JP2010285636A - 伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板 - Google Patents
伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板を提供する。
【解決手段】質量%で、C:0.05〜0.25%、Si:0.5〜3.0%、Mn:0.5〜3.0%、P:0.1%未満(0%を含む)、S:0.005%以下(0%を含む)、Al:0.1%以下(0%を含む)、V:0.02〜0.2%、Nb+Ti:合計で0.02〜0.2%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、残留オーステナイト、マルテンサイトおよびセメンタイトからなる硬質第２相を面積率で10〜50%含み、残部が焼戻しマルテンサイトからなる軟質な母相である組織であって、前記残留オーステナイトを単独では面積率で1%以上含む組織を有し、前記硬質第2相の平均粒径が円相当直径で0.6μm以下であり、前記焼戻しマルテンサイト中の円相当直径5nm以上の炭化物が、該焼戻しマルテンサイト1μm2当たり2〜20個である高強度冷延鋼板。
【選択図】なし
Description
本発明は、自動車部品等に用いられる加工性と溶接性に優れた高強度鋼板に関し、詳細には、伸び（全伸び）、伸びフランジ性および溶接性を兼備し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に加え溶接性も要求される。
このため、溶接に適したＣ含有量０．２５％以下の低炭素鋼板であって、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上で、伸び（全伸び；Ｅｌ）が２６％以上、伸びフランジ性（穴広げ率；λ）が４０％以上を兼備するものが要望されている。
上記のようなニーズを背景に、ＴＲＩＰ型焼鈍マルテンサイト鋼（以下、「ＴＡＭ鋼」と略称する。）の伸びと伸びフランジ性の両立に関して多くの検討がなされている（例えば、特許文献１〜７参照）。しかしながら、これらの鋼板は、残留オーステナイトを含む硬質第２相以外の残部にポリゴナルフェライトないし焼戻しベイナイトを含んでおり、伸びと伸びフランジ性は上記要望レベルを満たすものの、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａに満たず、上記要望レベルに達しない。
なお、特許文献８には、本願発明とほぼ同程度の、引張強度−伸びー伸びフランジ性のバランスを発揮するＴＡＭ鋼が開示されているものの、Ｃ含有量が０．４５％と高く（同文献の表２のＮｏ．７参照）、溶接に適しない。
したがって、上記機械的特性の要望レベルを満足しつつ、溶接性をも兼ね備えた鋼板は、事実上存在していなかった。
そこで本発明の目的は、伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備し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：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ：０．１％未満（０％を含む）、
Ｓ：０．００５％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．１％以下（０％を含む）、
Ｖ：０．０２〜０．２％、
Ｎｂ＋Ｔｉ：合計で０．０２〜０．２％
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、
残留オーステナイト、マルテンサイトおよびセメンタイトからなる硬質第２相を面積率で１０〜５０％含み、
残部が焼戻しマルテンサイトからなる軟質な母相である組織であって、
前記残留オーステナイトを単独では面積率で１％以上含む組織を有し、
前記硬質第２相の平均粒径が円相当直径で０．６μｍ以下であり、
前記焼戻しマルテンサイト中の円相当直径５ｎｍ以上の炭化物が、該焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり２〜２０個である
ことを特徴とする伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板である。
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ：０．１％未満（０％を含む）、
Ｓ：０．００５％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．１％以下（０％を含む）、
Ｖ：０．０２〜０．２％、
Ｎｂ＋Ｔｉ：合計で０．０２〜０．２％
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、
残留オーステナイト、マルテンサイトおよびセメンタイトからなる硬質第２相を面積率で１０〜５０％含み、
残部が焼戻しマルテンサイトからなる軟質な母相である組織であって、
前記残留オーステナイトを単独では面積率で１％以上含む組織を有し、
前記硬質第２相の平均粒径が円相当直径で０．６μｍ以下であり、
前記焼戻しマルテンサイト中の円相当直径５ｎｍ以上の炭化物が、該焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり２〜２０個である
ことを特徴とする伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板である。
