JP2020204051A - 高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】延性、穴拡げ性、曲げ加工性および耐打抜き荒れ性に優れる高強度熱延鋼板を提供する。【解決手段】引張強さが980MPa以上、Raが2.00μm以下である。成分組成は、C:0.04〜0.16%、Si:0.2〜2.0%、Mn:1.0〜3.0%、P:0.100%以下、S:0.0100%以下、Al:0.01〜2.00%、N:0.010%以下、Ti:0.001%以上0.030%未満、B:0.0005〜0.0200%を含有し、さらにCr:0.10〜1.50%などを含有する。主相である上部ベイナイト相は、面積率が90%以上100%未満、平均粒径が12.0μm以下である。第2相は、残留オーステナイト相などであり、面積率が0%超10%未満、円相当直径0.5μm以上の第2相の周長が10,000μm/mm2以上300,000μm/mm2未満である。【選択図】なし
Description
本発明は、高強度熱延鋼板およびその製造方法に関する。
近年、地球環境を保全する観点から、自動車の排ガス規制が強化されており、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。自動車に使用する材料は、一層の高強度化および薄肉化が要求されている。
このため、自動車の部材の素材として、高強度熱延鋼板が積極的に使用されている。高強度熱延鋼板の使用は、自動車の構造部材や骨格部材だけでなく、足回り部材やトラックフレーム部材等に対しても行なわれている。
特に、引張強さ(TS)が980MPa以上である高強度熱延鋼板は、自動車の燃費を飛躍的に向上し得る素材として、期待されている。
このため、自動車の部材の素材として、高強度熱延鋼板が積極的に使用されている。高強度熱延鋼板の使用は、自動車の構造部材や骨格部材だけでなく、足回り部材やトラックフレーム部材等に対しても行なわれている。
特に、引張強さ(TS)が980MPa以上である高強度熱延鋼板は、自動車の燃費を飛躍的に向上し得る素材として、期待されている。
ところで、鋼板の高強度化に伴い、一般的に、延性、穴拡げ性、曲げ加工性、耐打抜き荒れ性などの材料特性が劣化する場合がある。特に、自動車の足回り部材として用いられる鋼板は、これらの材料特性が総合して優れることが要求される。すなわち、これらの材料特性と高強度とを高い次元でバランス良く確保することが要求される。
これらの材料特性を劣化させることなく鋼板を高強度化するため、従来、種々の検討がなされている(特許文献1〜5を参照)。
これらの材料特性を劣化させることなく鋼板を高強度化するため、従来、種々の検討がなされている(特許文献1〜5を参照)。
しかしながら、特許文献1〜5には、980MPa以上の引張強さを有し、かつ、延性、穴拡げ性、曲げ加工性および耐打抜き荒れ性にも優れる高強度熱延鋼板は開示されていない。
そこで、本発明は、980MPa以上の引張強さを有し、かつ、延性、穴拡げ性、曲げ加工性および耐打抜き荒れ性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
そこで、本発明は、980MPa以上の引張強さを有し、かつ、延性、穴拡げ性、曲げ加工性および耐打抜き荒れ性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、鋭意検討した結果、下記構成を採用することにより、上記目的が達成されることを見出し、本発明を完成させた。
すなわち、本発明は、以下の[1]〜[7]を提供する。
[1]引張強さが、980MPa以上であり、表面の算術平均粗さRaが、2.00μm以下であり、質量%で、C:0.04%以上0.16%以下、Si:0.2%以上2.0%以下、Mn:1.0%以上3.0%以下、P:0.100%以下、S:0.0100%以下、Al:0.01%以上2.00%以下、N:0.010%以下、Ti:0.001%以上0.030%未満、および、B:0.0005%以上0.0200%以下を含有し、さらに、Cr:0.10%以上1.50%以下、Mo:0.05%以上0.45%以下、Nb:0.005%以上0.060%以下、および、V:0.05%以上0.50%以下からなる群から選ばれる少なくとも1種を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、上部ベイナイト相および第2相を含むミクロ組織と、を有し、上記上部ベイナイト相の面積率が、90%以上100%未満であり、上記上部ベイナイト相の平均粒径が、12.0μm以下であり、上記第2相は、下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種であり、上記第2相の面積率が、0%超10%未満であり、円相当直径が0.5μm以上である上記第2相の周長が、10,000μm/mm2以上300,000μm/mm2未満である、高強度熱延鋼板。
[2]上記成分組成は、さらに、質量%で、Cu:0.01%以上0.50%以下、および、Ni:0.01%以上0.50%以下からなる群から選ばれる少なくとも1種を含有する、上記[1]に記載の高強度熱延鋼板。
[3]上記成分組成は、さらに、質量%で、Sb:0.0002%以上0.0300%以下を含有する、上記[1]または[2]に記載の高強度熱延鋼板。
[4]上記成分組成は、さらに、質量%で、Ca:0.0002%以上0.0100%以下、Mg:0.0002%以上0.0100%以下、および、REM:0.0002%以上0.0100%以下からなる群から選ばれる少なくとも1種を含有する、上記[1]〜[3]のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
[5]表面にめっき層を有する、上記[1]〜[4]のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
[6]上記[1]〜[4]のいずれかに記載の高強度熱延鋼板を製造する方法であって、上記[1]〜[4]のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、1150℃以上に加熱し、上記加熱した上記鋼素材を粗圧延することにより粗圧延板を得て、上記粗圧延板に、2.5MPa以上の衝突圧で、高圧水デスケーリングを施し、上記高圧水デスケーリングを施した上記粗圧延板を(RC−100)℃以上(RC+100)℃以下の仕上圧延終了温度で仕上圧延することにより仕上圧延板を得て、ただし、RCは下記式(1)で定義され、上記仕上圧延板を20℃/s以上の平均冷却速度で(Bs−250)℃以上(Bs−150)℃未満の冷却停止温度まで冷却し、ただし、Bsは下記式(2)で定義され、かつ、上記仕上圧延終了温度がRC℃以上である場合は上記仕上圧延の終了から上記冷却の開始までの時間が2.0s以下であり、上記冷却した上記仕上圧延板を、上記冷却停止温度にて巻き取りし、上記巻き取りした上記仕上圧延板を20℃/s未満の平均冷却速度で(Bs−300)℃まで冷却する、高強度熱延鋼板の製造方法。
(1)RC=850+100×C+100×N+10×Mn+700×Ti+5000×B+10×Cr+50×Mo+2000×Nb+150×V
(2)Bs=830−270×C−90×Mn−70×Cr−37×Ni−83×Mo
ただし、上記式中の各元素記号は、上記成分組成における各元素の質量%での含有量を表す。上記成分組成が含まない元素の場合、上記式中の元素記号を0として計算する。
[7]上記巻き取り後に上記冷却した上記仕上圧延板にめっき処理を施す、上記[6]に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
[1]引張強さが、980MPa以上であり、表面の算術平均粗さRaが、2.00μm以下であり、質量%で、C:0.04%以上0.16%以下、Si:0.2%以上2.0%以下、Mn:1.0%以上3.0%以下、P:0.100%以下、S:0.0100%以下、Al:0.01%以上2.00%以下、N:0.010%以下、Ti:0.001%以上0.030%未満、および、B:0.0005%以上0.0200%以下を含有し、さらに、Cr:0.10%以上1.50%以下、Mo:0.05%以上0.45%以下、Nb:0.005%以上0.060%以下、および、V:0.05%以上0.50%以下からなる群から選ばれる少なくとも1種を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、上部ベイナイト相および第2相を含むミクロ組織と、を有し、上記上部ベイナイト相の面積率が、90%以上100%未満であり、上記上部ベイナイト相の平均粒径が、12.0μm以下であり、上記第2相は、下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種であり、上記第2相の面積率が、0%超10%未満であり、円相当直径が0.5μm以上である上記第2相の周長が、10,000μm/mm2以上300,000μm/mm2未満である、高強度熱延鋼板。
[2]上記成分組成は、さらに、質量%で、Cu:0.01%以上0.50%以下、および、Ni:0.01%以上0.50%以下からなる群から選ばれる少なくとも1種を含有する、上記[1]に記載の高強度熱延鋼板。
[3]上記成分組成は、さらに、質量%で、Sb:0.0002%以上0.0300%以下を含有する、上記[1]または[2]に記載の高強度熱延鋼板。
[4]上記成分組成は、さらに、質量%で、Ca:0.0002%以上0.0100%以下、Mg:0.0002%以上0.0100%以下、および、REM:0.0002%以上0.0100%以下からなる群から選ばれる少なくとも1種を含有する、上記[1]〜[3]のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
[5]表面にめっき層を有する、上記[1]〜[4]のいずれかに記載の高強度熱延鋼板。
[6]上記[1]〜[4]のいずれかに記載の高強度熱延鋼板を製造する方法であって、上記[1]〜[4]のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、1150℃以上に加熱し、上記加熱した上記鋼素材を粗圧延することにより粗圧延板を得て、上記粗圧延板に、2.5MPa以上の衝突圧で、高圧水デスケーリングを施し、上記高圧水デスケーリングを施した上記粗圧延板を(RC−100)℃以上(RC+100)℃以下の仕上圧延終了温度で仕上圧延することにより仕上圧延板を得て、ただし、RCは下記式(1)で定義され、上記仕上圧延板を20℃/s以上の平均冷却速度で(Bs−250)℃以上(Bs−150)℃未満の冷却停止温度まで冷却し、ただし、Bsは下記式(2)で定義され、かつ、上記仕上圧延終了温度がRC℃以上である場合は上記仕上圧延の終了から上記冷却の開始までの時間が2.0s以下であり、上記冷却した上記仕上圧延板を、上記冷却停止温度にて巻き取りし、上記巻き取りした上記仕上圧延板を20℃/s未満の平均冷却速度で(Bs−300)℃まで冷却する、高強度熱延鋼板の製造方法。
(1)RC=850+100×C+100×N+10×Mn+700×Ti+5000×B+10×Cr+50×Mo+2000×Nb+150×V
(2)Bs=830−270×C−90×Mn−70×Cr−37×Ni−83×Mo
ただし、上記式中の各元素記号は、上記成分組成における各元素の質量%での含有量を表す。上記成分組成が含まない元素の場合、上記式中の元素記号を0として計算する。
[7]上記巻き取り後に上記冷却した上記仕上圧延板にめっき処理を施す、上記[6]に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
本発明によれば、980MPa以上の引張強さを有し、かつ、延性、穴拡げ性、曲げ加工性および耐打抜き荒れ性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法を提供できる。
本発明の高強度熱延鋼板を、自動車の構造部材、骨格部材、サスペンションなどの足回り部材、トラックフレーム部材などに使用することにより、自動車の安全性を確保しつつ、自動車車体の重量を軽減できる。このため、環境負荷の低減に寄与できる。
本発明の高強度熱延鋼板を、自動車の構造部材、骨格部材、サスペンションなどの足回り部材、トラックフレーム部材などに使用することにより、自動車の安全性を確保しつつ、自動車車体の重量を軽減できる。このため、環境負荷の低減に寄与できる。
[高強度熱延鋼板]
本発明の高強度熱延鋼板は、引張強さが、980MPa以上であり、表面の算術平均粗さRaが、2.00μm以下であり、質量%で、C:0.04%以上0.16%以下、Si:0.2%以上2.0%以下、Mn:1.0%以上3.0%以下、P:0.100%以下、S:0.0100%以下、Al:0.01%以上2.00%以下、N:0.010%以下、Ti:0.001%以上0.030%未満、および、B:0.0005%以上0.0200%以下を含有し、さらに、Cr:0.10%以上1.50%以下、Mo:0.05%以上0.45%以下、Nb:0.005%以上0.060%以下、および、V:0.05%以上0.50%以下からなる群から選ばれる少なくとも1種を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、上部ベイナイト相および第2相を含むミクロ組織と、を有し、上記上部ベイナイト相の面積率が、90%以上100%未満であり、上記上部ベイナイト相の平均粒径が、12.0μm以下であり、上記第2相は、下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種であり、上記第2相の面積率が、0%超10%未満であり、円相当直径が0.5μm以上である上記第2相の周長が、10,000μm/mm2以上300,000μm/mm2未満である、高強度熱延鋼板である。
