JP5021108B2 - 延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法 - Google Patents
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Description
本願は、2010年9月16日に、日本に出願された特願2010−208329号及び特願2010−208330号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
通常、鋼板の強度を向上させると、延性や伸びフランジ性が低下して、加工性が劣化する。しかしながら、近年、高強度鋼板においても十分な加工性を有することが要求されている。
本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであって、引張最大強度900MPa以上の高強度を確保しながら、優れた延性と伸びフランジ性が得られる加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供することを課題とするものである。
C:0.05〜0.4%、
Si:0.1〜2.5%、
Mn:1.0〜3.5%、
P:0.001〜0.03%、
S:0.0001〜0.01%、
Al:0.001〜2.5%、
N:0.0001〜0.01%、
O:0.0001〜0.008%、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、
鋼板組織が、体積分率で10〜50%のフェライト相と、10〜50%の焼戻しマルテンサイト相と、残部硬質相とからなり、
鋼板の1/8厚〜3/8厚の範囲において、直径1μm以下の測定領域を複数設定して、前記複数の測定領域における硬度の測定値を小さい順に並べて硬度分布を得るとともに、硬度の測定値の全数に0.02を乗じた数であって該数が小数を含む場合はこれを切り上げて得た整数N0.02を求め、最小硬度の測定値からN0.02番目に大きな測定値の硬度を2%硬度とし、また、硬度の測定値の全数に0.98を乗じた数であって該数が小数を含む場合はこれを切り下げて得た整数N0.98を求め、最小硬度の測定値からN0.98番目に大きな測定値の硬度を98%硬度としたとき、前記98%硬度が前記2%硬度の1.5倍以上であり、前記2%硬度と前記98%硬度の間における前記硬度分布の尖度K*が−1.2以上、−0.4以下であり、前記鋼板組織における平均結晶粒径が10μm以下であることを特徴とする延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
[2] 鋼板の1/8厚〜3/8厚における地鉄中のMn濃度の最大値と最小値の差が質量%に換算して0.4%以上3.5%以下であることを特徴とする[1]に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
[3] 前記2%硬度から98%硬度までの区間を10等分して10個の1/10区間を設定したとき、各1/10区間における硬度の測定値の数が、全測定値の数の2〜30%の範囲にあることを特徴とする[1]または[2]に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
[4] 前記硬質相が、体積分率で10〜45%のベイニティックフェライト相若しくはベイナイト相のいずれか一方または両方と、10%以下のフレッシュマルテンサイト相であることを特徴とする[1]乃至[3]の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
[5] 鋼板組織として、さらに、2〜25%の残留オーステナイト相を含有することを特徴とする[1]乃至[4]の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
[6] さらに、質量%で、
Ti:0.005〜0.09%、
Nb:0.005〜0.09%の1種または2種以上を含有することを特徴とする[1]乃至[5]の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
[7] さらに、質量%で、
B:0.0001〜0.01%、
Cr:0.01〜2.0%、
Ni:0.01〜2.0%、
Cu:0.01〜2.0%、
Mo:0.01〜0.8%の1種または2種以上を含有することを特徴とする[1]乃至[6]の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
[8] さらに、質量%で、
V:0.005〜0.09%含有することを特徴とする[1]乃至[7]の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
[9] さらに、質量%で、
Ca、Ce、Mg、REMの1種または2種以上を合計で0.0001〜0.5%含有することを特徴とする[1]乃至[8]の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
[10] [1]乃至[9]の何れか一項に記載の高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されてなることを特徴とする延性と伸びフランジ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