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％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％の１種または２種以上
を含むものである請求項１に記載の伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板である。
成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％の１種または２種以上
を含むものである請求項１に記載の伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板である。
請求項３に記載の発明は、
成分組成が、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項に記載の伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板である。
成分組成が、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項に記載の伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板である。
本発明によれば、軟質な母相である焼戻しマルテンサイトと硬質第２相からなる低炭素ＴＡＭ鋼において、硬質第２相の割合を確保しつつ焼戻しマルテンサイト中に炭化物を所定量析出させることにより引張強度を確保したうえで、硬質第２相を構成する残留オーステナイトの割合を確保しつつ硬質第２相を微細化することにより伸びと伸びフランジ性を両立させることで、伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼ね備えた高強度鋼板を提供できるようになった。
本発明者らは、軟質な母相である焼戻しマルテンサイトと、硬質第２相である、残留オーステナイト、マルテンサイトおよびセメンタイトからなる低炭素ＴＡＭ鋼に着目し、引張強度（以下、単に「強度」ということあり。）を確保しつつ、伸びと伸びフランジ性のバランスを改善できれば、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、強度と伸びと伸びフランジ性の間のバランス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、硬質第２相の割合を確保しつつ焼戻しマルテンサイト中に炭化物を所定量析出させることにより引張強度を確保したうえで、硬質第２相を構成する残留オーステナイトの割合を確保しつつ硬質第２相を微細化することにより伸びと伸びフランジ性を両立させることで、伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼ね備えた高強度鋼板が得られることを見出し、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、上記特許文献１〜８と近似のＴＡＭ鋼の組織をベースとするものであるが、特に、焼戻しマルテンサイト中に析出した炭化物の分布状態が制御されるとともに、硬質第２相の粒度が制御されている点で、上記特許文献１〜８の鋼板とは相違している。
上述したとおり、本発明鋼板は、上記特許文献１〜８と近似のＴＡＭ鋼の組織をベースとするものであるが、特に、焼戻しマルテンサイト中に析出した炭化物の分布状態が制御されるとともに、硬質第２相の粒度が制御されている点で、上記特許文献１〜８の鋼板とは相違している。
＜残留オーステナイト、マルテンサイトおよびセメンタイトからなる硬質第２相：面積率で１０〜５０％＞
残留オーステナイト、マルテンサイトおよびセメンタイトを総合して硬質第２相と定義する。硬質第２相を一定割合以上確保して引張強度を確保しつつ、硬質第２相の割合を制限して軟質な母相である焼戻しマルテンサイトを一定割合以上確保して伸びを確保する。
残留オーステナイト、マルテンサイトおよびセメンタイトを総合して硬質第２相と定義する。硬質第２相を一定割合以上確保して引張強度を確保しつつ、硬質第２相の割合を制限して軟質な母相である焼戻しマルテンサイトを一定割合以上確保して伸びを確保する。
＜残部：焼戻しマルテンサイトからなる軟質な母相＞
残部にポリゴナルフェライトが含まれると、伸びは優れるものの、引張強度や伸びフランジ性が不足するため、残部は焼戻しマルテンサイトのみとする。
残部にポリゴナルフェライトが含まれると、伸びは優れるものの、引張強度や伸びフランジ性が不足するため、残部は焼戻しマルテンサイトのみとする。
＜残留オーステナイト単独：面積率で１％以上＞
残留オーステナイトの割合を一定以上確保することで、ＴＲＩＰ現象を有効に作用させ、伸びを確保する。
残留オーステナイトの割合を一定以上確保することで、ＴＲＩＰ現象を有効に作用させ、伸びを確保する。
＜硬質第２相の平均粒径：円相当直径で０．６μｍ以下＞
硬質第２相を微細化させることにより焼戻しマルテンサイトフェライトと硬質第２相の界面での応力集中を低減させることで、伸びフランジ性が改善される。
硬質第２相を微細化させることにより焼戻しマルテンサイトフェライトと硬質第２相の界面での応力集中を低減させることで、伸びフランジ性が改善される。
＜焼戻しマルテンサイト中の円相当直径５ｎｍ以上の炭化物：該焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり２〜２０個＞
