JP2015200006A - 延性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】所定の成分組成を満足する鋼板であり、該鋼板の金属組織は、各所定の面積率を有するポリゴナルフェライト、高温域生成ベイナイト、低温域生成ベイナイト、残留オーステナイトで構成されており、且つ電子線公報散乱回折法による所定の結晶粒の各平均IQを用いた分布が、下記式(1)、(2)を満足する。
(IQave−IQmin)/(IQmax−IQmin)≧0.40・・・(1)
σIQ/(IQmax−IQmin)≦0.25・・・(2)
【選択図】図3
Description
該鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留オーステナイトを含み、
(1)金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、
(1a)前記ポリゴナルフェライトの面積率aが金属組織全体に対して10〜50%であり、
(1b)前記ベイナイトは、
隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、隣接する残留オーステナイトと炭化物の中心位置間距離の平均間隔が1μm以上である高温域生成ベイナイトと、
隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、隣接する残留オーステナイトと炭化物の中心位置間距離の平均間隔が1μm未満である低温域生成ベイナイトとの複合組織で構成されており、
前記高温域生成ベイナイトの面積率bが金属組織全体に対して0%超80%以下、
前記低温域生成ベイナイトと前記焼戻しマルテンサイトとの合計面積率cが金属組織全体に対して0%超80%以下を満足し、
(2)飽和磁化法で測定した残留オーステナイトの体積率が金属組織全体に対して5%以上、
(3)電子線後方散乱回折法(EBSD)で測定される方位差3°以上の境界で囲まれる領域を結晶粒と定義したときに、該結晶粒のうち体心立方格子(体心正方格子を含む)の結晶粒毎に解析したEBSDパターンの鮮明度に基づく各平均IQ(Image Quality)を用いた分布が、下記式(1)、(2)を満足するところに要旨を有する。
(IQave−IQmin)/(IQmax−IQmin)≧0.40・・・(1)
σIQ/(IQmax−IQmin)≦0.25・・・(2)
式中、
IQaveは、各結晶粒の平均IQ全データの平均値
IQminは、各結晶粒の平均IQ全データの最小値
IQmaxは、各結晶粒の平均IQ全データの最大値
σIQは、各結晶粒の平均IQ全データの標準偏差を表す。
該温度域で50秒間以上保持して均熱した後、
150℃以上、400℃以下(但し、下記式で表されるMs点が400℃以下の場合は、Ms点以下)を満たす任意の温度Tまで平均冷却速度10℃/秒以上で冷却し、且つ下記式(3)を満たすT1温度域で、10〜200秒保持し、
次いで、下記式(4)を満たすT2温度域に加熱し、この温度域で50秒間以上保持してから冷却することに要旨を有する。
150℃≦T1(℃)≦400℃ ・・・(3)
400℃<T2(℃)≦540℃ ・・・(4)
Ms点(℃)=561−474×[C]/(1−Vf/100)−33×[Mn]−17×[Ni]−17×[Cr]−21×[Mo]
式中、Vfは別途、加熱、均熱から冷却までの焼鈍パターンを再現したサンプルを作製したときの該サンプル中のフェライト分率測定値を意味する。また式中、[ ]は各元素の含有量(質量%)を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は0質量%として計算する。
(1)鋼板の金属組織を、所定の割合を有するポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留オーステナイトとを含む混合組織とし、特にベイナイトとして、
(1a)隣接する残留γ同士、隣接する炭化物同士、或いは隣接する残留γと隣接する炭化物(以下、これらをまとめて「残留γ等」と表記することがある。)の中心位置間距離の平均間隔が1μm以上である高温域生成ベイナイトと、
(1b)残留γ等の中心位置間距離の平均間隔が1μm未満である低温域生成ベイナイトの2種類のベイナイトを生成させれば、優れた伸びを有する高強度鋼板を提供できること、
(2)さらに体心立方格子(体心正方格子含む)の結晶粒ごとのIQ分布が、式(1)[(IQave−IQmin)/(IQmax−IQmin)≧0.40]、および式(2)[(σIQ)/(IQmax−IQmin)≦0.25]の関係を満足するよう制御することで、低温靭性に優れた高強度鋼板を提供できること、