本発明の高強度熱延鋼板は、引張強さが、980MPa以上であり、表面の算術平均粗さRaが、2.00μm以下であり、質量%で、C:0.04%以上0.16%以下、Si:0.2%以上2.0%以下、Mn:1.0%以上3.0%以下、P:0.100%以下、S:0.0100%以下、Al:0.01%以上2.00%以下、N:0.010%以下、Ti:0.001%以上0.030%未満、および、B:0.0005%以上0.0200%以下を含有し、さらに、Cr:0.10%以上1.50%以下、Mo:0.05%以上0.45%以下、Nb:0.005%以上0.060%以下、および、V:0.05%以上0.50%以下からなる群から選ばれる少なくとも1種を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、上部ベイナイト相および第2相を含むミクロ組織と、を有し、上記上部ベイナイト相の面積率が、90%以上100%未満であり、上記上部ベイナイト相の平均粒径が、12.0μm以下であり、上記第2相は、下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種であり、上記第2相の面積率が、0%超10%未満であり、円相当直径が0.5μm以上である上記第2相の周長が、10,000μm/mm2以上300,000μm/mm2未満である、高強度熱延鋼板である。
本発明の高強度熱延鋼板は、延性、穴拡げ性、曲げ加工性および耐打抜き荒れ性に優れる。
高強度とは、引張強さ(TS)が980MPa以上であることを意味する。
延性に優れる(優れた延性)とは、後述するように、引張強さ(TS)と均一伸び(U−El)とを乗じて得られる値(TS×U−El)が6,000MPa・%以上であることを意味する。
穴拡げ性に優れる(優れた穴広げ性)とは、後述するように、引張強さ(TS)と穴拡げ率(λ)とを乗じて得られる値(TS×λ)が50,000MPa・%以上であることを意味する。
曲げ加工性に優れる(優れた曲げ加工性)とは、後述するように、板厚tに対する限界曲げ半径Rの比(R/t)が1.50以下であることを意味する。
耐打抜き荒れ性に優れる(優れた耐打抜き荒れ性)とは、後述するように、10mmφのポンチを用いて、クリアランス12±1%で打抜き加工した後における、打抜き穴端面の最大高さ粗さRzが平均で35μm以下であり、かつ、Rzの標準偏差が10μm以下であることを意味する。
延性に優れる(優れた延性)とは、後述するように、引張強さ(TS)と均一伸び(U−El)とを乗じて得られる値(TS×U−El)が6,000MPa・%以上であることを意味する。
穴拡げ性に優れる(優れた穴広げ性)とは、後述するように、引張強さ(TS)と穴拡げ率(λ)とを乗じて得られる値(TS×λ)が50,000MPa・%以上であることを意味する。
曲げ加工性に優れる(優れた曲げ加工性)とは、後述するように、板厚tに対する限界曲げ半径Rの比(R/t)が1.50以下であることを意味する。
耐打抜き荒れ性に優れる(優れた耐打抜き荒れ性)とは、後述するように、10mmφのポンチを用いて、クリアランス12±1%で打抜き加工した後における、打抜き穴端面の最大高さ粗さRzが平均で35μm以下であり、かつ、Rzの標準偏差が10μm以下であることを意味する。
上部ベイナイト相を主相とし、下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種を第2相とする。これにより、980MPa以上の引張強さ(TS)が得られ、高強度となる。主相とは、面積率で90%以上であることを意味する。
ところで、一般的に、主相として軟質なフェライト相や上部ベイナイト相が存在し、かつ、主相中に、硬質な第2相として、下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相やマルテンサイト相が存在すると、穴拡げ試験の際に、主相と第2相との界面にボイドが発生しやすい。発生したボイドどうしが連結することにより、穴拡げ試験の早期に、板厚を貫通する割れに至る。このため、穴拡げ性が低下する。
そこで、上部ベイナイト相を主相とし、下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種を第2相とする場合において、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長を制御する。これにより、穴拡げ試験の際に、主相と第2相との界面にボイドが生じにくくなり、発生したボイドの連結が起こりにくくなる。その結果、高強度(980MPa以上の引張強さ)と優れた穴拡げ性とを確保できる。
そこで、上部ベイナイト相を主相とし、下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種を第2相とする場合において、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長を制御する。これにより、穴拡げ試験の際に、主相と第2相との界面にボイドが生じにくくなり、発生したボイドの連結が起こりにくくなる。その結果、高強度(980MPa以上の引張強さ)と優れた穴拡げ性とを確保できる。
さらに、本発明においては、表面の算術平均粗さRaと、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長とを制御する。これにより、曲げ加工性に優れる。
また、打抜き加工の多い自動車の足回り部材やトラックフレーム部品においては、外観品質上、打抜いた後の端面の粗さが大きくならない(耐打抜き荒れ性に優れる)ことが求められる。そこで、主相の平均粒径と、成分組成のTi含有量とを制御する。これにより、優れた耐打抜き荒れ性が得られる。
本発明の高強度熱延鋼板は、いわゆる熱延鋼板であり、後述する成分組成およびミクロ組織を有する。以下、「高強度熱延鋼板」または「熱延鋼板」を単に「鋼板」ともいう。
鋼板の板厚は、特に限定されず、例えば、6.0mm以下である。下限も特に限定されず、例えば、1.0mm以上である。
鋼板の板厚は、特に限定されず、例えば、6.0mm以下である。下限も特に限定されず、例えば、1.0mm以上である。
〈成分組成〉
まず、鋼板の成分組成の限定理由を説明する。以下、成分組成における「%」は、特に断らない限り、「質量%」を意味する。
まず、鋼板の成分組成の限定理由を説明する。以下、成分組成における「%」は、特に断らない限り、「質量%」を意味する。
《C:0.04%以上0.16%以下》
Cは、鋼の強度を向上させ、焼入れ性を向上させることによってベイナイトの生成を促進し、また、第2相の分率を向上させる。上部ベイナイト変態時に、未変態オーステナイトにCが分配されることで、未変態オーステナイトが安定化する。これにより、巻き取り後の冷却において、未変態オーステナイトが第2相(下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種)となる。このため、C含有量は、0.04%以上であり、0.05%以上が好ましい。
一方、C含有量が多すぎると、第2相が増加し、穴拡げ性が不十分となる。このため、C含有量は0.16%以下であり、0.15%以下が好ましく、0.14%以下がより好ましい。
Cは、鋼の強度を向上させ、焼入れ性を向上させることによってベイナイトの生成を促進し、また、第2相の分率を向上させる。上部ベイナイト変態時に、未変態オーステナイトにCが分配されることで、未変態オーステナイトが安定化する。これにより、巻き取り後の冷却において、未変態オーステナイトが第2相(下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種)となる。このため、C含有量は、0.04%以上であり、0.05%以上が好ましい。
一方、C含有量が多すぎると、第2相が増加し、穴拡げ性が不十分となる。このため、C含有量は0.16%以下であり、0.15%以下が好ましく、0.14%以下がより好ましい。
《Si:0.2%以上2.0%以下》
Siは、固溶強化に寄与し、鋼の強度向上に寄与する。また、Siは、Fe系炭化物の形成を抑制する効果があり、上部ベイナイト変態時のセメンタイトの析出を抑制する。これにより、未変態オーステナイトにCが分配され、巻き取り後の冷却において、未変態オーステナイトが第2相(下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種)となる。これらの効果を得るため、Si含有量は、0.2%以上であり、0.4%以上が好ましく、0.5%以上がより好ましい。
一方、Siは、熱間圧延中に鋼板表面にサブスケールを形成する。Si含有量が多すぎると、サブスケールが厚くなりすぎてしまい、デスケーリング後における鋼板表面の算術平均粗さRaが過大となり、曲げ加工性が不十分となる。このため、Si含有量は、2.0%以下であり、1.8%以下が好ましく、1.6%以下がより好ましい。
Siは、固溶強化に寄与し、鋼の強度向上に寄与する。また、Siは、Fe系炭化物の形成を抑制する効果があり、上部ベイナイト変態時のセメンタイトの析出を抑制する。これにより、未変態オーステナイトにCが分配され、巻き取り後の冷却において、未変態オーステナイトが第2相(下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種)となる。これらの効果を得るため、Si含有量は、0.2%以上であり、0.4%以上が好ましく、0.5%以上がより好ましい。
一方、Siは、熱間圧延中に鋼板表面にサブスケールを形成する。Si含有量が多すぎると、サブスケールが厚くなりすぎてしまい、デスケーリング後における鋼板表面の算術平均粗さRaが過大となり、曲げ加工性が不十分となる。このため、Si含有量は、2.0%以下であり、1.8%以下が好ましく、1.6%以下がより好ましい。
《Mn:1.0%以上3.0%以下》
Mnは、固溶して鋼の強度増加に寄与するとともに、焼入れ性向上によってベイナイト相およびマルテンサイト相の生成を促進する。このような効果を得るため、Mn含有量は、1.0%以上であり、1.3%以上が好ましく、1.5%以上がより好ましい。
一方、Mn含有量が多すぎると、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長が300,000μm/mm2以上となり、穴拡げ性が不十分となる。このため、Mn含有量は、3.0%以下であり、2.6%以下が好ましく、2.4%以下がより好ましい。
Mnは、固溶して鋼の強度増加に寄与するとともに、焼入れ性向上によってベイナイト相およびマルテンサイト相の生成を促進する。このような効果を得るため、Mn含有量は、1.0%以上であり、1.3%以上が好ましく、1.5%以上がより好ましい。
一方、Mn含有量が多すぎると、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長が300,000μm/mm2以上となり、穴拡げ性が不十分となる。このため、Mn含有量は、3.0%以下であり、2.6%以下が好ましく、2.4%以下がより好ましい。
《P:0.100%以下(0%を含む)》
Pは、固溶して鋼の強度増加に寄与する。しかし、Pは、熱間圧延時のオーステナイト粒界に偏析することにより、熱間圧延時の割れを発生させる。また、割れの発生が回避できても、粒界に偏析して低温靭性を低下させるとともに、加工性を低下させる。このため、P含有量は極力低くすることが好ましく、0.100%までのPの含有は許容できる。したがって、P含有量は、0.100%以下であり、0.050%以下が好ましく、0.020%以下がより好ましい。
Pは、固溶して鋼の強度増加に寄与する。しかし、Pは、熱間圧延時のオーステナイト粒界に偏析することにより、熱間圧延時の割れを発生させる。また、割れの発生が回避できても、粒界に偏析して低温靭性を低下させるとともに、加工性を低下させる。このため、P含有量は極力低くすることが好ましく、0.100%までのPの含有は許容できる。したがって、P含有量は、0.100%以下であり、0.050%以下が好ましく、0.020%以下がより好ましい。
《S:0.0100%以下(0%を含む)》
Sは、TiやMnと結合して粗大な硫化物を形成し、耐打抜き荒れ性を低下させる。このため、S含有量は極力低くすることが好ましく、0.0100%までのSの含有は許容できる。したがって、S含有量は、0.0100%以下であり、0.0050%以下が好ましく、0.0030%以下がより好ましい。
Sは、TiやMnと結合して粗大な硫化物を形成し、耐打抜き荒れ性を低下させる。このため、S含有量は極力低くすることが好ましく、0.0100%までのSの含有は許容できる。したがって、S含有量は、0.0100%以下であり、0.0050%以下が好ましく、0.0030%以下がより好ましい。
《Al:0.01%以上2.00%以下》
Alは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるのに有効である。Alが少なすぎると、その効果が必ずしも十分ではない。また、Alは、Siと同様に、Fe系炭化物の形成を抑制する効果があり、上部ベイナイト変態時のセメンタイトの析出を抑制する。これにより、未変態オーステナイトにCが分配され、巻き取り後の冷却において、未変態オーステナイトが第2相(下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種)となる。このため、Al含有量は、0.01%以上であり、0.015%以上が好ましく、0.020%以上がより好ましい。
一方、Alの過剰な添加は、酸化物系介在物の増加を招き、耐打抜き荒れ性を低下させるとともに、疵発生の原因となる。このため、Al含有量は、2.00%以下であり、1.80%以下が好ましく、1.60%以下がより好ましい。
Alは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させるのに有効である。Alが少なすぎると、その効果が必ずしも十分ではない。また、Alは、Siと同様に、Fe系炭化物の形成を抑制する効果があり、上部ベイナイト変態時のセメンタイトの析出を抑制する。これにより、未変態オーステナイトにCが分配され、巻き取り後の冷却において、未変態オーステナイトが第2相(下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種)となる。このため、Al含有量は、0.01%以上であり、0.015%以上が好ましく、0.020%以上がより好ましい。
