JP5240421B1 - 耐衝撃特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
以上のような現状に鑑み、本発明は、優れた耐衝撃特性を有する高強度鋼板およびその製造方法、耐衝撃特性に優れた高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されてなる高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供するものである。
本発明は、かかる知見に基づいて完成させたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
質量%で、C:0.075〜0.300%、Si:0.30〜2.50%、Mn:1.30〜3.50%、P:0.001〜0.050%、S:0.0001〜0.0050%、Al:0.001〜0.050%、Ti:0.0010〜0.0150%、N:0.0001〜0.0050%、O:0.0001〜0.0030%を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、板厚の1/4を中心とした1/8厚〜3/8厚の範囲において、体積分率で1〜8%の残留オーステナイトを含有し、前記残留オーステナイトの平均アスペクト比が2.0以下であり、かつ前記残留オーステナイト中の固溶Mn量が平均Mn量の1.1倍以上であり、平均粒径0.5μm以下のTiN粒子を含み、粒径1μm以上のAlN粒子の密度が1.0個/mm2以下である鋼板組織を有し、引張最大強度が900MPa以上であることを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度鋼板。
前記鋼板組織が、体積分率で10〜75%以下のフェライトと、合計で10〜50%のベイニティックフェライトとベイナイトのいずれか一方もしくは両方と、10〜50%以下の焼戻しマルテンサイトとを含み、
パーライトが、体積分率で5%以下に制限され、フレッシュマルテンサイトが、体積分率で15%以下に制限されている、(1)に記載の耐衝撃特性に優れた高強度鋼板。
さらに、質量%で、Nb:0.0010〜0.0150%、V:0.010〜0.150%、B:0.0001〜0.0100%の1種または2種以上を含有する、(1)に記載の耐衝撃特性に優れた高強度鋼板。
さらに、質量%で、Cr:0.01〜2.00%、Ni:0.01〜2.00%、Cu:0.01〜2.00%、Mo:0.01〜1.00%、W:0.01〜1.00%の1種または2種以上を含有する、(1)に記載の耐衝撃特性に優れた高強度鋼板。
さらに、Ca、Ce、Mg、Zr,Hf、REMの1種または2種以上を合計で0.0001〜0.5000質量%含有する、(1)に記載の耐衝撃特性に優れた高強度鋼板。
表面に亜鉛めっき層が形成されている、(1)に記載の耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
前記亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物および/またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜が形成されている、(6)に記載の耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
質量%で、C:0.075〜0.300%、Si:0.30〜2.50%、Mn:1.30〜3.50%、P:0.001〜0.050%、S:0.0001〜0.0050%、Al:0.001〜0.050%、Ti:0.0010〜0.0150%、N:0.0001〜0.0050%、O:0.0001〜0.0030%を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなるスラブを1210℃以上に加熱し、少なくとも1100〜1000℃の温度範囲においては、下記(式1)を満たす条件で圧下を行い、800℃とAr3変態点の高い方の温度以上970℃以下の仕上げ熱延温度で圧下を完了し、750℃以下の温度域にて巻き取り、15℃/時以下の平均冷却速度で冷却する熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後、30〜75%の圧下率で冷延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程後、550〜700℃の温度範囲を10℃/秒以下の平均加熱速度で加熱し、最高加熱温度を(Ac1変態点+40)〜1000℃間とし、最高加熱温度〜700℃の温度範囲において1.0〜10.0℃/秒の平均冷却速度で冷却し、700〜500℃の温度範囲において5.0〜200.0℃/秒の平均冷却速度で冷却し、350〜450℃の温度範囲で30〜1000秒停留処理させる焼鈍を行う連続焼鈍工程と、を具備する、耐衝撃特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
(8)に記載の製造方法の連続焼鈍工程において、停留処理の後に電気亜鉛めっきを施して前記鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する、耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