[11] [1]または[6]〜[9]のいずれか1項に記載の化学成分を有するスラブを、直接又は一旦冷却した後1050℃以上に加熱し、800℃またはAr3変態点の何れか高い温度以上で熱間圧延し、圧延後の圧延材の組織中のオーステナイト相が50体積%以上となるように750℃以下の温度域にて巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延後の鋼板を、下記(1)式を満たしつつ巻き取り温度から(巻き取り温度−100)℃までを20℃/時以下の速度で冷却する冷却工程と、
前記冷却後の鋼板を連続焼鈍する工程と、を備え、
前記連続焼鈍する工程は、
前記鋼板を最高加熱温度750〜1000℃で焼鈍し、
次いで、前記最高加熱温度からフェライト変態温度域以下まで冷却するとともにフェライト変態温度域で20〜1000秒停留させる第1次冷却を行い、
次いで、ベイナイト変態温度域における冷却速度を平均10℃/秒以上として冷却し、マルテンサイト変態開始温度以下、マルテンサイト変態開始温度−120℃以上の範囲で停止する第2次冷却を行い、
次いで、第2次冷却後の鋼板を、マルテンサイト変態開始温度以下、第2冷却停止温度以上の範囲で2秒〜1000秒停留し、
次いで、ベイナイト変態温度域における昇温速度を平均10℃/sec以上として、ベイナイト変態開始温度−100℃以上の再加熱停止温度に再加熱し、
次いで、前記再加熱後の鋼板を、前記再加熱停止温度からベイナイト変態温度域未満まで冷却するとともにベイナイト変態温度域で30秒以上停留させる第3冷却を行う
工程であることを特徴とする延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
[12] 前記熱間圧延後の巻き取り温度をBs点以上750℃以下とすることを特徴とする[11]に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
[13] 前記冷却工程と前記連続焼鈍工程との間に、酸洗してから圧下率35〜80%の圧下率で冷延する冷延工程を備えたことを特徴とする[11]または[12]に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
[14] 前記第2次冷却におけるベイナイト変態温度域に停留する時間と、前記再加熱におけるベイナイト変態域に停留する時間との合計が、25秒以下であることを特徴とする[11]乃至[13]の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
[15] [11]乃至[14]の何れか一項に記載の製造方法で高強度鋼板を製造する際の前記再加熱において、前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬することを特徴とする延性と伸びフランジ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
[16] [11]乃至[14]の何れか一項に記載の製造方法で高強度鋼板を製造する際の前記第3次冷却のベイナイト変態温度域において、前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬することを特徴とする延性と伸びフランジ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
[17] [11]乃至[14]の何れか一項に記載の製造方法で高強度鋼板を製造した後、亜鉛電気めっきを施すことを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
[18] [11]乃至[14]の何れか一項に記載の製造方法で高強度鋼板を製造した後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
そして、Mn分布を大きくさせた鋼板を連続焼鈍する工程が、最高加熱温度750〜1000℃で焼鈍する加熱工程と、最高加熱温度からフェライト変態温度域以下まで鋼板を冷却する工程であって、フェライト変態温度域で20〜1000秒停留させる第1冷却工程と、第1冷却工程後の鋼板を、ベイナイト変態温度域における冷却速度を平均10℃/秒以上として冷却し、マルテンサイト変態開始温度以下、マルテンサイト変態開始温度−120℃以上の範囲で停止する第2冷却工程と、第2冷却工程後の鋼板を、Ms点以下、第2冷却停止温度以上の範囲で2秒〜1000秒停留させる停留工程と、停留工程後の鋼板を、ベイナイト変態温度域における昇温速度を平均10℃/秒以上として、ベイナイト変態開始温度−80℃以上の再加熱停止温度に再加熱する再加熱工程と、再加熱工程後の鋼板を、再加熱停止温度からベイナイト変態温度域未満まで冷却する工程であって、ベイナイト変態温度域で30秒以上停留させる第3冷却工程とから構成されるので、鋼板組織が制御されて、鋼板内部の硬度差が大きく、平均結晶粒径が十分に小さいものとなり、引張最大強度900MPa以上の高強度を確保でき、かつ、優れた延性と伸びフランジ性(穴拡げ性)を有する加工性に優れた高強度冷延鋼板が得られる。
更に、亜鉛めっき層を形成する工程を追加することで、引張最大強度900MPa以上の高強度を確保でき、かつ、優れた延性と伸びフランジ性(穴拡げ性)を有する加工性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
