JP2022061461A - 高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにこれらの製造方法 - Google Patents
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- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
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Abstract
【課題】伸びフランジ性および曲げ性に優れる高強度冷延鋼板を提供する。【解決手段】質量%で、C:0.070~0.140%、Si:0.80~1.80%、およびMn:1.80~2.80%、を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、走査型電子顕微鏡で観察した組織における面積率で、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、ならびに、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およびセメンタイトの少なくとも一方からなる硬質相の合計が85%以上、硬質相であって、短径が0.4μm以下かつ長径が1.2μm以上の硬質相が0.5%以上、硬質相であって、短径が1.2μm以上の硬質相が5.0%以下、前記ベイナイト、前記焼戻しマルテンサイトおよび硬質相以外の組織が15%以下であり、X線回折法により測定した体積率で、残留オーステナイトが3.0%以上、7.0%以下である。【選択図】図1
Description
本発明は、高強度冷延鋼板、およびこれを用いた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにこれらの鋼板の製造方法に関する。
近年、自動車用部材や輸送機械用部材等の高強度化に伴い、これらの部材に用いられる鋼板も高強度化されている。このような高強度鋼板では、高強度化に伴い延性や伸びフランジ性等の加工性が低下している。そのため、自動車用鋼板や輸送機械用鋼板等の高強度鋼板を用いて複雑形状の部材をプレス成形することが困難になっている。
また、上記高強度鋼板は曲げ性や伸びフランジ性等の局部延性が低下している。そのため、車体構造用部材のうち、衝突時の衝撃エネルギーを吸収することを目的とする部材に上記高強度鋼板を適用すると、衝突変形中に割れてしまうという問題がある。
これらの問題に対応するため、加工性、および衝突変形中に割れにくい特性(以下「衝突特性」という。)に優れた高強度鋼板の開発が求められている。
自動車用鋼板を、衝撃エネルギーの吸収を目的として車体構造用部材に適用する場合、当該鋼板には、衝突により大荷重を受け且つ高速変形した際に割れが生じにくいことが要求される。このような部材は、変形の際、座屈による厳しい曲げ変形を受けることとなる。そのため、このような部材に用いられる鋼板には、曲げ性・伸びフランジ性といった局部延性に優れる高強度鋼板が適していると考えられる。
鋼板の上記特性に関する技術について開示する文献として、例えば特許文献1および特許文献2が挙げられる。
特許文献1には、伸び、曲げ性、および穴拡げ性(伸びフランジ性)を含む加工性に優れためっき鋼板として、金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して低温変態生成相を70面積%以上含み、金属組織全体に対してパーライト、焼入れマルテンサイト、および焼入れマルテンサイトと残留オーステナイトとの複合相であるMA混合相が15面積%以下である高強度めっき鋼板が開示されている。
特許文献2には、延性および伸びフランジ性で評価される加工性と、衝突特性の両方に優れた高強度冷延鋼板として、焼入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組織の円相当直径が2.0μm以下であり、残留オーステナイトの体積率Vγに対するMA組織の面積率VMAの比VMA/Vγが、0.50≦VMA/Vγ≦1.50を満足する高強度冷延鋼板が開示されている。
しかしながら、本願発明者らが検討したところ、特許文献1および特許文献2に開示された鋼板には、伸びフランジ性および曲げ性にさらなる向上の余地があると考えられる。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、伸びフランジ性および曲げ性に優れる高強度冷延鋼板、ならびに当該高強度冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することにある。また、これらの高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することにある。
本発明者らは、種々検討した結果、上記目的は、以下の発明により達成されることを見出した。
本発明の一局面に係る高強度冷延鋼板は、質量%で、C:0.070~0.140%、Si:0.80~1.80%、およびMn:1.80~2.80%、を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、走査型電子顕微鏡で観察した組織における面積率で、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、ならびに、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およびセメンタイトの少なくとも一方からなる硬質相の合計が85%以上、前記硬質相であって、短径が0.4μm以下かつ長径が1.2μm以上の硬質相が0.5%以上、前記硬質相であって、短径が1.2μm以上の硬質相が5.0%以下、前記ベイナイト、前記焼戻しマルテンサイトおよび前記硬質相以外の組織が15%以下であり、X線回折法により測定した体積率で、残留オーステナイトが3.0%以上、7.0%以下である。
本発明の他の一局面に係る溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の高強度冷延鋼板と、前記高強度冷延鋼板の表面に設けられた溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する。
また、本発明の他の一局面に係る高強度冷延鋼板の製造方法は、上記の成分組成を満足する鋼スラブに、熱間圧延および冷間圧延を順に施す圧延工程と、前記鋼スラブを冷間圧延して得られた鋼板を、700℃以上での昇温速度を1.5℃/秒以上30℃/秒以下として、(Ac3点+200℃)以下の温度域に加熱する加熱工程と、前記加熱工程を経た前記鋼板を10秒以上100秒以下保持する均熱工程と、前記均熱工程を経た前記鋼板を10℃/秒以上50℃/秒以下の冷却速度で100℃以上410℃以下の第1の冷却温度まで冷却する第1の冷却工程と、前記第1の冷却温度まで冷却された前記鋼板を100℃以上410℃以下の保持温度で10秒以上80秒以下保持する保持工程と、前記保持工程を経た前記鋼板を15℃/秒以上の冷却速度で室温程度まで冷却する第2の冷却工程と、をこの順序で有する。
本発明の他の一局面に係る溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記の高強度冷延鋼板の製造方法において、さらに、第2の冷却工程の前に、前記鋼板に亜鉛めっき処理を施し、または亜鉛めっき処理に続いて合金化処理を施す。
本発明によれば、伸びフランジ性および曲げ性に優れる高強度冷延鋼板、ならびに当該高強度冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板および当該高強度冷延鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。
また、本発明によれば、これらの高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することができる。
本発明者らは、引張強さが900MPa以上である高強度冷延鋼板であって、伸びフランジ性および曲げ性に優れる高強度冷延鋼板を提供するため、鋼板の化学成分組成、構成組織、残留オーステナイト体積率、MAおよびセメンタイトのサイズ・形状に着目して鋭意検討を重ねてきた。具体的には、鋼板の構成組織ならびに組織中に分散するMAおよびセメンタイトのサイズ・形状が伸びフランジ性および曲げ性に影響を与えると考え、これらの組織について詳細に調査した。
その結果、鋼板の化学成分組成、構成組織、残留オーステナイトの体積率、ならびに組織中の所定のサイズ・形状のMAおよびセメンタイトの面積率が、それぞれ後述する所定の要件を満足すれば、高強度冷延鋼板において良好な伸びフランジ性および曲げ性が見事に達成されることを見出し、本発明を完成した。
以下の記載において、鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板について「高強度」とは、「引張強さが900MPa以上」を意味する。また、本発明で規定する「MA」とは、「Martensite-Austenite Constituent」の略であり、焼入れマルテンサイトと残留オーステナイトが複合した組織のことである。
以下、本発明の一実施形態に係る高強度冷延鋼板およびその製造方法について説明する。
(高強度冷延鋼板の金属組織)
本実施形態に係る高強度冷延鋼板は、走査型電子顕微鏡で観察した組織における面積率で、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、ならびに、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およびセメンタイトの少なくとも一方からなる硬質相の合計が85%以上、硬質相であって、短径が0.4μm以下、長径が1.2μm以上の硬質相が0.5%以上、硬質相であって、短径が1.2μm以上の硬質相が5.0%以下、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよび硬質相以外の組織が15%以下であり、X線回折法により測定した体積率で、残留オーステナイトが3.0%以上、7.0%以下である。これにより、伸びフランジ性および曲げ性に優れる高強度冷延鋼板を得ることができる。
本実施形態に係る高強度冷延鋼板は、走査型電子顕微鏡で観察した組織における面積率で、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、ならびに、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およびセメンタイトの少なくとも一方からなる硬質相の合計が85%以上、硬質相であって、短径が0.4μm以下、長径が1.2μm以上の硬質相が0.5%以上、硬質相であって、短径が1.2μm以上の硬質相が5.0%以下、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよび硬質相以外の組織が15%以下であり、X線回折法により測定した体積率で、残留オーステナイトが3.0%以上、7.0%以下である。これにより、伸びフランジ性および曲げ性に優れる高強度冷延鋼板を得ることができる。
(硬質相)