(8)に記載の製造方法の連続焼鈍工程において、700〜500℃の温度範囲における冷却後350〜450℃の温度範囲での停留処理の前、または前記停留処理の後に、前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬して前記鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する、耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
前記亜鉛めっき浴に浸漬した後、前記鋼板を460〜600℃まで再加熱し、2秒以上保持して前記亜鉛めっき層を合金化させる、(10)に記載の耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
前記亜鉛めっき層を形成した後、該亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物とリンのいずれか一方もしくは両方を含む複合酸化物からなる皮膜を付与する、(10)に記載の耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
前記亜鉛めっき層を合金化させた後、該合金化した亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物とリンのいずれか一方もしくは両方を含む複合酸化物からなる皮膜を付与する、(11)に記載の耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
とが防止されているので、優れた耐衝撃特性を有し、引張最大強度が900MPa以上の
高強度鋼板が得られる。また、本発明の高強度鋼板の製造方法によれば、優れた耐衝撃特
性を有する引張最大強度900MPa以上の高強度鋼板を提供できる。また、本発明によ
れば、耐衝撃特性に優れた高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されてなる高強度亜鉛
めっき鋼板およびその製造方法を提供できる。
まず、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。
本発明の高強度鋼板は、C:0.075〜0.300%、Si:0.30〜2.50%、Mn:1.30〜3.50%、P:0.001〜0.050%、S:0.0001〜0.0050%、Al:0.001〜0.050%、Ti:0.0010〜0.0150%、N:0.0001〜0.0050%、O:0.0001〜0.0030%を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなるものである。
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0.300%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0.250%以下であることが好ましく、0.220%以下であることがより好ましい。一方、Cの含有量が0.075%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0.090%以上であることが好ましく、0.100%以上であることがより好ましい。
Siは、鋼板における鉄系炭化物の生成を抑制し、強度と成形性を高めるために必要な元素である。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0.30%未満では焼鈍工程において粗大な鉄系炭化物が多量に生成し、強度および成形性が劣化する。この観点から、Siの下限値は0.50%以上であることが好ましく、0.70%以上がより好ましい。
Mnは、鋼板の強度を高めるために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、Mn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1.30%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るため、900MPa以上の引張最大強度を確保することが難しくなる。このことから、Mnの含有量を1.30%以上とする必要がある。強度を高めるため、Mnの含有量は1.50%以上であることが好ましく、1.70%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0.050%を超えると溶接部が大幅に脆化するため、Pの含有量を0.050%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。また、Tiと結びついて硫化物を生成し、Tiが窒化物となることを妨げ、間接的にAl窒化物の生成を誘発することから、Sの含有量の上限値を0.0050%とした。この観点から、Sの含有量は0.035%以下とすることが好ましく、0.0025%以下とすることがさらに好ましい。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、多量に添加すると粗大な窒化物を形成し、低温における絞り値を低下させ、耐衝撃特性を低下させることから、Alの含有量の上限を0.050%とする。粗大な窒化物の生成を避けるため、Alの含有量は0.035%以下とすることが好ましい。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ため、0.001%を下限値とする。また、Alは脱酸材としても有効な元素であり、この観点から、Alの含有量を0.005%以上とすることが好ましく、0.010%以上とすることがさらに好ましい。