以下、硬度の規定について説明するが、まず、2%硬度及び98%硬度について説明する。鋼板の1/8厚〜3/8厚の範囲に設定された複数の測定領域において硬度の測定値を求め、硬度の測定値の全個数に0.02を乗じた数であって該数が小数を含む場合はこれを切り上げて得た整数N0.02を求める。また、硬度の測定値の全個数に0.98を乗じた数であって該数が小数を含む場合はこれを切り下げて得た整数N0.98を求める。そして、複数の測定領域における最小硬度の測定値からN0.02番目に大きな測定値の硬度を2%硬度とする。また、複数の測定領域における最小硬度の測定値からN0.98番目に大きな測定値の硬度を98%硬度とする。そして、本発明の高強度鋼板では、98%硬度が2%硬度の1.5倍以上であり、2%硬度と98%硬度の間における前記硬度分布の尖度K*が−0.40以下であることが好ましい。
H*:最小硬度からN0.02番目に大きな測定点からN0.98番目に大きな測定点までの平均硬度
s*:最小硬度からN0.02番目に大きな測定点からN0.98番目に大きな測定点までの標準偏差
本発明の高強度鋼板は、上述の硬度分布を得るために、鋼板の1/8厚〜3/8厚における地鉄中のMn濃度の最大値と最小値の差が質量%に換算して0.40%以上3.50%以下であることが好ましい。
以上の現象は、フェライト相のみならず、焼き戻しマルテンサイト相及び残部硬質相においても同様である。
測定結果のうち、Mn濃度が添加Mn濃度の3倍を超える点はMn硫化物などの介在物を測定した点と考えられる。また、Mn濃度が添加Mn濃度の1/3倍未満の点は、Al酸化物などの介在物を測定した点と考えられる。これら介在物中のMn濃度は、地鉄中の相変態挙動にほとんど影響しないため、測定結果から介在物の測定結果を除いた上で、Mn濃度の最大値と最小値をそれぞれ求める。そして、求めたMn濃度の最大値と最小値の差を算出する。
Mn量の測定方法は上記の手法に限らない。例えばEMA法や三次元アトムプローブ(3D−AP)を用いた直接観察を行って、Mn濃度を測定しても良い。
また、本発明の高強度鋼板の鋼板組織は、体積分率で10〜50%のフェライト相と、10〜50%の焼戻しマルテンサイト相と、残部硬質相とからなる。また、残部硬質相には、体積分率で10〜60%のベイニティックフェライト相あるいはベイナイト相の何れか一方または両方と、10%以下のフレッシュマルテンサイト相が含まれる。更に、鋼板組織として、2〜25%の残留オーステナイト相を含有していてもよい。本発明の高強度鋼板がこのような鋼板組織を有するものである場合、鋼板内部の硬度差がより一層大きく、かつ、平均結晶粒径が十分に小さいものとなり、より一層、高強度で、優れた延性と伸びフランジ性(穴拡げ性)を有するものとなる。
フェライトは、延性の向上に有効な組織であり、鋼板組織に体積分率で10〜50%含まれていることが好ましい。鋼板組織に含まれるフェライトの体積分率は、延性の観点から15%以上含まれることがより好ましく、20%以上含まれることがさらに好ましい。また、鋼板の引張強度を十分高めるには、鋼板組織に含まれるフェライトの体積分率を45%以下とすることが好ましく、40%以下とすることがさらに好ましい。フェライトの体積分率が10%未満である場合、十分な延性が得られない恐れがある。一方、フェライトは軟質な組織であるため、体積分率が50%を超えると降伏応力が低下する場合がある。
ベイニティックフェライトとベイナイトは、軟質なフェライトと硬質な焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトとの間の硬度を持つ組織である。本発明の高強度鋼板では、ベイニティックフェライトまたはベイナイトの何れか一方が含まれていればよく、両方が含まれていても良い。鋼板内部の硬さ分布を平坦にするにはベイニティックフェライト及びベイナイトの合計量が鋼板組織に体積分率で10〜45%含まれていることが好ましい。鋼板組織に含まれるベイニティックフェライトおよびベイナイトの体積分率の合計は、伸びフランジ性の観点から15%以上含まれることがより好ましく、20%以上含まれることがさらに好ましい。また、延性と降伏応力のバランスを良好にするために、ベイニティックフェライトおよびベイナイトの体積分率の合計を40%以下、好ましくは35%以下にするとよりよい。
焼戻しマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させる組織であり、鋼板組織に体積分率で10〜50%含まれていることが好ましい。鋼板組織に含まれる焼戻しマルテンサイトの体積分率が、10%未満であると、十分な引張強度が得られない恐れがある。一方、鋼板組織に含まれる焼戻しマルテンサイトの体積分率が50%を超えると、延性の向上に必要なフェライトおよび残留オーステナイトを確保することが困難となる。高強度鋼板の延性を十分に高めるには、焼戻しマルテンサイトの体積分率を45%以下とすることがより好ましく、40%以下とすることが更に好ましい。また、引張強度を確保するためには、焼戻しマルテンサイトの体積分率を15%以上とすることがより好ましく、20%以上とすることが更に好ましい。
残留オーステナイトは延性の向上に有効な組織であり、鋼板組織に体積分率で2〜25%含まれていることが好ましい。鋼板組織に含まれる残留オーステナイトの体積分率が2%以上であれば、より十分な延性が得られる。また、残留オーステナイトの体積分率が25%以下であれば、CやMnに代表されるオーステナイト安定化元素を多量に添加する必要がなく、溶接性が向上する。なお、本発明の高強度鋼板の鋼板組織には、残留オーステナイトが含まれていることが、延性の向上に有効であるため好ましいが、十分な延性が得られる場合には、残留オーステナイトが含まれていなくてもよい。
フレッシュマルテンサイトは、引張強度を大きく向上させるが、一方で破壊の起点となって伸びフランジ性を劣化させるため、鋼板組織に体積分率で10%以下含まれていることが好ましい。伸びフランジ性を高めるにはフレッシュマルテンサイトの体積分率を5%以下とすることがより好ましく、2%以下とすることが更に好ましい。
