JP4902026B2 - 鋼板及び鋼板製造方法 - Google Patents
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Description
本願は、2010年1月29日に、日本に出願された特願2010−019193号、及び、2010年2月17日に、日本に出願された特願2010−032667号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
従って、高い伸びとV曲げ性に加え、プレス成型中の温度変化に依存しない優れたプレス成型安定性を実現することが実用上の課題となっていた。
(1)本願発明の第1の態様は、化学成分が、質量%で:C:0.05%〜0.35%;Si:0.05%〜2.0%;Mn:0.8%〜3.0%;Al:0.01%〜2.0%;を含有し、P:0.1%以下;S:0.05%以下;N:0.01%以下;に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、フェライト相、ベイナイト相、及び焼き戻しマルテンサイト相を面積率で合計50%以上含有し、残留オーステナイト相を面積率で3%以上含有し、個数比で50%以上の前記残留オーステナイト相の結晶粒が、重心位置での炭素濃度をCgc、粒界位置での炭素濃度をCgbとして、式1を満たす鋼板である。
Cgb/Cgc≧1.2 … (式1)
(2)上記(1)に記載の鋼板では、前記化学成分が質量%で、更にMo:0.01〜0.5%、Nb:0.005〜0.1%、Ti:0.005〜0.2%、V:0.005〜0.5%、Cr:0.05〜5.0%、W:0.05〜5.0%、Ca:0.0005〜0.05%、Mg:0.0005〜0.05%、Zr:0.0005〜0.05%、REM:0.0005〜0.05%、Cu:0.02〜2.0%、Ni:0.02〜1.0%、B:0.0003〜0.007%の少なくとも1種を含有してもよい。
(3)上記(1)に記載の鋼板では、前記残留オーステナイト相は、前記結晶粒の平均粒径が10μm以下であり、かつ、個数比で50%以上の前記結晶粒が、重心位置での炭素濃度をCgc、粒界位置での炭素濃度をCgbとして、前記式1を満たしており、前記残留オーステナイト相中の平均炭素濃度が0.7%以上、1.5%以下であってもよい。
(4)上記(1)に記載の鋼板では、前記残留オーステナイト相は、個数比で40%以上の前記結晶粒が、1μm以上、2μm未満の平均粒径を有する小径結晶粒であるとともに、個数比で20%以上の前記結晶粒が、2μm以上の平均粒径を有する大径結晶粒であり、さらに、個数比で50%以上の前記結晶粒が、重心位置での炭素濃度をCgc、粒界位置での炭素濃度をCgbとして、前記式1を満たしていてもよい。
(5)上記(4)に記載の鋼板では、個数比で50%以上の前記小径結晶粒が、重心位置での炭素濃度をCgcS、粒界位置での炭素濃度をCgbSとして、式2を満たし、個数比で50%以上の前記大径結晶粒が、重心位置での炭素濃度をCgcL、粒界位置での炭素濃度をCgbLとして、式3を満たしてもよい。
CgbS/CgcS>1.3 (式2)
1.3>CgbL/CgcL>1.1 (式3)
(6)上記(1)〜(5)のいずれか1項に記載の鋼板は、少なくとも片面に付与された亜鉛めっき皮膜を有してもよい。
(7)上記(1)〜(5)のいずれか1項に記載の鋼板は、少なくとも片面に付与された亜鉛合金めっき皮膜を有してもよい。