(3)上記ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留オーステナイトを所定量生成させ、かつ上記式(1)、式(2)を満足する所定のIQ分布を実現するには、所定の成分組成を満足する鋼板を800℃以上、Ac3点−10℃以下の二相温度域に加熱し、該温度域で50秒間以上保持して均熱した後、150℃以上、400℃以下(但し、Ms点が400℃以下の場合は、Ms点以下)を満たす任意の温度Tまで平均冷却速度10℃/秒以上で冷却し、且つ式(3)[150℃≦T1(℃)≦400℃]を満たすT1温度域で、10〜200秒間保持した後、式(4)[400℃<T2(℃)≦540℃]を満たすT2温度域に加熱し、該温度域で50秒間以上保持すればよいことを見出し、本発明を完成した。
本発明ではEBSDによる測定点間の結晶方位差が3°以上である境界で囲まれた領域を「結晶粒」と定義し、IQとして、体心立方格子(体心正方格子を含む)の結晶粒毎に解析したEBSDパターンの鮮明度に基づく各平均IQを用いる。以下では、上記の各平均IQを単に「IQ」ということがある。上記結晶方位差を3°以上としたのは、ラス境界を除外する趣旨である。なお、体心正方格子は、C原子が、体心立方格子内の特定の侵入型位置に固溶することで、格子が一方向に伸長したものであり、構造自体は体心立方格子と同等であるため、低温靭性に及ぼす効果も同等である。また、EBSDでも、これら格子を区別することはできない。したがって、本発明では体心立方格子の測定には体心正方格子を含むものとした。
σIQ/(IQmax−IQmin)≦0.25・・・(2)
式中、
IQaveは、各結晶粒の平均IQ全データの平均値
IQminは、各結晶粒の平均IQ全データの最小値
IQmaxは、各結晶粒の平均IQ全データの最大値
σIQは、各結晶粒の平均IQ全データの標準偏差を表す。
ポリゴナルフェライトは、ベイナイトに比べて軟質であり、鋼板の伸びを高めて加工性を改善するのに作用する組織である。こうした作用を発揮させるには、ポリゴナルフェライトの面積率は、金属組織全体に対して10%以上、好ましくは15%以上、より好ましくは20%以上、更に好ましくは25%以上である。しかしポリゴナルフェライトの生成量が過剰になると、強度が低くなるため、面積率は50%以下、好ましくは45%以下、より好ましくは40%以下である。
本発明のベイナイトには、ベイニティックフェライトも含まれる。ベイナイトは炭化物が析出した組織であり、ベイニティックフェライトは炭化物が析出していない組織である。
本発明では、ポリゴナルフェライトの面積率a、高温域生成ベイナイトの面積率b、および低温域生成ベイナイト等の合計面積率cの合計(以下、「a+b+cの合計面積率」という)が、金属組織全体に対して70%以上を満足していることが好ましい。合計面積率(a+b+c)が70%を下回ると、伸びが劣化することがある。a+b+cの合計面積率は、より好ましくは75%以上、更に好ましくは80%以上である。a+b+cの合計面積率の上限は、飽和磁化法で測定される残留γの占積率を考慮して決定されるが、例えば、95%である。
残留γは、鋼板が応力を受けて変形する際にマルテンサイトに変態することによって変形部の硬化を促し、歪の集中を防ぐ効果があり、それにより均一変形能が向上して良好な伸びを発揮する。こうした効果は、一般的にTRIP効果と呼ばれている。
本発明に係る鋼板の金属組織は、上述したように、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留γを含み、これらのみから構成されていてもよいが、本発明の効果を損なわない範囲で、(a)焼入れマルテンサイトと残留γとが複合したMA混合相や、(b)パーライト等の残部組織が存在してもよい。
MA混合相は、焼入れマルテンサイトと残留γとの複合相として一般的に知られており、最終冷却前までは未変態のオーステナイトとして存在していた組織の一部が、最終冷却時にマルテンサイトに変態し、残りはオーステナイトのまま残存することによって生成する組織である。こうして生成するMA混合相は、熱処理、特に、T2温度域で保持するオーステンパ処理の過程で炭素が高濃度に濃化し、しかも一部がマルテンサイト組織になっているため、非常に硬い組織である。そのためベイナイトとMA混合相との硬度差は大きく、変形に際して応力が集中してボイド発生の起点となりやすいので、MA混合相が過剰に生成すると、伸びフランジ性や曲げ性が低下して局所変形能が低下する。また、MA混合相が過剰に生成すると、強度が高くなり過ぎる傾向がある。MA混合相は、CおよびSi含有量が多くなるほど生成し易くなるが、その生成量はできるだけ少ない方が好ましい。