本実施形態で規定する硬質相は、MAおよびセメンタイトの少なくとも一方からなる。また、MAは、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ものである。本実施形態に係る高強度冷延鋼板は、走査型電子顕微鏡(SEM)で観察した組織における面積率で、短径が0.4μm以下、長径が1.2μm以上の硬質相(以下「第1の硬質相」ともいう。)が0.5%以上、短径が1.2μm以上の硬質相(以下「第2の硬質相」ともいう。)が5.0%以上である。
本実施形態で規定する硬質相は、MAおよびセメンタイトの少なくとも一方からなる。また、MAは、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ものである。本実施形態に係る高強度冷延鋼板は、走査型電子顕微鏡(SEM)で観察した組織における面積率で、短径が0.4μm以下、長径が1.2μm以上の硬質相(以下「第1の硬質相」ともいう。)が0.5%以上、短径が1.2μm以上の硬質相(以下「第2の硬質相」ともいう。)が5.0%以上である。
図1は、本実施形態で規定する硬質相のサイズ・形状を説明するための模式図である。本実施形態では、SEMを用いて撮影した鋼板断面の観察写真をコンピューターによって画像処理し、当該断面における各硬質相の短径、長径および面積を測定する。
図1に示すように、本実施形態に係る高強度冷延鋼板の組織では、ベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトとともに硬質相が存在している。図1に示す硬質相1は、長径が2.5μm、短径が0.3μmであり、第1の硬質相に該当する。硬質相2は、短径が1.4μmであり、第2の硬質相に該当する。図1に示す硬質相3は、長径が0.9μm、短径が0.3μmであり、第1の硬質相にも第2の硬質相にも該当しない硬質相である。硬質相4は短径が0.7μmであり、第1の硬質相にも第2の硬質相にも該当しない硬質相である。
第1の硬質相の面積率が0.5%より低くなると、鋼板の伸びフランジ性および曲げ性は低下する。その理由については必ずしも明らかにした訳ではないが、おそらく次のように考えることができる。すなわち、第1の硬質相の面積率が0.5%より低くなると、鋼板が伸びフランジ変形や曲げ変形を受けた際に、ミクロクラック・亀裂が鋼板組織内を伝播し易くなり、鋼板の伸びフランジ性・曲げ性が劣化すると推定される。第1の硬質相の面積率は、好ましくは0.55%以上、より好ましくは0.60%以上である。
第1の硬質相、すなわち「短径が0.4μm以下、長径が1.2μm以上」の硬質相について面積率を規定した理由は次の通りである。短径が0.4μm以下の硬質相であれば、鋼板が変形する際に、周囲の組織と同様に変形できると考えられる。また、長径が1.2μm以上になると、組織内のミクロクラック・亀裂が伝播する上での障害としての働きが十分に大きくなると考えられる。そのため、「短径が0.4μm以下、長径が1.2μm以上」の硬質相の面積率によって鋼板の伸びフランジ性および曲げ性を評価できると考えられるからである。
また、第2の硬質相が面積率で5.0%より高くなると、鋼板の伸びフランジ性および曲げ性は低下する。その理由については必ずしも明らかにした訳ではないが、おそらく次のように考えることができる。すなわち、第2の硬質相の面積率が5.0%より高くなると、鋼板が伸びフランジ変形や曲げ変形を受けた際にミクロクラックが発生し易くなり、鋼板の伸びフランジ性・曲げ性が劣化すると推定される。第2の硬質相の面積率は、好ましくは4.8%以下、より好ましくは4.6%以下である。
第2の硬質相、すなわち「短径が1.2μm以上」の硬質相について面積率を規定した理由は次の通りである。短径が1.2μm以上の硬質相であれば、材料が変形する際に、周囲の組織と同様に変形できず、ミクロクラックの発生源となり得ると考えられる。そのため、「短径が1.2μm以上」の硬質相の面積率によって鋼板の伸びフランジ性および曲げ性を評価できると考えられるからである。
(残留オーステナイト)
ミクロ組織中の残留オーステナイトについては、高強度冷延鋼板の特性に与える影響が明らかであるので、本実施形態に係る高強度冷延鋼板では、X線回折法により測定した体積率で、全組織に対する残留オーステナイトの体積率を3.0%以上7.0%以下と規定する。残留オーステナイトの体積率は、好ましくは3.5%以上、より好ましくは4.0%以上である。また、残留オーステナイトの体積率は、好ましくは6.5%以下、より好ましくは6.0%以下である。
ミクロ組織中の残留オーステナイトについては、高強度冷延鋼板の特性に与える影響が明らかであるので、本実施形態に係る高強度冷延鋼板では、X線回折法により測定した体積率で、全組織に対する残留オーステナイトの体積率を3.0%以上7.0%以下と規定する。残留オーステナイトの体積率は、好ましくは3.5%以上、より好ましくは4.0%以上である。また、残留オーステナイトの体積率は、好ましくは6.5%以下、より好ましくは6.0%以下である。
残留オーステナイトの体積率が3.0%未満になると、鋼板の加工時における残留オーステナイトの変態誘起塑性による延性向上効果が乏しくなり、鋼板の延性が低下する。一方、残留オーステナイトの体積率が7.0%を超えると、応力によって残留オーステナイトが加工誘起変態によりマルテンサイトとなり、ミクロクラック・亀裂の発生源となることで、鋼板の伸びフランジ性および曲げ性が悪化する。
残留オーステナイトは、SEMで観察した組織においてベイナイトに含まれ、独立して観察することができないため、本実施形態に係る高強度冷延鋼板では、SEMで観察した組織における残留オーステナイトの面積率は規定しない。
(ベイナイト、焼戻しマルテンサイト)
本実施形態に係る高強度冷延鋼板では、ベイナイト組織および焼戻しマルテンサイトは、高強度冷延鋼板の基地組織を構成する。上述の硬質相の面積率および残留オーステナイトの体積率を満たすために、SEMで観察した組織における面積率で、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計は、85%以上とする。ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率の合計は、好ましくは90%以上、より好ましくは95%以上である。本実施形態に係る高強度鋼板は、ベイナイト組織および焼戻しマルテンサイトの両方を含まず、一方だけを含んでいてもよい。
本実施形態に係る高強度冷延鋼板では、ベイナイト組織および焼戻しマルテンサイトは、高強度冷延鋼板の基地組織を構成する。上述の硬質相の面積率および残留オーステナイトの体積率を満たすために、SEMで観察した組織における面積率で、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計は、85%以上とする。ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率の合計は、好ましくは90%以上、より好ましくは95%以上である。本実施形態に係る高強度鋼板は、ベイナイト組織および焼戻しマルテンサイトの両方を含まず、一方だけを含んでいてもよい。
(その他の組織)
本実施形態に係る高強度冷延鋼板では、SEMで観察した組織において、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよび硬質相以外(以下「残部組織」ともいう。)の面積率を合計で15%以下とする。残部組織を構成する主な組織としては、焼入れままマルテンサイト(本実施形態では焼入れままマルテンサイトに自己焼戻しマルテンサイトを含む。)、ならびに不可避的に形成されるフェライトおよびパーライトが挙げられる。
本実施形態に係る高強度冷延鋼板では、SEMで観察した組織において、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよび硬質相以外(以下「残部組織」ともいう。)の面積率を合計で15%以下とする。残部組織を構成する主な組織としては、焼入れままマルテンサイト(本実施形態では焼入れままマルテンサイトに自己焼戻しマルテンサイトを含む。)、ならびに不可避的に形成されるフェライトおよびパーライトが挙げられる。
残部組織の面積率を合計で15%以下と規定したのは、鋼板の組織に、硬質の焼入れままマルテンサイトや軟質のフェライト、これらの中間の硬さのパーライトといった硬さの異なる組織が多く混合すると、組織間の硬度差により伸びフランジ性および曲げ性が悪化するためである。残部組織の面積率は合計で、好ましくは10%以下、より好ましくは5%以下である。
(化学成分組成)
本実施形態に係る高強度冷延鋼板では、化学成分組成は、上述の構成組織、所定のサイズ・形状の硬質相の面積率、残留オーステナイトの体積率を得られるものであれば、特に限定はされない。ただし、C、SiおよびMnに関しては鋼板強度や残留オーステナイト量に与える影響が大きいので、下記の組成範囲に規定する。以下、各元素の組成範囲の規定理由について説明する。以下の化学成分組成の説明における「%」は、いずれも「質量%」を意味する。
本実施形態に係る高強度冷延鋼板では、化学成分組成は、上述の構成組織、所定のサイズ・形状の硬質相の面積率、残留オーステナイトの体積率を得られるものであれば、特に限定はされない。ただし、C、SiおよびMnに関しては鋼板強度や残留オーステナイト量に与える影響が大きいので、下記の組成範囲に規定する。以下、各元素の組成範囲の規定理由について説明する。以下の化学成分組成の説明における「%」は、いずれも「質量%」を意味する。
(C:0.070~0.140%)
Cは、鋼板の強度を確保するために必要な元素である。C量が不足すると、鋼板の引張強さが低下するため、C量は0.070%以上とする。C量の下限は、好ましくは0.080%以上であり、より好ましくは0.090%以上である。しかしながら、C量が過剰になると、粗大なMAの面積率および残留オーステナイト体積率が増大し、鋼板の伸びフランジ性および曲げ性が低下する。そこで、C量の上限を0.140%以下とする。C量の上限は、好ましくは0.130%以下であり、より好ましくは0.120%以下である。さらに好ましくは0.110%以下である。
Cは、鋼板の強度を確保するために必要な元素である。C量が不足すると、鋼板の引張強さが低下するため、C量は0.070%以上とする。C量の下限は、好ましくは0.080%以上であり、より好ましくは0.090%以上である。しかしながら、C量が過剰になると、粗大なMAの面積率および残留オーステナイト体積率が増大し、鋼板の伸びフランジ性および曲げ性が低下する。そこで、C量の上限を0.140%以下とする。C量の上限は、好ましくは0.130%以下であり、より好ましくは0.120%以下である。さらに好ましくは0.110%以下である。
(Si:0.80~1.80%)
Siは、固溶強化元素として知られており、鋼板の延性の低下を抑えつつ、引張強さを向上させることに有効に作用する元素である。また残留オーステナイトの体積率を確保する上でも有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Si量は0.80%以上とする必要がある。Si量の下限は、好ましくは1.10%以上であり、より好ましくは1.40%以上である。
Siは、固溶強化元素として知られており、鋼板の延性の低下を抑えつつ、引張強さを向上させることに有効に作用する元素である。また残留オーステナイトの体積率を確保する上でも有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Si量は0.80%以上とする必要がある。Si量の下限は、好ましくは1.10%以上であり、より好ましくは1.40%以上である。