焼戻しマルテンサイト中に一定密度以上で炭化物を析出させることで、引張強度が確保される。ただし、炭化物の析出密度を高くしすぎると焼戻しマルテンサイトの可塑性が低下し、伸びが確保できなくなる。なお、炭化物の粒度が小さすぎると析出強化に十分寄与しないことから、炭化物のサイズは円相当直径５ｎｍ以上とする。
焼戻しマルテンサイト中に一定密度以上で炭化物を析出させることで、引張強度が確保される。ただし、炭化物の析出密度を高くしすぎると焼戻しマルテンサイトの可塑性が低下し、伸びが確保できなくなる。なお、炭化物の粒度が小さすぎると析出強化に十分寄与しないことから、炭化物のサイズは円相当直径５ｎｍ以上とする。
以下、各相の面積率、硬質第２相の平均粒径、ならびに、炭化物のサイズおよびその存在密度の測定方法について説明する。
〔各相の面積率の測定方法〕
ＴＡＭ鋼を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で組織観察した場合、図１に示すように、画像のコントラストから黒い部分と白い部分に区別でき、黒い部分は焼戻しマルテンサイトまたはポリゴナルフェライトからなる軟質な母相とし、残りの白い部分は残留オーステナイト、マルテンサイトおよびセメンタイトからなる硬質第２相とする。
ＴＡＭ鋼を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で組織観察した場合、図１に示すように、画像のコントラストから黒い部分と白い部分に区別でき、黒い部分は焼戻しマルテンサイトまたはポリゴナルフェライトからなる軟質な母相とし、残りの白い部分は残留オーステナイト、マルテンサイトおよびセメンタイトからなる硬質第２相とする。
硬質第２相の面積率は、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２６μｍ×４０μｍ領域５視野について倍率３０００倍のＳＥＭ像を観察し、１視野につきコントラストの白い部分１００点の測定を行って点算法により求めた。
残部は軟質な母相であるが、この軟質な母相が焼戻しマルテンサイトであるかポリゴナルフェライトであるかの判別は、以下のようにして行う。すなわち、上記と同様にして１視野につきコントラストの黒い部分１００個のアスペクト比を測定した結果を平均し、その平均値（平均アスペクト比）が２以上の場合には当該組織を焼戻しマルテンサイトと判断し、平均アスペクト比が２未満の場合にはポリゴナルフェライトと判断する。
残留オーステナイトの面積率は、ＸＲＤ（Ｘ線回折分析装置）にてθ−２θ法でＸ線源としてＣｏ−Ｋα線を用いて回折強度を測定し、５ピーク（α（２００）、α（２１１）、γ（２００）、γ（２２０）、γ（３１１））を用いて下記式（１）より算出した。
〔硬質第２相の平均粒径の測定方法〕
上記面積率の測定の際に測定した、１視野につき１００個の硬質第２相の面積から円相当直径を算出して求めた。
上記面積率の測定の際に測定した、１視野につき１００個の硬質第２相の面積から円相当直径を算出して求めた。
〔炭化物のサイズおよびその存在密度の測定方法〕
析出物のサイズおよびその存在密度については、各供試鋼板の抽出レプリカサンプルを作成し、０．８μｍ×１μｍの領域３視野について倍率１０００００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を観察した。
析出物のサイズおよびその存在密度については、各供試鋼板の抽出レプリカサンプルを作成し、０．８μｍ×１μｍの領域３視野について倍率１０００００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を観察した。
そして、画像のコントラストから白い部分を炭化物粒子と判別してマーキングし、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各炭化物粒子の面積Ａから円相当直径Ｄ（Ｄ＝２×（Ａ／π）１／２）を算出するとともに、単位面積あたりに存在する所定のサイズのセメンタイト粒子の個数を求めた。なお、複数個の炭化物粒子が重なり合う部分は観察対象から除外した。
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：０．０５〜０．２５％
Ｃは、硬質第２相の面積率および残留オーステナイトの面積率に影響し、強度と伸びに影響する重要な元素である。０．０５％未満では強度が確保できなくなる一方、０．２５％超では溶接に適さない。
Ｃ：０．０５〜０．２５％
Ｃは、硬質第２相の面積率および残留オーステナイトの面積率に影響し、強度と伸びに影響する重要な元素である。０．０５％未満では強度が確保できなくなる一方、０．２５％超では溶接に適さない。
Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．１０％、さらに好ましくは０．１４％であり、その上限は、好ましくは０．２３％、さらに好ましくは０．２０％である。
Ｓｉ：０．５〜３．０％
Ｓｉは、残留オーステナイトの面積率に影響し、伸びの向上に寄与する有用な元素である。０．５％未満では、第２段階熱処理の際におけるオーステンパでのベイナイト変態時に残留オーステナイトが分解してしまうため、残留オーステナイトの面積率が確保できず、伸びを確保できなくなる。一方、３．０％超では第１段階および第２段階熱処理の際の加熱時におけるオーステナイト形成を阻害するため、硬質第２相の面積率および残留オーステナイトの面積率を確保できず、強度と伸びが確保できなくなる。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．５０％、さらに好ましくは１．０％であり、その上限は、好ましくは２．５％、さらに好ましくは２．２％である。