Nは、低温での破壊の起点となる粗大な窒化物を形成し、耐衝撃特性を低下させることから、添加量を抑える必要がある。Nの含有量が0.0050%を超えると、この影響が顕著となることから、N含有量の範囲を0.0050%以下とした。この観点から、Nの含有量は0.0040%以下であることが好ましく、0.0030%以下であることがより好ましい。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、粗大な酸化物を形成し、低温での破壊の起点を生じさせることから、含有量を抑える必要がある。Oの含有量が0.0030%を超えると、この影響が顕著となることから、O含有量の上限を0.0030%以下とした。この観点から、Oの含有量は0.0020%以下であることが好ましく0.0010%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%を下限とする。
Tiは、適当な条件で熱間圧延を施すことによって微細な窒化物を形成し、粗大なAl窒化物の生成を抑制する元素であり、低温での破壊の起点を減少させ、耐衝撃特性を向上させる。この効果を得るには、Tiの含有量を0.0010%以上とする必要があり、Tiの含有量を0.0030%以上とすることが好ましく、0.0050%以上とすることがさらに好ましい。一方、Tiの含有量が0.0150%を超えると、微細な炭窒化物の析出によって鋼板の中で軟質な部位の成形性が劣化し、却って低温での絞り値を低下させる。このため、Tiの含有量を0.0150%以下とする。成形性の観点から、Tiの含有量は0.0120%以下であることが好ましく、0.0100%以下であることがより好ましい。
「Nb:0.0010〜0.0150%」
Nbは、適当な条件で熱間圧延を施すことによって微細な窒化物を形成し、粗大なAl窒化物の生成を抑制する元素であり、低温での破壊の起点を減少させる。この効果を得るには、Nbの含有量を0.0010%以上とすることが好ましく、Nbの含有量を0.0030%以上とすることがより好ましく、0.0050%以上とすることがさらに好ましい。一方、Nbの含有量が0.0150%を超えると、微細な炭窒化物の析出によって鋼板の中で軟質な部位の成形性が劣化し、却って低温での絞り値を低下させるため、Nbの含有量は0.0150%以下であることが好ましい。成形性の観点から、Nbの含有量は0.0120%以下であることがより好ましく、0.0100%以下であることがさらに好ましい。
Vは、適当な条件で熱間圧延を施すことによって微細な窒化物を形成し、粗大なAl窒化物の生成を抑制する元素であり、低温での破壊の起点を減少させる。この影響を得るには、Vの含有量を0.010%以上とする必要が有り、含有量を0.030%以上とすることが好ましく、0.050%以上とすることがさらに好ましい。一方、Vの含有量が0.150%を超えると、微細な炭窒化物の析出によって鋼板の中で軟質な部位の成形性が劣化し、却って低温での絞り値を低下させるため、Vの含有量は0.150%以下であることが好ましい。成形性の観点から、Vの含有量は0.120%以下であることがより好ましく、0.100%以下であることがさらに好ましい。
Bは、適当な条件で熱間圧延を施すことによって微細な窒化物を形成し、粗大なAl窒化物の生成を抑制する元素であり、低温での破壊の起点を減少させる。この効果を得るには、Bの含有量を0.0001%以上とすることが好ましく、Bの含有量を0.0003%以上とすることが好ましく、0.0005%以上とすることがさらに好ましい。また、Bは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、さらに添加してもよいが、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。
Crは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Cおよび/またはMnの一部に代えて添加してもよい。Crの含有量が2.00%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、Crの含有量は2.00%以下であることが好ましい。Cr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、Crによる高強度化の効果を十分に得るには、Crの含有量は0.01%以上であることが好ましい。
Niは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Cおよび/またはMnの一部に代えて添加してもよい。Niの含有量が2.00%を超えると、溶接性が損なわれることから、Niの含有量は2.00%以下であることが好ましい。Ni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、Niによる高強度化の効果を十分に得るには、Niの含有量は0.01%以上であることが好ましい。
Cuは微細な粒子として鋼中に存在することで強度を高める元素であり、Cおよび/またはMnの一部に替えて添加することができる。Cuの含有量が2.00%を超えると、溶接性が損なわれることから、Cuの含有量は2.00%以下であることが好ましい。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、Cuによる高強度化の効果を十分に得るには、Cuの含有量は0.01%以上であることが好ましい。