しかしながら、Si量が過剰になると、残留オーステナイトの体積率も多くなり、鋼板の伸びフランジ性および曲げ性が低下する。そのためSi量の上限を1.80%以下とする。Si量の上限は、好ましくは1.70%以下であり、より好ましくは1.60%以下である。
(Mn:1.80~2.80%)
Mnは、鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるためには、Mn量は1.80%以上とする必要がある。Mn量の下限は、好ましくは1.9%以上であり、より好ましくは2.0%以上である。しかしながら、Mn量が過剰になると、鋼板の延性および伸びフランジ性が低下する。そのためMn量の上限を2.80%以下とする。Mn量の上限は、好ましくは2.70%以下であり、より好ましくは2.60%以下である。
Mnは、鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるためには、Mn量は1.80%以上とする必要がある。Mn量の下限は、好ましくは1.9%以上であり、より好ましくは2.0%以上である。しかしながら、Mn量が過剰になると、鋼板の延性および伸びフランジ性が低下する。そのためMn量の上限を2.80%以下とする。Mn量の上限は、好ましくは2.70%以下であり、より好ましくは2.60%以下である。
本実施形態に係る高強度冷延鋼板の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。ただし、原材料、資材、製造設備等の状況によって不可避的に持ち込まれる不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。こうした不可避不純物としては、例えば、次に説明するP、Sが挙げられる。
(P:0%超、0.015%以下)
Pは、不可避的に含まれる元素であり、粒界に偏析して粒界脆化を助長する元素であり、鋼板の曲げ性を劣化させるため、P量はできるだけ低減することが推奨される。そのためP量は0.015%以下が好ましく、より好ましくは0.013%以下であり、さらに好ましくは0.010%以下である。なお、Pは鋼中に不可避的に混入する不純物であり、その量を0%にすることは工業生産上不可能である。
Pは、不可避的に含まれる元素であり、粒界に偏析して粒界脆化を助長する元素であり、鋼板の曲げ性を劣化させるため、P量はできるだけ低減することが推奨される。そのためP量は0.015%以下が好ましく、より好ましくは0.013%以下であり、さらに好ましくは0.010%以下である。なお、Pは鋼中に不可避的に混入する不純物であり、その量を0%にすることは工業生産上不可能である。
(S:0%超、0.0050%以下)
SもPと同様に不可避的に含有する元素であり、介在物を生成し、鋼板の伸びフランジ性を低下させるため、S量はできるだけ低減することが推奨される。そのためS量は、0.0050%以下が好ましく、より好ましくは0.0040%以下であり、さらに好ましくは0.0030%以下である。なお、Sは鋼中に不可避的に混入する不純物であり、その量を0%にすることは工業生産上不可能である。
SもPと同様に不可避的に含有する元素であり、介在物を生成し、鋼板の伸びフランジ性を低下させるため、S量はできるだけ低減することが推奨される。そのためS量は、0.0050%以下が好ましく、より好ましくは0.0040%以下であり、さらに好ましくは0.0030%以下である。なお、Sは鋼中に不可避的に混入する不純物であり、その量を0%にすることは工業生産上不可能である。
また、鋼中に含まれる不可避不純物としては、P、Sの他、例えば、N、O等が含まれる。N、Oはそれぞれ以下の範囲であることが好ましい。
(N:0%超、0.0100%以下)
Nは、不純物元素として不可避的に存在し、鋼板の曲げ性を劣化させる。こうしたことからN量は0.0100%以下であることが好ましく、より好ましくは0.0060%以下であり、さらに好ましくは0.0050%以下である。N量は少なければ少ないほど好ましい。しかし、N量を0%にすることは工業生産上困難である。
Nは、不純物元素として不可避的に存在し、鋼板の曲げ性を劣化させる。こうしたことからN量は0.0100%以下であることが好ましく、より好ましくは0.0060%以下であり、さらに好ましくは0.0050%以下である。N量は少なければ少ないほど好ましい。しかし、N量を0%にすることは工業生産上困難である。
(O:0%超、0.0020%以下)
Oは、不純物元素として不可避的に存在し、鋼板の曲げ性を劣化させる。こうしたことからO量は0.0020%以下であることが好ましく、より好ましくは0.0015%以下であり、さらに好ましくは0.0010%以下である。O量は少なければ少ないほど好ましい。しかし、O量を0%にすることは工業生産上困難である。
Oは、不純物元素として不可避的に存在し、鋼板の曲げ性を劣化させる。こうしたことからO量は0.0020%以下であることが好ましく、より好ましくは0.0015%以下であり、さらに好ましくは0.0010%以下である。O量は少なければ少ないほど好ましい。しかし、O量を0%にすることは工業生産上困難である。
本実施形態に係る高強度冷延鋼板には、必要に応じて、Al、Cr、Ti、B、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Nb、Caよりなる群から選ばれる1種以上の元素を以下に示す範囲で含有させてもよい。これらの元素を単独または適宜組み合わせて含有させることにより、含有される元素の種類に応じて鋼板の特性がさらに改善される。
(Al:0.015~0.60%)
Alは、脱酸剤として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、Al量は0.015%以上が好ましく、より好ましくは0.025%以上であり、さらに好ましくは0.030%以上である。また、Alは、残留オーステナイトの体積率を確保する上でも有効な元素である。しかしながら、Al量が過剰になると、Ac3点を過剰に上昇させるおそれがあるとともに、製造コストが増加する。そのため、Al量の上限は、0.60%以下が好ましく、より好ましくは0.55%以下であり、さらに好ましくは0.50%以下である。
Alは、脱酸剤として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、Al量は0.015%以上が好ましく、より好ましくは0.025%以上であり、さらに好ましくは0.030%以上である。また、Alは、残留オーステナイトの体積率を確保する上でも有効な元素である。しかしながら、Al量が過剰になると、Ac3点を過剰に上昇させるおそれがあるとともに、製造コストが増加する。そのため、Al量の上限は、0.60%以下が好ましく、より好ましくは0.55%以下であり、さらに好ましくは0.50%以下である。
(Cr:0%超、0.60%以下)
Crは、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、Cr量は0.05%以上であることが好ましく、より好ましくは0.10%以上であり、さらに好ましくは0.15%以上である。しかしながら、Cr量が過剰になると、溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、不めっきを発生させることがある。そのため、Cr量の上限は0.60%以下であることが好ましく、より好ましくは0.55%以下であり、さらに好ましくは0.50%以下であり、さらにより好ましくは0.45%以下である。
Crは、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、Cr量は0.05%以上であることが好ましく、より好ましくは0.10%以上であり、さらに好ましくは0.15%以上である。しかしながら、Cr量が過剰になると、溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、不めっきを発生させることがある。そのため、Cr量の上限は0.60%以下であることが好ましく、より好ましくは0.55%以下であり、さらに好ましくは0.50%以下であり、さらにより好ましくは0.45%以下である。
(Ti:0.010~0.040%)
Tiは、炭化物や窒化物を形成して鋼板の強度を向上させる元素である。また後述するBによる焼入れ性向上効果を有効に発揮させる上でも有効な元素である。すなわち、Tiは、窒化物を形成することによって鋼中のNを低減する。その結果、鋼中でのB窒化物の形成が抑制され、鋼中のBが固溶状態となって、Bによる焼入れ性向上効果が有効に発揮できる。このように、Tiは焼入れ性を向上させることにより、鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を有効に発揮させるためには、Ti量は0.010%以上が好ましく、より好ましくは0.013%以上であり、さらに好ましくは0.015%以上である。
Tiは、炭化物や窒化物を形成して鋼板の強度を向上させる元素である。また後述するBによる焼入れ性向上効果を有効に発揮させる上でも有効な元素である。すなわち、Tiは、窒化物を形成することによって鋼中のNを低減する。その結果、鋼中でのB窒化物の形成が抑制され、鋼中のBが固溶状態となって、Bによる焼入れ性向上効果が有効に発揮できる。このように、Tiは焼入れ性を向上させることにより、鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を有効に発揮させるためには、Ti量は0.010%以上が好ましく、より好ましくは0.013%以上であり、さらに好ましくは0.015%以上である。
しかしながら、Ti量が過剰になると、Ti炭化物やTi窒化物が過剰となり、鋼板の伸びフランジ性が低下する。そのため、Ti量の上限は0.040%以下が好ましく、より好ましくは0.035%以下であり、さらに好ましくは0.030%以下である。
(B:0.0015~0.0040%)
Bは、焼入れ性を向上させて鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるためには、B量は0.0015%以上が好ましく、より好ましくは0.0020%以上でありさらに好ましくは0.0025%以上である。しかしながら、B量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加するだけである。そのため、B量は0.0040%以下が好ましく、より好ましくは0.0035%以下である。
Bは、焼入れ性を向上させて鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるためには、B量は0.0015%以上が好ましく、より好ましくは0.0020%以上でありさらに好ましくは0.0025%以上である。しかしながら、B量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加するだけである。そのため、B量は0.0040%以下が好ましく、より好ましくは0.0035%以下である。
(Cu:0%超、0.30%以下)
Cuは、鋼板の耐食性向上に有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、Cu量は0.03%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.05%以上である。しかしながら、Cu量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加する。そのため、Cu量の上限は0.30%以下であることが好ましく、より好ましくは0.20%以下であり、さらに好ましくは0.15%以下である。