一方、Alの過剰な添加は、酸化物系介在物の増加を招き、耐打抜き荒れ性を低下させるとともに、疵発生の原因となる。このため、Al含有量は、2.00%以下であり、1.80%以下が好ましく、1.60%以下がより好ましい。
《N:0.010%以下(0%を含む)》
Nは、窒化物を形成する元素と結合することにより窒化物として析出し、結晶粒の微細化に寄与する。しかし、Nは、高温でTiと結合して粗大な窒化物になりやすく、多すぎる含有は、耐打抜き荒れ性を低下させる。このため、N含有量は、0.010%以下であり、0.008%以下が好ましく、0.006%以下がより好ましい。
Nは、窒化物を形成する元素と結合することにより窒化物として析出し、結晶粒の微細化に寄与する。しかし、Nは、高温でTiと結合して粗大な窒化物になりやすく、多すぎる含有は、耐打抜き荒れ性を低下させる。このため、N含有量は、0.010%以下であり、0.008%以下が好ましく、0.006%以下がより好ましい。
《Ti:0.001%以上0.030%未満》
Tiは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる。Tiは、オーステナイト相高温域(オーステナイト相での高温の域、および、オーステナイト相よりも高温の域(鋳造の段階))で窒化物を形成する。これにより、BNの析出が抑制され、Bが固溶状態になる。こうして、上部ベイナイト相の生成に必要な焼入れ性が得られ、強度向上に寄与する。また、Tiは、熱間圧延時のオーステナイト相の再結晶温度を上昇させることで、オーステナイト未再結晶域での圧延を可能にする。これにより、上部ベイナイト相の粒径微細化に寄与し、耐打抜き荒れ性を向上させる。これらの効果を発現させるため、Ti含有量は、0.001%以上であり、0.003%以上が好ましく、0.005%以上がより好ましい。
一方、Ti含有量が多すぎると、粗大な窒化物を形成し、耐打抜き荒れ性が不十分となる。このため、Ti含有量は、0.030%未満であり、0.028%以下が好ましく、0.025%以下がより好ましい。
Tiは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる。Tiは、オーステナイト相高温域(オーステナイト相での高温の域、および、オーステナイト相よりも高温の域(鋳造の段階))で窒化物を形成する。これにより、BNの析出が抑制され、Bが固溶状態になる。こうして、上部ベイナイト相の生成に必要な焼入れ性が得られ、強度向上に寄与する。また、Tiは、熱間圧延時のオーステナイト相の再結晶温度を上昇させることで、オーステナイト未再結晶域での圧延を可能にする。これにより、上部ベイナイト相の粒径微細化に寄与し、耐打抜き荒れ性を向上させる。これらの効果を発現させるため、Ti含有量は、0.001%以上であり、0.003%以上が好ましく、0.005%以上がより好ましい。
一方、Ti含有量が多すぎると、粗大な窒化物を形成し、耐打抜き荒れ性が不十分となる。このため、Ti含有量は、0.030%未満であり、0.028%以下が好ましく、0.025%以下がより好ましい。
《B:0.0005%以上0.0200%以下》
Bは、旧オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成を抑制することにより、上部ベイナイト相の生成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する。これらの効果を発現させるため、B含有量は、0.0005%以上であり、0.0006%以上が好ましく、0.0007%以上がより好ましい。
一方、B含有量が多すぎると、上記した効果が飽和する。このため、B含有量は、0.0200%以下であり、0.0100%以下が好ましく、0.0050%以下がより好ましい。
Bは、旧オーステナイト粒界に偏析し、フェライトの生成を抑制することにより、上部ベイナイト相の生成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する。これらの効果を発現させるため、B含有量は、0.0005%以上であり、0.0006%以上が好ましく、0.0007%以上がより好ましい。
一方、B含有量が多すぎると、上記した効果が飽和する。このため、B含有量は、0.0200%以下であり、0.0100%以下が好ましく、0.0050%以下がより好ましい。
鋼板の成分組成は、さらに、Cr、Mo、NbおよびVからなる群から選ばれる少なくとも1種を、以下に示す含有量で含有する。
《Cr:0.10%以上1.50%以下》
Crは、固溶強化により鋼板の強度を向上させる。また、Crは、炭化物を形成する元素であり、巻き取り後の上部ベイナイト変態時に、上部ベイナイト相と未変態オーステナイトとの界面に偏析することにより、ベイナイトの変態駆動力を低下させ、未変態オーステナイトを残したまま上部ベイナイト変態を停止させる。未変態オーステナイトは、その後に冷却されることで、第2相(下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種)となる。これらの効果を発現させるため、Crを含有する場合、Cr含有量は、0.10%以上であり、0.15%以上が好ましく、0.20%以上がより好ましい。
一方、Crは、Siと同様に、熱間圧延中に鋼板表面にサブスケールを形成する。このため、Cr含有量が多すぎるとサブスケールが厚くなりすぎてしまい、デスケーリング後における算術平均粗さRaが過大となり、曲げ加工性が不十分となる。したがって、Crを含有する場合、Cr含有量は、1.50%以下であり、1.40%以下が好ましく、1.30%以下がより好ましく、1.20%以下がさらに好ましく、1.00%以下が特に好ましい。
Crは、固溶強化により鋼板の強度を向上させる。また、Crは、炭化物を形成する元素であり、巻き取り後の上部ベイナイト変態時に、上部ベイナイト相と未変態オーステナイトとの界面に偏析することにより、ベイナイトの変態駆動力を低下させ、未変態オーステナイトを残したまま上部ベイナイト変態を停止させる。未変態オーステナイトは、その後に冷却されることで、第2相(下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種)となる。これらの効果を発現させるため、Crを含有する場合、Cr含有量は、0.10%以上であり、0.15%以上が好ましく、0.20%以上がより好ましい。
一方、Crは、Siと同様に、熱間圧延中に鋼板表面にサブスケールを形成する。このため、Cr含有量が多すぎるとサブスケールが厚くなりすぎてしまい、デスケーリング後における算術平均粗さRaが過大となり、曲げ加工性が不十分となる。したがって、Crを含有する場合、Cr含有量は、1.50%以下であり、1.40%以下が好ましく、1.30%以下がより好ましく、1.20%以下がさらに好ましく、1.00%以下が特に好ましい。
《Mo:0.05%以上0.45%以下》
Moは、焼入れ性の向上を通じてベイナイト相の形成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する。また、Moは、Crと同様に、炭化物を形成する元素であり、巻き取り後の上部ベイナイト変態時に、上部ベイナイト相と未変態オーステナイトとの界面に偏析することにより、ベイナイトの変態駆動力を低下させ、未変態オーステナイトを残したまま上部ベイナイト変態を停止させる。未変態オーステナイトは、その後に冷却されることで、第2相(下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種)となる。このような効果を得るため、Moを含有する場合、Mo含有量は、0.05%以上であり、0.10%以上が好ましく、0.15%以上がより好ましい。
一方、Mo含有量が多すぎると、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長が300,000μm/mm2以上となり、穴拡げ性が不十分となる。このため、Moを含有する場合、Mo含有量は、0.45%以下であり、0.40%以下が好ましく、0.30%以下がより好ましい。
Moは、焼入れ性の向上を通じてベイナイト相の形成を促進し、鋼板の強度向上に寄与する。また、Moは、Crと同様に、炭化物を形成する元素であり、巻き取り後の上部ベイナイト変態時に、上部ベイナイト相と未変態オーステナイトとの界面に偏析することにより、ベイナイトの変態駆動力を低下させ、未変態オーステナイトを残したまま上部ベイナイト変態を停止させる。未変態オーステナイトは、その後に冷却されることで、第2相(下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種)となる。このような効果を得るため、Moを含有する場合、Mo含有量は、0.05%以上であり、0.10%以上が好ましく、0.15%以上がより好ましい。
一方、Mo含有量が多すぎると、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長が300,000μm/mm2以上となり、穴拡げ性が不十分となる。このため、Moを含有する場合、Mo含有量は、0.45%以下であり、0.40%以下が好ましく、0.30%以下がより好ましい。
《Nb:0.005%以上0.060%以下》
Nbは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる。また、Nbは、Tiと同様に、熱間圧延時のオーステナイト相の再結晶温度を上昇させることで、オーステナイト未再結晶域での圧延を可能にする。これにより、上部ベイナイト相の粒径微細化に寄与し、耐打抜き荒れ性を向上させる。また、Nbは、Crと同様に、炭化物を形成する元素であり、巻き取り後の上部ベイナイト変態時に、上部ベイナイト相と未変態オーステナイトとの界面に偏析することにより、ベイナイトの変態駆動力を低下させ、未変態オーステナイトを残したまま上部ベイナイト変態を停止させる。未変態オーステナイトは、その後に冷却されることで、第2相(下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種)となる。これらの効果を発現させるため、Nbを含有する場合、Nb含有量は、0.005%以上であり、0.010%以上が好ましく、0.015%以上がより好ましい。
一方、Nb含有量が多すぎると、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長が300,000μm/mm2以上となり、穴拡げ性が不十分となる。このため、Nbを含有する場合、Nb含有量は、0.060%以下であり、0.050%以下が好ましく、0.040%以下がより好ましい。
Nbは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる。また、Nbは、Tiと同様に、熱間圧延時のオーステナイト相の再結晶温度を上昇させることで、オーステナイト未再結晶域での圧延を可能にする。これにより、上部ベイナイト相の粒径微細化に寄与し、耐打抜き荒れ性を向上させる。また、Nbは、Crと同様に、炭化物を形成する元素であり、巻き取り後の上部ベイナイト変態時に、上部ベイナイト相と未変態オーステナイトとの界面に偏析することにより、ベイナイトの変態駆動力を低下させ、未変態オーステナイトを残したまま上部ベイナイト変態を停止させる。未変態オーステナイトは、その後に冷却されることで、第2相(下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種)となる。これらの効果を発現させるため、Nbを含有する場合、Nb含有量は、0.005%以上であり、0.010%以上が好ましく、0.015%以上がより好ましい。
一方、Nb含有量が多すぎると、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長が300,000μm/mm2以上となり、穴拡げ性が不十分となる。このため、Nbを含有する場合、Nb含有量は、0.060%以下であり、0.050%以下が好ましく、0.040%以下がより好ましい。
《V:0.05%以上0.50%以下》
Vは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる。また、Vは、Tiと同様に、熱間圧延時のオーステナイト相の再結晶温度を上昇させることで、オーステナイト未再結晶域での圧延を可能にする。これにより、上部ベイナイト相の粒径微細化に寄与し、耐打抜き荒れ性を向上させる。また、Vは、Crと同様に、炭化物を形成する元素であり、巻き取り後の上部ベイナイト変態時に、上部ベイナイト相と未変態オーステナイトとの界面に偏析することにより、ベイナイトの変態駆動力を低下させ、未変態オーステナイトを残したまま上部ベイナイト変態を停止させる。未変態オーステナイトは、その後に冷却されることで、第2相(下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種)となる。これらの効果を発現させるため、Vを含有する場合、V含有量は、0.05%以上であり、0.10%以上が好ましく、0.15%以上がより好ましい。
一方、V含有量が多すぎると、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長が300,000μm/mm2以上となり、穴拡げ性が不十分となる。このため、Vを含有する場合、V含有量は、0.50%以下であり、0.40%以下が好ましく、0.30%以下がより好ましい。