Moは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Cおよび/またはMnの一部に代えて添加してもよい。Moの含有量が1.00%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。このことから、Moの含有量は1.00%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による高強度化の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。
Wは高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Cおよび/またはMnの一部に代えて添加してもよい。Wの含有量が1.00%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、Wの含有量は1.00%以下であることが好ましい。W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、Wによる高強度化の効果を十分に得るには、Wの含有量は0.01%以上であることが好ましい。
Ca、Ce、Mg、Zr,Hf、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、Zr,Hf、REMの1種または2種以上の含有量の合計が0.5000%を超えると、却って延性を損なう恐れがある。このため、各元素の含有量の合計は0.5000%以下であることが好ましい。Ca、Ce、Mg、Zr,Hf、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、Zr,Hf、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。
本発明の高強度鋼板の組織を規定した理由は以下のとおりである。
「TiN粒子」
本発明の高強度鋼板の鋼板組織は、平均粒径0.5μm以下のTiN粒子を含むものである。粗大なTiN粒子は破壊の起点となるが、平均粒径0.5μm以下の微細なTiN粒子は破壊の起点として働かない。TiN粒子の平均粒径は、TiN粒子が破壊の起点となることを効果的に防止し、高強度鋼板の耐衝撃特性をさらに向上させるために、0.3μm以下であることが好ましく、0.1μm以下であることがより好ましい。
すなわち、圧延方向に平行な板厚断面から、抽出レプリカ法によってTiN粒子を含む透過型電子顕微鏡(TEM)用サンプルを作成し、透過型電子顕微鏡を用いてTiN粒子を10個以上観察する。各TiN粒子の粒径は、画像解析により得られるTiN粒子粒子の投影面積と等しい面積を有する円の直径と定められる。そして、10個以上のTiN粒子について粒径を測定し、その平均値からTiN粒子の平均粒径が求められる。
また、本発明の高強度鋼板の鋼板組織は、粒径1μm以上のAlN粒子の密度が1.0個/mm2以下である。粒径1μm以上の粗大なAlN粒子は破壊の起点となる。本発明の高強度鋼板の鋼板組織は、粒径1μm以上のAlN粒子の密度が1.0個/mm2以下であるため、AlN粒子が起点となる破壊が防止される。AlN粒子が起点となる破壊をより効果的に防止するために、粒径1μm以上のAlN粒子の密度は、0.5個/mm2以下であることが好ましく、0.1個/mm2以下であることがさらに好ましい。
なお、これらTiN粒子の平均粒径の測定、および、粒径1μm以上のAlN粒子の密度の測定は、粒子の少ない鋼板最表面を除いて、鋼板中のいずれの板厚の位置において測定しても構わない。例えば、後述する残留オーステナイトやフェライト等と同様、鋼板を代表する領域として1/8〜3/8厚の位置において測定することが好ましい。
すなわち、圧延方向に平行な板厚断面の10.0mm2以上の面積を、電界放射型走査型電子顕微鏡(FE−SEM:Field Emission Scanning Electron Microscope)を使用して観察し、1μm以上のAlN粒子の個数を数え、密度を算出する。なお、AlN粒子の成分は、FE−SEMに併設したエネルギー分散型X線分光器を用いて確認できる。
なお、鋼板組織の全体において、体積分率で1〜8%の残留オーステナイトを含有することが望ましい。しかしながら、鋼板の板厚の1/4を中心とした1/8厚〜3/8厚の範囲における金属組織は、鋼板全体の組織を代表する。従って、鋼板の1/8厚〜3/8厚の範囲において、体積分率で1〜8%の残留オーステナイトを含有していれば、実質的に、鋼板の組織全体において、体積分率で1〜8%の残留オーステナイトを含有ているとみなすことができる。このため、本発明では、母材鋼板の1/8厚〜3/8厚の範囲における残留オーステナイトの体積分率の範囲について規定した。
なお同様に、これらフェライト等の金属組織が、鋼板組織の全体において所定の範囲であることが望ましい。しかしながら、鋼板の板厚の1/4を中心とした1/8厚〜3/8厚の範囲における金属組織は、鋼板全体の組織を代表する。従って、鋼板の1/8厚〜3/8厚の範囲において、体積分率で、10〜75%以下のフェライトと、合計で10〜50%のベイニティックフェライトとベイナイトのいずれか一方もしくは両方と、5〜50%以下の焼戻しマルテンサイトとを含み、パーライトが、体積分率で5%以下に制限され、フレッシュマルテンサイトが、体積分率で15%以下に制限されていれば、実質的に、鋼板の組織全体において、これらフェライト等の金属組織が所定の範囲内であるとみなすことができる。このため、本発明では、鋼板の1/8厚〜3/8厚の範囲において、これらフェライト等の金属組織の体積分率の範囲を規定した。