Cuは、鋼板の耐食性向上に有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、Cu量は0.03%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.05%以上である。しかしながら、Cu量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加する。そのため、Cu量の上限は0.30%以下であることが好ましく、より好ましくは0.20%以下であり、さらに好ましくは0.15%以下である。
(Ni:0%超、0.30%以下)
Niは、鋼板の耐食性向上に有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、Ni量は0.03%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.05%以上である。しかしながら、Ni量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、Ni量の上限は0.30%以下であることが好ましく、より好ましくは0.20%以下、さらに好ましくは0.15%以下である。
Niは、鋼板の耐食性向上に有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、Ni量は0.03%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.05%以上である。しかしながら、Ni量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、Ni量の上限は0.30%以下であることが好ましく、より好ましくは0.20%以下、さらに好ましくは0.15%以下である。
(Mo:0%超、0.30%以下)
Moは、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、Mo量は0.03%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.05%以上である。しかしながら、Mo量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、Mo量の上限は0.30%以下であることが好ましく、より好ましくは0.25%以下であり、さらに好ましくは0.20%以下である。
Moは、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、Mo量は0.03%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.05%以上である。しかしながら、Mo量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、Mo量の上限は0.30%以下であることが好ましく、より好ましくは0.25%以下であり、さらに好ましくは0.20%以下である。
(V:0%超、0.30%以下)
Vは、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、V量は0.005%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.010%以上である。しかしながら、V量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、V量の上限は、0.30以下であることが好ましく、より好ましくは0.25%以下であり、さらに好ましくは0.20%以下であり、さらにより好ましくは0.15%以下である。
Vは、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、V量は0.005%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.010%以上である。しかしながら、V量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、V量の上限は、0.30以下であることが好ましく、より好ましくは0.25%以下であり、さらに好ましくは0.20%以下であり、さらにより好ましくは0.15%以下である。
(Nb:0%超、0.040%以下)
Nbは、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、Nb量は0.003%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.005%以上である。しかしながら、Nb量が過剰になると、曲げ性を劣化させる。そのため、Nb量の上限は0.040%以下であることが好ましく、より好ましくは0.035%以下であり、さらに好ましくは0.030%以下である。
Nbは、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、Nb量は0.003%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.005%以上である。しかしながら、Nb量が過剰になると、曲げ性を劣化させる。そのため、Nb量の上限は0.040%以下であることが好ましく、より好ましくは0.035%以下であり、さらに好ましくは0.030%以下である。
(Ca:0%超、0.0050%以下)
Caは、鋼中の硫化物を球状化し、曲げ性を高めることに有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、Ca量は0.0005%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.0010%以上である。しかしながら、Ca量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、Ca量の上限は0.0050%以下であることが好ましく、より好ましくは0.0030%以下であり、さらに好ましくは0.0025%以下である。
Caは、鋼中の硫化物を球状化し、曲げ性を高めることに有効な元素であり、必要に応じて含有させてもよい。その効果は、含有量が増加するにつれて増大するが、上記効果を有効に発揮させるためには、Ca量は0.0005%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.0010%以上である。しかしながら、Ca量が過剰になると、その効果が飽和するとともに、コストが増加する。そのため、Ca量の上限は0.0050%以下であることが好ましく、より好ましくは0.0030%以下であり、さらに好ましくは0.0025%以下である。
(高強度冷延鋼板の特性)
以上説明した化学成分組成、構成組織、残留オーステナイトの体積率、所定のサイズ・形状の硬質相の面積率を満足する本実施形態に係る高強度冷延鋼板では、引張強度が900MPa以上となり、その強度レベルに応じて、延性および伸びフランジ性のすべてに優れたものとなる。
以上説明した化学成分組成、構成組織、残留オーステナイトの体積率、所定のサイズ・形状の硬質相の面積率を満足する本実施形態に係る高強度冷延鋼板では、引張強度が900MPa以上となり、その強度レベルに応じて、延性および伸びフランジ性のすべてに優れたものとなる。
本実施形態に係る高強度冷延鋼板は、引張強度900MPa以上を満足するとともに、例えば、下記特性をいずれも満足することが好ましい。
伸びEL(Elongation)は好ましくは12%以上、より好ましくは13%以上である。伸びフランジ性(穴広げ率λ)は、好ましくは60%以上、より好ましくは70%以上である。VDA曲げ角度は、好ましくは100°以上、より好ましくは105°以上である。伸びELの上限は特に規定されないが、通常18%程度である。また、穴広げ率λは、高いほど伸びフランジ性が優れており、その上限は特に限定されないが、通常100%程度である。
(溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板)
本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、以上説明した高強度冷延鋼板と、この高強度冷延鋼板の表面に設けられた溶融亜鉛めっき層と、を有する。また、本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、以上説明した高強度冷延鋼板と、この高強度冷延鋼板の表面に設けられた合金化溶融亜鉛めっき層と、を有する。
本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、以上説明した高強度冷延鋼板と、この高強度冷延鋼板の表面に設けられた溶融亜鉛めっき層と、を有する。また、本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、以上説明した高強度冷延鋼板と、この高強度冷延鋼板の表面に設けられた合金化溶融亜鉛めっき層と、を有する。
これらの溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板も、本実施形態に係る高強度冷延鋼板と同様に、900MPa以上の引張強度、ならびに優れた延性および伸びフランジ性を有する。
以下では、本実施形態に係る高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を総称して「高強度鋼板」ともいう。
(高強度冷延鋼板の製造方法)
次に、本実施形態に係る高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
次に、本実施形態に係る高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態に係る高強度冷延鋼板の製造方法は、鋼スラブに熱間圧延および冷間圧延を順に施す圧延工程と、鋼スラブを冷間圧延して得られた鋼板を、所定の温度域に加熱し、所定の速度で冷却する焼鈍工程と、を有する。上述の各要件を満足する本実施形態に係る高強度冷延鋼板は、この製造方法において、特に冷間圧延後の焼鈍工程を適切に制御することによって製造できる。
以下、本実施形態に係る高強度冷延鋼板の製造方法について、圧延工程(熱間圧延、冷間圧延)、焼鈍工程の順に説明する。なお、熱間圧延、冷間圧延については、必ずしも下記の条件による必要はない。
(圧延工程)
圧延工程では、上述の成分組成を満足する鋼スラブに熱間圧延および冷間圧延を順に施す。熱間圧延の条件は、例えば以下のとおりである。
圧延工程では、上述の成分組成を満足する鋼スラブに熱間圧延および冷間圧延を順に施す。熱間圧延の条件は、例えば以下のとおりである。
[熱間圧延条件]
熱間圧延では、所定の温度に加熱した鋼スラブが所定の厚さとなるまで1回以上の圧延を施す。熱間圧延前の加熱温度が低いと、TiC等の炭化物がオーステナイト中に固溶し難くなるおそれがある。そのため、熱間圧延前の加熱温度は、1200℃以上が好ましく、より好ましくは1250℃以上である。しかしながら、熱間圧延前の加熱温度が高くなり過ぎるとコストアップとなる。そのため、熱間圧延前の加熱温度の上限は、1350℃以下が好ましく、より好ましくは1300℃以下である。
