JP5418168B2 - 成形性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、主に自動車の構造部材に好適な成形性に優れた高強度冷延鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板、特に、1180MPa以上の引張強度TSを有し、かつ穴拡げ性や曲げ性などの成形性に優れた高強度冷延鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法に関する。
近年、衝突時における乗員の安全性確保や車体軽量化による燃費改善を目的として、TSが780MPa以上で、板厚の薄い高強度鋼板の自動車構造部材への適用が積極的に進められている。特に、最近では、1180MPa級以上のTSを有する極めて強度の高い高強度鋼板の適用も検討されている。
しかしながら、一般的には、鋼板の高強度化は鋼板の穴拡げ性や曲げ性などの低下につながることから、高強度と優れた成形性を併せ持つ高強度冷延鋼板や、それに耐食性の付与された高強度溶融亜鉛めっき鋼板が望まれている。
このような要望に対して、例えば、特許文献1には、質量%で、C:0.04〜0.1%、Si:0.4〜2.0%、Mn:1.5〜3.0%、B:0.0005〜0.005%、P≦0.1%、4N<Ti≦0.05%、Nb≦0.1%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼板表層に合金化亜鉛めっき層を有し、合金化溶融亜鉛めっき層中のFe%が5〜25%であり、かつ鋼板の組織がフェライト相とマルテンサイト相の混合組織であるTSが800MPa以上の成形性およびめっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。特許文献2には、質量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.3〜1.5%、Mn:1.5〜2.8%、P:0.03%以下、S:0.02%以下、Al:0.005〜0.5％、N:0.0060%以下、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、さらに(Mn%)/(C%)≧15かつ(Si%)/(C%)≧4を満たし、フェライト相中に体積率で3〜20%のマルテンサイト相と残留オーステナイト相を含む成形性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。特許文献3には、質量%で、C:0.04〜0.14%、Si:0.4〜2.2%、Mn:1.2〜2.4%、P:0.02%以下、S:0.01%以下、Al:0.002〜0.5％、Ti:0.005〜0.1%、N:0.006%以下を含有し、さらに(Ti%)/(S%)≧5を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、マルテンサイト相と残留オーステナイト相の体積率が合計で6%以上で、かつマルテンサイト相、残留オーステナイト相およびベイナイト相の硬質相組織の体積率をα%としたとき、
α≦50000×{(Ti%)/48+(Nb%)/93+(Mo%)/96+(V%)/51}である穴拡げ性に優れた低降伏比の高強度冷延鋼板や高強度めっき鋼板が提案されている。特許文献4には、質量%で、C:0.001〜0.3%、Si:0.01〜2.5%、Mn:0.01〜3%、Al:0.001〜4％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼板の表面に、質量%で、Al:0.001〜0.5％、Mn:0.001〜2%を含有し、残部Znおよび不可避的不純物からなるめっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼のSi含有率:X質量%、鋼のMn含有率:Y質量%、鋼のAl含有率:Z質量%、めっき層のAl含有率:A質量%、めっき層のMn含有率:B質量%が、0≦3-(X+Y/10+Z/3)-12.5×(A-B)を満たし、鋼板のミクロ組織が、体積率で70〜97%のフェライト主相とその平均粒径が20μm以下であり、第2相として体積率で3〜30%のオーステナイト相および/またはマルテンサイト相からなり、第2相の平均粒径が10μm以下である成形時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
α≦50000×{(Ti%)/48+(Nb%)/93+(Mo%)/96+(V%)/51}である穴拡げ性に優れた低降伏比の高強度冷延鋼板や高強度めっき鋼板が提案されている。特許文献4には、質量%で、C:0.001〜0.3%、Si:0.01〜2.5%、Mn:0.01〜3%、Al:0.001〜4％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼板の表面に、質量%で、Al:0.001〜0.5％、Mn:0.001〜2%を含有し、残部Znおよび不可避的不純物からなるめっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼のSi含有率:X質量%、鋼のMn含有率:Y質量%、鋼のAl含有率:Z質量%、めっき層のAl含有率:A質量%、めっき層のMn含有率:B質量%が、0≦3-(X+Y/10+Z/3)-12.5×(A-B)を満たし、鋼板のミクロ組織が、体積率で70〜97%のフェライト主相とその平均粒径が20μm以下であり、第2相として体積率で3〜30%のオーステナイト相および/またはマルテンサイト相からなり、第2相の平均粒径が10μm以下である成形時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
日本金属学会会報「まてりあ」、第46巻、第4号(2007)p.251-258
しかしながら、特許文献1〜4に記載された高強度冷延鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、1180MPa以上のTSを得ようとすると、必ずしも優れた穴拡げ性や曲げ性などの成形性が得られない。