Ｓｉは、残留オーステナイトの面積率に影響し、伸びの向上に寄与する有用な元素である。０．５％未満では、第２段階熱処理の際におけるオーステンパでのベイナイト変態時に残留オーステナイトが分解してしまうため、残留オーステナイトの面積率が確保できず、伸びを確保できなくなる。一方、３．０％超では第１段階および第２段階熱処理の際の加熱時におけるオーステナイト形成を阻害するため、硬質第２相の面積率および残留オーステナイトの面積率を確保できず、強度と伸びが確保できなくなる。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．５０％、さらに好ましくは１．０％であり、その上限は、好ましくは２．５％、さらに好ましくは２．２％である。
Ｍｎ：０．５〜３．０％
Ｍｎは、硬質第２相の面積率および残留オーステナイトの面積率に影響し、強度と伸びに寄与する有用な元素である。０．５％未満では硬質第２相の面積率および残留オーステナイトの面積率が確保できず、強度と伸びを確保できなくなる。一方、３．０％超とするとベイナイト変態を遅らせるため、第２段階熱処理の際におけるオーステンパ時にオーステナイトへのＣの濃縮が不十分となり、最終組織における残留オーステナイトの面積率を確保できず、伸びを確保できなくなる。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．８％、さらに好ましくは１．２％であり、その上限は、好ましくは２．５％、さらに好ましくは２．２％である。
Ｍｎは、硬質第２相の面積率および残留オーステナイトの面積率に影響し、強度と伸びに寄与する有用な元素である。０．５％未満では硬質第２相の面積率および残留オーステナイトの面積率が確保できず、強度と伸びを確保できなくなる。一方、３．０％超とするとベイナイト変態を遅らせるため、第２段階熱処理の際におけるオーステンパ時にオーステナイトへのＣの濃縮が不十分となり、最終組織における残留オーステナイトの面積率を確保できず、伸びを確保できなくなる。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．８％、さらに好ましくは１．２％であり、その上限は、好ましくは２．５％、さらに好ましくは２．２％である。
Ｐ：０．１％未満（０％を含む）
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％未満とする。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％未満とする。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（０％を含む）
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。
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。
Ａｌ：０．１％以下（０％を含む）
Ａｌは固溶強化により強度向上に寄与する。０．１％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、硬質第２相の面積率および残留オーステナイトの面積率を確保できず、強度と伸びを確保できなくなる。
Ａｌは固溶強化により強度向上に寄与する。０．１％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、硬質第２相の面積率および残留オーステナイトの面積率を確保できず、強度と伸びを確保できなくなる。
Ｖ：０．０２〜０．２％
Ｖは第２段階熱処理で焼戻しマルテンサイト中に炭化物を形成し、焼戻しマルテンサイトの強度に影響し、鋼板全体の強度に影響する。０．０２％未満では炭化物の形成が不足し、焼戻しマルテンサイトの強度が不十分となり、強度を確保できなくなる。一方、０．２％超では第1段階熱処理で炭化物が析出してしまい、焼戻しマルテンサイト中に炭化物を一定密度以上析出させることができず、焼戻しマルテンサイトを強化できなくなる。
Ｖは第２段階熱処理で焼戻しマルテンサイト中に炭化物を形成し、焼戻しマルテンサイトの強度に影響し、鋼板全体の強度に影響する。０．０２％未満では炭化物の形成が不足し、焼戻しマルテンサイトの強度が不十分となり、強度を確保できなくなる。一方、０．２％超では第1段階熱処理で炭化物が析出してしまい、焼戻しマルテンサイト中に炭化物を一定密度以上析出させることができず、焼戻しマルテンサイトを強化できなくなる。
Ｎｂ＋Ｔｉ：０．０２〜０．２％
ＮｂとＴｉは冷延後の第1段階熱処理で炭化物を形成し、そのピン止め作用により旧オーステナイト粒の粗大化を抑制することで硬質第２相を微細化し、伸びフランジ性を向上させるのに有用な元素である。ＮｂとＴｉの合計量が０．０２％未満では、炭化物の形成が少なく、旧オーステナイト粒の粗大化抑制作用が不十分となり、硬質第２相のサイズが増大して、伸びフランジ性を確保できなくなる。一方、０．２％超では、冷延後の第１段階熱処理前に炭化物が析出してしまい、最終組織の硬質第２相を微細化できなくなり、やはり伸びフランジ性を確保できなくなる。