熱間圧延では、所定の温度に加熱した鋼スラブが所定の厚さとなるまで1回以上の圧延を施す。熱間圧延前の加熱温度が低いと、TiC等の炭化物がオーステナイト中に固溶し難くなるおそれがある。そのため、熱間圧延前の加熱温度は、1200℃以上が好ましく、より好ましくは1250℃以上である。しかしながら、熱間圧延前の加熱温度が高くなり過ぎるとコストアップとなる。そのため、熱間圧延前の加熱温度の上限は、1350℃以下が好ましく、より好ましくは1300℃以下である。
本実施形態では、熱間圧延での最後の圧延(仕上げ圧延)を行う時点における鋼スラブの温度を「仕上げ圧延温度」という。熱間圧延の仕上げ圧延温度が低いと、オーステナイト単相域での圧延とはならず、圧延時の変形抵抗が大きくなり、操業が困難になるおそれがある。そのため、仕上げ圧延温度は、好ましくは850℃以上であり、より好ましくは870℃以上である。しかしながら、仕上げ圧延温度が高くなり過ぎると結晶が粗大化するおそれがある。そのため、仕上げ圧延温度は、980℃以下が好ましく、より好ましくは950℃以下である。
熱間圧延の仕上げ圧延完了から巻き取り開始までの平均冷却速度は、生産性を考慮すれば、10℃/秒以上が好ましく、より好ましくは20℃/秒以上である。一方、平均冷却速度が速くなり過ぎると、設備コストが高くなる。そのため、平均冷却速度は、100℃/秒以下が好ましく、より好ましくは50℃/秒以下である。
次に、熱間圧延後の工程の条件について説明する。
[熱間圧延後の巻取り温度]
熱間圧延により得られた鋼板(熱間圧延鋼板)は、コイル状に巻き取られる。熱間圧延後の巻取り温度が、570℃未満になると、熱間圧延鋼板の強度が高くなり、冷間圧延で圧下し難くなる。そのため、熱間圧延後の巻取り温度は、570℃以上が好ましく、より好ましくは580℃以上であり、さらに好ましくは590℃以上である。一方、熱間圧延後の巻取り温度が高くなり過ぎると、スケール除去のための酸洗性が劣化する。そのため、巻取り温度は、700℃以下が好ましく、より好ましくは690℃以下であり、さらに好ましくは680℃以下である。
熱間圧延により得られた鋼板(熱間圧延鋼板)は、コイル状に巻き取られる。熱間圧延後の巻取り温度が、570℃未満になると、熱間圧延鋼板の強度が高くなり、冷間圧延で圧下し難くなる。そのため、熱間圧延後の巻取り温度は、570℃以上が好ましく、より好ましくは580℃以上であり、さらに好ましくは590℃以上である。一方、熱間圧延後の巻取り温度が高くなり過ぎると、スケール除去のための酸洗性が劣化する。そのため、巻取り温度は、700℃以下が好ましく、より好ましくは690℃以下であり、さらに好ましくは680℃以下である。
[冷間圧延時の圧延率]
コイル状に巻き取られた熱間圧延鋼板は繰り出され、スケール除去のために酸洗が施され、冷間圧延に供される。冷間圧延時の圧延率(「圧下率」と同義)は、20%以上、60%以下が好ましい。冷間圧延時の圧延率を20%未満として所定厚さの鋼板を得るには、熱間圧延工程で熱間圧延鋼板の板厚を薄くしなければならない。熱間圧延鋼板の板厚を薄くすると、当該鋼板の長さが長くなるため、酸洗に時間がかかり、生産性が低下する。そのため、冷間圧延時の圧延率は、20%以上が好ましく、より好ましくは25%以上である。一方、冷間圧延時の圧延率が60%を超えると、高い能力の冷間圧延機が必要となる。そのため、冷間圧延時の圧延率の上限は、60%以下が好ましく、より好ましくは55%以下であり、さらに好ましくは50%以下である。
コイル状に巻き取られた熱間圧延鋼板は繰り出され、スケール除去のために酸洗が施され、冷間圧延に供される。冷間圧延時の圧延率(「圧下率」と同義)は、20%以上、60%以下が好ましい。冷間圧延時の圧延率を20%未満として所定厚さの鋼板を得るには、熱間圧延工程で熱間圧延鋼板の板厚を薄くしなければならない。熱間圧延鋼板の板厚を薄くすると、当該鋼板の長さが長くなるため、酸洗に時間がかかり、生産性が低下する。そのため、冷間圧延時の圧延率は、20%以上が好ましく、より好ましくは25%以上である。一方、冷間圧延時の圧延率が60%を超えると、高い能力の冷間圧延機が必要となる。そのため、冷間圧延時の圧延率の上限は、60%以下が好ましく、より好ましくは55%以下であり、さらに好ましくは50%以下である。
(焼鈍工程)
焼鈍工程では、鋼スラブを熱間圧延および冷間圧延して得られた鋼板を、焼鈍炉を用いて焼鈍する。本実施形態に係る高強度冷延鋼板を得るためには、冷間圧延後の焼鈍工程に含まれる各工程での条件を適切に調整することが重要となる。本実施形態に係る高強度冷延鋼板の製造方法では、焼鈍工程に、(a)加熱工程、(b)加熱工程に引き続いて行われる均熱工程、(c)均熱工程に引き続いて行われる第1の冷却工程、(d)第1の冷却工程に引き続いて行われる保持工程、および(e)保持工程に引き続いて行われる第2の冷却工程が含まれる。これらの(a)~(e)の各工程を含む焼鈍工程のヒートパターン(鋼板の温度の時間変化)を模式的に図2(A)に示す。以下、(a)~(e)の各工程について順に説明する。
焼鈍工程では、鋼スラブを熱間圧延および冷間圧延して得られた鋼板を、焼鈍炉を用いて焼鈍する。本実施形態に係る高強度冷延鋼板を得るためには、冷間圧延後の焼鈍工程に含まれる各工程での条件を適切に調整することが重要となる。本実施形態に係る高強度冷延鋼板の製造方法では、焼鈍工程に、(a)加熱工程、(b)加熱工程に引き続いて行われる均熱工程、(c)均熱工程に引き続いて行われる第1の冷却工程、(d)第1の冷却工程に引き続いて行われる保持工程、および(e)保持工程に引き続いて行われる第2の冷却工程が含まれる。これらの(a)~(e)の各工程を含む焼鈍工程のヒートパターン(鋼板の温度の時間変化)を模式的に図2(A)に示す。以下、(a)~(e)の各工程について順に説明する。
(a)加熱工程
本実施形態に係る加熱工程では、鋼スラブを冷間圧延して得られた冷延鋼板を、700℃以上での加熱速度(すなわち、昇温速度)を1.5℃/秒以上30℃/秒以下として、(Ac3点+200℃)以下の温度域、すなわち後述する均熱温度に加熱する。加熱する温度域の下限は、Ac3点または950℃のうち低い方の温度が好ましい。つまり、Ac3点が950℃未満である場合にはAc3点以上(Ac3点+200℃)以下の温度域に加熱することが好ましく、Ac3点が950℃以上である場合には950℃以上(Ac3点+200℃)以下の温度域に加熱することが好ましい。700℃以上での昇温速度が1.5℃/秒未満になると、均熱温度に到達するまでの時間が長くなり、設備コストが高くなる。そのため、700℃以上での昇温速度の下限は、1.5℃/秒以上とする。
本実施形態に係る加熱工程では、鋼スラブを冷間圧延して得られた冷延鋼板を、700℃以上での加熱速度(すなわち、昇温速度)を1.5℃/秒以上30℃/秒以下として、(Ac3点+200℃)以下の温度域、すなわち後述する均熱温度に加熱する。加熱する温度域の下限は、Ac3点または950℃のうち低い方の温度が好ましい。つまり、Ac3点が950℃未満である場合にはAc3点以上(Ac3点+200℃)以下の温度域に加熱することが好ましく、Ac3点が950℃以上である場合には950℃以上(Ac3点+200℃)以下の温度域に加熱することが好ましい。700℃以上での昇温速度が1.5℃/秒未満になると、均熱温度に到達するまでの時間が長くなり、設備コストが高くなる。そのため、700℃以上での昇温速度の下限は、1.5℃/秒以上とする。
一方、700℃以上での昇温速度が30℃/秒を超えると、鋼板温度を制御し難くなり、設備コストが増加する。そのため、700℃以上での昇温速度の上限は、30℃/秒以下とする。700℃以上での昇温速度の上限は、好ましくは25℃/秒以下であり、より好ましくは20℃/秒以下である。なお、本実施形態に係る加熱工程では、700℃未満の温度範囲での昇温速度は任意の速度としてよい。
(b)均熱工程
本実施形態に係る均熱工程では、加熱工程を経た鋼板を所定の温度で所定時間保持する。具体的には、上記加熱工程で、(Ac3点+200℃)以下の温度域に鋼板を加熱した後、その温度で所定時間保持して均熱する。以下、鋼板を均熱するときの温度を「均熱温度」、均熱するときの時間を「均熱時間」と呼ぶ。均熱温度を(Ac3点+200℃)以下とし、所定の均熱時間保持することにより、以降の工程により伸びフランジ性に優れた鋼板を、エネルギーを過剰に消費することなく生産することができる。
本実施形態に係る均熱工程では、加熱工程を経た鋼板を所定の温度で所定時間保持する。具体的には、上記加熱工程で、(Ac3点+200℃)以下の温度域に鋼板を加熱した後、その温度で所定時間保持して均熱する。以下、鋼板を均熱するときの温度を「均熱温度」、均熱するときの時間を「均熱時間」と呼ぶ。均熱温度を(Ac3点+200℃)以下とし、所定の均熱時間保持することにより、以降の工程により伸びフランジ性に優れた鋼板を、エネルギーを過剰に消費することなく生産することができる。
Ac3点が950℃未満である場合に均熱温度がAc3点未満になると、またはAc3点が950℃以上である場合に均熱温度が950℃未満になると、均熱工程において組織にフェライトが生成するおそれがあり、所望とする伸びフランジ性の確保が難くなるおそれがある。そのため、均熱温度の下限は、Ac3点または950℃のうち低い方の温度以上が好ましい。均熱温度の下限を、Ac3点または950℃のうち低い方の温度以上とし、所定の均熱時間保持することにより、組織全体におけるオーステナイトの面積率を85%以上とすることができる。均熱温度の下限は、より好ましくはAc3点+10℃以上または960℃のうち低い温度以上である。
一方、均熱温度がAc3点+200℃を超えるような高温になると、高強度冷延鋼板を工業的に生産するためのエネルギーが過剰に必要となる。そのため、均熱温度の上限は、Ac3点+200℃以下とする。均熱温度の上限は、好ましくはAc3点+150℃以下である。
ここで、鋼板のAc3点は、下記式(1)に基づいて算出される。なお、式中の(%[元素名])は、各元素の含有量(質量%)であり、鋼板中に含有されていない元素は含有量を0%として計算する。また下記式(1)は、「レスリー鉄鋼材料学」(丸善株式会社発行、William C. Leslie著、p.273)から引用した。
Ac3点=910-203(%C)1/2-15.2(%Ni)+44.7(%Si)+104(%V)+31.5(%Mo)+13.1(%W)-30(%Mn)-11(%Cr)-20(%Cu)+700(%P)+400(%Al)+120(%As)+400(%Ti) …(1)
Ac3点=910-203(%C)1/2-15.2(%Ni)+44.7(%Si)+104(%V)+31.5(%Mo)+13.1(%W)-30(%Mn)-11(%Cr)-20(%Cu)+700(%P)+400(%Al)+120(%As)+400(%Ti) …(1)
本実施形態に係る均熱工程では、均熱時間を10秒以上、100秒以下とする。均熱時間を10秒以上、100秒以下とし、上述の均熱温度で保持することにより、組織全体におけるオーステナイトの面積率を85%以上とすることができ、以降の工程により伸びフランジ性に優れた鋼板を、高い生産性で生産することができる。均熱時間が10秒未満となると、過剰なフェライトの生成などにより、所望する伸びフランジ性の確保が難しくなる。そのため、均熱時間の下限は、10秒以上とする。均熱時間の下限は、好ましくは13秒以上である。一方、均熱時間が100秒を超えると、生産性が低下する。そのため、均熱時間の上限は、100秒以下とする。均熱時間の上限は、好ましくは80秒以下である。