本発明は、1180MPa以上のTSを有し、かつ穴拡げ性や曲げ性などの成形性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、1180MPa以上のTSを有し、かつ穴拡げ性や曲げ性に優れた高強度冷延鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板について鋭意検討を重ねたところ、以下のことを見出した。
i) 成分組成を特定の関係を満足するように適正化した上で、フェライト相とマルテンサイト相を含有し、組織全体に占めるマルテンサイト相の面積率が30%以上であり、(マルテンサイト相の占める面積)／(フェライト相の占める面積)が0.45超え1.5未満であり、マルテンサイト相の平均粒径が2μm以上であるミクロ組織とすることにより、1180MPa以上のTSおよび優れた穴拡げ性や曲げ性を達成できる。
ii) こうしたミクロ組織は、5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱し、成分組成によって定められる特定の温度域に加熱し、Ac3変態点以下の温度域で30〜500s均熱し、3〜30℃/sの平均冷却速度で600℃以下の温度域まで冷却する条件で焼鈍したり、同じ条件で均熱まで行った後、3〜30℃/sの平均冷却速度で600℃以下の温度域まで冷却する条件で焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理することによって得られる。
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、質量%で、C:0.05〜0.3%、Si:0.5〜2.5%、Mn:1.5〜3.5%、P:0.001〜0.05%、S:0.0001〜0.01%、Al:0.001〜0.1％、N:0.0005〜0.01%、Cr:1.5%以下(0%を含む)を含有し、下記の式(1)および式(2)を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ、フェライト相とマルテンサイト相を含有し、組織全体に占める前記マルテンサイト相の面積率が30%以上であり、(前記マルテンサイト相の占める面積)／(前記フェライト相の占める面積)が0.45超え1.5未満であり、前記マルテンサイト相の平均粒径が2μm以上であるミクロ組織を有することを特徴とする成形性に優れた高強度冷延鋼板を提供する。
[C]1/2×([Mn]+0.6×[Cr])≧1-0.12×[Si]・・・(1)
550-350×C*-40×[Mn]-20×[Cr]+30×[Al]≧340・・・(2)
ただし、C*=[C]／(1.3×[C]+0.4×[Mn]+0.45×[Cr]-0.75)であり、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表し、Cr含有量が0%のときは[Cr]=0とする。
[C]1/2×([Mn]+0.6×[Cr])≧1-0.12×[Si]・・・(1)
550-350×C*-40×[Mn]-20×[Cr]+30×[Al]≧340・・・(2)
ただし、C*=[C]／(1.3×[C]+0.4×[Mn]+0.45×[Cr]-0.75)であり、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表し、Cr含有量が0%のときは[Cr]=0とする。
本発明の高強度冷延鋼板では、(マルテンサイト相の硬度)／(フェライト相の硬度)が2.5以下であったり、マルテンサイト相全体に占める粒径が1μm以下のマルテンサイト相の面積率が30%以下であることが好ましい。
また、本発明の高強度冷延鋼板では、質量%で、Cr:0.01〜1.5%であったり、また、さらに、質量%で、Ti:0.0005〜0.1%とB:0.0003〜0.003%のうちの少なくとも1種の元素や、Nb:0.0005〜0.05%や、Mo:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜2.0%、Cu:0.01〜2.0%から選ばれる少なくとも1種の元素や、Ca:0.001〜0.005%が含有されることが好ましい。ただし、Mo、Ni、Cuを含有させる場合は、上記の式(2)の代わりに下記の式(3)を満足させる必要がある。
550-350×C*-40×[Mn]-20×[Cr]+30×[Al]-10×[Mo]-17×[Ni]-10×[Cu]≧340・・・(3)
ただし、C*=[C]／(1.3×[C]+0.4×[Mn]+0.45×[Cr]-0.75)であり、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表し、Cr含有量が0%のときは[Cr]=0とする。
550-350×C*-40×[Mn]-20×[Cr]+30×[Al]-10×[Mo]-17×[Ni]-10×[Cu]≧340・・・(3)
ただし、C*=[C]／(1.3×[C]+0.4×[Mn]+0.45×[Cr]-0.75)であり、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表し、Cr含有量が0%のときは[Cr]=0とする。
本発明の高強度冷延鋼板は、例えば、上記の成分組成を有する鋼板を、5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱後、5℃/s未満の平均加熱速度で(Ac3変態点-T1×T2)℃以上の温度域に加熱し、引き続きAc3変態点以下の温度域で30〜500s均熱し、3〜30℃/sの平均冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで冷却する条件で焼鈍する方法によって製造できる。ただし、T1=160+19×[Si]-42×[Cr]、T2=0.26+0.03×[Si]+0.07×[Cr]であり、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表し、Cr含有量が0%のときは[Cr]=0とする。
本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、焼鈍後、室温まで冷却する前に、300〜500℃の温度域で20〜150s熱処理することもできる。