ＮｂとＴｉは冷延後の第1段階熱処理で炭化物を形成し、そのピン止め作用により旧オーステナイト粒の粗大化を抑制することで硬質第２相を微細化し、伸びフランジ性を向上させるのに有用な元素である。ＮｂとＴｉの合計量が０．０２％未満では、炭化物の形成が少なく、旧オーステナイト粒の粗大化抑制作用が不十分となり、硬質第２相のサイズが増大して、伸びフランジ性を確保できなくなる。一方、０．２％超では、冷延後の第１段階熱処理前に炭化物が析出してしまい、最終組織の硬質第２相を微細化できなくなり、やはり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％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％の１種または２種以上
これらの元素は、固溶強化により残留オーステナイトを安定化することで、強度と伸びを向上させるのに有用な元素である。各元素の下限値未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえない。一方、Ｃｒはその上限値を超える添加では粗大なＣｒ７Ｃ３が形成されるようになり、伸びフランジ性が劣化してしまう。また、その他の各元素は各上限値を超える添加ではコストが高くなりすぎる。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％の１種または２種以上
これらの元素は、固溶強化により残留オーステナイトを安定化することで、強度と伸びを向上させるのに有用な元素である。各元素の下限値未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえない。一方、Ｃｒはその上限値を超える添加では粗大なＣｒ７Ｃ３が形成されるようになり、伸びフランジ性が劣化してしまう。また、その他の各元素は各上限値を超える添加ではコストが高くなりすぎる。
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う。
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う。
［熱間圧延条件］
熱間圧延条件としては、スラブ加熱温度：１２５０℃以上、スラブ保持時間：１０８００〜１８０００ｓでスラブを加熱し、仕上圧延終了温度：９００℃以上にて熱間圧延したのち、熱間圧延終了後巻取りまでの冷却速度：３０℃／ｓ以上で冷却を行った後、巻取温度：４５０℃以下Ｍｓ点以上で巻き取る。
熱間圧延条件としては、スラブ加熱温度：１２５０℃以上、スラブ保持時間：１０８００〜１８０００ｓでスラブを加熱し、仕上圧延終了温度：９００℃以上にて熱間圧延したのち、熱間圧延終了後巻取りまでの冷却速度：３０℃／ｓ以上で冷却を行った後、巻取温度：４５０℃以下Ｍｓ点以上で巻き取る。
熱間圧延前にＴｉ、Ｎｂ、Ｖを完全に固溶させ、熱間圧延中にＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物の析出が起こらないようにしたうえで、その後の熱処理の際の加熱過程で炭化物を微細に析出させることで、破壊の起点となることなく組織を微細化することができ、強度と伸びフランジ性を改善できる。
＜スラブ加熱温度：１２５０℃以上、スラブ保持時間：１０８００〜１８０００ｓ＞
熱間圧延前にＴｉ、Ｎｂ、Ｖを完全に固溶させておくためである。スラブ加熱温度が１２５０℃未満または保持時間が１０８００ｓ未満では、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖが完全には固溶せず、その後の炭化物の形成量に影響し、最終組織の焼戻しマルテンサイト中の炭化物の存在密度を確保できなくなる、または、硬質第２相のサイズを微細化できなくなり、強度もしくは伸びフランジ性を劣化させる。一方、スラブ保持時間が１８０００ｓ超になると、生産性が極端に悪化するので好ましくない。
熱間圧延前にＴｉ、Ｎｂ、Ｖを完全に固溶させておくためである。スラブ加熱温度が１２５０℃未満または保持時間が１０８００ｓ未満では、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖが完全には固溶せず、その後の炭化物の形成量に影響し、最終組織の焼戻しマルテンサイト中の炭化物の存在密度を確保できなくなる、または、硬質第２相のサイズを微細化できなくなり、強度もしくは伸びフランジ性を劣化させる。一方、スラブ保持時間が１８０００ｓ超になると、生産性が極端に悪化するので好ましくない。
＜仕上圧延終了温度：９００℃以上＞
仕上圧延終了温度が９００℃未満では、熱間圧延中にＴｉ、Ｎｂ、Ｖが炭化物として析出してしまい、最終組織の硬質第２相を微細化できなくなり、かつ、焼戻しマルテンサイト中に一定以上の密度で炭化物を析出させることができなくなり、強度と伸びフランジ性が劣化する。
仕上圧延終了温度が９００℃未満では、熱間圧延中にＴｉ、Ｎｂ、Ｖが炭化物として析出してしまい、最終組織の硬質第２相を微細化できなくなり、かつ、焼戻しマルテンサイト中に一定以上の密度で炭化物を析出させることができなくなり、強度と伸びフランジ性が劣化する。
なお、従来のＴＡＭ鋼の製造方法では、スラブ加熱温度は９５０〜１３５０℃、スラブ保持時間は１０ｓ以上、仕上圧延終了温度はＡｒ３−５０℃以上が推奨されており、実質的には、スラブ加熱温度は１２００℃まで、スラブ保持時間は１８００ｓまで、仕上圧延終了温度は９００℃までとなっている。
＜熱間圧延終了後巻取りまでの冷却速度：３０℃／ｓ以上＞
熱間圧延終了後巻取りまでＴｉ、Ｎｂ、Ｖを全て固溶状態としておくためである。冷却速度が３０℃／ｓ未満では、熱間圧延終了後巻取りまでの間にＴｉ、Ｎｂ、Ｖが炭化物として析出してしまい、最終組織の硬質第2相を微細化できず、かつ、焼戻しマルテンサイト中に一定以上の炭化物を析出させることができなくなり、強度と伸びフランジ性が劣化する。