(8)本願発明の第2の態様は、上記(1)〜(7)のいずれか1項に記載の鋼板を製造する方法であって、上記(1)又は(2)に記載の化学成分を有する鋳片を、850℃以上、970℃以下の仕上げ温度で熱間圧延を施して熱延鋼板を製造する熱間圧延工程と;前記熱延鋼板に対し、1秒以上、10秒以下の空冷を行う空冷工程と;空冷された前記熱延鋼板を、650℃以下の温度域まで平均で10℃/秒以上、200℃/秒以下で冷却した後650℃以下の温度範囲で巻取る巻取り工程と;巻取られた前記熱延鋼板を、酸洗後、40%以上の圧下率で冷間圧延を施して冷延鋼板を製造する冷間圧延工程と;前記冷延鋼板に対し、700℃以上、900℃以下の最高温度で焼鈍を施す焼鈍工程と;焼鈍された前記冷延鋼板を、0.1℃/秒以上、200℃/秒以下の平均冷却速度で350℃以上、480℃以下の温度域に冷却し、この温度域で1秒以上、1000秒以下保持する保持工程と;保持された前記冷延鋼板に対し、350℃から220℃までの温度域を5℃/秒以上25℃/秒以下の平均冷却速度で一次冷却し、さらに120℃から常温近傍までの温度域を100℃/秒以上または5℃/秒以下の平均冷却速度で二次冷却する最終冷却工程と;を備える鋼板製造方法である。
(9)上記(8)に記載の鋼板製造方法は、前記熱間圧延工程では、最終の2パスを各々20%以下のひずみ量にて圧延してもよい。
(10)上記(8)に記載の鋼板製造方法は、前記熱間圧延工程において、1100℃以下まで冷却された後に1100℃以上に再加熱された鋳片を用いてもよい。
(11)上記(8)に記載の鋼板製造方法は、前記保持工程の後に前記鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬する浸漬工程を更に備えてもよい。
(12)上記(11)に記載の鋼板製造方法は、前記浸漬工程の後に500℃以上、580℃以下の範囲で合金化処理を行う合金化処理工程を更に備えてもよい。
鋼の化学成分は基本元素としてC、Si、Mn、Alを含有する。
Cは、鋼の強度を高め、残留オーステナイト相を確保するために、極めて重要な元素である。C含有量が0.05%未満では十分な強度が確保できず、また、十分な残留オーステナイト相を得ることができない。一方、C含有量が0.35%を超えると、延性やスポット溶接性を著しく劣化させる。上述の特性を考慮し、C含有量をより狭い範囲に規定してもよい。
従って、C含有量については、下限値が0.05%、好ましくは0.08%、より好ましくは0.15%に規定され、上限値が0.35%、好ましくは0.26%、より好ましくは0.22%に規定される。
Siは強度確保の観点で重要な元素である。Si含有量が0.05%以上の場合、残留オーステナイト相の生成に寄与し延性を確保する効果が得られる。一方、Si含有量が2.0%を超える場合、これらの効果は飽和され、さらに、鋼の脆化を引き起こしやすくなる。溶融亜鉛めっき、化成処理のしやすさが必要な場合、上限値を1.8%に規定してもよい。上述の特性を考慮し、Si含有量をより狭い範囲に規定してもよい。
従って、Si含有量については、下限値が0.05%、好ましくは0.1%、より好ましくは0.5%に規定され、上限値が2.0%、好ましくは1.8%、より好ましくは1.6%に規定される。
Mnは強度確保の観点で重要な元素である。Mn含有量が0.8%以上の場合、残留オーステナイト相の生成に寄与し延性を確保する効果が得られる。一方、Mn含有量が3.0%を超える場合、焼入れ性が高まるため、残留オーステナイト相に変わってマルテンサイト相が生成し、過度の強度上昇を招きやすくなる。その結果、製品のバラツキが大きくなり、さらに、延性が不足してしまう。上述の特性を考慮し、Mn含有量をより狭い範囲に規定してもよい。
従って、Mn含有量については、下限値が0.8%、好ましくは0.9%、より好ましくは1.2%に規定され、上限値が3.0%、好ましくは2.8%、より好ましくは2.6%に規定される。