本発明は、また、質量%で、C:0.05〜0.3%、Si:0.5〜2.5%、Mn:1.5〜3.5%、P:0.001〜0.05%、S:0.0001〜0.01%、Al:0.001〜0.1％、N:0.0005〜0.01%、Cr:1.5%以下(0%を含む)を含有し、上記の式(1)および式(2)を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ、フェライト相とマルテンサイト相を含有し、組織全体に占める前記マルテンサイト相の面積率が30%以上であり、(前記マルテンサイト相の占める面積)／(前記フェライト相の占める面積)が0.45超え1.5未満であり、前記マルテンサイト相の平均粒径が2μm以上であるミクロ組織を有することを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、(マルテンサイト相の硬度)／(フェライト相の硬度)が2.5以下であったり、マルテンサイト相全体に占める粒径が1μm以下のマルテンサイト相の面積率が30%以下であることが好ましい。
また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、質量%で、Cr:0.01〜1.5%であったり、また、さらに、質量%で、Ti:0.0005〜0.1%とB:0.0003〜0.003%のうちの少なくとも1種の元素や、Nb:0.0005〜0.05%や、Mo:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜2.0%、Cu:0.01〜2.0%から選ばれる少なくとも1種の元素や、Ca:0.001〜0.005%が含有されることが好ましい。ただし、Mo、Ni、Cuを含有させる場合は、上記の式(2)の代わりに上記の式(3)を満足させる必要がある。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、亜鉛めっきを合金化亜鉛めっきとすることもできる。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、上記の成分組成を有する鋼板を、5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱後、5℃/s未満の平均加熱速度で(Ac3変態点-T1×T2)℃以上の温度域に加熱し、引き続きAc3変態点以下の温度域で30〜500s均熱し、3〜30℃/sの平均冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで冷却する条件で焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理する方法によって製造できる。ただし、T1とT2は上記のように定義された値である。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理前に、300〜500℃の温度域で20〜150s熱処理したり、溶融亜鉛めっき処理後に、450〜600℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理することもできる。
本発明により、1180MPa以上のTSを有し、かつ穴拡げ性や曲げ性などの成形性に優れた高強度冷延鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造できるようになった。本発明の高強度冷延鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板を自動車構造部材に適用することにより、より一層の乗員の安全性確保や大幅な車体軽量化による燃費改善を図ることができる。
以下に、本発明の詳細を説明する。なお、成分元素の含有量を表す「%」は、特に断らない限り「質量%」を意味する。
1)成分組成
C:0.05〜0.3%
Cは、鋼を強化するにあたり重要な元素であり、高い固溶強化能を有するとともに、マルテンサイト相による組織強化を利用する際に、その面積率や硬度を調整するために不可欠な元素である。C量が0.05%未満では、必要な面積率のマルテンサイト相を得るのが困難になるとともに、マルテンサイト相が硬質化しないため、十分な強度が得られない。一方、C量が0.3%を超えると、溶接性が劣化するともに、マルテンサイト相が著しく硬化して成形性、特に穴拡げ性や曲げ性の低下を招く。したがって、C量は0.05〜0.3%とする。
C:0.05〜0.3%
Cは、鋼を強化するにあたり重要な元素であり、高い固溶強化能を有するとともに、マルテンサイト相による組織強化を利用する際に、その面積率や硬度を調整するために不可欠な元素である。C量が0.05%未満では、必要な面積率のマルテンサイト相を得るのが困難になるとともに、マルテンサイト相が硬質化しないため、十分な強度が得られない。一方、C量が0.3%を超えると、溶接性が劣化するともに、マルテンサイト相が著しく硬化して成形性、特に穴拡げ性や曲げ性の低下を招く。したがって、C量は0.05〜0.3%とする。
Si:0.5〜2.5%
Siは、本発明において極めて重要な元素であり、焼鈍時に、フェライト変態を促進するとともに、フェライト相からオーステナイト相へ固溶Cを排出してフェライト相を清浄化し、延性を向上させると同時に、オーステナイト相を安定化するため急冷が困難な連続焼鈍ラインや溶融亜鉛めっきラインで焼鈍する場合でもマルテンサイト相を生成し、複合組織化を容易にする。特に、その冷却過程において、オーステナイト相への固溶Cの排出でオーステナイト相を安定化し、パーライト相やベイナイト相の生成を抑制し、マルテンサイト相の生成を促進する。また、フェライト相に固溶したSiは、加工硬化を促進して延性を高めるとともに、歪が集中する部位での歪伝播性を改善して穴拡げ性や曲げ性を向上させる。さらに、Siは、フェライト相を固溶強化してフェライト相とマルテンサイト相の硬度差を低減し、その界面での亀裂の生成を抑制して局部変形能を改善し、穴拡げ性や曲げ性の向上に寄与する。こうした効果を得るには、Si量を0.5%以上にする必要がある。一方、Si量が2.5%を超えると、変態点の上昇が著しく、生産安定性が阻害されるのみならず、異常組織が発達し、成形性が低下する。したがって、Si量は0.5〜2.5%とする。