残留オーステナイトは、強度および延性を大きく向上させるため、残留オーステナイトを低温での絞り値を損なわない範囲で含む必要がある。残留オーステナイトの体積率が1%未満では、強度および延性の向上が不十分であり、これを下限とする。強度および成形性の観点から、残留オーステナイトの量は1.5%以上とすることが好ましく、2.0%以上とすることが好ましい。一方、残留オーステナイトは、破壊の起点となって曲げ性を大きく劣化させるため、鋼板組織に体積分率で8%以下に制限する必要がある。曲げ性を高めるには残留オーステナイトの体積分率を6%以下とすることがより好ましい。
本発明においては、残留オーステナイトの平均アスペクト比が2.0以下とされており、等方性に優れた安定な形状を有している。残留オーステナイトの形状をより安定なものとするために、残留オーステナイトの平均アスペクト比は、1.8以下であることが好ましく、1.6以下であることがより好ましい。残留オーステナイトの平均アスペクト比の下限は1.0とする。平均アスペクト比が2.0を超えると、低温で引張った際に残留オーステナイトの一部が容易にマルテンサイトへと変態し、破壊の起点が生まれ、絞り値が劣化する。
フェライトは、低温における絞り値の向上に有効な組織であり、鋼板組織に体積分率で10〜75%含まれていることが好ましい。フェライトの体積分率が10%未満である場合、十分な絞り値が得られない恐れがある。鋼板組織に含まれるフェライトの体積分率は、絞り値の観点から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。一方、フェライトは軟質な組織であるため、体積分率が75%を超えると十分な強度が得られない場合がある。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65%以下とすることが好ましく、50%以下とすることがさらに好ましい。
パーライトが多くなると、延性が劣化する。このことから、鋼板の組織に含まれるパーライトの体積分率は、5%以下に制限されることが好ましく、2%以下であることがより好ましい。
ベイニティックフェライトとベイナイトは、強度と延性のバランスに優れた組織であり、鋼板組織に体積分率の合計で10〜50%のベイニティックフェライトとベイナイトのいずれか一方もしくは両方が含まれていることが好ましい。また、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マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの中間の強度を有するミクロ組織であり、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。一方、ベイニティックフェライトとベイナイトの体積分率が合計で50%を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化するため好ましくない。なお、ベイニティックフェライトおよびベイナイトは、どちらか一方のみ含有しても良いし、両方を含有しても良い。
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低温での絞り値を大きく劣化させるため、鋼板組織に体積分率で15%以下に制限されることが好ましい。低温での絞り値を高めるにはフレッシュマルテンサイトの体積分率を10%以下とすることがより好ましく、5%以下とすることが更に好ましい。
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50%以下含まれていてもよい。引張強度の観点から、焼戻しマルテンサイトの体積分率は10%以上とすることが好ましい。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、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化するため好ましくない。
本発明の高強度鋼板の鋼板組織には、粗大なセメンタイトなど上記以外の組織が含まれていてもよい。しかし、鋼板組織中に粗大なセメンタイトが多くなると、曲げ性が劣化する。このことから、鋼板組織に含まれる粗大なセメンタイトの体積分率は、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。
残留オーステナイトの体積分率は、鋼板の板面に平行な、1/8厚〜3/8厚の範囲にある任意の面においてX線回折試験を行い、残留オーステナイトの面積分率を算出し、それを持って1/8厚〜3/8厚の範囲における体積分率と見なすことができる。
なお、1/8厚〜3/8厚の範囲におけるミクロ組織は均質性が高く、十分に広い領域を測定すれば、1/8厚〜3/8厚のどこで測定しても、1/8厚〜3/8厚の範囲を代表するミクロ組織分率が得られる。具体的には、鋼板の板面に平行な1/4厚の面において、250000平方μm以上の範囲でX線回折試験を行うことが好ましい。
ベイニティックフェライトは、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含まないものである。
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。
焼戻しマルテンサイトは、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複数のバリアント、すなわち異なる方向に伸長した複数の鉄系炭化物群に属するものである。