本発明の高強度鋼板の鋼板組織には、パーライトや粗大なセメンタイトなどの上記以外の組織が含まれていてもよい。しかし、高強度鋼板の鋼板組織中にパーライトや粗大なセメンタイトが多くなると、延性が劣化する。このことから、鋼板組織に含まれるパーライトおよび粗大なセメンタイトの体積分率は、合計で10%以下であることが好ましく、5%以下であることがより好ましい。
また、ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、ラスの内部に長径20nm以上の鉄系炭化物を複数有し、さらにそれらの炭化物が単一のバリアント、すなわち同一の方向に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。ここで、同一の方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が5°以内であるものを意味している。
なお、FE−SEMを用いてラス状結晶粒内部の鉄系炭化物を観察し、その伸長方向を調べることによって、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは容易に区別しうる。
したがって、フレッシュマルテンサイトの体積分率は、FE−SEMにて観察された腐食されていない領域の面積分率と、X線によって測定した残留オーステナイトの面積分率との差分として求められる。
次に、本発明の高強度鋼板の化学成分(組成)について説明する。なお、以下の説明における[%]は[質量%]である。
Cは、高強度鋼板の強度を高めるために含有される。しかし、Cの含有量が0.400%を超えると溶接性が不十分となる。溶接性の観点から、Cの含有量は0.350%以下であることが好ましく、0.300%以下であることがより好ましい。一方、Cの含有量が0.050%未満であると強度が低下し、900MPa以上の引張最大強度を確保することが出来ない。強度を高めるため、Cの含有量は0.060%以上であることが好ましく、0.080%以上であることがより好ましい。
Siは、マルテンサイトの焼戻し軟化を抑制し、鋼板を高強度化するために添加される。しかし、Siの含有量が2.50%を超えると鋼板が脆化し、延性が劣化する。延性の観点から、Siの含有量は2.20%以下であることが好ましく、2.00%以下であることがより好ましい。一方、Siの含有量が0.10%未満では焼戻しマルテンサイトの硬さが大幅に低下し、900MPa以上の引張最大強度を確保することが出来ない。強度を高めるため、Siの下限値は0.30%以上であることが好ましく、0.50%以上がより好ましい。
Mnは鋼板の強度を高める元素であり、鋼板内部のMn分布を制御することで鋼板内部の硬度分布を制御することができることから、本発明の鋼板に添加される。しかし、Mnの含有量が3.50%を超えると鋼板の板厚中央部に粗大なMn濃化部が生じ、脆化が起こりやすくなり、鋳造したスラブが割れるなどのトラブルが起こりやすい。また、Mnの含有量が3.50%を超えると溶接性も劣化する。したがって、Muの含有量は、3.50%以下とする必要がある。溶接性の観点から、Mnの含有量は3.20%以下であることが好ましく、3.00%以下であることがより好ましい。一方、Mnの含有量が1.00%未満であると、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されてしまうため、900MPa以上の引張最大強度を確保することが難しくなるため、Mnの含有量を1.00%以上とする必要がある。強度を高めるため、Mnの含有量は1.30%以上であることが好ましく、1.50%以上であることがより好ましい。
Pは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。Pの含有量が0.030%を超えると溶接部が大幅に脆化するため、Pの含有量を0.030%以下に限定した。Pの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Pの含有量を0.001%未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うことから、0.001%を下限値とする。
Sは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、Sの含有量の上限値を0.0100%以下とした。また、SはMnと結びついて粗大なMnSを形成して伸びフランジ性を低下させるため、0.0050%以下とすることが好ましく、0.0025%以下とすることがより好ましい。Sの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Sの含有量を0.0001%未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うため、0.0001%を下限値とする。
Alは鉄系炭化物の生成を抑えて強度を高める元素である。しかし、Alの含有量が2.50%を超えると鋼板中のフェライト分率が過度に高まり、かえって強度が低下するため、Alの含有量の上限を2.500%とする。Alの含有量は2.000%以下とすることが好ましく、1.600%以下とすることがより好ましい。Alの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Alの含有量が0.001%以上であれば脱酸剤としての効果が得られることから、0.001%を下限とする。脱酸材として十分な効果を得るため、Alの含有量を0.005%以上とすることが好ましく、0.010%以上とすることがより好ましい。