Al含有量が0.01%以上の場合、Siと同様、残留オーステナイト相の生成に寄与し延性を確保する効果が得られる。一方、Al含有量が2.0%を越える場合、効果は飽和し、かえって鋼を脆化させる。上述の特性を考慮し、Al含有量をより狭い範囲に規定してもよい。
従って、Al含有量については、下限値が0.01%.好ましくは0.015%、より好ましくは0.04%超に規定され、上限値が2.0%、好ましくは1.8%、より好ましくは1.4%未満に規定される。
溶融亜鉛めっきを付与する場合、Alは溶融亜鉛めっき性を劣化させるため、その上限を1.8%とすることが望ましい。
この場合、Si+Al含有量について、下限値が0.8%、好ましくは0.9%、より好ましくは1.0%に規定され、上限値が4.0%、好ましくは3.0%、より好ましくは2.0%に規定される。
上述の鋼では、制限元素であるP、S、Nの含有量が以下のように制限される。
P含有量は、必要な鋼板強度に応じて制限される。P含有量が0.1%を超えると、粒界への偏析により局部延性を劣化させ、さらに、溶接性を劣化させる。このため、P含有量は0.1%以下に制限される。
Pは不可避的に鋼中に含まれるため、下限値は0%超であるが、P含有量を極めて低く制限するには多大なコストを要するため、下限値を0.001%又は0.006%に規定してもよい。上述の特性を考慮し、P含有量をより狭い範囲に規定してもよい。
従って、P含有量については、0.1%以下、好ましくは0.05%以下、より好ましくは0.01%以下に制限される。また、下限値については、0%超、0.001%、又は0.006%に規定されてもよい。
Sは、MnSを生成することで局部延性、溶接性を劣化させる元素である。このため、S含有量は0.05%以下に制限される。
Sは不可避的に鋼中に含まれるため、下限値は0%超であるが、S含有量を極めて低く制限するには多大なコストを要するため、下限値を0.0005%又は0.001%超に規定してもよい。また、上述の特性を考慮し、S含有量をより狭い範囲に規定してもよい。
従って、S含有量については、0.05%以下、好ましくは0.01%以下、より好ましくは0.004%未満に制限される。また、下限値については、0%超、0.0005%、又は0.001%超に規定されてもよい。
Nは、多量に含有すると、時効性を劣化させ、さらに、AlN析出量が多くなってAl添加の効果を減少させる。このため、N含有量は0.01%以下に制限される。
Nは不可避的に鋼中に含まれるため、下限値は0%超に規定されるが、N含有量を極めて低く制限するには多大なコストを要するため、下限値を0.001%又は0.002超に規定してもよい。また、上述の特性を考慮し、N含有量をより狭い範囲に規定してもよい。
従って、N含有量については、0.01%以下、好ましくは0.008%以下、より好ましくは0.005%未満に制限される。また、下限値については、0%超、0.001%、又は0.002%超に規定されてもよい。
上述の鋼は、残部として、鉄及び不可避的不純物を含有する。不可避的不純物としては、スクラップから混入するSn、As等が挙げられる。また、本発明の特性を損なわない範囲で他の元素を含有してもよい。
上述の鋼は、選択元素としてMo、Nb、Ti、V、Cr、W、Ca、Mg、Zr、REM、Cu、Ni、Bの少なくとも1種を含有してもよい。
Mo含有量が0.01%以上である場合、鋼中のパーライト相の生成を抑制する効果が得られる。このためMoは、焼鈍中の冷却速度が遅い場合、又は、めっきの合金化処理等で再加熱がなされる場合に重要となる元素である。しかし、Mo含有量が0.5%を超える場合、延性や化成処理性を劣化させることがある。より高い強度と延性のバランスを得るためには、0.3%以下とすることが好ましい。上述の特性を考慮し、Mo含有量をより狭い範囲に規定してもよい。