熱間圧延終了後巻取りまでＴｉ、Ｎｂ、Ｖを全て固溶状態としておくためである。冷却速度が３０℃／ｓ未満では、熱間圧延終了後巻取りまでの間にＴｉ、Ｎｂ、Ｖが炭化物として析出してしまい、最終組織の硬質第2相を微細化できず、かつ、焼戻しマルテンサイト中に一定以上の炭化物を析出させることができなくなり、強度と伸びフランジ性が劣化する。
＜巻取温度：４５０℃以下Ｍｓ点以上＞
上記熱間圧延終了後巻取りまでの冷却速度と同様、Ti、Nb、Vを全て固溶状態としておくためである。巻取温度が４５０℃超となると、巻取り中に拡散型のフェライト変態が起こり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖが炭化物として析出してしまい、最終組織の硬質第2相を微細化できず、かつ、焼戻しマルテンサイト中に一定以上の炭化物を析出させることができなくなり、強度と伸びフランジ性が劣化する。一方、巻取温度がＭｓ点未満になると、マルテンサイト変態が起こり、次工程の冷間圧延が難しくなる。
上記熱間圧延終了後巻取りまでの冷却速度と同様、Ti、Nb、Vを全て固溶状態としておくためである。巻取温度が４５０℃超となると、巻取り中に拡散型のフェライト変態が起こり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖが炭化物として析出してしまい、最終組織の硬質第2相を微細化できず、かつ、焼戻しマルテンサイト中に一定以上の炭化物を析出させることができなくなり、強度と伸びフランジ性が劣化する。一方、巻取温度がＭｓ点未満になると、マルテンサイト変態が起こり、次工程の冷間圧延が難しくなる。
熱間圧延終了後は酸洗してから冷間圧延を行うが、冷延率は特に限定されず、要求される製品厚みを実現できる冷延率を選択すればよい。一般的には５〜８０％から選択される。そして、上記冷間圧延後、引き続き２段階の熱処理を行う。
［第１段階熱処理条件］
第１段階熱処理条件としては、第１段階加熱速度：５〜２０℃／ｓで昇温し、第１段階加熱温度：Ａｃ３〜Ａｃ３＋１００℃にて、第１段階保持時間：１０００ｓ以下保持した後、第１段階加熱温度からＭｆ点以下の温度まで１００℃／ｓ以上の冷却速度で急冷する。
第１段階熱処理条件としては、第１段階加熱速度：５〜２０℃／ｓで昇温し、第１段階加熱温度：Ａｃ３〜Ａｃ３＋１００℃にて、第１段階保持時間：１０００ｓ以下保持した後、第１段階加熱温度からＭｆ点以下の温度まで１００℃／ｓ以上の冷却速度で急冷する。
＜第１段階加熱速度：５〜２０℃／ｓで昇温＞
冷間圧延後の第１段階熱処理の際における加熱時にTi、Nbの炭化物を微細に析出させ（Vは固溶した状態のままとする；後述）、これらの炭化物によるピン止め作用により該第１段階熱処理の際の加熱時におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制するためである。すなわち、最終組織の硬質第２相のサイズは、上記冷間圧延後の第１段階熱処理の際の加熱時におけるオーステナイト粒のサイズに依存して決定される。よって、冷間圧延後の第１段階熱処理の際における加熱時にTi、Nbの炭化物を微細に析出させることで、最終組織の硬質第２相の微細化が達成できる。
冷間圧延後の第１段階熱処理の際における加熱時にTi、Nbの炭化物を微細に析出させ（Vは固溶した状態のままとする；後述）、これらの炭化物によるピン止め作用により該第１段階熱処理の際の加熱時におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制するためである。すなわち、最終組織の硬質第２相のサイズは、上記冷間圧延後の第１段階熱処理の際の加熱時におけるオーステナイト粒のサイズに依存して決定される。よって、冷間圧延後の第１段階熱処理の際における加熱時にTi、Nbの炭化物を微細に析出させることで、最終組織の硬質第２相の微細化が達成できる。
第１段階加熱速度が５℃/sec未満では、Ti、Nbの炭化物が粗大化してピン止め作用が低下し、その結果、冷間圧延後の第１段階熱処理の際における加熱時にオーステナイト粒が粗大化してしまい、その結果最終組織の硬質第2相が粗大化し、伸びフランジ性が劣化する。一方、第１段階加熱速度が２０℃/ｓ超になると、Ti、Nbの炭化物が析出せず、ピン止め作用が発揮されないので、やはり冷間圧延後の第１段階熱処理の際における加熱時にオーステナイト粒が粗大化してしまい、最終組織の硬質第2相が粗大化し、伸びフランジ性が劣化する。
＜第１段階加熱温度：Ａｃ３〜Ａｃ３＋１００℃にて、第１段階保持時間：１０００ｓ以下保持＞
冷間圧延後の第１段階熱処理の際における加熱時には、Vを固溶状態に保ちつつ、１００％オーステナイト（オーステナイト単相組織）に変態させるためである。
冷間圧延後の第１段階熱処理の際における加熱時には、Vを固溶状態に保ちつつ、１００％オーステナイト（オーステナイト単相組織）に変態させるためである。
すなわち、VについてはTi、Nbと異なり、冷間圧延後の第１段階熱処理の際における加熱時に析出させてそのピン止め作用によりオーステナイト粒の粗大化抑制に用いるのではなく、第２段階熱処理の際に焼戻しマルテンサイト中に析出させて析出強化に用いる。
第１段階加熱温度がＡｃ３未満では、冷間圧延後の第１段階熱処理の際における加熱時にVが固溶状態を保てず析出して固溶Vを消費してしまい、最終組織の焼戻しマルテンサイト中に炭化物を一定密度以上析出させることができず、強度が劣化する。また、１００％オーステナイト変態させることができず、第１段階熱処理の終了段階でフルマルテンサイト組織を得られない。そのため最終組織で硬質第２相以外の残部を焼戻しマルテンサイト組織のみとすることができないため、強度や伸びフランジ性が劣化する。