Siは、本発明において極めて重要な元素であり、焼鈍時に、フェライト変態を促進するとともに、フェライト相からオーステナイト相へ固溶Cを排出してフェライト相を清浄化し、延性を向上させると同時に、オーステナイト相を安定化するため急冷が困難な連続焼鈍ラインや溶融亜鉛めっきラインで焼鈍する場合でもマルテンサイト相を生成し、複合組織化を容易にする。特に、その冷却過程において、オーステナイト相への固溶Cの排出でオーステナイト相を安定化し、パーライト相やベイナイト相の生成を抑制し、マルテンサイト相の生成を促進する。また、フェライト相に固溶したSiは、加工硬化を促進して延性を高めるとともに、歪が集中する部位での歪伝播性を改善して穴拡げ性や曲げ性を向上させる。さらに、Siは、フェライト相を固溶強化してフェライト相とマルテンサイト相の硬度差を低減し、その界面での亀裂の生成を抑制して局部変形能を改善し、穴拡げ性や曲げ性の向上に寄与する。こうした効果を得るには、Si量を0.5%以上にする必要がある。一方、Si量が2.5%を超えると、変態点の上昇が著しく、生産安定性が阻害されるのみならず、異常組織が発達し、成形性が低下する。したがって、Si量は0.5〜2.5%とする。
Mn:1.5〜3.5%
Mnは、鋼の熱間脆化の防止ならびに強度確保のために有効であるとともに、焼入れ性を向上させて複合組織化を容易にする。さらに、焼鈍時に第2相の割合を増加させて、未変態オーステナイト相中のC量を減少させ、焼鈍時の冷却過程や溶融亜鉛めっき処理後の冷却過程で生成するマルテンサイト相の自己焼戻しを生じやすくし、最終組織でのマルテンサイト相の硬度を低減し、局部変形を抑制して穴拡げ性や曲げ性の向上に大きく寄与する。こうした効果を得るには、Mn量を1.5%以上にする必要がある。一方、Mn量が3.5%を超えると、偏析層の生成が著しく成形性の劣化を招く。したがって、Mn量は1.5〜3.5%とする。
Mnは、鋼の熱間脆化の防止ならびに強度確保のために有効であるとともに、焼入れ性を向上させて複合組織化を容易にする。さらに、焼鈍時に第2相の割合を増加させて、未変態オーステナイト相中のC量を減少させ、焼鈍時の冷却過程や溶融亜鉛めっき処理後の冷却過程で生成するマルテンサイト相の自己焼戻しを生じやすくし、最終組織でのマルテンサイト相の硬度を低減し、局部変形を抑制して穴拡げ性や曲げ性の向上に大きく寄与する。こうした効果を得るには、Mn量を1.5%以上にする必要がある。一方、Mn量が3.5%を超えると、偏析層の生成が著しく成形性の劣化を招く。したがって、Mn量は1.5〜3.5%とする。
P:0.001〜0.05%
Pは、所望の強度に応じて添加できる元素であり、また、フェライト変態を促進するために複合組織化にも有効な元素である。こうした効果を得るには、P量を0.001%以上にする必要がある。一方、P量が0.05%を超えると、溶接性の劣化を招くとともに、亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を低下させ、亜鉛めっきの品質を損なう。したがって、P量は0.001〜0.05%とする。
Pは、所望の強度に応じて添加できる元素であり、また、フェライト変態を促進するために複合組織化にも有効な元素である。こうした効果を得るには、P量を0.001%以上にする必要がある。一方、P量が0.05%を超えると、溶接性の劣化を招くとともに、亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を低下させ、亜鉛めっきの品質を損なう。したがって、P量は0.001〜0.05%とする。
S:0.0001〜0.01%
Sは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して局部変形能を低下させるため、その量は0.01%以下、好ましくは0.003%以下、より好ましくは0.001%以下とする必要がある。しかし、生産技術上の制約から、S量は0.0001%以上にする必要がある。したがって、S量は0.0001〜0.01%、好ましくは0.0001〜0.003%、より好ましくは0.0001〜0.001%とする。
Sは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して局部変形能を低下させるため、その量は0.01%以下、好ましくは0.003%以下、より好ましくは0.001%以下とする必要がある。しかし、生産技術上の制約から、S量は0.0001%以上にする必要がある。したがって、S量は0.0001〜0.01%、好ましくは0.0001〜0.003%、より好ましくは0.0001〜0.001%とする。
Al:0.001〜0.1%
Alは、フェライト相を生成させ、強度-延性バランスを向上させるのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Al量を0.001%以上にする必要がある。一方、Al量が0.1%を超えると、表面性状の劣化を招く。したがって、Al量は0.001〜0.1%とする。
Alは、フェライト相を生成させ、強度-延性バランスを向上させるのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Al量を0.001%以上にする必要がある。一方、Al量が0.1%を超えると、表面性状の劣化を招く。したがって、Al量は0.001〜0.1%とする。
N:0.0005〜0.01%
Nは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、N量が0.01%を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。その量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、N量は0.0005%以上にする必要がある。したがって、N量は0.0005〜0.01%とする。
Nは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、N量が0.01%を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。その量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、N量は0.0005%以上にする必要がある。したがって、N量は0.0005〜0.01%とする。
Cr:1.5%以下(0%を含む)
Cr量が1.5%を超えると、第2相の割合が大きくなりすぎたり、Cr炭化物が過剰に生成するなどして延性の低下を招く。したがって、Cr量は1.5%以下とする。また、Crは、未変態オーステナイト相中のC量を減少させ、焼鈍時の冷却過程や溶融亜鉛めっき処理後の冷却過程でマルテンサイト相の自己焼戻しを生じやすくし、最終組織でのマルテンサイト相の硬度を低減し、局部変形を抑制して穴拡げ性や曲げ性を向上させたり、炭化物へ固溶することにより炭化物の生成を容易にし、自己焼戻し処理を短時間で進行させたり、冷却過程でオーステナイト相からマルテンサイト相への変態を容易にし、マルテンサイト相を十分な割合で生成させることができるため、その量を0.01%以上にすることが好ましい。