従って、Moを鋼中に含有させる場合、下限値を0.01%、好ましくは0.02%に規定してもよく、上限値を0.5%、好ましくは0.3%、より好ましくは0.2%に規定してもよい。
(Ti:0.005〜0.2%)
(V:0.005〜0.5%)
(Cr:0.05〜5.0%)
(W:0.05〜5.0%)
Nb、Ti、V、Cr、Wは、微細な炭化物、窒化物、又は、炭窒化物を生成する元素であり、強度確保に有効である。強度確保の観点から、Nbの下限値を0.005%、Tiの下限値を0.005%、Vの下限値を0.005%、Crの下限値を0.05%、Wの下限値を0.05%に規定してもよい。
一方、これらの元素を過度に鋼中に添加すると、鋼の強度が上昇しすぎて延性が低下する。延性確保の観点から、Nbの上限値を0.1%、Tiの上限値を0.2%、Vの上限値を0.5%、Crの上限値を5.0%、Wの上限値を5.0%に規定してもよい。
また、上述の特性を考慮し、それぞれの元素の含有量をより狭い範囲に規定してもよい。
従って、Nbを鋼中に含有させる場合、下限値を0.005%、好ましくは0.01%に規定してもよく、上限値を0.1%、好ましくは0.05%、より好ましくは0.03%に規定してもよい。
また、Tiを鋼中に含有させる場合、下限値を0.005%、好ましくは0.01%に規定してもよく、上限値を0.2%、好ましくは0.1%、より好ましくは0.07%に規定してもよい。
また、Vを鋼中に含有させる場合、下限値を0.005%、好ましくは0.01%に規定してもよく、上限値を0.5%、好ましくは0.3%、より好ましくは0.1%に規定してもよい。
また、Crを鋼中に含有させる場合、下限値を0.05%、好ましくは0.1%に規定してもよく、上限値を5.0%、好ましくは3.0%、より好ましくは1.0%に規定してもよい。
また、Wを鋼中に含有させる場合、下限値を0.05%、好ましくは0.1%に規定してもよく、上限値を5.0%、好ましくは3.0%、より好ましくは1.0%に規定してもよい。
(Mg:0.0005〜0.05%)
(Zr:0.0005〜0.05%)
(REM:0.0005〜0.05%)
Ca、Mg、Zr、REM(希土類元素)は、硫化物及び酸化物の形状を制御して局部延性及び穴拡げ性を向上させる。このため、各元素の下限値を0.0005%に規定してもよい。
一方、鋼がこれらの元素を過度に含有する場合、加工性が劣化する。このため、各元素の上限値を0.05%に規定してもよい。
また、上述の特性を考慮し、それぞれの元素の含有量をより狭い範囲に規定してもよい。
従って、Caを鋼中に含有させる場合、下限値を0.0005%、好ましくは0.001%に規定してもよく、上限値を0.05%、好ましくは0.01%、より好ましくは0.005%に規定してもよい。
また、Mgを鋼中に含有させる場合、下限値を0.0005%、好ましくは0.001%に規定してもよく、上限値を0.05%、好ましくは0.01%、より好ましくは0.005%に規定してもよい。
また、Zrを鋼中に含有させる場合、下限値を0.0005%、好ましくは0.001%に規定してもよく、上限値を0.05%、好ましくは0.01%、より好ましくは0.005%に規定してもよい。
また、REMを鋼中に含有させる場合、下限値を0.0005%、好ましくは0.001%に規定してもよく、上限値を0.05%、好ましくは0.01%、より好ましくは0.005%に規定してもよい。
(Ni:0.02〜1.0%)
(B:0.0003〜0.007%)
Cu、Ni、Bは、変態を遅らせ鋼の強度を高める効果が得られることができる。このため、Cuの下限値を0.02%、Niの下限値を0.02%、Bの下限値を0.0003%に規定してもよい。