均熱工程において、均熱温度は、加熱工程を終了したときの温度、すなわち鋼板の昇温を停止した温度で一定に保つことが好ましいが、(Ac3点+200℃)以下の温度域(好ましくは、Ac3点または950℃のうち低い方の温度以上)、かつ700℃以上での昇温速度よりも遅い昇温速度であれば変動してもよく、均熱開始時の温度と終了時の温度が異なっていてもよい。図2(A)の均熱工程において温度が次第に上昇しているのは、焼鈍炉の昇温を停止しても、炉内および鋼板の若干の昇温が継続することを意味する。
(c)第1の冷却工程
本実施形態に係る第1の冷却工程では、均熱工程を経た鋼板を所定の冷却速度で所定の冷却停止温度(以下「第1の冷却温度」という。)まで冷却する。均熱温度から、第1の冷却温度までの冷却速度(以下「第1の冷却速度」という。)は、10℃/秒以上、50℃/秒以下とする。
本実施形態に係る第1の冷却工程では、均熱工程を経た鋼板を所定の冷却速度で所定の冷却停止温度(以下「第1の冷却温度」という。)まで冷却する。均熱温度から、第1の冷却温度までの冷却速度(以下「第1の冷却速度」という。)は、10℃/秒以上、50℃/秒以下とする。
第1の冷却速度が、10℃/秒未満になると、第1の硬質相の面積率が低下し、第2の硬質相の面積率が増加することにより、伸びフランジ性が低下すると考えられる。そのため、第1の冷却速度の下限は、10℃/秒以上とする。第1の冷却速度の下限は、好ましくは15℃/秒以上であり、より好ましくは18℃/秒以上である。
一方、第1の冷却速度が50℃/秒を超えると、鋼板温度を制御し難くなり、設備コストが増加する。そのため、第1の冷却速度の上限は、50℃/秒以下とする。第1の冷却速度の上限は、好ましくは40℃/秒以下であり、より好ましくは30℃/秒以下である。
第1の冷却温度は、100℃以上、410℃以下とする。100℃以上、410℃以下の温度域まで上記の第1の冷却速度で冷却することにより、ベイナイト主体または焼入れままマルテンサイト主体の鋼板組織とすることができる。
第1の冷却温度が100℃未満になると、残留オーステナイトの体積率が減少し、延性が低下する。そのため、第1の冷却温度の下限は、100℃以上とする。第1の冷却温度の下限は、好ましくは150℃以上、より好ましくは200℃以上である。
一方、第1の冷却温度が410℃を超えると、第1の硬質相の面積率が0.5%より低くなる、または、第2の硬質相の面積率が5.0%より高くなり、鋼板の伸びフランジ性および曲げ性が低下する。そのため、第1の冷却温度の上限は、410℃以下とする。第1の冷却温度の上限は、好ましくは400℃以下である。
第1の冷却工程において、第1の冷却温度を制御することにより、鋼板の組織を制御することができる。具体的には、第1の冷却温度を350℃以上、410℃以下とすることにより、ベイナイト主体(面積率で85%以上)の鋼板組織とすることができる。また、第1の冷却温度を100℃以上、350℃未満とすることにより、焼入れままマルテンサイト主体の鋼板組織とすることができ、さらに第1の冷却工程の後、後述の再加熱工程を設けることにより、焼入れままマルテンサイトを焼き戻して焼戻しマルテンサイト主体(面積率で85%以上)の鋼板組織とすることができる。
(d)保持工程
第1の冷却工程後の保持工程では、保持温度は100℃以上410℃以下とし、保持時間は80秒以下とする。
第1の冷却工程後の保持工程では、保持温度は100℃以上410℃以下とし、保持時間は80秒以下とする。
保持工程での保持温度が100℃未満になると、残留オーステナイトの体積率が減少し、延性が低下する。そのため、保持工程における保持温度の下限は、100℃以上とする。好ましくは150℃以上、より好ましくは200℃以上である。
一方、保持工程での保持温度が410℃を超えると、第1の硬質相が面積率で0.5%より低くなる、または、第2の硬質相が面積率で5.0%より高くなることになり、鋼板の伸びフランジ性および曲げ性が低下する、そのため、保持工程での保持温度の上限は、410℃以下とする。保持工程での保持温度の上限は、好ましくは400℃以下である。
また、保持工程での保持時間が10秒未満になると、第1の冷却工程で生成したベイナイトまたはマルテンサイトから未変態オーステナイトへの拡散によるCの濃化が十分に進行せず、第2の冷却工程で未変態オーステナイトのマルテンサイト変態が過度に進行するため、残留オーステナイトの体積率が減少し、延性が低下すると考えられる。一方、保持工程での保持時間が80秒を超えると、未変態オーステナイトのベイナイト変態またはマルテンサイト変態が過度に進行するため、残留オーステナイトの体積率が減少し、延性が低下すると考えられ、同時に、生産性が低下する。そのため、保持時間の上限は、80秒以下とする。
保持工程において、保持温度は、第1の冷却工程を終了したときの温度で一定に保つことが好ましいが、保持工程開始時と保持工程終了時とで保持温度が異なっていてもよい。具体的には、保持温度は、100℃以上410℃以下の温度域、かつ第1の冷却速度よりも遅い降温速度であれば変動してもよい。図2(A)の保持工程において温度が次第に低下しているのは、焼鈍炉の降温を停止しても、炉内および鋼板の若干の温度低下が継続することを意味する。
また、第1の冷却温度を350℃以上、410℃以下とした場合、保持温度も350℃以上、410℃以下とすることが好ましい。これにより、第1の冷却工程で生成したベイナイト主体の鋼板組織を保持工程でも維持することができる。同様に、第1の冷却温度を100℃以上、350℃未満とした場合、保持温度も100℃以上、350℃未満とすることが好ましい。これにより、第1の冷却工程で生成した焼入れままマルテンサイト主体の鋼板組織を保持工程でも維持することができる。
(e)第2の冷却工程
第2の冷却工程では、保持工程の後、保持工程終了時の保持温度から15℃/秒以上の冷却速度で冷却する。本実施形態に係る高強度冷延鋼板では、C量が0.140%以下と少ないため、残留オーステナイトが得られにくい。したがって、第2の冷却工程での冷却速度(以下「第2の冷却速度」ともいう。)が、15℃/秒未満になると、残留オーステナイトの体積率が低下し、延性が低下すると考えられる。そのため、第2の冷却速度の下限は、15℃/秒以上とする。第2の冷却速度の下限は、好ましくは18℃/秒以上である。第2の冷却速度の上限は、特に限定されず、例えば30℃/秒以下である。また第2の冷却工程での冷却停止温度も特に限定されず、通常、室温まで冷却すればよい。
第2の冷却工程では、保持工程の後、保持工程終了時の保持温度から15℃/秒以上の冷却速度で冷却する。本実施形態に係る高強度冷延鋼板では、C量が0.140%以下と少ないため、残留オーステナイトが得られにくい。したがって、第2の冷却工程での冷却速度(以下「第2の冷却速度」ともいう。)が、15℃/秒未満になると、残留オーステナイトの体積率が低下し、延性が低下すると考えられる。そのため、第2の冷却速度の下限は、15℃/秒以上とする。第2の冷却速度の下限は、好ましくは18℃/秒以上である。第2の冷却速度の上限は、特に限定されず、例えば30℃/秒以下である。また第2の冷却工程での冷却停止温度も特に限定されず、通常、室温まで冷却すればよい。
本実施形態に係る高強度鋼板の製造方法の焼鈍工程では、以上説明した(a)~(e)の各工程に加えて、(f)再加熱工程および(g)めっき工程のいずれか一方または両方を追加してもよい。また、(g)めっき工程に(h)合金化工程を追加してもよい。以下、(f)~(h)の各工程について説明する。
(f)再加熱工程
本実施形態に係る高強度鋼板の製造方法では、図2(B)に示すように、保持工程(d)と第2の冷却工程(e)との間に、鋼板を400℃以上500℃以下の温度に再加熱し10秒以上保持する再加熱工程(f)を設けてもよい。
本実施形態に係る高強度鋼板の製造方法では、図2(B)に示すように、保持工程(d)と第2の冷却工程(e)との間に、鋼板を400℃以上500℃以下の温度に再加熱し10秒以上保持する再加熱工程(f)を設けてもよい。
再加熱工程では、第1の冷却工程で生成し、保持工程で保持された焼入れままマルテンサイトを焼き戻すことができ、焼戻しマルテンサイト主体(面積率で85%以上)の鋼板組織を得ることができる。再加熱工程を設ける場合には、第1の冷却工程で焼入れままマルテンサイトを生成させるため、第1の冷却工程の第1の冷却温度を100℃以上350℃未満とし、保持工程の保持温度を100℃以上350℃未満とする。再加熱工程の後は、上述の第2の冷却工程を行う。
(g)めっき工程、(h)合金化工程
本実施形態に係る高強度鋼板の製造方法において、第2の冷却工程の前に、鋼板に亜鉛めっき処理を施す工程(めっき工程)を設けることにより、本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。また、本実施形態に係る高強度鋼板の製造方法において、第2の冷却工程の前に、鋼板に亜鉛めっき処理および合金化処理を順に施す工程(めっき工程および合金化工程)を設けることにより、本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。具体的には、図2(C)に示すように、第2の冷却工程(e)の前に、めっき工程(g)、またはめっき工程(g)および合金化工程(h)を行う。
本実施形態に係る高強度鋼板の製造方法において、第2の冷却工程の前に、鋼板に亜鉛めっき処理を施す工程(めっき工程)を設けることにより、本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。また、本実施形態に係る高強度鋼板の製造方法において、第2の冷却工程の前に、鋼板に亜鉛めっき処理および合金化処理を順に施す工程(めっき工程および合金化工程)を設けることにより、本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができる。具体的には、図2(C)に示すように、第2の冷却工程(e)の前に、めっき工程(g)、またはめっき工程(g)および合金化工程(h)を行う。
本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板は、上述の保持工程(d)を経た鋼板に、通常の方法により亜鉛めっき処理(460℃程度の亜鉛めっき浴に1~5秒程度浸漬)を施し(めっき工程(g))、その後上述の第2の冷却工程(e)で冷却を行うことによって製造することができる。
本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上述の保持工程(d)を経た鋼板に、通常の方法により亜鉛めっき処理(460℃程度の亜鉛めっき浴に1~5秒程度浸漬)を施し(めっき工程(g))、さらに溶融亜鉛めっきと鋼との合金化処理(430~550℃に加熱し、20~40秒保持)を施し(合金化工程(h))、その後上述の第2の冷却工程(e)で冷却を行うことによって製造することができる。
めっき工程(g)を設ける場合、第1の冷却工程(c)の第1の冷却温度を350℃以上410℃以下とし、保持工程(d)の保持温度を350℃以上410℃以下とすることにより、ベイナイト主体の鋼板組織を有する溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
また、本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、めっき工程(g)の前に上述の再加熱工程(f)を設けてもよい。具体的には、図2(D)に示すように、保持工程(d)の後、第2の冷却工程(e)の前に、再加熱工程(f)を行い、再加熱工程(f)に続いてめっき工程(g)を行う。めっき工程(g)の後、合金化工程(h)を行ってもよい。