Cr量が1.5%を超えると、第2相の割合が大きくなりすぎたり、Cr炭化物が過剰に生成するなどして延性の低下を招く。したがって、Cr量は1.5%以下とする。また、Crは、未変態オーステナイト相中のC量を減少させ、焼鈍時の冷却過程や溶融亜鉛めっき処理後の冷却過程でマルテンサイト相の自己焼戻しを生じやすくし、最終組織でのマルテンサイト相の硬度を低減し、局部変形を抑制して穴拡げ性や曲げ性を向上させたり、炭化物へ固溶することにより炭化物の生成を容易にし、自己焼戻し処理を短時間で進行させたり、冷却過程でオーステナイト相からマルテンサイト相への変態を容易にし、マルテンサイト相を十分な割合で生成させることができるため、その量を0.01%以上にすることが好ましい。
式(1)：[C]1/2×([Mn]+0.6×[Cr])≧1-0.12×[Si]
1180MPa以上のTSを得るためには、組織強化、固溶強化に有効な合金元素を適正量添加する必要がある。また、十分な強度を達成しながら優れた成形性を得るには、フェライト相とマルテンサイト相の面積率を適正に制御しながら、各々の相の形態を調整する必要がある。それには、C、Mn、Cr、Siの含有量の間に、式(1)の関係を満足させる必要がある。
1180MPa以上のTSを得るためには、組織強化、固溶強化に有効な合金元素を適正量添加する必要がある。また、十分な強度を達成しながら優れた成形性を得るには、フェライト相とマルテンサイト相の面積率を適正に制御しながら、各々の相の形態を調整する必要がある。それには、C、Mn、Cr、Siの含有量の間に、式(1)の関係を満足させる必要がある。
図1に、[C]1/2×([Mn]+0.6×[Cr])-(1-0.12×[Si])と強度-延性バランスTS×El(El:伸び)および後述する穴拡げ率λとの関係を示す。これは、C、Mn、Cr、Si添加量を種々変化させた板厚が1.6mmの冷延鋼板を、10℃/sの平均速度で750℃まで加熱し、引き続いて1℃/sの加熱速度で(Ac3変態点-10)℃の温度まで加熱し、そのまま120s均熱し、平均冷却速度15℃/sで525℃まで冷却後、0.13%のAlを含む475℃の亜鉛めっき浴中に3s浸漬し、525℃で合金化処理を行って作製した溶融亜鉛めっき鋼板のTS×Elおよびλを測定し、これら特性値と鋼の成分式[C]1/2×([Mn]+0.6×[Cr])-(1-0.12×[Si])との関係を求めたものである。同図より、上記式(1)を満足する条件において、TS×Elおよびλが大幅に向上することがわかる。このように成形性が著しく向上したのは、式(1)を満足する条件では、マルテンサイト相の自己焼戻しが適切に生じて局部変形能が向上したためと考えられる。
式(2)：550-350×C*-40×[Mn]-20×[Cr]+30×[Al]≧340、ここで、C*=[C]／(1.3×[C]+0.4×[Mn]+0.45×[Cr]-0.75)
1180MPa以上のTSを有する鋼板で優れた穴拡げ性や曲げ性を得るには、フェライト相とマルテンサイト相の面積率を適正に制御した上で、マルテンサイト相の硬度を低減させることが有効である。焼鈍時の冷却過程や溶融亜鉛めっき処理後の冷却過程でマルテンサイト相の硬度の低減を図るには、未変態オーステナイト相中のC量を低下させ、Ms点を上昇させて自己焼戻しが生じるようにする必要がある。Ms点がCが拡散できる高温域まで上昇すると、冷却過程でマルテンサイト変態と同時に自己焼戻しが生じる。式(2)中のC*は、本発明者らが種々の実験結果から求めた経験式であるが、概ね焼鈍時の冷却過程での未変態オーステナイト相中のC量を示している。C*をMs点を表す式のCの項に代入して得た式(2)の左辺の値が340以上の場合に、焼鈍時の冷却過程や溶融亜鉛めっき処理後の冷却過程でマルテンサイト相の自己焼戻しが生じやすくなり、マルテンサイト相の硬度が低減され、局部変形が抑制されて穴拡げ性や曲げ性が向上することになる。
1180MPa以上のTSを有する鋼板で優れた穴拡げ性や曲げ性を得るには、フェライト相とマルテンサイト相の面積率を適正に制御した上で、マルテンサイト相の硬度を低減させることが有効である。焼鈍時の冷却過程や溶融亜鉛めっき処理後の冷却過程でマルテンサイト相の硬度の低減を図るには、未変態オーステナイト相中のC量を低下させ、Ms点を上昇させて自己焼戻しが生じるようにする必要がある。Ms点がCが拡散できる高温域まで上昇すると、冷却過程でマルテンサイト変態と同時に自己焼戻しが生じる。式(2)中のC*は、本発明者らが種々の実験結果から求めた経験式であるが、概ね焼鈍時の冷却過程での未変態オーステナイト相中のC量を示している。C*をMs点を表す式のCの項に代入して得た式(2)の左辺の値が340以上の場合に、焼鈍時の冷却過程や溶融亜鉛めっき処理後の冷却過程でマルテンサイト相の自己焼戻しが生じやすくなり、マルテンサイト相の硬度が低減され、局部変形が抑制されて穴拡げ性や曲げ性が向上することになる。
残部はFeおよび不可避的不純物であるが、以下の理由で、Ti:0.0005〜0.1%、B:0.0003〜0.003%のうちの少なくとも1種の元素や、Nb:0.0005〜0.05%や、Mo:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜2.0%、Cu:0.01〜2.0%から選ばれる少なくとも1種の元素や、Ca:0.001〜0.005%が含有されることが好ましい。ただし、Mo、Ni、Cuを含有させる場合は、式(2)の場合と同じ理由により、式(2)の代わりに上記の式(3)を満足させる必要がある。
Ti:0.0005〜0.1%、B:0.0003〜0.003%
Tiは、C、S、Nと析出物を形成して強度および靭性の向上に有効に寄与する。また、TiはBと同時に含有させた場合には、NをTiNとして析出させるため、BNの析出が抑制され、次に説明するBの効果が有効に発現される。こうした効果を得るには、Ti量を0.0005%以上にする必要がある。一方、Ti量が0.1%を超えると、析出強化が過度に働き、延性の低下を招く。したがって、Ti量は0.0005〜0.1%とする。