Vは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる。また、Vは、Tiと同様に、熱間圧延時のオーステナイト相の再結晶温度を上昇させることで、オーステナイト未再結晶域での圧延を可能にする。これにより、上部ベイナイト相の粒径微細化に寄与し、耐打抜き荒れ性を向上させる。また、Vは、Crと同様に、炭化物を形成する元素であり、巻き取り後の上部ベイナイト変態時に、上部ベイナイト相と未変態オーステナイトとの界面に偏析することにより、ベイナイトの変態駆動力を低下させ、未変態オーステナイトを残したまま上部ベイナイト変態を停止させる。未変態オーステナイトは、その後に冷却されることで、第2相(下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種)となる。これらの効果を発現させるため、Vを含有する場合、V含有量は、0.05%以上であり、0.10%以上が好ましく、0.15%以上がより好ましい。
一方、V含有量が多すぎると、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長が300,000μm/mm2以上となり、穴拡げ性が不十分となる。このため、Vを含有する場合、V含有量は、0.50%以下であり、0.40%以下が好ましく、0.30%以下がより好ましい。
鋼板の成分組成が上述した元素を含有することにより、所望する特性が得られる。
鋼板の成分組成は、例えば、鋼板をより高強度化したり、延性、穴拡げ性、曲げ加工性、耐打抜き荒れ性などの特性をより向上させたりすることを目的として、必要に応じて、以下に説明する他の元素をさらに含有できる。
鋼板の成分組成は、例えば、鋼板をより高強度化したり、延性、穴拡げ性、曲げ加工性、耐打抜き荒れ性などの特性をより向上させたりすることを目的として、必要に応じて、以下に説明する他の元素をさらに含有できる。
《他の成分》
例えば、鋼板の成分組成は、さらに、CuおよびNiからなる群から選ばれる少なくとも1種を、以下に示す含有量で含有できる。
例えば、鋼板の成分組成は、さらに、CuおよびNiからなる群から選ばれる少なくとも1種を、以下に示す含有量で含有できる。
(Cu:0.01%以上0.50%以下)
Cuは、固溶して鋼の強度増加に寄与する。また、Cuは、焼入れ性の向上を通じてベイナイト相の形成を促進し、強度向上に寄与する。これらの効果を得るため、Cuを含有する場合、Cu含有量は、0.01%以上が好ましく、0.05%以上がより好ましい。
一方、Cu含有量が多すぎると、鋼板の表面性状の低下を招き、曲げ加工性が不十分となる場合がある。このため、Cuを含有する場合、Cu含有量は、0.50%以下が好ましく、0.30%以下がより好ましい。
Cuは、固溶して鋼の強度増加に寄与する。また、Cuは、焼入れ性の向上を通じてベイナイト相の形成を促進し、強度向上に寄与する。これらの効果を得るため、Cuを含有する場合、Cu含有量は、0.01%以上が好ましく、0.05%以上がより好ましい。
一方、Cu含有量が多すぎると、鋼板の表面性状の低下を招き、曲げ加工性が不十分となる場合がある。このため、Cuを含有する場合、Cu含有量は、0.50%以下が好ましく、0.30%以下がより好ましい。
(Ni:0.01%以上0.50%以下)
Niは、固溶して鋼の強度増加に寄与する。また、Niは、焼入れ性の向上を通じてベイナイト相の形成を促進し、強度向上に寄与する。これらの効果を得るため、Niを含有する場合、Ni含有量は、0.01%以上が好ましく、0.05%以上がより好ましい。
一方、Ni含有量が多すぎると、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長が300,000μm/mm2以上となり、穴拡げ性が不十分となる場合がある。このため、Niを含有する場合、Ni含有量は、0.50%以下が好ましく、0.30%以下がより好ましい。
Niは、固溶して鋼の強度増加に寄与する。また、Niは、焼入れ性の向上を通じてベイナイト相の形成を促進し、強度向上に寄与する。これらの効果を得るため、Niを含有する場合、Ni含有量は、0.01%以上が好ましく、0.05%以上がより好ましい。
一方、Ni含有量が多すぎると、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長が300,000μm/mm2以上となり、穴拡げ性が不十分となる場合がある。このため、Niを含有する場合、Ni含有量は、0.50%以下が好ましく、0.30%以下がより好ましい。
例えば、鋼板の成分組成は、さらに、Sbを、以下に示す含有量で含有できる。
(Sb:0.0002%以上0.0300%以下)
Sbは、スラブ等の鋼素材を加熱する段階で、鋼素材の表面の窒化を抑制し、鋼素材の表層部のBNの析出を抑制する。また、固溶Bが存在することにより、鋼板の表層部において、ベイナイトの生成に必要な焼入れ性が得られ、鋼板の強度を向上させる。このような効果を発現するため、Sbを含有する場合、Sb含有量は、0.0002%以上が好ましく、0.0005%以上がより好ましく、0.0010%以上がさらに好ましい。
一方、Sb含有量が多すぎると、圧延荷重の増大を招き、生産性を低下させる場合がある。このため、Sbを含有する場合、Sb含有量は、0.0300%以下が好ましく、0.0250%以下がより好ましく、0.0200%以下がさらに好ましい。
Sbは、スラブ等の鋼素材を加熱する段階で、鋼素材の表面の窒化を抑制し、鋼素材の表層部のBNの析出を抑制する。また、固溶Bが存在することにより、鋼板の表層部において、ベイナイトの生成に必要な焼入れ性が得られ、鋼板の強度を向上させる。このような効果を発現するため、Sbを含有する場合、Sb含有量は、0.0002%以上が好ましく、0.0005%以上がより好ましく、0.0010%以上がさらに好ましい。
一方、Sb含有量が多すぎると、圧延荷重の増大を招き、生産性を低下させる場合がある。このため、Sbを含有する場合、Sb含有量は、0.0300%以下が好ましく、0.0250%以下がより好ましく、0.0200%以下がさらに好ましい。
例えば、鋼板の成分組成は、さらに、Ca、MgおよびREMからなる群から選ばれる少なくとも1種を、以下に示す含有量で含有できる。
REM(Rare earth Metal)は、Sc(スカンジウム)およびY(イットリウム)の2元素、ならびに、La(ランタン)からLu(ルテチウム)までの15元素(ランタノイド)の合計17元素の総称である。
REM(Rare earth Metal)は、Sc(スカンジウム)およびY(イットリウム)の2元素、ならびに、La(ランタン)からLu(ルテチウム)までの15元素(ランタノイド)の合計17元素の総称である。
(Ca:0.0002%以上0.0100%以下)
Caは、酸化物や硫化物系の介在物の形状を制御し、耐打抜き荒れ性を向上させる。これらの効果を発現させるため、Caを含有する場合、Ca含有量は、0.0002%以上が好ましく、0.0004%以上がより好ましい。
一方、Ca含有量が多すぎると、鋼板の表面欠陥を引き起こし、曲げ加工性を劣化させる場合がある。このため、Caを含有する場合、Ca含有量は、0.0100%以下が好ましく、0.0050%以下がより好ましい。
Caは、酸化物や硫化物系の介在物の形状を制御し、耐打抜き荒れ性を向上させる。これらの効果を発現させるため、Caを含有する場合、Ca含有量は、0.0002%以上が好ましく、0.0004%以上がより好ましい。
一方、Ca含有量が多すぎると、鋼板の表面欠陥を引き起こし、曲げ加工性を劣化させる場合がある。このため、Caを含有する場合、Ca含有量は、0.0100%以下が好ましく、0.0050%以下がより好ましい。
(Mg:0.0002%以上0.0100%以下)
Mgは、Caと同様に、酸化物や硫化物系の介在物の形状を制御し、耐打抜き荒れ性を向上させる。これらの効果を発現させるため、Mgを含有する場合、Mg含有量は、0.0002%以上が好ましく、0.0004%以上がより好ましい。
一方、Mg含有量が多すぎると、鋼の清浄度を劣化させ、耐打抜き荒れ性が不十分となる場合がある。このため、Mgを含有する場合、Mg含有量は、0.0100%以下が好ましく、0.0050%以下がより好ましい。
Mgは、Caと同様に、酸化物や硫化物系の介在物の形状を制御し、耐打抜き荒れ性を向上させる。これらの効果を発現させるため、Mgを含有する場合、Mg含有量は、0.0002%以上が好ましく、0.0004%以上がより好ましい。
一方、Mg含有量が多すぎると、鋼の清浄度を劣化させ、耐打抜き荒れ性が不十分となる場合がある。このため、Mgを含有する場合、Mg含有量は、0.0100%以下が好ましく、0.0050%以下がより好ましい。
(REM:0.0002%以上0.0100%以下)
REMは、Caと同様に、酸化物や硫化物系の介在物の形状を制御し、耐打抜き荒れ性を向上させる。これらの効果を発現させるため、REMを含有する場合、REM含有量は、0.0002%以上が好ましく、0.0004%以上がより好ましい。
一方、REM含有量が多すぎると、鋼の清浄度を劣化させ、耐打抜き荒れ性が不十分となる場合がある。このため、REMを含有する場合、REM含有量は、0.0100%以下が好ましく、0.0050%以下がより好ましい。
REMは、Caと同様に、酸化物や硫化物系の介在物の形状を制御し、耐打抜き荒れ性を向上させる。これらの効果を発現させるため、REMを含有する場合、REM含有量は、0.0002%以上が好ましく、0.0004%以上がより好ましい。
一方、REM含有量が多すぎると、鋼の清浄度を劣化させ、耐打抜き荒れ性が不十分となる場合がある。このため、REMを含有する場合、REM含有量は、0.0100%以下が好ましく、0.0050%以下がより好ましい。
《残部》
鋼板の成分組成において、上述した成分(元素)以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、例えば、Zr、Co、Sn、Zn、W、Pb等が挙げられ、これらの含有量は、合計で0.5%以下であれば許容できる。
鋼板の成分組成において、上述した成分(元素)以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、例えば、Zr、Co、Sn、Zn、W、Pb等が挙げられ、これらの含有量は、合計で0.5%以下であれば許容できる。
〈ミクロ組織〉
次に、鋼板のミクロ組織の限定理由を説明する。
次に、鋼板のミクロ組織の限定理由を説明する。
《主相:上部ベイナイト相の面積率が90%以上100%未満、かつ、上部ベイナイト相の平均粒径が12.0μm以下》
上部ベイナイト相を主相とする。これにより、高強度と優れた延性とを実現する。上部ベイナイト相の面積率が90%以上であり、かつ、上部ベイナイト相の平均粒径が12.0μm以下であることにより、高強度(980MPa以上の引張強さ)と優れた延性および耐打抜き荒れ性とを兼備できる。
上記効果がより優れるという理由から、上部ベイナイト相の面積率は、92%以上が好ましく、95%以上がより好ましく、98%以上がさらに好ましい。
同様の理由から、上部ベイナイト相の平均粒径は、11.0μm以下が好ましく、10.0μm以下がより好ましく、9.0μm以下がさらに好ましい。なお、下限は特に限定されず、例えば、1.0μm以上が好ましく、2.0μm以上がより好ましい。
上部ベイナイト相の面積率が100%になると、円相当径0.5μm以上の第2相の周長として所望の長さが得られず、曲げ加工性が不十分となる。このため、上部ベイナイト相の面積率は、100%未満である。
上部ベイナイト相を主相とする。これにより、高強度と優れた延性とを実現する。上部ベイナイト相の面積率が90%以上であり、かつ、上部ベイナイト相の平均粒径が12.0μm以下であることにより、高強度(980MPa以上の引張強さ)と優れた延性および耐打抜き荒れ性とを兼備できる。
上記効果がより優れるという理由から、上部ベイナイト相の面積率は、92%以上が好ましく、95%以上がより好ましく、98%以上がさらに好ましい。
同様の理由から、上部ベイナイト相の平均粒径は、11.0μm以下が好ましく、10.0μm以下がより好ましく、9.0μm以下がさらに好ましい。なお、下限は特に限定されず、例えば、1.0μm以上が好ましく、2.0μm以上がより好ましい。
上部ベイナイト相の面積率が100%になると、円相当径0.5μm以上の第2相の周長として所望の長さが得られず、曲げ加工性が不十分となる。このため、上部ベイナイト相の面積率は、100%未満である。
《第2相:下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種(第2相)の面積率が0%超10%未満、かつ、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長が10,000μm/mm2以上300,000μm/mm2未満》
下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種を第2相とする。
第2相の面積率が0%超であり、かつ、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長が10,000μm/mm2以上である。これにより、曲げ加工性に優れる。
上記効果がより優れるという理由から、第2相の面積率は、0.1%以上が好ましく、0.2%以上がより好ましい。
同様の理由から、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長は、15,000μm/mm2以上が好ましく、20,000μm/mm2以上がより好ましく、30,000μm/mm2以上がさらに好ましい。
一方、第2相の面積率が10%以上、または、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長が300,000μm/mm2以上である場合、穴拡げ性が不十分となる。
このため、第2相の面積率は、10%未満であり、8%以下が好ましく、6%以下がより好ましく、5%未満がさらに好ましい。
また、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長は、300,000μm/mm2未満であり、280,000μm/mm2以下が好ましく、250,000μm/mm2以下がより好ましく、200,000μm/mm2以下がさらに好ましい。
下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種を第2相とする。