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。
また、本発明においては、高強度鋼板の表面に、亜鉛めっき層が形成されてなる耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板とすることができる。亜鉛めっき層は合金化されていてもよい。高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されている場合、優れた耐食性を有するものとなる。また、高強度鋼板の表面に、合金化した亜鉛めっき層が形成されている場合、優れた耐食性を有し、塗料の密着性に優れたものとなる。また、亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層には、不純物としてAlが含まれても良い。
めっき層の平均厚さは、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を鏡面に仕上げ、FE−SEMを用いて観察し、鋼板の表面と裏面でそれぞれ5箇所ずつ、合計で10箇所のめっき層厚さを測定し、その平均値をもってめっき層厚さとする。
次に、本発明の高強度鋼板を製造する方法について詳細に説明する。
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。
熱間圧延工程において、スラブ加熱温度は、鋳造時に生成したTi系の介在物を十分に溶解させ、鋼中にTiを均等に固溶させるため1210℃以上にする必要があり、1225℃以上とすることが好ましい。また、スラブ加熱温度が過度に低いと、仕上げ圧延温度がAr3変態点を下回ってしまう。その結果、フェライト及びオーステナイトの二相域で圧延が行われ、熱延板組織が不均質な混粒組織となり、冷間圧延工程及び連続焼鈍工程を経たとしても不均質な組織は解消されず、延性や曲げ性に劣る鋼板となる。また、スラブ加熱温度の低下は、過度の圧延荷重の増加を招き、圧延が困難となったり、圧延後の鋼板の形状不良を招いたりする懸念がある。スラブ加熱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、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないことから、スラブ加熱温度の上限は1350℃以下とすることが望ましい。
Ar3=901−325×C+33×Si−92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)+52×Al
上記式において、C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Mo、Alは各元素の含有量[質量%]である。含有していない元素は、0として計算する。
1100℃超の温度範囲で施される圧下は、変形時に導入された転位が即座に消滅するため、TiNの析出サイトとして働かず、問題となるTiNおよびAlN粒子の分散状態に影響しない。一方、1000℃未満の範囲で圧延を施すまでに粗大なTiNおよびAlNとなりうる粒子の核生成は完了しており、以降(1000℃未満の温度範囲)の圧延は問題となるTiNおよびAlN粒子の分散状態に影響しない。
また、1100〜1000℃の温度範囲での熱間圧延における最初のパスである1パス目の加工温度は、1100〜1050℃の範囲、好ましくは、1090〜1065℃の範囲とすることができる。iパス目の圧下率は、5〜50%の範囲、好ましくは、15〜35%の範囲とすることができる。
一方、巻き取り温度が500℃未満となると熱延鋼板の強度が過度に高まり、冷間圧延が困難となるため、巻き取り温度は500℃以上とすることが好ましい。冷間圧延の負荷を軽減するため、巻き取り温度は550℃以上とすることが好ましく、600℃以上とすることがより好ましい。
次に、酸洗後の熱延鋼板に対して、残留オーステナイトを等方性に優れた安定な形状を有するものとするために、30〜75%の圧下率で冷延する冷間圧延工程を行う。圧下率が30%未満であると、残留オーステナイトの形状を安定なものとすることができず、最終的に得られる高強度鋼板が、残留オーステナイトの平均アスペクト比が2.0以下であるものとならない。残留オーステナイトを安定な形状を有するものとするために、冷間圧延工程における圧下率は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75%を超える冷延では、冷延荷重が大きくなりすぎて冷延が困難となる。このことから、圧下率は75%以下であることが好ましい。冷延荷重の観点から、圧下率は70%以下であることがより好ましい。
次に、冷間圧延工程後に得られた冷延鋼板を、連続焼鈍ラインに通板させて連続焼鈍工程を行う。本発明における連続焼鈍工程では、550〜700℃の温度範囲を10℃/秒以下の平均加熱速度で加熱し、最高加熱温度を(Ac1変態点+40)〜1000℃間とし、最高加熱温度〜700℃の温度範囲において1.0〜10.0℃/秒の平均冷却速度で冷却し、700〜500℃の温度範囲において5.0〜200.0℃/秒の平均冷却速度で冷却し、350〜450℃の温度範囲で30〜1000秒停留処理させる焼鈍を行う。このことにより、本発明の高強度鋼板が得られる。
このことにより、表面に亜鉛めっき層の形成された耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
また、合金化処理の温度は、480〜560℃であることが好ましく、合金化処理の滞留時間は、15〜60秒であることが好ましい。