Tiは、C、S、Nと析出物を形成して強度および靭性の向上に有効に寄与する。また、TiはBと同時に含有させた場合には、NをTiNとして析出させるため、BNの析出が抑制され、次に説明するBの効果が有効に発現される。こうした効果を得るには、Ti量を0.0005%以上にする必要がある。一方、Ti量が0.1%を超えると、析出強化が過度に働き、延性の低下を招く。したがって、Ti量は0.0005〜0.1%とする。
Bは、Crと共存することにより、上記のCrの効果、すなわち焼鈍時に第2相の割合を増加させるとともに、オーステナイト相の安定度を低下させ、焼鈍時の冷却過程や溶融亜鉛めっき処理後の冷却過程でマルテンサイト変態、引き続く自己焼戻しを容易にする効果を助長する。こうした効果を得るには、B量を0.0003%以上にする必要がある。一方、B量が0.003%を超えると、延性の低下を招く。したがって、B量は0.0003〜0.003%とする。
Nb:0.0005〜0.05%
Nbは、析出強化により鋼を強化するため、所望の強度に応じて添加できる。こうした効果を得るには、Nb量を0.0005%以上添加する必要がある。Nb量が0.05%を超えると、析出強化が過度に働き、延性の低下を招く。したがって、Nb量は0.0005〜0.05%とする。
Nbは、析出強化により鋼を強化するため、所望の強度に応じて添加できる。こうした効果を得るには、Nb量を0.0005%以上添加する必要がある。Nb量が0.05%を超えると、析出強化が過度に働き、延性の低下を招く。したがって、Nb量は0.0005〜0.05%とする。
Mo:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜2.0%、Cu:0.01〜2.0%
Mo、Ni、Cuは、固溶強化元素としての役割のみならず、焼鈍時の冷却過程において、オーステナイト相を安定化し、複合組織化を容易にする。こうした効果を得るには、Mo量、Ni量、Cu量は、それぞれ0.01%以上にする必要がある。一方、Mo量が1.0%、Ni量が2.0%、Cu量が2.0%を超えると、めっき性、成形性、スポット溶接性が劣化する。したがって、Mo量は0.01〜1.0%、Ni量は0.01〜2.0%、Cu量は0.01〜2.0%とする。
Mo、Ni、Cuは、固溶強化元素としての役割のみならず、焼鈍時の冷却過程において、オーステナイト相を安定化し、複合組織化を容易にする。こうした効果を得るには、Mo量、Ni量、Cu量は、それぞれ0.01%以上にする必要がある。一方、Mo量が1.0%、Ni量が2.0%、Cu量が2.0%を超えると、めっき性、成形性、スポット溶接性が劣化する。したがって、Mo量は0.01〜1.0%、Ni量は0.01〜2.0%、Cu量は0.01〜2.0%とする。
Ca:0.001〜0.005%
Caは、SをCaSとして析出させ、亀裂の発生や伝播を助長するMnSの生成を抑制し、穴拡げ性や曲げ性を向上させる効果を有する。このような効果を得るには、Ca量を0.001％以上にする必要がある。一方、Ca量が0.005%を超えると、その効果は飽和する。したがって、Ca量は0.001〜0.005%とする。
Caは、SをCaSとして析出させ、亀裂の発生や伝播を助長するMnSの生成を抑制し、穴拡げ性や曲げ性を向上させる効果を有する。このような効果を得るには、Ca量を0.001％以上にする必要がある。一方、Ca量が0.005%を超えると、その効果は飽和する。したがって、Ca量は0.001〜0.005%とする。
2)ミクロ組織
マルテンサイト相の面積率:30%以上
ミクロ組織には、強度-延性バランスの観点から、フェライト相とマルテンサイト相が含有される。1180MPa以上の強度を達成するためには、組織全体に占めるマルテンサイト相の面積率を30%以上にする必要がある。なお、マルテンサイト相は、焼戻しされていないマルテンサイト相と焼戻しされたマルテンサイト相のいずれかまたは両方を含むものとする。このとき、焼戻しマルテンサイト相は全マルテンサイト相の20%以上であることが好ましい。
マルテンサイト相の面積率:30%以上
ミクロ組織には、強度-延性バランスの観点から、フェライト相とマルテンサイト相が含有される。1180MPa以上の強度を達成するためには、組織全体に占めるマルテンサイト相の面積率を30%以上にする必要がある。なお、マルテンサイト相は、焼戻しされていないマルテンサイト相と焼戻しされたマルテンサイト相のいずれかまたは両方を含むものとする。このとき、焼戻しマルテンサイト相は全マルテンサイト相の20%以上であることが好ましい。
ここでいう焼戻しされていないマルテンサイト相とは、変態前のオーステナイト相と同じ化学組成を有する、Cを過飽和に固溶した体心立方構造を持つ組織であり、ラス、パケット、ブロックなどの微視構造を有する高い転位密度の硬質相である。焼戻しマルテンサイト相とは、マルテンサイト相から過飽和な固溶Cが炭化物として析出した、母相の微視構造を維持した転位密度の高いフェライト相である。また、焼戻しマルテンサイト相はこれを得るための熱履歴、例えば、焼入れ−焼戻しや自己焼戻しなどによって特に区別する必要はない。
(マルテンサイト相の占める面積)／(フェライト相の占める面積):0.45超え1.5未満
(マルテンサイト相の占める面積)／(フェライト相の占める面積)が0.45を超えると、局部変形能が向上し、穴拡げ性や曲げ性が向上するが、1.5以上になると、フェライト相の面積率が低下し、延性が大きく低下する。このため、(マルテンサイト相の占める面積)／(フェライト相の占める面積)は0.45超え1.5未満とする必要がある。
(マルテンサイト相の占める面積)／(フェライト相の占める面積)が0.45を超えると、局部変形能が向上し、穴拡げ性や曲げ性が向上するが、1.5以上になると、フェライト相の面積率が低下し、延性が大きく低下する。このため、(マルテンサイト相の占める面積)／(フェライト相の占める面積)は0.45超え1.5未満とする必要がある。
マルテンサイト相の平均粒径:2μm以上
マルテンサイト相の粒径が微細になると、局所的な亀裂の発生の起点となり、局部変形能を低下させやすくなるので、その平均粒径を2μm以上にする必要がある。同様な理由で、マルテンサイト相全体に占める粒径が1μｍ以下のマルテンサイト相の面積率は30%以下とすることが好ましい。
マルテンサイト相の粒径が微細になると、局所的な亀裂の発生の起点となり、局部変形能を低下させやすくなるので、その平均粒径を2μm以上にする必要がある。同様な理由で、マルテンサイト相全体に占める粒径が1μｍ以下のマルテンサイト相の面積率は30%以下とすることが好ましい。