パーライトは、金属組織をSEM観察したときに、金属組織全体に対して好ましくは20面積%以下である。パーライトの面積率が20%を超えると、伸びが劣化し、加工性の改善が難しくなる。パーライトの面積率は、金属組織全体に対してより好ましくは15%以下、更に好ましくは10%以下、特に好ましくは5%以下である。
高温域生成ベイナイト、低温域生成ベイナイト等、ポリゴナルフェライト、およびパーライトは、鋼板の圧延方向に平行な断面のうち、板厚の1/4位置をナイタール腐食し、倍率3000倍程度でSEM観察すれば識別できる。
残留γは、SEM観察による組織の同定ができないため、飽和磁化法により体積率を測定する。このようにして得られる残留γの体積率はそのまま面積率と読み替えることができる。飽和磁化法による詳細な測定原理は、「R&D神戸製鋼技報、Vol.52、No.3、2002年、p.43〜46」を参照すればよい。
MA混合相は、鋼板の圧延方向に平行な断面のうち、板厚の1/4位置をレペラー腐食し、倍率1000倍程度で光学顕微鏡観察したとき、白色組織として観察される。
本発明の高強度鋼板は、質量%で、C:0.10〜0.5%、Si:1.0〜3.0%、Mn:1.5〜3%、Al:0.005〜1.0%を含有し、且つP:0%超0.1%以下、S:0%超0.05%以下を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板である。こうした範囲を定めた理由は次の通りである。
Cは、鋼板の強度を高めると共に、残留γを生成させるために必要な元素である。したがってC量は0.10%以上、好ましくは0.13%以上、より好ましくは0.15%以上である。しかし、Cを過剰に含有すると溶接性が低下する。したがってC量は0.5%以下、好ましくは0.3%以下、より好ましくは0.25%以下、更に好ましくは0.20%以下とする。
Siは、固溶強化元素として鋼板の高強度化に寄与するほか、後述するT1温度域およびT2温度域での保持中、すなわち、オーステンパ処理中に炭化物が析出するのを抑制し、残留γを効果的に生成させるうえで大変重要な元素である。したがってSi量は1.0%以上、好ましくは1.2%以上、より好ましくは1.3%以上である。しかしSiを過剰に含有すると、焼鈍での加熱・均熱時にγ相への逆変態が起こらず、ポリゴナルフェライトが多量に残存し、強度不足になる。また、熱間圧延の際に鋼板表面にSiスケールを発生して鋼板の表面性状を悪化させる。したがってSi量は3.0%以下、好ましくは2.5%以下、より好ましくは2.0%以下である。
Mnは、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを得るために必要な元素である。またMnは、オーステナイトを安定化させて残留γを生成させるのにも有効に作用する元素である。こうした作用を発揮させるために、Mn量は1.5%以上、好ましくは1.8%以上、より好ましくは2.0%以上とする。しかしMnを過剰に含有すると、高温域生成ベイナイトの生成が著しく抑制される。また、Mnの過剰添加は、溶接性の劣化や偏析による加工性の劣化を招く。したがってMn量は3%以下、好ましくは2.8%以下、より好ましくは2.7%以下とする。
Alは、Siと同様に、オーステンパ処理中に炭化物が析出するのを抑制し、残留γを生成させるのに寄与する元素である。またAlは、製鋼工程で脱酸剤として作用する元素である。したがってAl量は0.005%以上、好ましくは0.01%以上、より好ましくは0.03%以上とする。しかしAlを過剰に含有すると、鋼板中の介在物が多くなり過ぎて延性が劣化する。したがってAl量は1.0%以下、好ましくは0.8%以下、より好ましくは0.5%以下とする。
Pは、鋼に不可避的に含まれる不純物元素であり、P量が過剰になると鋼板の溶接性が劣化する。したがってP量は0.1%以下、好ましくは0.08%以下、より好ましくは0.05%以下である。P量はできるだけ少ない方が良いが、0%にするのは工業的に困難である。
Sは、鋼に不可避的に含まれる不純物元素であり、上記Pと同様、鋼板の溶接性を劣化させる元素である。またSは、鋼板中に硫化物系介在物を形成し、これが増大すると加工性が低下する。したがってS量は0.05%以下、好ましくは0.01%以下、より好ましくは0.005%以下である。S量はできるだけ少ない方が良いが、0%にするのは工業的に困難である。
Nは、鋼板中に窒化物を析出させて鋼板の強化に寄与する元素であるが、Nを過剰に含有すると、窒化物が多量に析出して伸び、伸びフランジ性、および曲げ性の劣化を引き起こす。したがってN量は0.01%以下であることが好ましく、より好ましくは0.008%以下、更に好ましくは0.005%以下である。
O(酸素)は、過剰に含有すると伸び、伸びフランジ性、および曲げ性の低下を招く元素である。したがってO量は0.01%以下であることが好ましく、より好ましくは0.005%以下、更に好ましくは0.003%以下である。