一方、それぞれの元素を過度に添加すると、焼入れ性が強くなりすぎ、フェライト変態、ベイナイト変態が遅くなるため、残留オーステナイト相へのC濃化を遅れさせる。このため、Cuの上限値を2.0%、Niの上限値を1.0%、Bの上限値を0.007%に規定してもよい。
また、上述の特性を考慮し、それぞれの元素の含有量をより狭い範囲に規定してもよい。
従って、Cuを鋼中に含有させる場合、下限値を0.02%、好ましくは0.04%に規定してもよく、上限値を2.0%、好ましくは1.5%、より好ましくは1.0%に規定してもよい。
また、Niを鋼中に含有させる場合、下限値を0.02%、好ましくは0.04%に規定してもよく、上限値を1.0%、好ましくは0.7%、より好ましくは0.5%に規定してもよい。
また、Bを鋼中に含有させる場合、下限値を0.0003%、好ましくは0.0005%に規定してもよく、上限値を0.007%、好ましくは0.005%、より好ましくは0.003%に規定してもよい。
Cgb/Cgc≧1.2 (式1)
0.5μm未満の粒(極小径結晶粒)はC濃度勾配を与えることが極めて困難であり、極めて不安定な残留オーステナイト相の結晶粒となることからプレス成形性への寄与が低い。0.5μm以上、2μm未満の粒(小径結晶粒)は多量の炭素が隣接粒から流れ込むため、成品で大きな濃度勾配を維持することが可能となり、比較的安定性の高い残留オーステナイト相の結晶粒となる。この小径結晶粒を個数比で40%以上存在させることでこの効果を発揮できる。2μm以上の粒(大径結晶粒)は隣接粒からの炭素流入量が少なく、濃度勾配が小さい、比較的低い安定性を持った残留オーステナイト相の結晶粒となる。この残留オーステナイト相は低プレス域でTRIP効果を起こしやすい。この大径結晶粒を個数比で20%以上存在させることでこの効果を発揮できる。
CgbS/CgcS>1.3 (式2)
1.3>CgbL/CgcL>1.1 (式3)
CgbS/CgcSの値が1.3を超える小径結晶粒が、全小径結晶粒に対する個数比で50%以上であれば、小径結晶粒が高い安定性を有することによりプレス成形初期の低温状態での伸びを高めることができる。一方、このような安定な残留オーステナイトは、プレス成型後期の高温状態での伸びが低下する。これを補償するべく、CgbL/CgcLの値が1.1超1.3未満である大径結晶粒が、全大径結晶粒に対する個数比で50%以上であれば、大径結晶粒が低い安定性を有することにより、プレス後期の高温状態での伸びの改善に効果的である。但し、CgbL/CgcLの値が1.1未満であると更に高い温度の伸びに作用してしまうことから150℃以下の伸びが劣化する。
熱間圧延工程では、連続鋳造された直後の鋳造スラブ(鋳片)、又は、1100℃以下まで冷却された後に1100℃以上に再加熱された鋳造スラブに対して熱間圧延を施し、熱延鋼板を製造する。再加熱された鋳造スラブを用いる場合、再加熱温度が1100℃未満では、均質処理が不十分となり、強度とV曲げ性の低下が生じる。この熱間圧延工程における仕上げ温度は、オーステナイト粒の再結晶・成長の観点からは高い方が望ましいため、850℃以上、970℃以下とする。熱間圧延の仕上げ温度が850℃未満では、(フェライト+オーステナイト)2相域圧延となり、延性の低下をもたらす。一方、熱間圧延の仕上げ温度が970℃を超えると、オーステナイト粒径が粗大になり、フェライト相分率が小さくなって、延性が低下する。
空冷工程では、上述のようにして得られた熱延鋼板に対し1秒以上、10秒以下の冷却(空冷)を行う。空冷時間が1秒未満ではオーステナイト粒の再結晶・成長が不十分となり、最終組織の残留オーステナイト相の結晶粒も小さくなる。一方で、空冷時間が10秒を超えるとオーステナイト粒の粗大化により、均一性が失われ、伸びが劣化する。空冷時間は、好ましくは5秒以下、より好ましくは3秒以下に設定される。