一方、第１段階加熱温度がＡｃ３+１００℃超になると、冷間圧延後の第１段階熱処理の際における加熱時にオーステナイト粒が粗大化し、その結果、最終組織の硬質第２相が粗大化してしまい、伸びフランジ性が劣化する。
また、第１段階保持時間が１０００ｓを超えると、同じく、冷間圧延後の第１段階熱処理の際における加熱時にオーステナイト粒が粗大化し、その結果、最終組織の硬質第２相が粗大化してしまい、伸びフランジ性が劣化する。
＜Ｍｆ点以下の温度まで１００℃／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が形成されることを抑制し、フル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が形成されることを抑制し、フルマルテンサイト組織を得るためである。
［第２段階熱処理条件］
第２段階熱処理条件としては、上記第１段階熱処理における冷却後、２段階加熱温度：（（９Ａｃ１＋１Ａｃ３）／１０）〜（（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２）まで再加熱し、第２段階保持時間：６００ｓ以下保持した後、オーステンパ温度：３００〜５００℃までを第２段階冷却速度：５０℃／ｓ以上で冷却し、該オーステンパ温度（３００〜５００℃）にて、オーステンパ保持時間：１００〜６００ｓ保持した後、空冷以上の冷却速度で冷却すればよい。
第２段階熱処理条件としては、上記第１段階熱処理における冷却後、２段階加熱温度：（（９Ａｃ１＋１Ａｃ３）／１０）〜（（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２）まで再加熱し、第２段階保持時間：６００ｓ以下保持した後、オーステンパ温度：３００〜５００℃までを第２段階冷却速度：５０℃／ｓ以上で冷却し、該オーステンパ温度（３００〜５００℃）にて、オーステンパ保持時間：１００〜６００ｓ保持した後、空冷以上の冷却速度で冷却すればよい。
＜第２段階加熱温度：（（９Ａｃ１＋１Ａｃ３）／１０）〜（（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２）にて、第２段階保持時間：６００ｓ以下保持＞
再加熱時にマルテンサイトをオーステナイトに変態させて、面積率で１０〜５０％のオーステナイト組織とするためである。第２段階加熱温度が（（９Ａｃ１＋１Ａｃ３）／１０）未満では、オーステナイト組織が不足し、（（３Ａｃ１＋７Ａｃ３）／１０）を超えると、オーステナイト組織が過剰になる。また、第２段階保持時間が６００ｓを超えると生産性が悪化するので好ましくない。
再加熱時にマルテンサイトをオーステナイトに変態させて、面積率で１０〜５０％のオーステナイト組織とするためである。第２段階加熱温度が（（９Ａｃ１＋１Ａｃ３）／１０）未満では、オーステナイト組織が不足し、（（３Ａｃ１＋７Ａｃ３）／１０）を超えると、オーステナイト組織が過剰になる。また、第２段階保持時間が６００ｓを超えると生産性が悪化するので好ましくない。
＜オーステンパ温度までを第２段階冷却速度：５０℃／ｓ以上で冷却＞
上記で得られたオーステナイト組織を急冷して過冷オーステナイト組織を得るためである。第２段階冷却速度が５０℃／ｓ未満では、オーステナイト組織がフェライトに変態してしまい、ベイナイト変態を起こすことができず、残留オーステナイトが不足し、伸びが確保できなくなる。
上記で得られたオーステナイト組織を急冷して過冷オーステナイト組織を得るためである。第２段階冷却速度が５０℃／ｓ未満では、オーステナイト組織がフェライトに変態してしまい、ベイナイト変態を起こすことができず、残留オーステナイトが不足し、伸びが確保できなくなる。
＜オーステンパ温度：３００〜５００℃にて、オーステンパ保持時間：１００〜６００ｓ保持＞
適切な硬質第２相の面積率および残留オーステナイトの面積率を得るためである。 オーステンパ温度が３００℃未満では、硬質第２相の面積率を確保できず、強度が劣化する。一方、５００℃超になると、Ｃの濃縮が少なく、残留オーステナイトの面積率を確保できず、伸びが劣化する。また、オーステンパ保持時間が１００ｓ未満では、上記と同じく、Ｃの濃縮が少なく、残留オーステナイトの面積率を確保できず、伸びが劣化する。一方、６００ｓを超えると、残留オーステナイトが分解してしまい、やはり残留オーステナイトの面積率を確保できず、伸びが劣化する。
適切な硬質第２相の面積率および残留オーステナイトの面積率を得るためである。 オーステンパ温度が３００℃未満では、硬質第２相の面積率を確保できず、強度が劣化する。一方、５００℃超になると、Ｃの濃縮が少なく、残留オーステナイトの面積率を確保できず、伸びが劣化する。また、オーステンパ保持時間が１００ｓ未満では、上記と同じく、Ｃの濃縮が少なく、残留オーステナイトの面積率を確保できず、伸びが劣化する。一方、６００ｓを超えると、残留オーステナイトが分解してしまい、やはり残留オーステナイトの面積率を確保できず、伸びが劣化する。
下記表１および表２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３に示す条件にて熱処理を施した。
なお、表１中のＡｃ１およびＡｃ３は以下の式（２）および式（３）を用いて求めた（「レスリー鉄鋼材料学」丸善，（１９８５）参照）。