再加熱工程(f)およびめっき工程(g)を設ける場合、第1の冷却工程の第1の冷却温度を100℃以上350℃未満とし、保持工程の保持温度を100℃以上350℃未満とすることにより、焼戻しマルテンサイト主体の鋼板組織を有する溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
本実施形態に係る高強度鋼板は、上記の製造方法によって、得られたものに限定されない。本実施形態に係る高強度鋼板は、本発明で規定する要件を満足する限り、他の製造方法によって得られたものであってもよい。
本明細書は、上述したように様々な態様の技術を開示しているが、そのうち主な技術を以下にまとめる。
上述したように、本発明の一局面に係る高強度冷延鋼板は、質量%で、C:0.070~0.140%、Si:0.80~1.80%、およびMn:1.80~2.80%、を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、走査型電子顕微鏡で観察した組織における面積率で、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、ならびに、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およびセメンタイトの少なくとも一方からなる硬質相の合計が85%以上、前記硬質相であって、短径が0.4μm以下かつ長径が1.2μm以上の硬質相が0.5%以上、前記硬質相であって、短径が1.2μm以上の硬質相が5.0%以下、前記ベイナイト、前記焼戻しマルテンサイトおよび前記硬質相以外の組織が15%以下であり、X線回折法により測定した体積率で、残留オーステナイトが3.0%以上、7.0%以下である。
この構成によれば、伸びフランジ性および曲げ性に優れる高強度冷延鋼板を得ることができる。
上記構成の高強度冷延鋼板において、さらに、質量%で、Al:0.015~0.60%、Cr:0%超、0.60%以下、Ti:0.010~0.040%、B:0.0015~0.0040%、Cu:0%超、0.30%以下、Ni:0%超、0.30%以下、Mo:0%超、0.30%以下、V:0%超、0.30%以下、Nb:0%超、0.040%以下、およびCa:0%超、0.0050%以下よりなる群から選ばれる1種以上、を含有してもよい。
この構成によれば、伸びフランジ性および曲げ性だけでなく、その他の特性にも優れる高強度冷延鋼板を得ることができる。
上記構成の高強度冷延鋼板において、さらに、前記不可避不純物として、質量%で、P:0%超、0.015%以下、およびS:0%超、0.0050%以下、を含有してもよい。
この構成によれば、伸びフランジ性および曲げ性に優れるとともに、不可避不純物の影響が抑制された高強度冷延鋼板を得ることができる。
本発明の他の一局面に係る溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の高強度冷延鋼板と、前記高強度冷延鋼板の表面に設けられた溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有する。
この構成によれば、伸びフランジ性および曲げ性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
また、本発明の他の一局面に係る高強度冷延鋼板の製造方法は、上記の成分組成を満足する鋼スラブに、熱間圧延および冷間圧延を順に施す圧延工程と、前記鋼スラブを冷間圧延して得られた鋼板を、700℃以上での昇温速度を1.5℃/秒以上30℃/秒以下として、(Ac3点+200℃)以下の温度域に加熱する加熱工程と、前記加熱工程を経た前記鋼板を10秒以上100秒以下保持する均熱工程と、前記均熱工程を経た前記鋼板を10℃/秒以上50℃/秒以下の冷却速度で100℃以上410℃以下の第1の冷却温度まで冷却する第1の冷却工程と、前記第1の冷却温度まで冷却された前記鋼板を100℃以上410℃以下の保持温度で10秒以上80秒以下保持する保持工程と、前記保持工程を経た前記鋼板を15℃/秒以上の冷却速度で室温程度まで冷却する第2の冷却工程と、をこの順序で有する。
この構成によれば、伸びフランジ性および曲げ性に優れる高強度冷延鋼板を製造することができる。
上記構成の高強度冷延鋼板の製造方法において、前記第1の冷却工程の第1の冷却温度が350℃以上410℃以下であり、前記保持工程の保持温度が350℃以上410℃以下であってもよい。
この構成によれば、ベイナイト主体の鋼板組織を有する高強度冷延鋼板を製造することができる。
上記構成の高強度冷延鋼板の製造方法において、前記第1の冷却工程の第1の冷却温度が100℃以上350℃未満であり、前記保持工程の保持温度が100℃以上350℃未満であり、さらに、前記保持工程と第2の冷却工程の間に、前記鋼板を400℃以上500℃以下の温度に再加熱し10秒以上保持する再加熱工程を有していてもよい。
この構成によれば、焼戻しマルテンサイト主体の鋼板組織を有する高強度冷延鋼板を製造することができる。
本発明の他の一局面に係る溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、上記の高強度冷延鋼板の製造方法において、さらに、第2の冷却工程の前に、前記鋼板に亜鉛めっき処理を施し、または亜鉛めっき処理に続いて合金化処理を施す。
この構成によれば、伸びフランジ性および曲げ性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含有される。
表1に示す化学成分組成(鋼種:鋼1~8)のスラブを製造した。そのスラブに熱間圧延を施し、巻取り温度を660℃として熱間圧延を行った。得られた熱間圧延鋼板を酸洗した後、冷間圧延を施した。
その後、図2に示したヒートパターンに基づき、表2に示す条件(熱処理1~14)で熱処理を行った。表1中、「-」の欄は添加していないことを意味する。表1では、V、Nb、Caの含有量として測定値の小数第3位を四捨五入した値を表示しているため、これらの含有量について「0.00」は測定値が0.004%以下であったことを意味する。また、「N/A」は、検出限界以下であったことを意味する。また、P、S、N、Oは、上述の通り不可避不純物であり、P、S、N、Oの欄に示した値は不可避的に含まれた量を意味する。
表2に示した熱処理条件1~14では、合金化溶融亜鉛めっき鋼板と同様の熱履歴を与えた。表2において、「保持温度」は、保持工程終了時の温度であり、以下では「保持停止温度」ともいう。「均熱温度」は、実測値から推測できる均熱工程での温度範囲の平均値である。表2中、「-」の欄は再加熱工程を行っていないことを意味する。
このようにして得られた各冷延鋼板について、組織分率(面積率)、残留オーステナイトの体積率、硬質相のサイズおよび形状、ならびに各種特性(引張特性、伸びフランジ性、曲げ性)を下記の手順に従って測定した。
[組織分率]
鋼板を構成する素地鋼板の金属組織を次の手順で観察した。金属組織のうち、フェライト、パーライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼入れままマルテンサイト(自己焼戻しマルテンサイトも含む)の面積率は、走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて観察した結果に基づいて算出した。
鋼板を構成する素地鋼板の金属組織を次の手順で観察した。金属組織のうち、フェライト、パーライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼入れままマルテンサイト(自己焼戻しマルテンサイトも含む)の面積率は、走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて観察した結果に基づいて算出した。
SEMによる観察は、次の様に実施した。素地鋼板の圧延方向に平行な断面の表面を研磨し、さらに電解研磨した後、ナイタールで研磨面を腐食させて板厚の1/4位置をSEMで、倍率5000倍で3視野観察した。観察視野は約30μm×約30μmとした。
こうして観察した画像にて、明らかにベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトのみからなっている鋼板については、面積率を算出せず、フェライトや焼入れままマルテンサイトなどが存在する場合のみ、画像処理を行うことで面積率を算出した。
SEMによって観察した場合、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトは、ベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトの結晶粒の中にMAおよびセメンタイト(硬質相)が分散している組織として観察される。ベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトは、主に灰色で観察され、MAは白色または薄い灰色、セメンタイトは白色で観察される。このとき、MAを構成する残留オーステナイトと焼入れマルテンサイトとの区別は困難であり、一体に観察される。
SEMによって観察した場合、ベイナイトには残留オーステナイトや炭化物も含まれるため、ベイナイトの面積率は、残留オーステナイトや炭化物も含めた面積率として算出される。
また、フェライトは主に白に近い灰色で観察され、フェライトの結晶粒の中にはMAやセメンタイトは存在しない。パーライトは、炭化物とフェライトが層状になった組織として観察される。焼入れままマルテンサイト(自己焼戻しマルテンサイトを含む)は主に灰色で観察され、焼入れままマルテンサイトの結晶粒の中に極めて微細な炭化物が分散している組織として観察される。
[残留オーステナイトの体積率]
残留オーステナイトは、上記焼鈍後の冷間圧延鋼板から各板厚×10~20mm×10~20mmの試験片を切り出し、板厚tのt/4部まで研削した後、化学研磨してからX線回折法により残留オーステナイトの体積率を測定した(ISIJ Int.Vol.33.(1993),No.7,P.776)。
残留オーステナイトは、上記焼鈍後の冷間圧延鋼板から各板厚×10~20mm×10~20mmの試験片を切り出し、板厚tのt/4部まで研削した後、化学研磨してからX線回折法により残留オーステナイトの体積率を測定した(ISIJ Int.Vol.33.(1993),No.7,P.776)。
[硬質相のサイズおよび形状の測定]
上述の、組織分率を求める際に行ったSEM観察により得られた観察画像に対し、画像処理を行った後に画像解析を行い、硬質相の短径、長径、および面積を算出した。なお、「長径」とは硬質相の最も長い径とし、「短径」とは長径と垂直な方向において最も長い径とした。算出した硬質相の短径、長径、および面積を用いて、短径が0.4μm以下、長径が1.2μm以上の硬質相(第1の硬質相)、ならびに短径が1.2μm以上の硬質相(第2の硬質相)の面積率を算出した。
上述の、組織分率を求める際に行ったSEM観察により得られた観察画像に対し、画像処理を行った後に画像解析を行い、硬質相の短径、長径、および面積を算出した。なお、「長径」とは硬質相の最も長い径とし、「短径」とは長径と垂直な方向において最も長い径とした。算出した硬質相の短径、長径、および面積を用いて、短径が0.4μm以下、長径が1.2μm以上の硬質相(第1の硬質相)、ならびに短径が1.2μm以上の硬質相(第2の硬質相)の面積率を算出した。