(a)Cr:0%超1%以下およびMo:0%超1%以下よりなる群から選択される少なくとも1種以上の元素、
(b)Ti:0%超0.15%以下、Nb:0%超0.15%以下およびV:0%超0.15%以下よりなる群から選択される1種以上の元素、
(c)Cu:0%超1%以下およびNi:0%超1%以下よりなる群から選択される少なくとも1種以上の元素、
(d)B:0%超0.005%以下、
(e)Ca:0%超0.01%以下、Mg:0%超0.01%以下および希土類元素:0%超0.01%以下よりなる群から選択される1種以上の元素、等を含有してもよい。
CrとMoは、上記Mnと同様に、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを得るために有効に作用する元素である。これらの元素は、単独で、あるいは併用して使用できる。こうした作用を有効に発揮させるには、CrとMoは、夫々単独で、好ましくは0.1%以上、より好ましくは0.2%以上である。しかしCrとMoの含有量が、夫々1%を超えると、高温域生成ベイナイトの生成が著しく抑制され、残留γ量が減少する。また、過剰な添加はコスト高となる。したがってCrとMoは、夫々好ましくは1%以下、より好ましくは0.8%以下、更に好ましくは0.5%以下である。CrとMoを併用する場合は、合計量を1.5%以下とすることが推奨される。
Ti、NbおよびVは、鋼板中に炭化物や窒化物等の析出物を形成し、鋼板を強化すると共に、旧γ粒の微細化によりポリゴナルフェライト粒を細かくする作用も有する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ti、NbおよびVは、夫々単独で、好ましくは0.01%以上、より好ましくは0.02%以上である。しかし過剰に含有すると、粒界に炭化物が析出し、鋼板の伸びフランジ性や曲げ性が劣化する。したがってTi、NbおよびVは、夫々単独で、好ましくは0.15%以下、より好ましくは0.12%以下、更に好ましくは0.1%以下である。Ti、NbおよびVは、夫々単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる2種以上の元素を含有させてもよい。
CuとNiは、γを安定化させて残留γを生成させるのに有効に作用する元素である。これらの元素は、単独で、あるいは併用して使用できる。こうした作用を有効に発揮させるには、CuとNiは、夫々単独で好ましくは0.05%以上、より好ましくは0.1%以上である。しかしCuとNiを過剰に含有すると、熱間加工性が劣化する。したがってCuとNiは、夫々単独で好ましくは1%以下、より好ましくは0.8%以下、更に好ましくは0.5%以下である。なお、Cuを1%を超えて含有させると熱間加工性が劣化するが、Niを添加すれば熱間加工性の劣化は抑制されるため、CuとNiを併用する場合は、コスト高となるが1%を超えてCuを添加してもよい。
Bは、上記Mn、CrおよびMoと同様に、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを生成させるのに有効に作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Bは好ましくは0.0005%以上、より好ましくは0.001%以上である。しかしBを過剰に含有すると、鋼板中にホウ化物を生成して延性を劣化させる。またBを過剰に含有すると、上記CrやMoと同様に、高温域生成ベイナイトの生成が著しく抑制される。したがってB量は好ましくは0.005%以下、より好ましくは0.004%以下、更に好ましくは0.003%以下である。
Ca、Mgおよび希土類元素(REM)は、鋼板中の介在物を微細分散させるのに作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ca、Mgおよび希土類元素は、夫々単独で、好ましくは0.0005%以上、より好ましくは0.001%以上である。しかし過剰に含有すると、鋳造性や熱間加工性などを劣化させ、製造し難くなる。また、過剰添加は、鋼板の延性を劣化させる原因となる。したがってCa、Mgおよび希土類元素は、夫々単独で、好ましくは0.01%以下、より好ましくは0.005%以下、更に好ましくは0.003%以下である。
次に、上記高強度鋼板の製造方法について説明する。上記高強度鋼板は、上記成分組成を満足する鋼板を800℃以上、Ac3点−10℃以下の二相温度域に加熱する工程と、該温度域で50秒間以上保持して均熱する工程と、150℃以上、400℃以下(但し、Ms点が400℃以下の場合は、Ms点以下)を満たす任意の温度Tまで平均冷却速度10℃/秒以上で冷却する工程と、下記式(3)を満たすT1温度域で10〜200秒間保持する工程と、下記式(4)を満たすT2温度域で50秒間以上保持する工程と、をこの順で含むことによって製造できる。