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。
また、合金化処理後に、200〜350℃の温度で30〜1000秒滞留させることに代えて、合金化処理後の鋼板を350℃以下まで冷却してマルテンサイトを生成させた後、350℃以上、550℃以下の温度範囲まで再加熱し、2秒以上滞留させることにより、焼戻しマルテンサイトを生成させても良い。また、連続焼鈍工程で500℃以下の温度域まで冷却された鋼板を、さらに350℃以下まで冷却してマルテンサイトを生成させてから再加熱し、400〜500℃で滞留させることによっても、母材鋼板組織中に焼戻しマルテンサイトが生成される。
例えば、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。
表1および表2に示すA〜AFの化学成分(組成)と表3に示すBA〜BCの化学成分(組成)を有するスラブを鋳造し、鋳造後直ちに表4〜表7に示す条件(スラブ加熱温度、圧延開始温度、1100〜1000℃の温度範囲の熱間圧延における(式1)の値、仕上げ熱延温度)で熱間圧延し、冷却し、表4〜表7に示す巻き取り温度で巻き取り、表4〜表7に示す平均冷却速度で冷却し、酸洗を施した。その後、表4〜表7に示す圧下率での冷間圧延を施した。
また、実験例34,44,78,81には焼鈍工程の後に電気めっきラインにて電気めっきを施し、電気亜鉛めっき鋼板とした。
また、実験例29,87では、350〜450℃の温度範囲での停留処理後に、亜鉛めっき浴に浸漬してから室温まで冷却し、溶融亜鉛めっき鋼板とした。
また、実験例9,58、72では、350〜450℃の温度範囲での停留処理後に亜鉛めっき浴に浸漬し、さらに表8〜表11に示す合金化温度で30秒保持して合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。
なお、表8〜表11に示す「CR」は冷延鋼板を意味し「GA」は合金化溶融亜鉛めっき鋼板を意味し「GI]は溶融亜鉛めっき鋼板を意味し「EG」は電気亜鉛めっき鋼板を意味する。
粒径1μm以上のAlN粒子の密度として、ミクロ組織の体積分率を観察した面において、FE−SEMにて10.0mm2の範囲の介在物を観察し、円相当径で1.0μmを超える介在物の組成を測定し、AlNと確認された介在物の個数を数え、密度を求めた。
すなわち、ミクロ組織分率を求めた観察面において、EBSD解析と同じ範囲においてEPMA解析を行い、得られたMn濃度マップからWMnを求め、さらにMn濃度マップと残留オーステナイトマップとを重ねることで、残留オーステナイトにおけるMn濃度の測定値のみ抽出し、その平均値としてWMnγを得た。
実験例1〜108、201〜208の鋼板からJIS Z 2201に準拠した引張試験片を採取し、引張試験をJIS Z 2241に準拠して行い、降伏応力「YS」、引張強度「TS」、全伸び「EL」を測定した。
また、フランジ性を評価する穴広げ試験(JFST1001)を行い、伸びフランジ性の指標である穴広げ限界値「λ」を算出した。
また、同じ引張試験片を、液体窒素を加えたアルコール中に浸漬し、−60℃まで冷やし、取出して直ちに引張試験を行い、破断部の絞り比(絞り値)を求めた。
これに対し、実験例1〜108のうち比較例である実験例は、引張強度が900MPa未満である、および/または絞り値の結果が低く、高強度でかつ耐衝撃特性に優れたものではなかった。
実験例10は、(式1)の値が大きい例であり、粗大なTiNが存在し、実験例59は、(式1)の値が小さい例であり、粗大なAlNが存在している。実験例10および実験例59は、低温での絞り値が劣位である。
実験例20は熱間圧延後に巻き取りが高い例であり、ミクロ組織が非常に粗大なものとなるため、延性、伸びフランジ性、低温での絞り値が劣位である。
実験例30は冷間圧延の圧下率が小さく、残留オーステナイトのアスペクト比(γアスペクト比)が大きいため、低温での絞り値が劣位である。
実験例40は焼鈍における最高加熱温度が低い例であり、破壊の起点となる粗大な鉄系炭化物を多数含むため、延性、伸びフランジ性および低温での絞り値が劣位である。
実験例50は、冷却速度1が過度に低く、粗大な炭化物が生成し、硬質組織が十分に得られず、強度が劣位、延性、伸びフランジ性および低温での絞り値が劣位である。
実験例55は350〜450℃での停留時間が長く、残留オーステナイトが少なく、かつ粗大な炭化物が生成しており、延性および低温での絞り値が劣位である。
実験例103〜108は化学成分が所定の範囲を逸脱した例であり、いずれも十分な低温での絞り値が得られていない。
Claims (13)
- 質量%で、
C:0.075〜0.300%、
Si:0.30〜2.50%、
Mn:1.30〜3.50%、
P:0.001〜0.050%、
S:0.0001〜0.0050%、
Al:0.001〜0.050%、
Ti:0.0010〜0.0150%、
N:0.0001〜0.0050%、
O:0.0001〜0.0030%
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
板厚の1/4を中心とした1/8厚〜3/8厚の範囲において、体積分率で1〜8%の残留オーステナイトを含有し、前記残留オーステナイトの平均アスペクト比が2.0以下であり、かつ前記残留オーステナイト中の固溶Mn量が平均Mn量の1.1倍以上であり、
平均粒径0.5μm以下のTiN粒子を含み、粒径1μm以上のAlN粒子の密度が1.0個/mm2以下である鋼板組織を有し、
