内とするには、転位密度を従来鋼より高めにするために、従来鋼に対する焼戻し保持時間よりも短い保持時間とし、このように短い保持時間の焼戻しでもマルテンサイト硬さを３８０Ｈｖ以下に低下させるために、従来鋼に対する焼戻し加熱温度よりも高い加熱温度で焼戻しを行うことが有効である。
ただし、６５０℃を超える温度で焼戻しを行うと短時間処理でも転位密度が急速に減少して不足する。また、３０ｓを超えて長時間保持すると転位密度が減少しすぎて不足し、やはり降伏強度が得られなくなる。一方、５５０℃を下回る温度、または、３ｓ未満の保持時間で焼戻しを行うと、マルテンサイト硬さが十分に低下せず、伸びフランジ性が不足する。
下記表１に示す成分の鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作成した。
これを熱間圧延で厚さ２５ｍｍにした後、再度、熱間圧延で厚さ３．２ｍｍとした。これを酸洗した後、厚さ１．６ｍｍに冷間圧延して供試材とし、表２に示す条件にて熱処理を施した。
これを熱間圧延で厚さ２５ｍｍにした後、再度、熱間圧延で厚さ３．２ｍｍとした。これを酸洗した後、厚さ１．６ｍｍに冷間圧延して供試材とし、表２に示す条件にて熱処理を施した。
熱処理後の各鋼板について、上記［発明を実施するための最良の形態］の項で説明した測定方法により、マルテンサイトの面積率およびその硬さ、ならびに、転位密度を測定した。
また、上記各鋼板について、降伏強度ＹＰ、伸びＥｌ、および伸びフランジ性λを測定した。なお、降伏強度ＹＰと伸びＥｌは、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って測定を行った。また、伸びフランジ性λは、鉄連規格ＪＦＳＴ１００１に則り、穴拡げ試験を実施して穴拡げ率の測定を行い、これを伸びフランジ性とした。
測定結果を表３に示す。
同表に示すように、発明例である鋼Ｎｏ．１、２、４、７、１０、１１、１３〜１７、２４は、いずれも、降伏強度ＹＰが９００ＭＰａ以上で、かつ、伸びＥｌが１０％以上で伸びフランジ性（穴広げ率）λが１００％以上を満足し、上記［背景技術］の項で述べた要望レベルを満足する、降伏強度と伸びと伸びフランジ性を兼備した高強度冷延鋼板が得られた。
これに対して、比較例である鋼Ｎｏ．３、５、６、８、９、１２、１８〜２３は、いずれかの特性が劣っている。
例えば、鋼Ｎｏ．３は、Ｃ含有量が低すぎることにより、マルテンサイト面積率が５０％未満と不足し、さらに転位密度、Ｓｉ等量も不足するため、伸びは優れているものの、降伏強度と伸びフランジ性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．５は、Ｃ含有量が高すぎることにより、マルテンサイトの面積率は５０％以上確保されているが、その硬さが高すぎるため、降伏強度には優れているものの、伸びと伸びフランジ性がともに劣っている。
また、鋼Ｎｏ．８は、Ｓｉ含有量が高すぎることにより、マルテンサイトの面積率が不足することに加え、その硬さも高すぎ、さらに転位密度も不足するため、降伏強度、伸び、伸びフランジ性のいずれもが劣っている。
また、鋼Ｎｏ．９は、Ｍｎ含有量が低すぎることにより、マルテンサイト面積率が不足するとともに、転位密度も不足するため、伸びは優れているものの、降伏強度と伸びフランジ性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．１２は、Ｍｎ含有量が高すぎることにより、焼入れ時（焼鈍加熱後の冷却時）にオーステナイトが残留するため、降伏強度は優れているものの、伸びと伸びフランジ性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．１８〜２３は、焼鈍条件または焼戻し条件が推奨範囲を外れていることにより、本発明の組織を規定する要件のうち少なくとも一つを満たさず、降伏強度、伸びおよび伸びフランジ性のうち少なくとも一つが劣っている。
Claims (4)
- 質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０３〜０．３０％、
Ｓｉ：０．１〜３．０％、
Ｍｎ：０．１〜５．０％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜１．００％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
硬さ３８０Ｈｖ以下の焼戻しマルテンサイトが面積率で５０％以上（１００％を含む）を含み、残部がフェライトからなる組織を有し、
全組織中の転位密度が１×１０１５〜４×１０１５ｍ−２であり、
かつ、下記式１で定義されるＳｉ等量が下記式２を満足する
ことを特徴とする降伏応力と伸びと伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
式１：[Ｓｉ等量]＝［％Ｓｉ］＋０．３６［％Ｍｎ］＋７．５６［％Ｐ］＋０．１５［％Ｍｏ］＋０．３６［％Ｃｒ］＋０．４３［％Ｃｕ］
式２：[Ｓｉ等量]≧４．０− ５．３×１０−８√［転位密度］ - 成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
の１種または２種以上を含むものである
請求項１に記載の降伏応力と伸びと伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。 - 成分組成が、更に、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、
の１種または２種を含むものである
請求項１または２に記載の降伏応力と伸びと伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。 - 更に、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、および／または
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
を含むものである請求項１〜３のいずれか１項に記載の降伏応力と伸びと伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板。
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