150℃≦T1(℃)≦400℃ ・・・(3)
400℃<T2(℃)≦540℃ ・・・(4)
まず、スラブを常法に従って熱間圧延し、得られた熱延鋼板を冷間圧延した冷延鋼板を準備する。熱間圧延は、仕上げ圧延温度を、例えば800℃以上、巻取り温度を、例えば700℃以下とすればよい。冷間圧延では、冷延率を例えば10〜70%の範囲として圧延すればよい。
このようにして得られた冷延鋼板を均熱工程に付す。具体的には、連続焼鈍ラインで、800℃以上、Ac3点−10℃以下の温度域に加熱し、この温度域で50秒間以上保持して均熱する。
月31日発行、P.273)に記載されている下記式(a)から算出できる。式(a)中、[ ]は各元素の含有量(質量%)を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は0
質量%として計算すればよい。
Ac3(℃)=910−203×[C]1/2+44.7×[Si]−30×[Mn]−11×[Cr]+31.5×[Mo]−20×[Cu]−15.2×[Ni]+400×[Ti]+104×[V]+700×[P]+400×[Al]・・・(a)
上記二相温度域に加熱して50秒間以上保持して均熱化した後、150℃以上、400℃以下(但し、Ms点が400℃以下の場合は、Ms点以下)を満たす任意の温度Tまで平均冷却速度10℃/秒以上で急冷する。以下では、上記Tを「急冷停止温度T」ということがある。均熱後、二相温度域から急冷停止温度Tまでの範囲を急冷することによって、所定量のポリゴナルフェライトを確保しつつ、低温域生成ベイナイトや高温域生成ベイナイトの生成促進に有効なマルテンサイトを生成させることができる。
急冷停止温度Tが150℃を下回ると、マルテンサイトの生成量が多くなって残留γ量が不足し、伸びが劣化する。冷却停止温度Tは150℃以上、好ましくは160℃以上、より好ましくは170℃以上である。一方、急冷停止温度Tが400℃を超えると(但し、Ms点が400℃より低い場合はMs点を超えると)、所望のIQ分布が得られず、低温靱性が劣化する。したがって、急冷停止温度Tは400℃以下(但し、Ms点が400℃より低い場合はMs点以下)、好ましくは380℃(但し、Ms点−20℃が380℃より低い場合はMs点−20℃)以下、より好ましくは350℃(但し、Ms点−50℃が350℃より低い場合はMs点−50℃)以下である。
Ms点(℃)=561−474×[C]/(1−Vf/100)−33×[Mn]−17×[Ni]−17×[Cr]−21×[Mo]・・・(b)
ここで、Vfはフェライト分率(面積%)を表すが、フェライト分率を製造中に直接測定することは困難ため、別途、加熱、均熱から冷却までの焼鈍パターンを再現したサンプルを作製したときの該サンプル中のフェライト分率測定値をVfとする。
急冷停止温度Tまで冷却した後、上記式(3)で規定する150℃以上、400℃以下のT1温度域で所定時間保持することによって、上記式(1)および式(2)を満足する所望のIQ分布となり、良好な低温靱性を確保できる。しかし400℃超の保持温度とすると、上記式(1)や式(2)を満足せず、IQ分布は例えば図4や図5に示す分布となり、十分な低温靱性が得られない。したがってT1温度域は400℃以下、好ましくは380℃以下、更に好ましくは350℃以下である。一方、保持温度が150℃を下回ると、マルテンサイト分率が多くなり過ぎ、残留γ量が減少して、伸びが低下する。したがってT1温度域の下限は150℃以上、好ましくは160℃以上、より好ましくは170℃以上である。
上記式(4)で規定する400℃超、540℃以下のT2温度域で所定時間保持することによって、残留γを確保しつつ、上記式(1)、式(2)を満足する所望のIQ分布を得ることができる。すなわち、540℃を超える温度域で保持すると、軟質なポリゴナルフェライトや擬似パーライトが生成し、所望の残留γ量が得られず、伸びを確保できない。したがってT2温度域の上限は540℃以下、好ましくは500℃以下、より好ましくは480℃以下とする。一方、400℃以下になると、高温域生成ベイナイト量が低減し、それに伴う未変態部分への炭素濃化が不十分となって残留γ量が少なくなるため、伸びが低下する。したがってT2温度域の下限は400℃超、好ましくは420℃以上、より好ましくは425℃以上とする。
上記高強度鋼板の表面には、電気亜鉛めっき層(EG:Electro−Galvanizing)、溶融亜鉛めっき層(GI:Hot Dip Galvanized)、または合金化溶融亜鉛めっき層(GA:Alloyed Hot Dip Galvanized)を形成してもよい。