第2相の面積率が0%超であり、かつ、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長が10,000μm/mm2以上である。これにより、曲げ加工性に優れる。
上記効果がより優れるという理由から、第2相の面積率は、0.1%以上が好ましく、0.2%以上がより好ましい。
同様の理由から、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長は、15,000μm/mm2以上が好ましく、20,000μm/mm2以上がより好ましく、30,000μm/mm2以上がさらに好ましい。
一方、第2相の面積率が10%以上、または、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長が300,000μm/mm2以上である場合、穴拡げ性が不十分となる。
このため、第2相の面積率は、10%未満であり、8%以下が好ましく、6%以下がより好ましく、5%未満がさらに好ましい。
また、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長は、300,000μm/mm2未満であり、280,000μm/mm2以下が好ましく、250,000μm/mm2以下がより好ましく、200,000μm/mm2以下がさらに好ましい。
上述した主相および第2相以外の残部は、例えば、パーライト相およびポリゴナルフェライト相からなる群から選ばれる少なくとも1種である。これらの残部を有さない場合もある。残部の面積率は、本発明の効果を得る観点から、合計で0%以上3%未満が好ましい。
上部ベイナイト相は、方位差が15°未満のラス状フェライトの集合体であり、ラス状フェライト間にFe系炭化物および/または残留オーステナイト相を有する組織(ただし、ラス状フェライト間にFe系炭化物および/または残留オーステナイト相を有しない場合も含む)を意味する。
ラス状フェライトは、パーライト相中のラメラ状(層状)フェライトやポリゴナルフェライトと異なり、形状がラス状であり、かつ、内部に比較的高い転位密度を有する。このため、ラス状フェライトと、パーライト相中のラメラ状(層状)フェライトやポリゴナルフェライトとは、互いに、SEM(走査型電子顕微鏡)やTEM(透過型電子顕微鏡)を用いて区別できる。
ラメラ状フェライトは、ラス状フェライトと比較して転位密度が低い。このため、パーライト相と、上部ベイナイト相とは、SEMやTEM等を用いて、容易に互いに区別できる。
なお、ラス間に残留オーステナイト相を有する場合は、ラス状フェライト部のみを上部ベイナイト相とみなし、残留オーステナイト相とは区別する。
ラス状フェライトは、パーライト相中のラメラ状(層状)フェライトやポリゴナルフェライトと異なり、形状がラス状であり、かつ、内部に比較的高い転位密度を有する。このため、ラス状フェライトと、パーライト相中のラメラ状(層状)フェライトやポリゴナルフェライトとは、互いに、SEM(走査型電子顕微鏡)やTEM(透過型電子顕微鏡)を用いて区別できる。
ラメラ状フェライトは、ラス状フェライトと比較して転位密度が低い。このため、パーライト相と、上部ベイナイト相とは、SEMやTEM等を用いて、容易に互いに区別できる。
なお、ラス間に残留オーステナイト相を有する場合は、ラス状フェライト部のみを上部ベイナイト相とみなし、残留オーステナイト相とは区別する。
下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相は、方位差が15°未満のラス状フェライトの集合体であり、ラス状フェライト内にFe系炭化物を有する組織(ただし、ラス状フェライト間にもFe系炭化物を有する場合も含む)を意味する。
下部ベイナイトと焼き戻しマルテンサイトとは、ラス状フェライト内のFe系炭化物の方位や結晶構造を、TEM(透過型電子顕微鏡)を用いて観察することにより、互いに区別できる。しかし、本発明においては、実質的に同じ特性を有していることから、両者を区別しない。
下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相は、ラス状フェライト内にFe系炭化物を有するため、SEMやTEMを用いて、上部ベイナイト相と区別できる。
ラメラ状フェライトは、ラス状フェライトと比較して転位密度が低い。このため、パーライト相と、下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相とは、SEMやTEM等を用いて、容易に互いに区別できる。
下部ベイナイトと焼き戻しマルテンサイトとは、ラス状フェライト内のFe系炭化物の方位や結晶構造を、TEM(透過型電子顕微鏡)を用いて観察することにより、互いに区別できる。しかし、本発明においては、実質的に同じ特性を有していることから、両者を区別しない。
下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相は、ラス状フェライト内にFe系炭化物を有するため、SEMやTEMを用いて、上部ベイナイト相と区別できる。
ラメラ状フェライトは、ラス状フェライトと比較して転位密度が低い。このため、パーライト相と、下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相とは、SEMやTEM等を用いて、容易に互いに区別できる。
フレッシュマルテンサイト相および残留オーステナイト相は、下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相と比較して、Fe系炭化物を有さない。また、フレッシュマルテンサイト相および残留オーステナイト相は、上部ベイナイト相、下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、ならびに、ポリゴナルフェライトと比べて、SEM像のコントラストが明るい。このため、フレッシュマルテンサイト相および残留オーステナイト相は、SEMを用いて、これらの組織と区別できる。
フレッシュマルテンサイト相と残留オーステナイト相とは、SEMでは同様の形状とコントラストを有するが、電子線反射回折(Electron Backscatter Diffraction Patterns:EBSD)法を用いることで、互いに区別できる。
フレッシュマルテンサイト相と残留オーステナイト相とは、SEMでは同様の形状とコントラストを有するが、電子線反射回折(Electron Backscatter Diffraction Patterns:EBSD)法を用いることで、互いに区別できる。
上部ベイナイト相、下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相(第2相)、マルテンサイト相(第2相)、残留オーステナイト相(第2相)、パーライト相、ならびに、ポリゴナルフェライト相の各面積率は、後述する実施例に記載の方法により測定できる。
上部ベイナイト相の平均粒径は、後述する実施例に記載の方法により測定できる。
円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長は、後述する実施例に記載の方法により測定できる。
上部ベイナイト相の平均粒径は、後述する実施例に記載の方法により測定できる。
円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長は、後述する実施例に記載の方法により測定できる。
〈引張強さ:980MPa以上〉
本発明の高強度熱延鋼板は、980MPa以上の引張強さ(TS)を有する。
上限は特に限定されないが、引張強さは、1180MPa未満が好ましい。
引張強さ(TS)は、後述する実施例に記載の方法により測定できる。
本発明の高強度熱延鋼板は、980MPa以上の引張強さ(TS)を有する。
上限は特に限定されないが、引張強さは、1180MPa未満が好ましい。
引張強さ(TS)は、後述する実施例に記載の方法により測定できる。
〈算術平均粗さRa:2.00μm以下〉
本発明の高強度熱延鋼板の表面の算術平均粗さRaが大きすぎる場合、曲げ試験の際に、曲げ頂点部で局所的な応力集中が生じ、割れが生じ得る。
このため、本発明の高強度熱延鋼板の表面の算術平均粗さRaは、優れた曲げ加工性を得るため、2.00μm以下であり、曲げ加工性がより優れるという理由から、1.90μm以下が好ましく、1.80μm以下がより好ましく、1.60μm以下がさらに好ましい。下限は特に限定されないが、例えば、0.30μm以上が好ましく、0.45μm以上がより好ましい。
なお、算術平均粗さRaは、後述するめっき層が形成されている場合、めっき層の表面の算術平均粗さRaであり、後述するめっき層が形成されていない場合、鋼板そのものの表面の算術平均粗さRaである。
算術平均粗さRaは、後述する実施例に記載の方法により測定できる。
本発明の高強度熱延鋼板の表面の算術平均粗さRaが大きすぎる場合、曲げ試験の際に、曲げ頂点部で局所的な応力集中が生じ、割れが生じ得る。
このため、本発明の高強度熱延鋼板の表面の算術平均粗さRaは、優れた曲げ加工性を得るため、2.00μm以下であり、曲げ加工性がより優れるという理由から、1.90μm以下が好ましく、1.80μm以下がより好ましく、1.60μm以下がさらに好ましい。下限は特に限定されないが、例えば、0.30μm以上が好ましく、0.45μm以上がより好ましい。
なお、算術平均粗さRaは、後述するめっき層が形成されている場合、めっき層の表面の算術平均粗さRaであり、後述するめっき層が形成されていない場合、鋼板そのものの表面の算術平均粗さRaである。
算術平均粗さRaは、後述する実施例に記載の方法により測定できる。
〈めっき層〉
本発明の高強度熱延鋼板は、その表面に、耐食性の向上等を目的として、めっき層を有していてもよい。
めっき層としては、例えば、溶融めっき層、電気めっき層などが挙げられる。
溶融めっき層としては、例えば、亜鉛めっき層などが挙げられ、その具体例としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層などが挙げられる。
電気めっき層としては、例えば、電気亜鉛めっき層などが挙げられる。
めっき層の厚さ(めっき付着量)は、特に制限されず、従来公知の値を採用できる。
本発明の高強度熱延鋼板は、その表面に、耐食性の向上等を目的として、めっき層を有していてもよい。
めっき層としては、例えば、溶融めっき層、電気めっき層などが挙げられる。
溶融めっき層としては、例えば、亜鉛めっき層などが挙げられ、その具体例としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層などが挙げられる。
電気めっき層としては、例えば、電気亜鉛めっき層などが挙げられる。
めっき層の厚さ(めっき付着量)は、特に制限されず、従来公知の値を採用できる。
[高強度熱延鋼板の製造方法]
次に、本発明の高強度熱延鋼板の製造方法を説明する。
本発明の高強度熱延鋼板の製造方法(以下、単に「本発明の製造方法」ともいう)は、上述した本発明の高強度熱延鋼板を製造する方法であって、上述した成分組成を有する鋼素材を、1150℃以上に加熱し、上記加熱した上記鋼素材を粗圧延することにより粗圧延板を得て、上記粗圧延板に、2.5MPa以上の衝突圧で、高圧水デスケーリングを施し、上記高圧水デスケーリングを施した上記粗圧延板を(RC−100)℃以上(RC+100)℃以下の仕上圧延終了温度で仕上圧延することにより仕上圧延板を得て、ただし、RCは下記式(1)で定義され、上記仕上圧延板を20℃/s以上の平均冷却速度で(Bs−250)℃以上(Bs−150)℃未満の冷却停止温度まで冷却し、ただし、Bsは下記式(2)で定義され、かつ、上記仕上圧延終了温度がRC℃以上である場合は上記仕上圧延の終了から上記冷却の開始までの時間が2.0s以下であり、上記冷却した上記仕上圧延板を、上記冷却停止温度にて巻き取りし、上記巻き取りした上記仕上圧延板を20℃/s未満の平均冷却速度で(Bs−300)℃まで冷却する、高強度熱延鋼板の製造方法である。
(1)RC=850+100×C+100×N+10×Mn+700×Ti+5000×B+10×Cr+50×Mo+2000×Nb+150×V
(2)Bs=830−270×C−90×Mn−70×Cr−37×Ni−83×Mo
ただし、上記式中の各元素記号は、上記成分組成における各元素の質量%での含有量を表す。上記成分組成が含まない元素の場合、上記式中の元素記号を0として計算する。
次に、本発明の高強度熱延鋼板の製造方法を説明する。
本発明の高強度熱延鋼板の製造方法(以下、単に「本発明の製造方法」ともいう)は、上述した本発明の高強度熱延鋼板を製造する方法であって、上述した成分組成を有する鋼素材を、1150℃以上に加熱し、上記加熱した上記鋼素材を粗圧延することにより粗圧延板を得て、上記粗圧延板に、2.5MPa以上の衝突圧で、高圧水デスケーリングを施し、上記高圧水デスケーリングを施した上記粗圧延板を(RC−100)℃以上(RC+100)℃以下の仕上圧延終了温度で仕上圧延することにより仕上圧延板を得て、ただし、RCは下記式(1)で定義され、上記仕上圧延板を20℃/s以上の平均冷却速度で(Bs−250)℃以上(Bs−150)℃未満の冷却停止温度まで冷却し、ただし、Bsは下記式(2)で定義され、かつ、上記仕上圧延終了温度がRC℃以上である場合は上記仕上圧延の終了から上記冷却の開始までの時間が2.0s以下であり、上記冷却した上記仕上圧延板を、上記冷却停止温度にて巻き取りし、上記巻き取りした上記仕上圧延板を20℃/s未満の平均冷却速度で(Bs−300)℃まで冷却する、高強度熱延鋼板の製造方法である。
(1)RC=850+100×C+100×N+10×Mn+700×Ti+5000×B+10×Cr+50×Mo+2000×Nb+150×V
(2)Bs=830−270×C−90×Mn−70×Cr−37×Ni−83×Mo
ただし、上記式中の各元素記号は、上記成分組成における各元素の質量%での含有量を表す。上記成分組成が含まない元素の場合、上記式中の元素記号を0として計算する。
以下の説明において、温度は、後述する鋼素材、粗圧延板および仕上圧延板などの表面における温度を表す。例えば、後述する強制冷却の平均冷却速度は、仕上圧延板の表面における平均冷却速度に基づく。