また、マルテンサイト相とフェライト相との界面での応力集中が顕著になると、局部的な亀裂の発生の起点となりやすいため、(マルテンサイト相の硬度)／(フェライト相の硬度)は2.5以下とすることが好ましい。
なお、フェライト相とマルテンサイト相以外に、残留オーステナイト相、パーライト相、ベイナイト相を含んでも、本発明の効果が損なわれることはない。
ここで、フェライト相およびマルテンサイト相の面積率とは、観察視野面積に占める各相の面積の割合のことである。こうした各相の面積率やマルテンサイト相の粒径や平均粒径は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、3%ナイタールで腐食し、SEM(走査電子顕微鏡)で2000倍の倍率で10視野観察し、市販の画像処理ソフト(例えばMedia Cybernetics社のImage-Pro)を用いて求めた。つまり、SEMにて撮影したミクロ組織写真より、フェライト相とマルテンサイト相を同定し、各相毎に2値化処理を行ってそれぞれの相の面積率を求めた。これより、マルテンサイト相の面積のフェライト相の面積に対する割合を求めることができる。また、マルテンサイト相は個々の円相当径を導出し、これらを平均してマルテンサイトの平均粒径を求めることができる。また、マルテンサイト相で粒径が1μm以下のもののみを抽出して面積を測定することで、粒径が1μm以下のマルテンサイト相のマルテンサイト相全体に占める面積率を求めることができる。
(マルテンサイト相の硬度)／(フェライト相の硬度)は、非特許文献1に記載されているナノインデンテーション法により、各相ごとに少なくとも10個の結晶粒で硬度測定し、各相の平均硬度を算出して求めることができる。
焼戻しされていないマルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相の判別は、ナイタール腐食後の表面形態により行うことができる。すなわち、焼戻しされていないマルテンサイト相は平滑な表面を呈し、焼戻しマルテンサイト相は結晶粒内に腐食による構造(凹凸)が観察される。この方法で結晶粒単位で焼戻しされていないマルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相を同定し、上記と同様の方法でそれぞれの相の面積率およびマルテンサイト相全体に占める焼戻しマルテンサイト相の面積率を求めることができる。
3)製造条件
本発明の高強度冷延鋼板は、上述したように、例えば、上記の成分組成を有する鋼板を、5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱後、5℃/s未満の平均加熱速度で(Ac3変態点-T1×T2)℃以上の温度域に加熱し、引き続きAc3変態点以下の温度域で30〜500s均熱し、3〜30℃/sの平均冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで冷却する条件で焼鈍する方法によって製造できる。
本発明の高強度冷延鋼板は、上述したように、例えば、上記の成分組成を有する鋼板を、5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱後、5℃/s未満の平均加熱速度で(Ac3変態点-T1×T2)℃以上の温度域に加熱し、引き続きAc3変態点以下の温度域で30〜500s均熱し、3〜30℃/sの平均冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで冷却する条件で焼鈍する方法によって製造できる。
また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上述したように、例えば、上記の成分組成を有する鋼板を、5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱後、5℃/s未満の平均加熱速度で(Ac3変態点-T1×T2)℃以上の温度域に加熱し、引き続きAc3変態点以下の温度域で30〜500s均熱し、3〜30℃/sの平均冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで冷却する条件で焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理する方法によって製造できる。
このように、本発明の高強度冷延鋼板の製造方法でも、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法でも、焼鈍時の加熱、均熱から冷却までは全く同じ条件で行われる。異なるのは、焼鈍後のめっき処理の有無だけである。
焼鈍時の加熱条件1:5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱
5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱することにより、回復や再結晶フェライト相の生成を抑制しながらオーステナイト変態を起こさせることができるため、オーステナイト相の割合が増加し、最終的にマルテンサイト相の所定の面積率が得られやすくなるとともに、フェライト相とマルテンサイト相を均一に分散できるため、必要な強度を確保しながら穴拡げ性や曲げ性を向上できる。Ac1変態点までの平均加熱速度が5℃/s未満の場合には、回復、再結晶の進行が著しく、面積率が30%以上で、かつフェライト相の面積に対する比が0.45を超えるマルテンサイト相の面積を得ることが困難になる。
5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱することにより、回復や再結晶フェライト相の生成を抑制しながらオーステナイト変態を起こさせることができるため、オーステナイト相の割合が増加し、最終的にマルテンサイト相の所定の面積率が得られやすくなるとともに、フェライト相とマルテンサイト相を均一に分散できるため、必要な強度を確保しながら穴拡げ性や曲げ性を向上できる。Ac1変態点までの平均加熱速度が5℃/s未満の場合には、回復、再結晶の進行が著しく、面積率が30%以上で、かつフェライト相の面積に対する比が0.45を超えるマルテンサイト相の面積を得ることが困難になる。