本発明の技術は、特に、板厚が3mm以下の薄鋼板に好適に採用できる。本発明の鋼板は、引張強度が780MPa以上で、延性、好ましくは加工性が良好である。また低温靭性も良好であり、例えば−20℃以下の低温環境下における脆性破壊を抑制できる。この鋼板は、自動車の構造部品の素材として好適に用いられる。自動車の構造部品としては、例えば、フロントやリア部サイドメンバやクラッシュボックスなどの正突部品をはじめ、ピラー類などの補強材(例えば、ベア、センターピラーリインフォースなど)、ルーフレールの補強材、サイドシル、フロアメンバー、キック部などの車体構成部品、バンパーの補強材やドアインパクトビームなどの耐衝撃吸収部品、シート部品などが挙げられる。また好ましい本発明の構成によれば、温間での加工性も良好であるため、温間成形用の素材としても好適に用いることができる。なお、温間加工とは、50〜500℃程度の温度範囲で成形することを意味する。
均熱後、下記表2、3に示す「平均冷却速度(℃/秒)」で急冷停止温度T(℃)まで冷却した後、この急冷停止温度Tで下記表2、3に示すT1温度域における保持時間(秒)恒温保持し、次いで下記表2、3に示すT2温度域における「保持温度(℃)」まで加熱し、この温度で、下記表2、3に示す「保持温度での保持時間(秒)」恒温保持した。
均熱後、下記表2、3に示す「平均冷却速度(℃/秒)」で下記表2、3に示す「急冷停止温度T(℃)」まで冷却した後、この急冷停止温度Tから下記表2、3に示す「終了温度(℃)」まで、下記表2、3に示すT1温度域における「保持時間(秒)」をかけて冷却し、次いで下記表2、3に示すT2温度域における「保持温度(℃)」まで加熱し、この温度で下記表2、3に示す「保持時間(秒)」恒温保持した。
均熱後、下記表2、3に示す「平均冷却速度(℃/秒)」で下記表2、3に示す「急冷停止温度T(℃)」まで冷却した後、この急冷停止温度Tから下記表2、3に示す「終了温度(℃)」まで、下記表2、3に示すT1温度域における「保持時間(秒)」をかけて加熱し、次いで下記表2、3に示すT2温度域における「保持温度(℃)」まで更に加熱し、この温度で下記表2、3に示す「保持時間(秒)」恒温保持した。
供試材を55℃の亜鉛めっき浴に浸漬して電流密度30〜50A/dm2で電気めっき処理を施した後、水洗、乾燥してEG鋼板を得た。亜鉛めっき付着量は、片面当たり10〜100g/m2とした。
供試材を450℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施した後、室温まで冷却してGI鋼板を得た。亜鉛めっき付着量は、片面当たり10〜100g/m2とした。
上記亜鉛めっき浴に浸漬後、更に500℃で合金化処理を行ってから室温まで冷却してGI鋼板を得た。
金属組織のうち、高温域生成ベイナイト、低温域生成ベイナイト等、およびポリゴナルフェライトの面積率はSEM観察した結果に基づいて算出し、残留γの体積率は飽和磁化法で測定した。
供試材の圧延方向に平行な断面について、表面を研磨した後、ナイタール腐食させて板厚の1/4位置をSEMで、倍率3000倍で5視野観察した。観察視野は約50μm×約50μmとした。
金属組織のうち、残留γの体積率は、飽和磁化法で測定した。具体的には、供試材の飽和磁化(I)と、400℃で15時間熱処理した標準試料の飽和磁化(Is)を測定し、下記式から残留γの体積率(Vγr)を求めた。飽和磁化の測定は、理研電子製の直流磁化B−H特性自動記録装置「model BHS−40」を用い、最大印加磁化を5000(Oe)として室温で測定した。
Vγr=(1−I/Is)×100
供試材の圧延方向に平行な断面について、表面を研磨し、板厚の1/4位置にて、100μm×100μmの領域について、1ステップ:0.25μmで18万点のEBSD測定(テクセムラボラトリーズ社製OIMシステム)を実施した。この測定結果から、各粒における平均IQ値を求めた。なお、結晶粒は、測定領域内に完全に一つの結晶粒が収まっているもののみを測定対象とすると共に、CI<0.1の測定点は解析から除外した。また下記式(1)、式(2)では、最大側、最小側共にそれぞれ全データ数の2%のデータを除外した。表4、表5中、(IQave−IQmin)/(IQmax−IQmin)の値を「式(1)」、σIQ/(IQmax−IQmin)の値を「式(2)」に記載した。
(IQave−IQmin)/(IQmax−IQmin)≧0.40・・・(1)
σIQ/(IQmax−IQmin)≦0.25・・・(2)
[引張強度(TS)、伸び(EL)]