Nは、粗大な窒化物を形成し、伸びフランジ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。Nの含有量が0.0100%を超えると、この傾向が顕著となることから、N含有量の範囲を0.0100%以下とした。また、Nは、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。Nの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Nの含有量を0.0001%未満にすると、製造コストの大幅な増加を招くことから、0.0001%を下限値とする。
Oは、酸化物を形成し、伸びフランジ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。Oの含有量が0.0080%を超えると、伸びフランジ性の劣化が顕著となることから、O含有量の上限を0.0080%以下とした。Oの含有量は0.0070%以下であることが好ましく0.0060%以下であることがさらに好ましい。Oの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Oの含有量を0.0001%未満とすることは製造コストの大幅な増加を伴うため、0.0001%を下限とした。
Tiは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Tiの含有量が0.090%を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、Tiの含有量は0.090%以下であることが好ましい。成形性の観点から、Tiの含有量は0.080%以下であることがより好ましく、0.070%以下であることがさらに好ましい。Tiの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Tiによる強度上昇効果を十分に得るにはTiの含有量は0.005%以上であることが好ましい。鋼板の高強度化には、Tiの含有量は0.010%以上であることがより好ましく、0.015%以上であることがさらに好ましい。
Nbは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Nbの含有量が0.090%を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、Nbの含有量は0.090%以下であることが好ましい。成形性の観点から、Nbの含有量を0.070%以下であることがより好ましく、0.050%以下であることがさらに好ましい。Nbの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Nbによる強度上昇効果を十分に得るにはNbの含有量は0.005%以上であることが好ましい。鋼板の高強度化には、Nbの含有量は0.010%以上であることがより好ましく、0.015%以上であることがさらに好ましい。
Vは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。しかし、Vの含有量が0.090%を超えると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、Nbの含有量は0.090%以下であることが好ましい。Vの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Vによる強度上昇効果を十分に得るにはVの含有量は0.005%以上であることが好ましい。
Bは、熱間圧延後の冷却プロセスにおいてオーステナイトからの相変態を遅延することから、Bを添加することでMnの分配を効果的に進めることができる。Bの含有量が0.0100%を超えると、熱間での加工性が損なわれ生産性が低下することから、Bの含有量は0.0100%以下であることが好ましい。生産性の観点から、Bの含有量は0.0050%以下であることがより好ましく、0.0030%以下であることがさらに好ましい。Bの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Bによる相変態の遅延効果を十分に得るには、Bの含有量を0.0001%以上とすることが好ましい。相変態の遅延には、Bの含有量が0.0003%以上であることがより好ましく、0.0005%以上であることがより好ましい。
Moは、熱間圧延後の冷却プロセスにおいてオーステナイトからの相変態を遅延することから、Moを添加することでMnの分配を効果的に進めることができる。Moの含有量が0.80%を超えると、熱間での加工性が損なわれ生産性が低下することから、Moの含有量は0.80%以下であることが好ましい。Moの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Moによる相変態の遅延効果を十分に得るには、Moの含有量は0.01%以上であることが好ましい。
Cr、NiおよびCuは強度の寄与に向上する元素であり、1種又は2種以上をCおよび/またはSiの一部に替えて添加することができる。各元素の含有量がそれぞれ2.00%を超えると、酸洗性や溶接性、熱間加工性などが劣化することがあるため、Cr、NiおよびCuの含有量はそれぞれ2.00%以下であることが好ましい。Cr、NiおよびCuの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、鋼板の高強度化効果を十分に得るには、Cr、NiおよびCuの含有量をそれぞれ0.01%以上であることが好ましい。