まず、上述した成分組成を有するスラブ等の鋼素材を準備する。スラブ等の鋼素材の製造方法としては、特に限定されず、常用の方法をいずれも採用できる。例えば、上述した成分組成を有する溶鋼を、転炉等において公知の方法を用いて溶製し、連続鋳造法などの鋳造方法によってスラブを製造する方法が挙げられる。造塊−分塊圧延方法などの公知の鋳造方法を用いてもよい。原料としてスクラップを使用してもよい。
なお、連続鋳造時における鋼の成分偏析を低減するために、電磁撹拌(EMS)、軽圧下鋳造(IBSR)等の偏析低減処理を適用できる。電磁撹拌によって、板厚中心部に等軸晶を形成させて、偏析を低減できる。軽圧下鋳造によって、連続鋳造スラブの未凝固部の溶鋼の流動を防止して、板厚中心部の偏析を低減できる。これらの偏析低減処理を少なくとも1つ適用することにより、プレス成形性、低温靭性などを良好にできる。
〈鋼素材の加熱温度:1150℃以上〉
低温まで冷却された後のスラブ等の鋼素材中においては、Tiなどの炭窒化物を形成する元素の殆どが、粗大な炭窒化物として不均一に析出している。この粗大で不均一な析出物の存在は、諸特性(例えば、強度、耐打抜き荒れ性など)の劣化を招く。
このため、熱間圧延前の鋼素材を加熱して、粗大な析出物を固溶させる。粗大な析出物を熱間圧延前に十分に固溶させるため、鋼素材の加熱温度は1150℃以上であり、1180℃以上が好ましく、1200℃以上がより好ましい。
一方、鋼素材の加熱温度が高くなりすぎると、スラブ疵の発生やスケールオフによる歩留まり低下を招く場合がある。このため、鋼素材の加熱温度は、1350℃以下が好ましく、1300℃以下がより好ましく、1280℃以下がさらに好ましい。
低温まで冷却された後のスラブ等の鋼素材中においては、Tiなどの炭窒化物を形成する元素の殆どが、粗大な炭窒化物として不均一に析出している。この粗大で不均一な析出物の存在は、諸特性(例えば、強度、耐打抜き荒れ性など)の劣化を招く。
このため、熱間圧延前の鋼素材を加熱して、粗大な析出物を固溶させる。粗大な析出物を熱間圧延前に十分に固溶させるため、鋼素材の加熱温度は1150℃以上であり、1180℃以上が好ましく、1200℃以上がより好ましい。
一方、鋼素材の加熱温度が高くなりすぎると、スラブ疵の発生やスケールオフによる歩留まり低下を招く場合がある。このため、鋼素材の加熱温度は、1350℃以下が好ましく、1300℃以下がより好ましく、1280℃以下がさらに好ましい。
鋼素材は、1150℃以上の加熱温度に加熱して所定時間保持する。このとき、保持時間が長すぎると、スケール発生量が増大する場合がある。この場合、続く熱間圧延においてスケール噛み込み等が発生しやすくなり、得られる鋼板の表面粗さが劣化して、曲げ加工性が劣化する傾向にある。
このため、曲げ加工性がより優れるという理由から、1150℃以上の温度域での鋼素材の保持時間は、10000秒以下が好ましく、8000秒以下がより好ましい。下限は特に限定されないが、鋼素材の加熱の均一性の観点から、1800秒以上が好ましい。
このため、曲げ加工性がより優れるという理由から、1150℃以上の温度域での鋼素材の保持時間は、10000秒以下が好ましく、8000秒以下がより好ましい。下限は特に限定されないが、鋼素材の加熱の均一性の観点から、1800秒以上が好ましい。
なお、熱間圧延前の鋼素材を、鋳造後に、高温のまま(すなわち、上記加熱温度の範囲の温度を維持したまま)で直接熱間圧延(直送圧延)に供してもよい。
次に、加熱した(または、鋳造後に高温のままの)鋼素材に対して、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を施す。粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。
鋼素材を粗圧延して粗圧延板を得る。得られた粗圧延板に対して、仕上圧延を施す前に、仕上圧延機の入り側において、高圧水を噴射するデスケーリング(高圧水デスケーリング)を行なう。
鋼素材を粗圧延して粗圧延板を得る。得られた粗圧延板に対して、仕上圧延を施す前に、仕上圧延機の入り側において、高圧水を噴射するデスケーリング(高圧水デスケーリング)を行なう。
〈デスケーリング衝突圧:2.5MPa以上〉
仕上圧延前までに発生した1次スケールを除去するため、粗圧延板に対して、高圧水デスケーリングを施す。
高圧水デスケーリングの衝突圧(単に「デスケーリング衝突圧」ともいう)は、2.5MPa以上であり、3.0MPa以上が好ましく、3.5MPa以上がさらに好ましい。衝突圧は、高圧水が粗圧延板の表面に衝突する単位面積あたりの力である。これにより、得られる高強度熱延鋼板の表面の算術平均粗さRaを、2.00μm以下に制御できる。
デスケーリング衝突圧は、上限は特に規定しないが、15.0MPa以下が好ましく、14.5MPa以下がより好ましい。
なお、仕上圧延のスタンド間の圧延途中で、高圧水デスケーリングを施してもよい。また、必要に応じて、仕上圧延のスタンド間で粗圧延板を冷却してもよい。
仕上圧延前までに発生した1次スケールを除去するため、粗圧延板に対して、高圧水デスケーリングを施す。
高圧水デスケーリングの衝突圧(単に「デスケーリング衝突圧」ともいう)は、2.5MPa以上であり、3.0MPa以上が好ましく、3.5MPa以上がさらに好ましい。衝突圧は、高圧水が粗圧延板の表面に衝突する単位面積あたりの力である。これにより、得られる高強度熱延鋼板の表面の算術平均粗さRaを、2.00μm以下に制御できる。
デスケーリング衝突圧は、上限は特に規定しないが、15.0MPa以下が好ましく、14.5MPa以下がより好ましい。
なお、仕上圧延のスタンド間の圧延途中で、高圧水デスケーリングを施してもよい。また、必要に応じて、仕上圧延のスタンド間で粗圧延板を冷却してもよい。
〈仕上圧延終了温度:(RC−100)℃以上(RC+100)℃以下〉
高圧水デスケーリングを施した粗圧延板に対して、所定の仕上圧延終了温度で仕上圧延を施して、仕上圧延板を得る。
仕上圧延終了温度が低すぎる場合、圧延がフェライト+オーステナイトの二相域温度で行なわれることがある。このため、主相および第2相について所望する面積率が十分に得られず、980MPa以上の引張強さを確保できない。
このため、仕上圧延終了温度は、(RC−100)℃以上であり、(RC−80)℃以上が好ましく、(RC−50)℃以上がより好ましい。
一方、仕上圧延終了温度が高すぎる場合、オーステナイト粒の粒成長が顕著に生じて、オーステナイト粒が粗大化し、上部ベイナイト相の平均粒径が大きくなり、耐打抜き荒れ性が不十分となる。
このため、仕上圧延終了温度は、(RC+100)℃以下であり、(RC+80)℃以下が好ましく、(RC+50)℃以下がより好ましい。
高圧水デスケーリングを施した粗圧延板に対して、所定の仕上圧延終了温度で仕上圧延を施して、仕上圧延板を得る。
仕上圧延終了温度が低すぎる場合、圧延がフェライト+オーステナイトの二相域温度で行なわれることがある。このため、主相および第2相について所望する面積率が十分に得られず、980MPa以上の引張強さを確保できない。
このため、仕上圧延終了温度は、(RC−100)℃以上であり、(RC−80)℃以上が好ましく、(RC−50)℃以上がより好ましい。
一方、仕上圧延終了温度が高すぎる場合、オーステナイト粒の粒成長が顕著に生じて、オーステナイト粒が粗大化し、上部ベイナイト相の平均粒径が大きくなり、耐打抜き荒れ性が不十分となる。
このため、仕上圧延終了温度は、(RC+100)℃以下であり、(RC+80)℃以下が好ましく、(RC+50)℃以下がより好ましい。
RCは、下記式(1)で定義される。
(1)RC=850+100×C+100×N+10×Mn+700×Ti+5000×B+10×Cr+50×Mo+2000×Nb+150×V
ただし、式(1)中の各元素記号は、上述した成分組成における各元素の含有量[質量%]である。上述した成分組成が含まない元素の場合、式(1)中の元素記号を0として計算する。
(1)RC=850+100×C+100×N+10×Mn+700×Ti+5000×B+10×Cr+50×Mo+2000×Nb+150×V
ただし、式(1)中の各元素記号は、上述した成分組成における各元素の含有量[質量%]である。上述した成分組成が含まない元素の場合、式(1)中の元素記号を0として計算する。
次に、仕上圧延により得られた仕上圧延板を、上述した仕上圧延終了温度から、後述する冷却停止温度まで、後述する平均冷却速度にて冷却(以下、「強制冷却」ともいう)する。
〈冷却開始時間:仕上圧延の終了後2.0s以下〉
所定の場合、仕上圧延が終了してから強制冷却を開始するまでの時間(冷却開始時間)を制御する。具体的には、上述した仕上圧延終了温度がRC℃以上である場合、冷却開始時間が長くなりすぎると、オーステナイト粒の粒成長が生じて、上部ベイナイト相の平均粒径が大きくなり、耐打抜き荒れ性が不十分となる。
このため、仕上圧延終了温度がRC℃以上である場合、冷却開始時間は、2.0s以下であり、1.5s以下が好ましく、1.0s以下がより好ましい。
なお、仕上圧延終了温度がRC℃未満である場合、冷却開始時間は、特に限定されないが、オーステナイト粒に導入されたひずみを回復させないことにより引張強さを確保する観点から、2.0s以下が好ましく、1.5s以下がより好ましく、1.0s以下がさらに好ましい。
所定の場合、仕上圧延が終了してから強制冷却を開始するまでの時間(冷却開始時間)を制御する。具体的には、上述した仕上圧延終了温度がRC℃以上である場合、冷却開始時間が長くなりすぎると、オーステナイト粒の粒成長が生じて、上部ベイナイト相の平均粒径が大きくなり、耐打抜き荒れ性が不十分となる。
このため、仕上圧延終了温度がRC℃以上である場合、冷却開始時間は、2.0s以下であり、1.5s以下が好ましく、1.0s以下がより好ましい。
なお、仕上圧延終了温度がRC℃未満である場合、冷却開始時間は、特に限定されないが、オーステナイト粒に導入されたひずみを回復させないことにより引張強さを確保する観点から、2.0s以下が好ましく、1.5s以下がより好ましく、1.0s以下がさらに好ましい。
〈仕上圧延終了温度から冷却停止温度までの平均冷却速度:20℃/s以上〉
強制冷却において、仕上圧延終了温度から冷却停止温度までの平均冷却速度(以下、「強制冷却の平均冷却速度」ともいう)が遅すぎる場合、上部ベイナイト変態の前にフェライト変態が起こり、所望の面積率の上部ベイナイト相が得られない。
このため、強制冷却の平均冷却速度は、20℃/s以上であり、25℃/s以上が好ましく、30℃/s以上がより好ましい。
一方、強制冷却の平均冷却速度は、上限は特に限定されないが、速すぎる場合、冷却停止温度の管理が困難となり、所望のミクロ組織を得ることが困難になり得ることから、500℃/s以下が好ましく、300℃/s以下がより好ましく、150℃/s以下がさらに好ましく、80℃/s以下が特に好ましい。
強制冷却において、仕上圧延終了温度から冷却停止温度までの平均冷却速度(以下、「強制冷却の平均冷却速度」ともいう)が遅すぎる場合、上部ベイナイト変態の前にフェライト変態が起こり、所望の面積率の上部ベイナイト相が得られない。
このため、強制冷却の平均冷却速度は、20℃/s以上であり、25℃/s以上が好ましく、30℃/s以上がより好ましい。
一方、強制冷却の平均冷却速度は、上限は特に限定されないが、速すぎる場合、冷却停止温度の管理が困難となり、所望のミクロ組織を得ることが困難になり得ることから、500℃/s以下が好ましく、300℃/s以下がより好ましく、150℃/s以下がさらに好ましく、80℃/s以下が特に好ましい。
〈冷却停止温度:(Bs−250)℃以上(Bs−150)℃未満〉
冷却停止温度が低すぎる場合、第2相が増加し、第2相の周長が300,000μm/mm2以上となり、穴拡げ性が不十分となる。
このため、冷却停止温度は、(Bs−250)℃以上であり、(Bs−240)℃以上が好ましく、(Bs−230)℃以上がより好ましい。
一方、冷却停止温度が高すぎる場合、主相である上部ベイナイト相の生成が不十分となり面積率で90%以上の上部ベイナイト相が得られず、同時に、第2相が増加し、第2相の周長が300,000μm/mm2以上となり、穴拡げ性が不十分となる。
このため、冷却停止温度は、(Bs−150)℃未満であり、(Bs−160)℃以下が好ましく、(Bs−170)℃以下がより好ましい。
冷却停止温度が低すぎる場合、第2相が増加し、第2相の周長が300,000μm/mm2以上となり、穴拡げ性が不十分となる。
このため、冷却停止温度は、(Bs−250)℃以上であり、(Bs−240)℃以上が好ましく、(Bs−230)℃以上がより好ましい。
一方、冷却停止温度が高すぎる場合、主相である上部ベイナイト相の生成が不十分となり面積率で90%以上の上部ベイナイト相が得られず、同時に、第2相が増加し、第2相の周長が300,000μm/mm2以上となり、穴拡げ性が不十分となる。
このため、冷却停止温度は、(Bs−150)℃未満であり、(Bs−160)℃以下が好ましく、(Bs−170)℃以下がより好ましい。
Bsは、下記式(2)で定義される。
(2)Bs=830−270×C−90×Mn−70×Cr−37×Ni−83×Mo
ただし、式(2)中の各元素記号は、上述した成分組成における各元素の含有量[質量%]である。上述した成分組成が含まない元素の場合、式(2)中の元素記号を0として計算する。
(2)Bs=830−270×C−90×Mn−70×Cr−37×Ni−83×Mo
ただし、式(2)中の各元素記号は、上述した成分組成における各元素の含有量[質量%]である。上述した成分組成が含まない元素の場合、式(2)中の元素記号を0として計算する。
冷却停止温度まで強制冷却した仕上圧延板を、冷却停止温度にて巻き取りして、例えばコイル状にする。このため、冷却停止温度は、巻取温度でもある。
〈巻き取り後の(Bs−300)℃までの平均冷却速度:20℃/s未満〉
次に、巻き取りした仕上圧延板を、(Bs−300)℃まで冷却する。