引張強度(TS)と伸び(EL)は、JIS Z2241に基づいて引張試験を行って測定した。試験片は、供試材の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるように、JIS Z2201で規定される5号試験片を供試材から切り出したものを用いた。測定結果を下記表6、7の「TS(MPa)」、「EL(%)」の欄にそれぞれ示す。
低温靱性は、JIS Z2242に基づいて、−20℃におけるシャルピー衝撃試験を行い、そのときの脆性破面率(%)によって評価した。ただし、試験片幅については、板厚と同じ1.4mmとした。試験片は、供試材の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるように、Vノッチ試験片を供試材から切り出したものを用いた。測定結果を下記表6、7の「低温靭性(%)」の欄に示す。
伸びフランジ性(λ)は、穴拡げ率によって評価した。穴拡げ率は、鉄鋼連盟規格JFST 1001に基づいて穴拡げ試験を行って測定した。測定結果を下記表6、7の「λ(%)」の欄に示す。
曲げ性(R)は、限界曲げ半径によって評価した。限界曲げ半径は、JIS Z2248に基づいてV曲げ試験を行って測定した。試験片は、供試材の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向、すなわち曲げ稜線が圧延方向と一致するように、JIS Z2204で規定される板厚1.4mmとした1号試験片を供試材から切り出したものを用いた。なお、V曲げ試験は、亀裂が発生しないように試験片の長手方向の端面に機械研削を施してから行った。
エリクセン値は、JIS Z2247に基づいてエリクセン試験を行って測定した。試験片は、90mm×90mm×厚み1.4mmとなるように供試材から切り出したものを用いた。エリクセン試験は、パンチ径が20mmのものを用いて行った。測定結果を下記表6、7の「エリクセン値(mm)」の欄に示す。なお、エリクセン試験によれば、鋼板の全伸び特性と局部延性の両方による複合効果を評価できる。
引張強度(TS) :780MPa以上、980MPa未満
伸び(EL) :25%以上
低温靭性 :10%以下
伸びフランジ性(λ):30%以上
曲げ性(R) :1.0mm以下
エリクセン値 :10.4mm以上
引張強度(TS) :980MPa以上、1180MPa未満
伸び(EL) :19%以上
低温靭性 :10%以下
伸びフランジ性(λ):20%以上
曲げ性(R) :3.0mm以下
エリクセン値 :10.0mm以上
引張強度(TS) :1180MPa以上、1270MPa未満
伸び(EL) :15%以上
低温靭性 :10%以下
伸びフランジ性(λ):20%以上
曲げ性(R) :4.5mm以下
エリクセン値 :9.6mm以上
引張強度(TS) :1270MPa以上、1370MPa未満
伸び(EL) :14%以上
低温靭性 :10%以下
伸びフランジ性(λ):20%以上
曲げ性(R) :5.5mm以下
エリクセン値 :9.4mm以上
2 中心位置間距離
3 MA混合相
4 旧γ粒界
5 高温域生成ベイナイト
6 低温域生成ベイナイト等
Claims (13)
- 質量%で、
C :0.10〜0.5%、
Si:1.0〜3.0%、
Mn:1.5〜3%、
Al:0.005〜1.0%、
P :0%超0.1%以下、および
S :0%超0.05%以下を満足し、
残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板であり、
該鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留オーステナイトを含み、
(1)金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、
(1a)前記ポリゴナルフェライトの面積率aが金属組織全体に対して10〜50%であり、
(1b)前記ベイナイトは、
隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、隣接する残留オーステナイトと炭化物の中心位置間距離の平均間隔が1μm以上である高温域生成ベイナイトと、
隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、隣接する残留オーステナイトと炭化物の中心位置間距離の平均間隔が1μm未満である低温域生成ベイナイトとの複合組織で構成されており、
前記高温域生成ベイナイトの面積率bが金属組織全体に対して0%超80%以下、
前記低温域生成ベイナイトと前記焼戻しマルテンサイトとの合計面積率cが金属組織全体に対して0%超80%以下を満足し、
(2)飽和磁化法で測定した残留オーステナイトの体積率が金属組織全体に対して5%以上、