巻取り工程では、空冷された熱延鋼板を650℃以下の温度域まで、10℃/秒以上200℃/秒以下の平均冷却速度で冷却した後、650℃以下、好ましくは600℃以下、より好ましくは400℃以下の温度範囲で巻取る。平均冷却速度が10℃/秒未満、又は、巻取り温度が650℃超では、V曲げ性を著しく劣化させるパーライト相が生成する。平均冷却速度が200℃/秒を超えると、パーライト抑制効果は飽和し、また、冷却終点温度のばらつきが大きくなり安定した材質を確保することが難しくなる。
このため、平均冷却速度については、下限が10℃/秒、好ましくは30℃/秒、より好ましくは40℃/秒に設定され、上限が200℃/秒、好ましくは150℃/秒、より好ましくは120℃/秒に設定される。また、巻取り温度については、下限が200℃、好ましくは400℃、より好ましくは650℃に設定され、上限が600℃又は550℃に設定される。
冷間圧延工程では、巻取られた熱延鋼板を、酸洗後、40%以上の圧下率で冷間圧延を施し、冷延鋼板を製造する。圧下率が40%未満では、焼鈍中の再結晶や逆変態が抑制されて、伸びの低下を起こす。ここでの圧下率の上限は特に規定されるものではないが、90%、又は70%であればよい。
焼鈍工程では、冷延鋼板に対し、700℃以上、900℃以下の最高温度で焼鈍を施す。最高温度が700℃未満では、焼鈍中のフェライト相の再結晶が遅れるため、伸びの低下を引き起こす。900℃超では、マルテンサイト分率が増加し、伸びの低下を起こす。
このため、焼鈍最高温度については、下限が700℃、好ましくは720℃、より好ましくは750℃超に設定され、上限が900℃、好ましくは880℃、より好ましくは850℃未満に設定される。
尚、焼鈍工程後には、降伏点伸びを抑制する目的から、約1%のスキンパス圧延を行ってもよい。
過時効処理(以下、OA)を行うために、保持工程では、焼鈍された冷延鋼板を、0.1℃/秒以上、200℃/秒以下の平均冷却速度で350℃以上、480℃以下の温度域に冷却し、この温度域で1秒以上、1000秒以下保持する。焼鈍後の冷却において、組織を凍結し、ベイナイト変態を効率的に引き起こすため、平均冷却速度は0.1℃/秒以上、200℃/秒以下に設定される。平均冷却速度が0.1℃/秒未満では変態を制御できない。一方、平均冷却速度が200℃/秒を越えると、その効果は飽和し、また、残留オーステナイト生成に最も重要となる冷却終点温度の温度制御性を著しく劣化させる。従って、平均冷却速度については、下限が0.1℃/秒、好ましくは2℃/秒、より好ましくは3℃/秒に設定され、上限が200℃/秒、好ましくは150℃/秒、より好ましくは120℃/秒に設定される。
最終冷却工程では、保持後の冷延鋼板に対し、350℃から220℃までの温度域を5℃/秒以上25℃/秒以下の平均冷却速度で一次冷却し、さらに120℃から常温近傍までの温度域を100℃/秒以上または5℃/秒以下の平均冷却速度で二次冷却する。
OA後の冷却中に起こる微かな変態は、オーステナイト中の粒界近傍のC濃度を増す上で重要な役割を担う。このため、一次冷却では、350℃から220℃までの温度域を平均冷却速度5℃/秒以上25℃/秒以下の平均冷却速度で鋼板を冷却する。350℃から220℃までの温度域の冷却速度が25℃/秒を超えると、この間に変態が進まず、オーステナイト中へのC濃化が起こらない。一方、350℃から220℃までの温度域の冷却速度が5℃/秒未満だと、オーステナイト中でCの拡散が進み、Cの濃度勾配が小さくなる。
従って、一次冷却の平均冷却速度については、下限が5℃/秒、好ましくは6℃/秒、より好ましくは7℃/秒超に設定され、上限が20℃/秒、好ましくは19℃/秒、より好ましくは18℃/秒未満に設定される。