Ca、Ce、Mg、REMは、成形性の改善に有効な元素であり、1種又は2種以上を添加することができる。しかし、Ca、Ce、MgおよびREMの1種または2種以上の含有量が合計が0.5000%を超えると、却って延性を損なう恐れがあるため、各元素の含有量の合計が0.5000%以下であることが好ましい。Ca、Ce、MgおよびREMの1種または2種以上の含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、鋼板の成形性を改善する効果を十分に得るには、各元素の含有量の合計が0.0001%以上であることが好ましい。成形性の観点から、Ca、Ce、MgおよびREMの1種または2種以上の含有量の合計が0.0005%以上であることがより好ましく、0.0010%以上であることがさらに好ましい。なお、REMとは、Rare Earth Metalの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。本発明において、REMやCeはミッシュメタルにて添加されることが多く、LaやCeの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらLaやCe以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。また、金属LaやCeを添加したとしても本発明の効果は発揮される。
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度鋼板を製造するには、まず、上述した化学成分(組成)を有するスラブを鋳造する。
熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものを用いることができる。本発明の高強度鋼板の製造方法は、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延(CC−DR)のようなプロセスに適合する。
Ar3=901−325×C+33×Si−92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)+52×Al
一方、仕上げ圧延温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、仕上げ圧延温度を過度に高温とした場合、その温度を確保するためにスラブ加熱温度を過度に高温にしなければならない。このことから、仕上げ圧延温度の上限温度は、1000℃以下とすることが望ましい。
また、(3)式および冷却速度を満たす範囲で、巻き取り後に鋼板を再加熱しても構わない。
伸びフランジ性を高めるには、次工程においてMnを分配させる際、Mn濃度の高い領域と低い領域を細かく分散させることが好ましい。このためには冷間圧延における圧下率を高め、昇温中にフェライトを再結晶させ、粒径を細かくすることが効果的である。この観点から、圧下率は40%以上であることが好ましく、45%以上であることがより好ましい。
一方、圧下率が80%以下の冷延は、冷延荷重が大きくなりすぎず、冷延が困難とならない。このことから、圧下率80%以下を上限とする。冷延荷重の観点から、圧下率は75%以下であることが好ましい。
なお、圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については特に規定することなく本発明の効果は発揮される。また、冷間圧延は省略してもよい。
図5は、連続焼鈍ラインを通板させる際の冷延鋼板の温度履歴を説明するためのグラフであり、冷延鋼板の温度と時間との関係を示したグラフである。なお、図5においては「フェライト変態温度域」として、(Ae3点−50℃)〜Bs点の範囲を示し、「ベイナイト変態温度域」としてBs点〜Ms点の範囲を示し、「マルテンサイト変態温度域」としてMs点〜室温を示している。
Bs点[℃]=820−290C/(1−VF)−37Si−90Mn−65Cr−50Ni+70Al
上記式において、VFはフェライトの体積分率を示し、C、Mn、Cr、Ni、Al、Siはそれぞれの元素の添加量[質量%]である。
Ms点[℃]=541−474C/(1−VF)−15Si−35Mn−17Cr−17Ni+19Al
以上の工程により、高い延性と伸びフランジ性を有する高強度冷延鋼板が得られる。
すなわち、再加熱工程において、冷延鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬すること以外は、上述した冷延鋼板を連続焼鈍ラインに通板させる場合と同様にして、高強度亜鉛めっき鋼板を製造できる。
このことにより、表面に亜鉛めっき層の形成された高い延性と伸びフランジ性を有する高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
このような合金化処理を行うことで、亜鉛めっき層が合金化されてなるZn−Fe合金が表面に形成され、表面に合金化した亜鉛めっき層を有する高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
このことにより、表面に亜鉛めっき層の形成された高い延性と伸びフランジ性を有する高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
このような合金化処理を行った場合にも、亜鉛めっき層が合金化されてなるZn−Fe合金が表面に形成され、表面に合金化した亜鉛めっき層を有する高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