巻き取り後の平均冷却速度は、第2相の生成に影響を及ぼす。巻き取り後の(Bs−300)℃までの平均冷却速度が速すぎる場合、第2相が増大し、穴拡げ性が不十分となる。このため、巻き取り後の(Bs−300)までの平均冷却速度は、20℃/s未満であり、2℃/s以下が好ましく、0.02℃/s未満がより好ましい。
巻き取り後の(Bs−300)までの平均冷却速度は、下限は特に限定されないが、0.0001℃/s以上が好ましい。
次に、巻き取りした仕上圧延板を、(Bs−300)℃まで冷却する。
巻き取り後の平均冷却速度は、第2相の生成に影響を及ぼす。巻き取り後の(Bs−300)℃までの平均冷却速度が速すぎる場合、第2相が増大し、穴拡げ性が不十分となる。このため、巻き取り後の(Bs−300)までの平均冷却速度は、20℃/s未満であり、2℃/s以下が好ましく、0.02℃/s未満がより好ましい。
巻き取り後の(Bs−300)までの平均冷却速度は、下限は特に限定されないが、0.0001℃/s以上が好ましい。
巻き取り後の冷却において、冷却停止温度は(Bs−300)℃未満でもよい。通常、10〜30℃程度の室温まで冷却する。その後、常法に従って、調質圧延(スキンパス圧延)を施してもよい。また、酸洗を施して、スケールを除去してもよい。
後述するめっき処理を施さない場合、巻き取り後に冷却され(さらに、任意で、調質圧延および/または酸洗が施され)た仕上圧延板が、本発明の高強度熱延鋼板となる。
〈めっき処理〉
巻き取り後に冷却され(さらに、任意で、調質圧延および/または酸洗が施され)た仕上圧延板に対しては、常用のめっきラインが用いて、めっき処理を施してもよい。これにより、仕上圧延板の表面に、めっき層が形成される。めっき処理を施す場合、めっき処理後の仕上圧延板が、本発明の高強度熱延鋼板となる。
めっき処理としては、特に限定されず、例えば、従来公知の溶融めっき処理、合金化溶融めっき処理、電気めっき処理などが挙げられる。
溶融めっき処理としては、例えば、溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理が挙げられる。また、合金化溶融めっき処理としては、例えば、合金化溶融めっき処理(溶融亜鉛めっき処理の後に、合金化処理を行なうことにより、合金化溶融亜鉛めっき層を形成する処理)が挙げられる。
巻き取り後に冷却され(さらに、任意で、調質圧延および/または酸洗が施され)た仕上圧延板に対しては、常用のめっきラインが用いて、めっき処理を施してもよい。これにより、仕上圧延板の表面に、めっき層が形成される。めっき処理を施す場合、めっき処理後の仕上圧延板が、本発明の高強度熱延鋼板となる。
めっき処理としては、特に限定されず、例えば、従来公知の溶融めっき処理、合金化溶融めっき処理、電気めっき処理などが挙げられる。
溶融めっき処理としては、例えば、溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理が挙げられる。また、合金化溶融めっき処理としては、例えば、合金化溶融めっき処理(溶融亜鉛めっき処理の後に、合金化処理を行なうことにより、合金化溶融亜鉛めっき層を形成する処理)が挙げられる。
以下に、実施例を挙げて本発明を具体的に説明する。ただし、本発明は以下に説明する実施例に限定されない。
〈熱延鋼板の製造〉
下記表1に示す成分組成を有する(残部はFeおよび不可避的不純物からなる)溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブを製造した。
製造したスラブを、下記表2に示すスラブ加熱温度[℃]および1150℃以上でのスラブ加熱時間[s]で加熱した。
加熱したスラブを粗圧延することにより、粗圧延板を得た。
得られた粗圧延板の表面に、下記表2に示す衝突圧[MPa]で高圧水デスケーリングを施した。
高圧水デスケーリングを施した粗圧延板に、下記表2に示す仕上圧延終了温度[℃]で仕上圧延を施すことにより、仕上圧延板を得た。
仕上圧延の終了後、得られた仕上圧延板を強制冷却した。下記表2には、強制冷却の際の条件として、冷却開始時間(仕上圧延の終了後から、強制冷却を開始するまでの時間)[s]、平均冷却速度(仕上圧延終了温度から冷却停止温度までの平均冷却速度)[℃/s]、および、冷却停止温度[℃]を記載した。
強制冷却した仕上圧延板を、下記表2に示す冷却停止温度[℃]にて巻き取りした。
巻き取りした仕上圧延板を、下記表2に示す平均冷却速度[℃/s]で(Bs−300)℃まで冷却した。
下記表2に示すRC[℃]およびBs[℃]は、上述したとおりである。
こうして、下記表2に示す板厚[mm]を有する熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板に対して、調質圧延を施し、その後、酸洗(塩酸濃度:10質量%、温度85℃)を施してスケールを除去した。さらに、一部の熱延鋼板には、めっき処理を施してめっき層を形成した。より詳細には、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、合金化処理を施した。これにより、合金化溶融亜鉛めっき層を形成した。この場合、下記表2の「めっき処理の有無」の欄に「○」を記載した。
下記表1に示す成分組成を有する(残部はFeおよび不可避的不純物からなる)溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によりスラブを製造した。
製造したスラブを、下記表2に示すスラブ加熱温度[℃]および1150℃以上でのスラブ加熱時間[s]で加熱した。
加熱したスラブを粗圧延することにより、粗圧延板を得た。
得られた粗圧延板の表面に、下記表2に示す衝突圧[MPa]で高圧水デスケーリングを施した。
高圧水デスケーリングを施した粗圧延板に、下記表2に示す仕上圧延終了温度[℃]で仕上圧延を施すことにより、仕上圧延板を得た。
仕上圧延の終了後、得られた仕上圧延板を強制冷却した。下記表2には、強制冷却の際の条件として、冷却開始時間(仕上圧延の終了後から、強制冷却を開始するまでの時間)[s]、平均冷却速度(仕上圧延終了温度から冷却停止温度までの平均冷却速度)[℃/s]、および、冷却停止温度[℃]を記載した。
強制冷却した仕上圧延板を、下記表2に示す冷却停止温度[℃]にて巻き取りした。
巻き取りした仕上圧延板を、下記表2に示す平均冷却速度[℃/s]で(Bs−300)℃まで冷却した。
下記表2に示すRC[℃]およびBs[℃]は、上述したとおりである。
こうして、下記表2に示す板厚[mm]を有する熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板に対して、調質圧延を施し、その後、酸洗(塩酸濃度:10質量%、温度85℃)を施してスケールを除去した。さらに、一部の熱延鋼板には、めっき処理を施してめっき層を形成した。より詳細には、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、合金化処理を施した。これにより、合金化溶融亜鉛めっき層を形成した。この場合、下記表2の「めっき処理の有無」の欄に「○」を記載した。
〈熱延鋼板の評価〉
得られた熱延鋼板から試験片を採取して、以下に説明する試験および評価等を行なった。めっき層を有する熱延鋼板は、めっき処理後に、以下に説明する試験および評価等を行なった。結果を下記表3に示す。
得られた熱延鋼板から試験片を採取して、以下に説明する試験および評価等を行なった。めっき層を有する熱延鋼板は、めっき処理後に、以下に説明する試験および評価等を行なった。結果を下記表3に示す。
(i)ミクロ組織の観察
得られた熱延鋼板から、試験片を採取した。採取した試験片を研磨して、めっき層を除いた板厚1/4位置の断面(圧延方向に平行な断面)を露出させた。露出させた断面を、腐食液(3質量%ナイタール溶液)を用いて腐食させてから、走査電子顕微鏡(SEM)を用いて5000倍の倍率で観察した。10視野を撮影して、画像処理により、上部ベイナイト相、下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、パーライト相、ならびに、ポリゴナルフェライト相の各相の面積率[%]を定量化して求めた。
得られた熱延鋼板から、試験片を採取した。採取した試験片を研磨して、めっき層を除いた板厚1/4位置の断面(圧延方向に平行な断面)を露出させた。露出させた断面を、腐食液(3質量%ナイタール溶液)を用いて腐食させてから、走査電子顕微鏡(SEM)を用いて5000倍の倍率で観察した。10視野を撮影して、画像処理により、上部ベイナイト相、下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、パーライト相、ならびに、ポリゴナルフェライト相の各相の面積率[%]を定量化して求めた。
フレッシュマルテンサイト相と残留オーステナイト相とは、SEMでは区別が困難であった。そこで、電子線反射回折(Electron Backscatter Diffraction Patterns:EBSD)法を用いた。より詳細には、SEMでフレッシュマルテンサイト相と残留オーステナイト相とを区別できなかった各結晶粒について、EBSD法により、結晶粒内に面積率で50%未満がオーステナイト相と同定されたものをフレッシュマルテンサイト相とし、結晶粒内に面積率で50%以上がオーステナイト相と同定されたものを残留オーステナイト相とした。
このようにして区別されたフレッシュマルテンサイト相と残留オーステナイト相とについて、面積率[%]を求めた。
このようにして区別されたフレッシュマルテンサイト相と残留オーステナイト相とについて、面積率[%]を求めた。
円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長は、次のように求めた。
SEMまたはEBSD法を用いて同定した第2相の個々の結晶粒について、まず、画像処理によって面積Asecondary[μm2]を求め、次いで、下記式を用いて、円相当直径dsecondary[μm]を求めた。
dsecondary=2√(Asecondary/π)
円相当直径が0.5μm以上である第2相の個々の結晶粒を特定し、その周長を、画像処理によって測定した。測定視野内における、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長の総和を、測定視野の面積で除した。こうして、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長[μm/mm2]を求めた。
SEMまたはEBSD法を用いて同定した第2相の個々の結晶粒について、まず、画像処理によって面積Asecondary[μm2]を求め、次いで、下記式を用いて、円相当直径dsecondary[μm]を求めた。
dsecondary=2√(Asecondary/π)
円相当直径が0.5μm以上である第2相の個々の結晶粒を特定し、その周長を、画像処理によって測定した。測定視野内における、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長の総和を、測定視野の面積で除した。こうして、円相当直径が0.5μm以上である第2相の周長[μm/mm2]を求めた。
上部ベイナイト相の平均粒径は、次のように測定した。
まず、熱延鋼板から試験片を採取し、研磨した。より詳細には、圧延方向に平行な面(板厚1/4位置の面)が観察面となるように、コロイダルシリカ溶液を用いて、試験片を研磨した。その後、EBSD法(電子線の加速電圧:20keV、測定間隔:0.1μmステップ)によって、試験片の観察面における100μm×100μmの領域を、10箇所測定した。一般的に結晶粒界として認識されている大傾角粒界の閾値を15°と定義して、結晶方位差が15°以上の粒界を可視化することにより、上部ベイナイト相の面積平均(Area fraction average)の粒径[μm]を算出した。算出には、TSL社製のOIM Analysisソフトウェアを使用した。この際、結晶粒の定義として、Grain Tolerance Angleを15°にすることにより、面積平均粒径を求めた。求めた上部ベイナイト相の面積平均粒径を、上部ベイナイト相の平均粒径[μm]とした。
まず、熱延鋼板から試験片を採取し、研磨した。より詳細には、圧延方向に平行な面(板厚1/4位置の面)が観察面となるように、コロイダルシリカ溶液を用いて、試験片を研磨した。その後、EBSD法(電子線の加速電圧:20keV、測定間隔:0.1μmステップ)によって、試験片の観察面における100μm×100μmの領域を、10箇所測定した。一般的に結晶粒界として認識されている大傾角粒界の閾値を15°と定義して、結晶方位差が15°以上の粒界を可視化することにより、上部ベイナイト相の面積平均(Area fraction average)の粒径[μm]を算出した。算出には、TSL社製のOIM Analysisソフトウェアを使用した。この際、結晶粒の定義として、Grain Tolerance Angleを15°にすることにより、面積平均粒径を求めた。求めた上部ベイナイト相の面積平均粒径を、上部ベイナイト相の平均粒径[μm]とした。
(ii)算術平均粗さRaの測定
得られた熱延鋼板から、試験片(大きさ:t(板厚)×50mm(幅)×50mm(長さ))を採取した。採取した試験片について、JIS B 0601:2013に準拠して、算術平均粗さRaを測定した。算術平均粗さRaは、圧延方向と直角方向とでそれぞれ3回ずつ測定し、それらの平均値を求め、これを熱延鋼板の算術平均粗さRaとした。
めっき層を有する熱延鋼板は、めっき層の表面の算術平均粗さRaを求めた。
得られた熱延鋼板から、試験片(大きさ:t(板厚)×50mm(幅)×50mm(長さ))を採取した。採取した試験片について、JIS B 0601:2013に準拠して、算術平均粗さRaを測定した。算術平均粗さRaは、圧延方向と直角方向とでそれぞれ3回ずつ測定し、それらの平均値を求め、これを熱延鋼板の算術平均粗さRaとした。
めっき層を有する熱延鋼板は、めっき層の表面の算術平均粗さRaを求めた。
(iii)引張試験
得られた熱延鋼板から、引張方向が圧延方向と直角方向になるようにJIS5号試験片(GL:50mm)を採取し、機械特性値を求めた。