また、120℃以下の低温域では、Cの拡散がさらに限定され、変態が起こりにくくなる。このため、二次冷却では、120℃から常温近傍までの温度範囲を平均冷却速度100℃/秒以上で鋼板を冷却して、オーステナイト相中のC濃度勾配を350℃から220℃で達成したままとする。あるいは、二次冷却では、120℃から常温近傍までの温度範囲を平均冷却速度5℃/秒以下で鋼板を冷却して、オーステナイト相中のC濃度勾配をより著しいものとする。二次冷却において平均冷却速度を5℃/秒超100℃/秒未満とすると、変態が起きないばかりでなく、粒界のC濃度の低下が発生する。
従って、二次冷却の平均冷却速度については、5℃/秒以下、好ましくは4℃/秒以下、より好ましくは3℃/秒以下に設定するか、あるいは、100℃/秒以上、好ましくは120℃/秒以上、より好ましくは150℃/秒以上に設定する。
また、残留オーステナイト相の結晶粒のサイズを分散させて残留オーステナイト相のC濃度勾配を均一に分散させる場合、鋼板のプレス成型安定性を向上させることができる。
Cγ=(格子定数−3.572)/0.033 … (式A)
「V曲げ性」は、V曲げ試験で割れの発生しない最小のRで評価した。V曲げ試験は、30mm×200mmの試験片を、種々のRをもつV字ブロックを用いて、90度に曲げて行った。支え間は95mmとし、支え台でしわ押さえ力(BHF)を98kNとした。割れの判定は、目視又は拡大鏡を用いた観察で行い、表面に亀裂又はくびれが発生したものを割れと判定した。
鋼板D3は、焼鈍時の最高温度が低く設定されて製造された鋼板である。
鋼板D4は、最終の一次冷却速度が大きく設定されて製造された鋼板である。
鋼板E3は、最終の二次冷却速度が50℃/秒に設定されて製造された鋼板である。
鋼板F3は、保持温度が低く設定されて製造された鋼板である。
鋼板F4は、保持温度が高く設定されて製造された鋼板である。
鋼板H3は、保持時間が長く設定されて製造された鋼板である。
鋼板H4は、最終一次冷却速度が小さく設定されて製造された鋼板である。
鋼板J2は、空冷時間が長く設定されて製造された鋼板である。
鋼板M2は、空冷時間が短く設定されて製造された鋼板である。
また、図3は、実施例及び比較例に係る鋼板の、引張強度と150℃伸びとの関係を示した図である。図1及び図3から、本発明に係る鋼板及び鋼板製造方法によれば、高い伸びが25℃、150℃の何れの温度においても実現できていることが確認できる。
Claims (12)
- 化学成分が、質量%で:
C:0.05%〜0.35%;
Si:0.05%〜2.0%;
Mn:0.8%〜3.0%;
Al:0.01%〜2.0%;
を含有し、
P:0.1%以下;
S:0.05%以下;
N:0.01%以下;
に制限し、
残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
フェライト相、ベイナイト相、及び焼き戻しマルテンサイト相を面積率で合計50%以上含有し、
残留オーステナイト相を面積率で3%以上含有し、
個数比で50%以上の前記残留オーステナイト相の結晶粒が、重心位置での炭素濃度をCgc、粒界位置での炭素濃度をCgbとして、式1を満たす
ことを特徴とする鋼板。
Cgb/Cgc≧1.2 … (式1) - 前記化学成分が質量%で、更に
Mo:0.01%〜0.5%;
Nb:0.005%〜0.1%;
Ti:0.005%〜0.2%;
V:0.005%〜0.5%;、
Cr:0.05%〜5.0%;
W:0.05%〜5.0%;
Ca:0.0005%〜0.05%;
Mg:0.0005%〜0.05%;
Zr:0.0005%〜0.05%;
REM:0.0005%〜0.05%;
Cu:0.02%〜2.0%;