[引張特性]
鋼板の冷間圧延の圧延面と平行な面における圧延方向と直角な方向が試験片の長手となるように、JIS5号試験片(板状試験片)を採取した。当該試験片を用いて引張試験を行い、引張強さTS(Tensile Strength)、および伸びEL(Elongation)を測定した。測定された伸びELに基づいて鋼板の延性を評価した。
鋼板の冷間圧延の圧延面と平行な面における圧延方向と直角な方向が試験片の長手となるように、JIS5号試験片(板状試験片)を採取した。当該試験片を用いて引張試験を行い、引張強さTS(Tensile Strength)、および伸びEL(Elongation)を測定した。測定された伸びELに基づいて鋼板の延性を評価した。
[伸びフランジ性]
上記冷延鋼板から各板厚×90mm×90mmの試験片を採取した。当該試験片を用いて、JIS Z 2256:2010に基づいて穴広げ試験を行い、穴広げ率λを測定した。測定された穴広げ率λに基づいて鋼板の伸びフランジ性を評価した。
上記冷延鋼板から各板厚×90mm×90mmの試験片を採取した。当該試験片を用いて、JIS Z 2256:2010に基づいて穴広げ試験を行い、穴広げ率λを測定した。測定された穴広げ率λに基づいて鋼板の伸びフランジ性を評価した。
[VDA曲げ角度]
上記冷延鋼板から各板厚×60mm×60mmの試験片を採取し、ドイツ自動車工業会で規定されたVDA基準(VDA238-100)に基づいて、以下の条件で曲げ試験を行った。曲げ試験で測定された最大荷重時の変位をVDA基準で角度に変換し、曲げ角度を求めた。
上記冷延鋼板から各板厚×60mm×60mmの試験片を採取し、ドイツ自動車工業会で規定されたVDA基準(VDA238-100)に基づいて、以下の条件で曲げ試験を行った。曲げ試験で測定された最大荷重時の変位をVDA基準で角度に変換し、曲げ角度を求めた。
(測定条件)
試験方法:ロール支持、ポンチ押し込み
ロール径(直径):φ30mm
ポンチ形状:先端R=0.4mm
ロール間距離:板厚×2+0.5mm
ポンチ押し込み速度:20mm/分
試験片寸法:60mm×60mm
曲げ方向:圧延方向に対して直角方向
試験機:SHIMADZU AUTOGRAPH 20kN
各試験項目の合格基準は、下記の通りである。
試験方法:ロール支持、ポンチ押し込み
ロール径(直径):φ30mm
ポンチ形状:先端R=0.4mm
ロール間距離:板厚×2+0.5mm
ポンチ押し込み速度:20mm/分
試験片寸法:60mm×60mm
曲げ方向:圧延方向に対して直角方向
試験機:SHIMADZU AUTOGRAPH 20kN
各試験項目の合格基準は、下記の通りである。
引張強さは900MPa以上、延性(伸びEL)は12%以上、伸びフランジ性(穴広げ率λ)が60%以上、VDA曲げ角度が100°以上をそれぞれ合格とし、それ以外を不合格とした。伸びELは高いほど延性に優れており、穴広げ率λも高いほど伸びフランジ性に優れている。また、VDA曲げ角度も高いほど曲げ性に優れている。
これらの結果を、適用鋼種および熱処理条件とともに表3に示す。表3中、「-」の欄は、当該項目の測定を行っていないことを意味する。また、表3の「残部組織」とは、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよび硬質相以外の組織であり、主に、パーライト、フェライト、および焼入れままマルテンサイト(自己焼戻しマルテンサイトを含む)である。
表3に示される結果から、以下のように考察できる。
試験No.1、3、5~8、13、14は、本発明で規定する化学成分組成を満足する鋼種(表1の鋼1~4、7、8)を用い、適切な熱処理条件(表2の熱処理No.1、3、5~8、13、14。いずれも合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際の熱履歴)で製造した例(本発明例)である。
これらの例は、いずれも引張強さが900MPa以上であり、伸びELが12%以上であり、穴広げ率λが60%以上であり、VDA曲げ角度が100°以上であり、合格基準を満足していた。試験No.1、3、5~8、13、14の高強度鋼板では、ミクロ組織が本発明で規定するベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率、残留オーステナイトの体積率、第1の硬質相および第2の硬質相の面積率、ならびに残部組織の面積率を満たしていた。
これに対し、試験No.2、4、9は、本発明で規定する化学成分組成を満足する鋼種(表1の鋼1~4)を用いているものの、適切な範囲を外れた熱処理条件(表2の熱処理2、4、9)で製造した例であり(比較例)、所望とする特性が得られず、合格基準を満たしていなかった。
具体的には、試験No.2では、第1の冷却温度および保持温度(保持停止温度)が高く(熱処理2)、第1の硬質相の面積率が0.5%より低く、第2の硬質相の面積率が5.0%より高く、穴広げ率λが60%未満、VDA曲げ角度が100°未満であった。
試験No.4では、第1の冷却温度および保持停止温度が高かった(熱処理4)。得られた鋼板は、第2の硬質相の面積率が5.0%より高く、穴広げ率λが60%未満であった。
試験No.9では、第1の冷却温度および保持停止温度が高かった(熱処理9)。得られた鋼板は、残部組織の面積率が15%より高く、また、第1の硬質相の面積率が0.5%未満であり、残留オーステナイトの体積率が3%未満であり、穴広げ率λが60%未満であり、VDA曲げ角度が100°未満であった。
一方、試験No.12は、本発明で規定する化学成分組成を満足しない鋼種(表1の鋼6)を用い、適切な熱処理条件(表2の熱処理12)で製造した例であり(比較例)、所望とする特性が得られず、合格基準を満たしていなかった。具体的には、試験No.12では、C量が多く(鋼種6)、残留オーステナイトの体積率が7%よりも高く、穴広げ率λが60%未満であった。
また、試験No.10、11は、本発明で規定する化学成分組成を満足しない鋼種(表1の鋼5)を用い、適切な範囲を外れた熱処理条件(表2の熱処理10、11)で製造した例であり(比較例)、所望とする特性が得られず、合格基準を満たしていなかった。
具体的には、試験No.10では、Si量が低く(鋼種5)、また、700℃以上での加熱速度および第1の冷却速度が低く、第1の冷却温度および保持停止温度が高かった(熱処理10)。得られた鋼板は、穴広げ率λが60%未満であり、伸びも12%未満であった。
試験No.11では、Si量が低く(鋼種5)、また、700℃以上での加熱速度および第1の冷却速度が低く、第1の冷却温度および保持停止温度が高かった(熱処理11)。得られた鋼板は、穴広げ率λが60%未満であった。
1 硬質相(第1の硬質相)
2 硬質相(第2の硬質相)
2 硬質相(第2の硬質相)
Claims (10)
- 質量%で、
C :0.070~0.140%、
Si:0.80~1.80%、および
Mn:1.80~2.80%、
を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
走査型電子顕微鏡で観察した組織における面積率で、
ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、ならびに、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およびセメンタイトの少なくとも一方からなる硬質相の合計が85%以上、
前記硬質相であって、短径が0.4μm以下かつ長径が1.2μm以上の硬質相が0.5%以上、
前記硬質相であって、短径が1.2μm以上の硬質相が5.0%以下、
前記ベイナイト、前記焼戻しマルテンサイトおよび前記硬質相以外の組織が15%以下であり、
X線回折法により測定した体積率で、残留オーステナイトが3.0%以上、7.0%以下である、高強度冷延鋼板。 - さらに、質量%で、
Al:0.015~0.60%、
Cr:0%超、0.60%以下、
Ti:0.010~0.040%、
B :0.0015~0.0040%、
Cu:0%超、0.30%以下、
Ni:0%超、0.30%以下、
Mo:0%超、0.30%以下、
V :0%超、0.30%以下、
Nb:0%超、0.040%以下、および
Ca:0%超、0.0050%以下よりなる群から選ばれる1種以上、
を含有する請求項1に記載の高強度冷延鋼板。 - さらに、前記不可避不純物として、質量%で、
P :0%超、0.015%以下、および
S :0%超、0.0050%以下、
を含有する請求項1に記載の高強度冷延鋼板。 - 請求項1から請求項3のいずれか1項に記載の高強度冷延鋼板と、前記高強度冷延鋼板の表面に設けられた溶融亜鉛めっき層と、を有する溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項1から請求項3のいずれか1項に記載の高強度冷延鋼板と、前記高強度冷延鋼板の表面に設けられた合金化溶融亜鉛めっき層と、を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項1から請求項3のいずれか1項に記載の成分組成を満足する鋼スラブに、熱間圧延および冷間圧延を順に施す圧延工程と、
前記鋼スラブを冷間圧延して得られた鋼板を、700℃以上での昇温速度を1.5℃/秒以上30℃/秒以下として、(Ac3点+200℃)以下の温度域に加熱する加熱工程と、
前記加熱工程を経た前記鋼板を10秒以上100秒以下保持する均熱工程と、
前記均熱工程を経た前記鋼板を10℃/秒以上50℃/秒以下の冷却速度で100℃以上410℃以下の第1の冷却温度まで冷却する第1の冷却工程と、
前記第1の冷却温度まで冷却された前記鋼板を100℃以上410℃以下の保持温度で10秒以上80秒以下保持する保持工程と、
前記保持工程を経た前記鋼板を15℃/秒以上の冷却速度で室温まで冷却する第2の冷却工程と、を有する請求項1または請求項2に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。 - 前記第1の冷却工程の第1の冷却温度が350℃以上410℃以下であり、前記保持工程の保持温度が350℃以上410℃以下である、請求項6に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記第1の冷却工程の第1の冷却温度が100℃以上350℃未満であり、
前記保持工程の保持温度が100℃以上350℃未満であり、
さらに、前記保持工程と第2の冷却工程の間に、前記鋼板を400℃以上500℃以下の温度に再加熱し10秒以上保持する再加熱工程を有する、請求項6に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。 - 請求項6から請求項8のいずれか1項に記載の高強度冷延鋼板の製造方法において、さらに、第2の冷却工程の前に、前記鋼板に亜鉛めっき処理を施す、請求項4に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項6から請求項8のいずれか1項に記載の高強度冷延鋼板の製造方法において、さらに、第2の冷却工程の前に、前記鋼板に亜鉛めっき処理および合金化処理を順に施す、請求項5に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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