例えば、本発明の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法においては、めっき密着性を向上させるために、焼鈍前の鋼板にNi、Cu、Co、Feから選ばれる1種あるいは複数種よりなるめっきを施してもよい。
連続焼鈍ラインを通板させるに際しては、表5〜12、23〜25、30〜31に示す条件(加熱工程の最高加熱温度、第1冷却工程のフェライト変態温度域での停留時間、第2冷却工程のベイナイト変態温度域における冷却速度、第2冷却工程の停止温度、停留工程の停留時間、再加熱工程のベイナイト変態温度域における昇温速度および再加熱停止温度、第3冷却工程のベイナイト変態温度域での停留時間、第4冷却工程の冷却速度、第2冷却工程においてベイナイト変態温度域に停留する時間と再加熱工程においてベイナイト変態域に停留する時間との合計(合計停留時間))で、以下に示す方法により、実験例1〜実験例134の高強度冷延鋼板を得た。
以上の工程により、実験例1〜実験例134の高強度冷延鋼板及び高強度熱延鋼板を得た。
まず、連続焼鈍ラインを通板させた鋼板に対して、めっきの前処理として、アルカリ脱脂、水洗、酸洗、並びに水洗を順に実施した。その後、前処理後の鋼板に対し、液循環式の電気めっき装置を用い、めっき浴として硫酸亜鉛、硫酸ナトリウム、硫酸からなるものを用い、電流密度100A/dm2で所定のめっき厚みになるまで電解処理して、Znめっきを施した。
また、実験例69〜実験例73の冷延鋼板については、再加熱工程において亜鉛めっき浴に浸漬した後の冷延鋼板を、表11に示す「再加熱停止温度T3」で表12に示す「停留時間」で停留させる合金化処理を施すことにより、表面のめっき層を合金化させて、合金化した亜鉛めっき層を有する高強度亜鉛めっき鋼板とした。
また、実験例78〜実験例82の冷延鋼板については、第3冷却工程において亜鉛めっき浴に浸漬した後の冷延鋼板を、表12に示す「合金化温度Tg」まで再々加熱し、表12に示す「停留時間」で停留させる合金化処理を施すことにより、表面のめっき層を合金化させて、合金化した亜鉛めっき層を有する高強度亜鉛めっき鋼板とした。
残留オーステナイトの体積分率は、鋼板の板面に平行かつ1/4厚の面を観察面としてX線解析を行い、面積分率を算出し、それを持って体積分率とした。
フェライト、ベイニティックフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトの体積分率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨、ナイタールエッチングし、板厚の1/4を中心とした1/8厚〜3/8厚において、一辺30μmの領域を設定し、FE−SEMで観察して面積分率を測定し、それを持って体積分率とした。
その結果を表13、14、17、26、32にそれぞれ示す。
より詳細には、実験例56は、鋼WにおいてCの含有量が本特許で規定する下限を下回っている。このため、実験例56では、軟質組織の割合が高く、引張強度TSが不足した。
Claims (18)
- 質量%で、
C:0.05〜0.4%、
Si:0.1〜2.5%、
Mn:1.0〜3.5%、
P:0.001〜0.03%、
S:0.0001〜0.01%、
Al:0.001〜2.5%、
N:0.0001〜0.01%、
O:0.0001〜0.008%、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、
鋼板組織が、体積分率で10〜50%のフェライト相と、10〜50%の焼戻しマルテンサイト相と、残部硬質相とからなり、
鋼板の1/8厚〜3/8厚の範囲において、直径1μm以下の測定領域を複数設定して、前記複数の測定領域における硬度の測定値を小さい順に並べて硬度分布を得るとともに、硬度の測定値の全数に0.02を乗じた数であって該数が小数を含む場合はこれを切り上げて得た整数N0.02を求め、最小硬度の測定値からN0.02番目に大きな測定値の硬度を2%硬度とし、また、硬度の測定値の全数に0.98を乗じた数であって該数が小数を含む場合はこれを切り下げて得た整数N0.98を求め、最小硬度の測定値からN0.98番目に大きな測定値の硬度を98%硬度としたとき、前記98%硬度が前記2%硬度の1.5倍以上であり、前記2%硬度と前記98%硬度の間における前記硬度分布の尖度K*が−1.2以上、−0.4以下であり、前記鋼板組織における平均結晶粒径が10μm以下であることを特徴とする延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。 - 鋼板の1/8厚〜3/8厚における地鉄中のMn濃度の最大値と最小値の差が質量%に換算して0.4%以上3.5%以下であることを特徴とする請求項1に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
- 前記2%硬度から98%硬度までの区間を10等分して10個の1/10区間を設定したとき、各1/10区間における硬度の測定値の数が、全測定値の数の2〜30%の範囲にあることを特徴とする請求項1または請求項2に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
- 前記硬質相が、体積分率で10〜45%のベイニティックフェライト相若しくはベイナイト相のいずれか一方または両方と、10%以下のフレッシュマルテンサイト相であることを特徴とする請求項1乃至請求項3の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
- 鋼板組織として、さらに、2〜25%の残留オーステナイト相を含有することを特徴とする請求項1乃至請求項4の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。