(3)電子線後方散乱回折法(EBSD)で測定される方位差3°以上の境界で囲まれる領域を結晶粒と定義したときに、該結晶粒のうち体心立方格子(体心正方格子を含む)の結晶粒毎に解析したEBSDパターンの鮮明度に基づく各平均IQ(Image Quality)を用いた分布が、下記式(1)、(2)を満足すること特徴とする延性および低温靭性に優れた高強度鋼板。
(IQave−IQmin)/(IQmax−IQmin)≧0.40・・・(1)
σIQ/(IQmax−IQmin)≦0.25・・・(2)
式中、
IQaveは、各結晶粒の平均IQ全データの平均値
IQminは、各結晶粒の平均IQ全データの最小値
IQmaxは、各結晶粒の平均IQ全データの最大値
σIQは、各結晶粒の平均IQ全データの標準偏差を表す。 - 前記高温域生成ベイナイトの面積率bが金属組織全体に対して10〜80%、
前記低温域生成ベイナイトと前記焼戻しマルテンサイトとの合計面積率cが金属組織全体に対して10〜80%を満足する請求項1に記載の高強度鋼板。 - 前記金属組織を光学顕微鏡で観察したときに、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトが複合したMA混合相が存在している場合には、前記MA混合相の全個数に対して、円相当直径dが7μm超を満足するMA混合相の個数割合が0%以上15%未満である請求項1または2に記載の高強度鋼板。
- 前記ポリゴナルフェライト粒の平均円相当直径Dが、0μm超10μm以下である請求項1〜3のいずれかに記載の高強度鋼板。
- 前記鋼板は、更に他の元素として、
Cr:0%超1%以下および
Mo:0%超1%以下よりなる群から選択される少なくとも1種以上の元素を含有する請求項1〜4のいずれかに記載の高強度鋼板。 - 前記鋼板は、更に他の元素として、
Ti:0%超0.15%以下、
Nb:0%超0.15%以下および
V :0%超0.15%以下よりなる群から選択される1種以上の元素を含有する請求項1〜5のいずれかに記載の高強度鋼板。 - 前記鋼板は、更に他の元素として、
Cu:0%超1%以下、および
Ni:0%超1%以下よりなる群から選択される少なくとも1種以上の元素を含有する請求項1〜6のいずれかに記載の高強度鋼板。 - 前記鋼板は、更に他の元素として、
B:0%超0.005%以下を含有する請求項1〜7のいずれかに記載の高強度鋼板。 - 前記鋼板は、更に他の元素として、
Ca:0%超0.01%以下、
Mg:0%超0.01%以下および
希土類元素:0%超0.01%以下よりなる群から選択される1種以上の元素を含有する請求項1〜8のいずれかに記載の高強度鋼板。 - 前記鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層を有している請求項1〜9のいずれかに記載の高強度鋼板。
- 請求項1〜9のいずれかに記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
前記成分組成を満足する鋼材を800℃以上、Ac3点−10℃以下の温度域に加熱する工程と、
該温度域で50秒間以上保持して均熱した後、
150℃以上、400℃以下(但し、下記式で表されるMs点が400℃以下の場合は、Ms点以下)を満たす任意の温度Tまで平均冷却速度10℃/秒以上で冷却し、且つ下記式(3)を満たすT1温度域で、10〜200秒保持し、
次いで、下記式(4)を満たすT2温度域に加熱し、この温度域で50秒間以上保持してから冷却することを特徴とする延性および低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
150℃≦T1(℃)≦400℃・・・(3)
400℃<T2(℃)≦540℃・・・(4)
Ms点(℃)=561−474×[C]/(1−Vf/100)−33×[Mn]−17×[Ni]−17×[Cr]−21×[Mo]
式中、Vfは別途、加熱、均熱から冷却までの焼鈍パターンを再現したサンプルを作製したときの該サンプル中のフェライト分率測定値を意味する。また式中、[ ]は各元素の含有量(質量%)を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は0質量%として計算する。 - 上記式(4)を満たす温度域で保持した後、冷却し、次いで電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、または合金化溶融亜鉛めっきを行う請求項11に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 上記式(4)を満たす温度域で溶融亜鉛めっき、または合金化溶融亜鉛めっきを行う請求項11に記載の高強度鋼板の製造方法。
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