Ａｃ１（℃）＝７２３＋２９．１［Ｓｉ］−１０．７［Ｍｎ］＋１６．９［Ｃｒ］−１６．９［Ｎｉ］ …式（２）
Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３√［Ｃ］＋４４．７［Ｓｉ］−３０［Ｍｎ］＋７００［Ｐ］＋４００［Ａｌ］＋４００［Ｔｉ］＋１０４［Ｖ］−１１［Ｃｒ］＋３１．５［Ｍｏ］−２０［Ｃｕ］−１５．２［Ｎｉ］ …式（３）
ただし、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を示す。
Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３√［Ｃ］＋４４．７［Ｓｉ］−３０［Ｍｎ］＋７００［Ｐ］＋４００［Ａｌ］＋４００［Ｔｉ］＋１０４［Ｖ］−１１［Ｃｒ］＋３１．５［Ｍｏ］−２０［Ｃｕ］−１５．２［Ｎｉ］ …式（３）
ただし、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を示す。
熱処理後の各鋼板について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により、各相の面積率、硬質第２相の平均粒径、ならびに、炭化物のサイズおよびその存在密度を測定した。
また、上記各鋼板について、引張強度ＴＳ、伸びＥｌ、および伸びフランジ性λを測定した。なお、引張強度ＴＳ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４および表５に示す。
同表に示すように、発明例である鋼Ｎｏ．１〜１３、２８〜３４、３８は、いずれも、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上で、伸び（全伸び；Ｅｌ）が２６％以上、伸びフランジ性（穴広げ率；λ）が４０％以上を充足し、上記［背景技術］の項で述べた機械的特性の要望レベルを満足するとともに、Ｃ含有量が０．２５％以下であり、伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼ね備え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．１４〜２７、３５〜３７、３９〜５５は、ＴＳ、Ｅｌおよびλの少なくともいずれかが劣っている。
例えば、鋼Ｎｏ．３５〜３７、３９〜５５は、熱間圧延条件、第１段階熱処理条件または第２段階熱処理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、ＴＳ、Ｅｌおよびλの少なくともいずれかが劣っている。
また、鋼Ｎｏ．１４は、Ｃ含有量が低すぎることにより、硬質第２相の面積率および残留オーステナイトの面積率が不足し、ＴＳ、Ｅｌが劣っている。
また、鋼Ｎｏ．１５は、Ｓｉ含有量が低すぎることにより、残留オーステナイトの面積率が不足し、Ｅｌが劣っている。
一方、鋼Ｎｏ．１６は、Ｓｉ含有量が高すぎることにより、硬質第２相の面積率および残留オーステナイトの面積率が不足し、ＴＳ、Ｅｌが劣っている。
また、鋼Ｎｏ．１７は、Ｍｎ含有量が低すぎることにより、硬質第２相の面積率および残留オーステナイトの面積率が不足し、ＴＳ、Ｅｌが劣っている。
一方、鋼Ｎｏ．１８は、Ｍｎ含有量が高すぎることにより、残留オーステナイトの面積率が不足し、Ｅｌが劣っている。
また、鋼Ｎｏ．２２〜２５は、Ｎｂ＋Ｔｉ合計含有量が低すぎる、または、高すぎることにより、硬質第２相が粗大化し、λが劣っている。
また、鋼Ｎｏ．２６、２７は、Ｖ含有量が低すぎる、または、高すぎることにより、ＴＳが劣っている。
Claims (3)
- 質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｐ：０．１％未満（０％を含む）、
Ｓ：０．００５％以下（０％を含む）、
Ａｌ：０．１％以下（０％を含む）、
Ｖ：０．０２〜０．２％、
Ｎｂ＋Ｔｉ：合計で０．０２〜０．２％
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、
残留オーステナイト、マルテンサイトおよびセメンタイトからなる硬質第２相を面積率で１０〜５０％含み、
残部が焼戻しマルテンサイトからなる軟質な母相である組織であって、
前記残留オーステナイトを単独では面積率で１％以上含む組織を有し、
前記硬質第２相の平均粒径が円相当直径で０．６μｍ以下であり、
前記焼戻しマルテンサイト中の円相当直径５ｎｍ以上の炭化物が、該焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり２〜２０個である
ことを特徴とする伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板。 - 成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％の１種または２種以上
を含むものである請求項１に記載の伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板。 - 成分組成が、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項に記載の伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板。
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