具体的には、採取した試験片について、JIS Z 2241:2011の規定に準拠して、引張試験を行ない、降伏強度(降伏点、YP)[MPa]、引張強さ(TS)[MPa]、全伸び(El)[%]、および、均一伸び(U−El)[%]を求めた。熱延鋼板ごとに引張試験は2回ずつ行ない、2回の平均値を、その熱延鋼板の機械特性値とした。
本発明においては、TS×U−El[MPa・%]の値が6,000MPa・%以上である場合、延性に優れると評価した。
得られた熱延鋼板から、引張方向が圧延方向と直角方向になるようにJIS5号試験片(GL:50mm)を採取し、機械特性値を求めた。
具体的には、採取した試験片について、JIS Z 2241:2011の規定に準拠して、引張試験を行ない、降伏強度(降伏点、YP)[MPa]、引張強さ(TS)[MPa]、全伸び(El)[%]、および、均一伸び(U−El)[%]を求めた。熱延鋼板ごとに引張試験は2回ずつ行ない、2回の平均値を、その熱延鋼板の機械特性値とした。
本発明においては、TS×U−El[MPa・%]の値が6,000MPa・%以上である場合、延性に優れると評価した。
(iv)穴拡げ試験
得られた熱延鋼板から、試験片(大きさ:t(板厚)×100mm(幅)×100mm(長さ))を採取した。日本鉄鋼連盟規格JFS T 1001:1996に準拠して、試験片の中央に、10mmφポンチを用いて、クリアランスを12±1%として、ポンチ穴を打抜いた。クリアランスは、試験片の板厚に対する割合[%]である。その後、ポンチ穴に60°円錐ポンチを打抜き方向から押し上げるように挿入し、試験片に亀裂を発生させた。亀裂が試験片を板厚に貫通した時点での穴径d[mm]を測定し、次式
λ[%]={(d−10)/10}×100
で定義される穴拡げ率(λ)[%]を算出した。
本発明においては、引張試験により求めた引張強さ(TS)と、穴拡げ試験により求めた穴拡げ率(λ)とを乗じた値(TS×λ)が50,000MPa・%以上である場合、穴拡げ性に優れると評価した。
得られた熱延鋼板から、試験片(大きさ:t(板厚)×100mm(幅)×100mm(長さ))を採取した。日本鉄鋼連盟規格JFS T 1001:1996に準拠して、試験片の中央に、10mmφポンチを用いて、クリアランスを12±1%として、ポンチ穴を打抜いた。クリアランスは、試験片の板厚に対する割合[%]である。その後、ポンチ穴に60°円錐ポンチを打抜き方向から押し上げるように挿入し、試験片に亀裂を発生させた。亀裂が試験片を板厚に貫通した時点での穴径d[mm]を測定し、次式
λ[%]={(d−10)/10}×100
で定義される穴拡げ率(λ)[%]を算出した。
本発明においては、引張試験により求めた引張強さ(TS)と、穴拡げ試験により求めた穴拡げ率(λ)とを乗じた値(TS×λ)が50,000MPa・%以上である場合、穴拡げ性に優れると評価した。
(v)曲げ試験
得られた熱延鋼板にせん断加工を施して、せん断端面を有する、35mm(幅)×100mm(長さ)の試験片を採取した。試験片の長手方向は、圧延方向と直角の方向である。採取した試験片について、JIS Z 2248:2014に規定に準拠して、Vブロックを用いて90°の曲げ試験を行なった。各熱延鋼板から、3個の試験片を採取して試験を行なった。3個の試験片のいずれにもワレが発生しない最小の曲げ半径を限界曲げ半径R[mm]とし、Rを熱延鋼板の板厚t[mm]で除したR/tの値を求めた。
本発明においては、R/tの値が1.50以下である場合、曲げ加工性に優れると評価した。
得られた熱延鋼板にせん断加工を施して、せん断端面を有する、35mm(幅)×100mm(長さ)の試験片を採取した。試験片の長手方向は、圧延方向と直角の方向である。採取した試験片について、JIS Z 2248:2014に規定に準拠して、Vブロックを用いて90°の曲げ試験を行なった。各熱延鋼板から、3個の試験片を採取して試験を行なった。3個の試験片のいずれにもワレが発生しない最小の曲げ半径を限界曲げ半径R[mm]とし、Rを熱延鋼板の板厚t[mm]で除したR/tの値を求めた。
本発明においては、R/tの値が1.50以下である場合、曲げ加工性に優れると評価した。
(vi)耐打抜き荒れ性の評価
得られた熱延鋼板から、試験片(大きさ:t(板厚)×30mm(幅)×30mm(長さ))を採取した。採取した試験片の中央に、10mmφの円筒ポンチを用いて、クリアランスを12±1%として、打抜き穴を形成した。クリアランスは、試験片の板厚に対する割合[%]である。打抜き穴の圧延方向端面および圧延直角方向端面がそれぞれ評価できるように、試験片を対角線に沿って4等分し、4等分試験片を作製した。4等分試験片の打抜き穴端面について、JIS B 0601:2013に準拠して、最大高さ粗さRz[μm]を測定した。
より詳細には、次のように測定した。まず、4等分試験片の打抜き穴端面に、板厚方向に沿って位置Aおよび位置Bを設定した。位置Aは、バリ発生側の最表面から板厚方向に100μmの位置である。位置Bは、打抜き穴端面のせん断面/破断面境界から破断面方向に100μmの位置である。位置Aと位置Bとの間を等間隔に10位置に分け、合計10位置で、円弧方向(円周方向)に1mm長さの粗さ曲線を測定した。得られた10本の粗さ曲線から、それぞれ最大高さ粗さRzを算出した。算出したRzの平均値を、4等分試験片のRzとした。このようなRzの測定を、4等分試験片すべてについて実施し、得られたRzの平均値を、その熱延鋼板の打抜き穴端面のRz[μm]とした。
また、4等分試験片すべてから得られた計40点のRzの標準偏差を算出し、これを、その熱延鋼板の打抜き穴端面のRzの標準偏差[μm]とした。打抜き穴端面は曲面のため、Rzを算出する際に、JIS B 0601:2013に準拠した2次曲線補正を行なった。カットオフλsおよびλcによる補正は行なわなかった。
本発明においては、打抜き穴端面のRzが35μm以下であり、かつ、打抜き穴端面のRzの標準偏差が10μm以下である場合、耐打抜き荒れ性に優れると評価した。
得られた熱延鋼板から、試験片(大きさ:t(板厚)×30mm(幅)×30mm(長さ))を採取した。採取した試験片の中央に、10mmφの円筒ポンチを用いて、クリアランスを12±1%として、打抜き穴を形成した。クリアランスは、試験片の板厚に対する割合[%]である。打抜き穴の圧延方向端面および圧延直角方向端面がそれぞれ評価できるように、試験片を対角線に沿って4等分し、4等分試験片を作製した。4等分試験片の打抜き穴端面について、JIS B 0601:2013に準拠して、最大高さ粗さRz[μm]を測定した。
より詳細には、次のように測定した。まず、4等分試験片の打抜き穴端面に、板厚方向に沿って位置Aおよび位置Bを設定した。位置Aは、バリ発生側の最表面から板厚方向に100μmの位置である。位置Bは、打抜き穴端面のせん断面/破断面境界から破断面方向に100μmの位置である。位置Aと位置Bとの間を等間隔に10位置に分け、合計10位置で、円弧方向(円周方向)に1mm長さの粗さ曲線を測定した。得られた10本の粗さ曲線から、それぞれ最大高さ粗さRzを算出した。算出したRzの平均値を、4等分試験片のRzとした。このようなRzの測定を、4等分試験片すべてについて実施し、得られたRzの平均値を、その熱延鋼板の打抜き穴端面のRz[μm]とした。
また、4等分試験片すべてから得られた計40点のRzの標準偏差を算出し、これを、その熱延鋼板の打抜き穴端面のRzの標準偏差[μm]とした。打抜き穴端面は曲面のため、Rzを算出する際に、JIS B 0601:2013に準拠した2次曲線補正を行なった。カットオフλsおよびλcによる補正は行なわなかった。
本発明においては、打抜き穴端面のRzが35μm以下であり、かつ、打抜き穴端面のRzの標準偏差が10μm以下である場合、耐打抜き荒れ性に優れると評価した。
〈評価結果まとめ〉
上記表1〜表3中、下線部は、本発明の範囲外または好適範囲外を示す。
No.1〜No.4、No.6〜No.12、および、No.17〜No.24の熱延鋼板は、980MPa以上の引張強さ(TS)を有し高強度であり、かつ、延性、穴拡げ性、曲げ加工性および耐打抜き荒れ性に優れていた。
上記表1〜表3中、下線部は、本発明の範囲外または好適範囲外を示す。
No.1〜No.4、No.6〜No.12、および、No.17〜No.24の熱延鋼板は、980MPa以上の引張強さ(TS)を有し高強度であり、かつ、延性、穴拡げ性、曲げ加工性および耐打抜き荒れ性に優れていた。
これに対して、No.5(強制冷却の冷却停止温度が高い)は、第2相の周長が長く、穴拡げ性が不十分であった。
No.13(仕上圧延終了温度が高い)は、上部ベイナイト相の平均粒径が大きく、耐打抜き荒れ性が不十分であった。
No.14(仕上圧延終了温度が低い)は、上部ベイナイト相の面積率が小さく、引張強さが980MPa未満であった。
No.15(巻き取り後の(Bs−300)℃までの平均冷却速度が速い)は、第2相の面積率が大きく、穴拡げ性が不十分であった。
No.16(デスケーリング衝突圧が低い)は、算術平均粗さRaが大きく、曲げ加工性が不十分であった。
No.13(仕上圧延終了温度が高い)は、上部ベイナイト相の平均粒径が大きく、耐打抜き荒れ性が不十分であった。
No.14(仕上圧延終了温度が低い)は、上部ベイナイト相の面積率が小さく、引張強さが980MPa未満であった。
No.15(巻き取り後の(Bs−300)℃までの平均冷却速度が速い)は、第2相の面積率が大きく、穴拡げ性が不十分であった。
No.16(デスケーリング衝突圧が低い)は、算術平均粗さRaが大きく、曲げ加工性が不十分であった。
No.25(Tiが多い鋼Qを使用)は、耐打抜き荒れ性が不十分であった。
No.26(Cr、Mo、NbおよびVを含有しない鋼Rを使用)は、第2相が無いため、第2相の周長が短く、曲げ加工性が不十分であった。
No.27(Crが多い鋼Sを使用)は、算術平均粗さRaが大きく、曲げ加工性が不十分であった。
No.26(Cr、Mo、NbおよびVを含有しない鋼Rを使用)は、第2相が無いため、第2相の周長が短く、曲げ加工性が不十分であった。
No.27(Crが多い鋼Sを使用)は、算術平均粗さRaが大きく、曲げ加工性が不十分であった。
Claims (7)
- 引張強さが、980MPa以上であり、
表面の算術平均粗さRaが、2.00μm以下であり、
質量%で、C:0.04%以上0.16%以下、Si:0.2%以上2.0%以下、Mn:1.0%以上3.0%以下、P:0.100%以下、S:0.0100%以下、Al:0.01%以上2.00%以下、N:0.010%以下、Ti:0.001%以上0.030%未満、および、B:0.0005%以上0.0200%以下を含有し、さらに、Cr:0.10%以上1.50%以下、Mo:0.05%以上0.45%以下、Nb:0.005%以上0.060%以下、および、V:0.05%以上0.50%以下からなる群から選ばれる少なくとも1種を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
上部ベイナイト相および第2相を含むミクロ組織と、を有し、
前記上部ベイナイト相の面積率が、90%以上100%未満であり、
前記上部ベイナイト相の平均粒径が、12.0μm以下であり、
前記第2相は、下部ベイナイト相および/または焼き戻しマルテンサイト相、フレッシュマルテンサイト相、ならびに、残留オーステナイト相からなる群から選ばれる少なくとも1種であり、
前記第2相の面積率が、0%超10%未満であり、
円相当直径が0.5μm以上である前記第2相の周長が、10,000μm/mm2以上300,000μm/mm2未満である、高強度熱延鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、Cu:0.01%以上0.50%以下、および、Ni:0.01%以上0.50%以下からなる群から選ばれる少なくとも1種を含有する、請求項1に記載の高強度熱延鋼板。
- 前記成分組成は、さらに、質量%で、Sb:0.0002%以上0.0300%以下を含有する、請求項1または2に記載の高強度熱延鋼板。
- 前記成分組成は、さらに、質量%で、Ca:0.0002%以上0.0100%以下、Mg:0.0002%以上0.0100%以下、および、REM:0.0002%以上0.0100%以下からなる群から選ばれる少なくとも1種を含有する、請求項1〜3のいずれか1項に記載の高強度熱延鋼板。
- 表面にめっき層を有する、請求項1〜4のいずれか1項に記載の高強度熱延鋼板。
- 請求項1〜4のいずれか1項に記載の高強度熱延鋼板を製造する方法であって、
請求項1〜4のいずれか1項に記載の成分組成を有する鋼素材を、1150℃以上に加熱し、
前記加熱した前記鋼素材を粗圧延することにより粗圧延板を得て、
前記粗圧延板に、2.5MPa以上の衝突圧で、高圧水デスケーリングを施し、
前記高圧水デスケーリングを施した前記粗圧延板を(RC−100)℃以上(RC+100)℃以下の仕上圧延終了温度で仕上圧延することにより仕上圧延板を得て、ただし、RCは下記式(1)で定義され、
前記仕上圧延板を20℃/s以上の平均冷却速度で(Bs−250)℃以上(Bs−150)℃未満の冷却停止温度まで冷却し、ただし、Bsは下記式(2)で定義され、かつ、前記仕上圧延終了温度がRC℃以上である場合は前記仕上圧延の終了から前記冷却の開始までの時間が2.0s以下であり、
前記冷却した前記仕上圧延板を、前記冷却停止温度にて巻き取りし、
前記巻き取りした前記仕上圧延板を20℃/s未満の平均冷却速度で(Bs−300)℃まで冷却する、高強度熱延鋼板の製造方法。
(1)RC=850+100×C+100×N+10×Mn+700×Ti+5000×B+10×Cr+50×Mo+2000×Nb+150×V
(2)Bs=830−270×C−90×Mn−70×Cr−37×Ni−83×Mo
ただし、前記式中の各元素記号は、前記成分組成における各元素の質量%での含有量を表す。前記成分組成が含まない元素の場合、前記式中の元素記号を0として計算する。 - 前記巻き取り後に前記冷却した前記仕上圧延板にめっき処理を施す、請求項6に記載の高強度熱延鋼板の製造方法。
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