引張最大強度が900MPa以上であることを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度鋼板。 - 前記鋼板組織が、前記母材鋼板の1/8厚〜3/8厚の範囲において、体積分率で10〜75%以下のフェライトと、合計で10〜50%のベイニティックフェライトとベイナイトのいずれか一方もしくは両方と、10〜50%以下の焼戻しマルテンサイトとを含み、
パーライトが、体積分率で5%以下に制限され、フレッシュマルテンサイトが、体積分率で15%以下に制限されている、請求項1に記載の耐衝撃特性に優れた高強度鋼板。 - さらに、質量%で、
Nb:0.0010〜0.0150%、
V:0.010〜0.150%、
B:0.0001〜0.0100%の1種または2種以上を含有する、請求項1に記載の耐衝撃特性に優れた高強度鋼板。 - さらに、質量%で、
Cr:0.01〜2.00%、
Ni:0.01〜2.00%、
Cu:0.01〜2.00%、
Mo:0.01〜1.00%、
W:0.01〜1.00%の1種または2種以上を含有する、請求項1に記載の耐衝撃特性に優れた高強度鋼板。 - さらに、
Ca、Ce、Mg、Zr,Hf、REMの1種または2種以上を合計で0.0001〜0.5000質量%含有する、請求項1に記載の耐衝撃特性に優れた高強度鋼板。 - 表面に亜鉛めっき層が形成されている、請求項1に記載の耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
- 前記亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物および/またはリンを含む複合酸化物からなる皮膜が形成されている、請求項6に記載の耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
- 質量%で、
C:0.075〜0.300%、
Si:0.30〜2.50%、
Mn:1.30〜3.50%、
P:0.001〜0.050%、
S:0.0001〜0.0050%、
Al:0.001〜0.050%、
Ti:0.0010〜0.0150%、
N:0.0001〜0.0050%、
O:0.0001〜0.0030%
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなるスラブを1210℃以上に加熱し、少なくとも1100〜1000℃の温度範囲においては、下記(式1)を満たす条件で圧下を行い、800℃とAr3変態点の高い方の温度以上970℃以下の仕上げ熱延温度で圧下を完了し、750℃以下の温度域にて巻き取り、15℃/時以下の平均冷却速度で冷却する熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後、30〜75%の圧下率で冷延する冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程後、550〜700℃の温度範囲を10℃/秒以下の平均加熱速度で加熱し、最高加熱温度を(Ac1変態点+40)〜1000℃間とし、最高加熱温度〜700℃の温度範囲において1.0〜10.0℃/秒の平均冷却速度で冷却し、700〜500℃の温度範囲において5.0〜200.0℃/秒の平均冷却速度で冷却し、350〜450℃の温度範囲で30〜1000秒停留処理させる焼鈍を行う連続焼鈍工程と、を具備する、耐衝撃特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 請求項8に記載の製造方法の連続焼鈍工程において、停留処理の後に電気亜鉛めっきを施して前記鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する、耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項8に記載の製造方法の連続焼鈍工程において、700〜500℃の温度範囲における冷却後350〜450℃の温度範囲での停留処理の前、または前記停留処理の後に、前記鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬して前記鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する、耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記亜鉛めっき浴に浸漬した後、前記鋼板を460〜600℃まで再加熱し、2秒以上保持して前記亜鉛めっき層を合金化させる、請求項10に記載の耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記亜鉛めっき層を形成した後、該亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物とリンのいずれか一方もしくは両方を含む複合酸化物からなる皮膜を付与する、請求項10に記載の耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記亜鉛めっき層を合金化させた後、該合金化した亜鉛めっき層の表面に、リン酸化物とリンのいずれか一方もしくは両方を含む複合酸化物からなる皮膜を付与する、請求項11に記載の耐衝撃特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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