- さらに、質量%で、
Ti:0.005〜0.09%、
Nb:0.005〜0.09%の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1乃至請求項5の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。 - さらに、質量%で、
B:0.0001〜0.01%、
Cr:0.01〜2.0%、
Ni:0.01〜2.0%、
Cu:0.01〜2.0%、
Mo:0.01〜0.8%の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1乃至請求項6の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。 - さらに、質量%で、
V:0.005〜0.09%含有することを特徴とする請求項1乃至請求項7の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。 - さらに、質量%で、
Ca、Ce、Mg、REMの1種または2種以上を合計で0.0001〜0.5%含有することを特徴とする請求項1乃至請求項8の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。 - 請求項1乃至請求項9の何れか一項に記載の高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されてなることを特徴とする延性と伸びフランジ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
- 請求項1または請求項6〜9のいずれか1項に記載の化学成分を有するスラブを、直接又は一旦冷却した後1050℃以上に加熱し、800℃またはAr3変態点の何れか高い温度以上で熱間圧延し、圧延後の圧延材の組織中のオーステナイト相が50体積%以上となるように750℃以下の温度域にて巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延後の鋼板を、下記(1)式を満たしつつ巻き取り温度から(巻き取り温度−100)℃までを20℃/時以下の速度で冷却する冷却工程と、
前記冷却後の鋼板を連続焼鈍する工程と、を備え、
前記連続焼鈍する工程は、
前記鋼板を最高加熱温度750〜1000℃で焼鈍し、
次いで、前記最高加熱温度からフェライト変態温度域以下まで冷却するとともにフェライト変態温度域で20〜1000秒停留させる第1次冷却を行い、
次いで、ベイナイト変態温度域における冷却速度を平均10℃/秒以上として冷却し、マルテンサイト変態開始温度以下、マルテンサイト変態開始温度−120℃以上の範囲で停止する第2次冷却を行い、
次いで、第2次冷却後の鋼板を、マルテンサイト変態開始温度以下、第2冷却停止温度以上の範囲で2秒〜1000秒停留し、
次いで、ベイナイト変態温度域における昇温速度を平均10℃/sec以上として、ベイナイト変態開始温度−100℃以上の再加熱停止温度に再加熱し、
次いで、前記再加熱後の鋼板を、前記再加熱停止温度からベイナイト変態温度域未満まで冷却するとともにベイナイト変態温度域で30秒以上停留させる第3冷却を行う
工程であることを特徴とする延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記熱間圧延後の巻き取り温度をBs点以上750℃以下とすることを特徴とする請求項11に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記冷却工程と前記連続焼鈍工程との間に、酸洗してから圧下率35〜80%の圧下率で冷延する冷延工程を備えたことを特徴とする請求項11または請求項12に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記第2次冷却におけるベイナイト変態温度域に停留する時間と、前記再加熱におけるベイナイト変態域に停留する時間との合計が、25秒以下であることを特徴とする請求項11乃至請求項13の何れか一項に記載の延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 請求項11乃至請求項14の何れか一項に記載の製造方法で高強度鋼板を製造する際の前記再加熱において、前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬することを特徴とする延性と伸びフランジ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項11乃至請求項14の何れか一項に記載の製造方法で高強度鋼板を製造する際の前記第3次冷却のベイナイト変態温度域において、前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬することを特徴とする延性と伸びフランジ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項11乃至請求項14の何れか一項に記載の製造方法で高強度鋼板を製造した後、亜鉛電気めっきを施すことを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項11乃至請求項14の何れか一項に記載の製造方法で高強度鋼板を製造した後、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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