Ni:0.02%〜1.0%;
B:0.0003%〜0.007%;
の少なくとも1種を含有する
ことを特徴とする請求項1に記載の鋼板。 - 前記残留オーステナイト相は、前記結晶粒の平均粒径が10μm以下であり、かつ、個数比で50%以上の前記結晶粒が、重心位置での炭素濃度をCgc、粒界位置での炭素濃度をCgbとして、前記式1を満たしており、
前記残留オーステナイト相中の平均炭素濃度が0.7%以上、1.5%以下である
ことを特徴とする請求項1に記載の鋼板。 - 前記残留オーステナイト相は、個数比で40%以上の前記結晶粒が、1μm以上、2μm未満の平均粒径を有する小径結晶粒であるとともに、個数比で20%以上の前記結晶粒が、2μm以上の平均粒径を有する大径結晶粒であり、さらに、個数比で50%以上の前記結晶粒が、重心位置での炭素濃度をCgc、粒界位置での炭素濃度をCgbとして、前記式1を満たしている
ことを特徴とする請求項1に記載の鋼板。 - 個数比で50%以上の前記小径結晶粒が、重心位置での炭素濃度をCgcS、粒界位置での炭素濃度をCgbSとして、式2を満たし、
個数比で50%以上の前記大径結晶粒が、重心位置での炭素濃度をCgcL、粒界位置での炭素濃度をCgbLとして、式3を満たす
ことを特徴とする請求項4に記載の鋼板。
CgbS/CgcS>1.3 (式2)
1.3>CgbL/CgcL>1.1 (式3) - 前記鋼板が、少なくとも片面に付与された亜鉛めっき皮膜を有する
ことを特徴とする請求項1〜5のいずれか1項に記載の鋼板。 - 前記鋼板が、少なくとも片面に付与された亜鉛合金めっき皮膜を有する
ことを特徴とする請求項1〜5のいずれか1項に記載の鋼板。 - 請求項1〜請求項7のいずれか1項に記載の鋼板を製造する方法であって、
請求項1又は2に記載の化学成分を有する鋳片を、850℃以上、970℃以下の仕上げ温度で熱間圧延を施して熱延鋼板を製造する熱間圧延工程と;
前記熱延鋼板に対し、1秒以上、10秒以下の空冷を行う空冷工程と;
空冷された前記熱延鋼板を、650℃以下の温度域まで平均で10℃/秒以上、200℃/秒以下で冷却した後650℃以下の温度範囲で巻取る巻取り工程と;
巻取られた前記熱延鋼板を、酸洗後、40%以上の圧下率で冷間圧延を施して冷延鋼板を製造する冷間圧延工程と;
前記冷延鋼板に対し、700℃以上、900℃以下の最高温度で焼鈍を施す焼鈍工程と;
焼鈍された前記冷延鋼板を、0.1℃/秒以上、200℃/秒以下の平均冷却速度で350℃以上、480℃以下の温度域に冷却し、この温度域で1秒以上、1000秒以下保持する保持工程と;
前記冷延鋼板に対し、350℃から220℃までの温度域を5℃/秒以上25℃/秒以下の平均冷却速度で一次冷却し、さらに120℃から常温近傍までの温度域を100℃/秒以上または5℃/秒以下の平均冷却速度で二次冷却する最終冷却工程と;
を備えることを特徴とする鋼板製造方法。 - 前記熱間圧延工程では、最終の2パスを各々20%以下のひずみ量にて圧延する
ことを特徴とする請求項8に記載の鋼板製造方法。 - 前記熱間圧延工程では、1100℃以下まで冷却された後に1100℃以上に再加熱された鋳片を用いる
ことを特徴とする請求項8に記載の鋼板製造方法。 - 前記保持工程の後に前記鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬する浸漬工程を更に備える
ことを特徴とする請求項8に記載の鋼板製造方法。 - 前記浸漬工程の後に500℃以上、580℃以下の範囲で合金化処理を行う合金化処理工程を備える
ことを特徴とする請求項11に記載の鋼板製造方法。
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