焼鈍時の加熱条件2:5℃/s未満の平均加熱速度で(Ac3変態点-T1×T2)℃以上の温度域に加熱
所定のマルテンサイト相の面積率や粒径を達成するには、加熱から均熱においてオーステナイト相を適正なサイズまで成長させる必要がある。しかし、高温域での平均加熱速度が大きい場合には、オーステナイト相が微細に分散するため個々のオーステナイト相が成長することができなくなり、最終組織でのマルテンサイト相が所定の面積率になったとしても微細になってしまう。特に、(Ac3変態点-T1×T2)℃以上の高温域の平均加熱速度を5℃/s以上にすると、マルテンサイト相の平均粒径が2μmを下回るとともに、1μm以下のマルテンサイト相の面積率が増加する。ここで、上記のように定義されるSiやCrの含有量と関係するT1、T2は、本発明者らが実験結果から得た経験式であるが、T1はフェライト相とオーステナイト相が共存する温度範囲を示し、T2は均熱時のオーステナイト相の割合が、引き続く一連の工程中で自己焼戻しを生じるのに十分となる温度範囲の2相共存温度範囲に対する比を示している。
所定のマルテンサイト相の面積率や粒径を達成するには、加熱から均熱においてオーステナイト相を適正なサイズまで成長させる必要がある。しかし、高温域での平均加熱速度が大きい場合には、オーステナイト相が微細に分散するため個々のオーステナイト相が成長することができなくなり、最終組織でのマルテンサイト相が所定の面積率になったとしても微細になってしまう。特に、(Ac3変態点-T1×T2)℃以上の高温域の平均加熱速度を5℃/s以上にすると、マルテンサイト相の平均粒径が2μmを下回るとともに、1μm以下のマルテンサイト相の面積率が増加する。ここで、上記のように定義されるSiやCrの含有量と関係するT1、T2は、本発明者らが実験結果から得た経験式であるが、T1はフェライト相とオーステナイト相が共存する温度範囲を示し、T2は均熱時のオーステナイト相の割合が、引き続く一連の工程中で自己焼戻しを生じるのに十分となる温度範囲の2相共存温度範囲に対する比を示している。
焼鈍時の均熱条件:Ac3変態点以下の温度域で30〜500s均熱
均熱時にオーステナイト相の割合を高めることにより、オーステナイト相中のC量が低減してMs点が上昇し、焼鈍時の冷却過程や溶融亜鉛めっき処理後の冷却過程での自己焼戻し効果が得られるとともに、焼戻しによりマルテンサイト相の硬度が低減してもなお十分な強度の達成が可能となり、1180MPa以上のTSと優れた穴拡げ性や曲げ性を得ることができる。しかし、均熱温度がAc3変態点を超える場合は、フェライト相の生成が十分でなく、延性が低下する。また、均熱時間が30sに満たない場合は、加熱時に生成するフェライト相が十分にオーステナイト変態しないため、必要なオーステナイト相の量を得ることができない。一方、均熱時間が500sを超える場合は、効果が飽和するとともに、生産性を阻害する。
均熱時にオーステナイト相の割合を高めることにより、オーステナイト相中のC量が低減してMs点が上昇し、焼鈍時の冷却過程や溶融亜鉛めっき処理後の冷却過程での自己焼戻し効果が得られるとともに、焼戻しによりマルテンサイト相の硬度が低減してもなお十分な強度の達成が可能となり、1180MPa以上のTSと優れた穴拡げ性や曲げ性を得ることができる。しかし、均熱温度がAc3変態点を超える場合は、フェライト相の生成が十分でなく、延性が低下する。また、均熱時間が30sに満たない場合は、加熱時に生成するフェライト相が十分にオーステナイト変態しないため、必要なオーステナイト相の量を得ることができない。一方、均熱時間が500sを超える場合は、効果が飽和するとともに、生産性を阻害する。
均熱後は、高強度冷延鋼板の場合と高強度溶融亜鉛めっき鋼板の場合で条件が異なるので、別々に説明する。
3-1)高強度冷延鋼板の場合
焼鈍時の冷却条件:均熱温度から3〜30℃/sの平均冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで冷却
均熱後は、均熱温度から3〜30℃/sの平均冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで冷却する必要があるが、これは、平均冷却速度が3℃/s未満だと、冷却中にフェライト変態が進行して未変態オーステナイト相中へのCの濃化が進み自己焼戻し効果が得られず穴拡げ性や曲げ性の低下を招き、平均冷却速度が30℃/sを超えると、フェライト変態抑制の効果が飽和するとともに、一般的な生産設備ではこれを実現することが困難であるためである。冷却停止温度を600℃以下としたのは、600℃を超えると、冷却中のフェライト相の生成が著しく、マルテンサイト相の面積率とマルテンサイト相の面積のフェライト相の面積に対する所定の比を得ることが困難になるためである。
焼鈍時の冷却条件:均熱温度から3〜30℃/sの平均冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで冷却
均熱後は、均熱温度から3〜30℃/sの平均冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで冷却する必要があるが、これは、平均冷却速度が3℃/s未満だと、冷却中にフェライト変態が進行して未変態オーステナイト相中へのCの濃化が進み自己焼戻し効果が得られず穴拡げ性や曲げ性の低下を招き、平均冷却速度が30℃/sを超えると、フェライト変態抑制の効果が飽和するとともに、一般的な生産設備ではこれを実現することが困難であるためである。冷却停止温度を600℃以下としたのは、600℃を超えると、冷却中のフェライト相の生成が著しく、マルテンサイト相の面積率とマルテンサイト相の面積のフェライト相の面積に対する所定の比を得ることが困難になるためである。
3-2)高強度溶融亜鉛めっき鋼板の場合
焼鈍時の冷却条件:均熱温度から3〜30℃/sの平均冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで冷却
均熱後は、均熱温度から3〜30℃/sの平均冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで冷却する必要があるが、これは、平均冷却速度が3℃/s未満だと、冷却中にフェライト変態が進行して未変態オーステナイト相中へのCの濃化が進み自己焼戻し効果が得られず穴拡げ性や曲げ性の低下を招き、平均冷却速度が30℃/sを超えると、フェライト変態抑制の効果が飽和するとともに、一般的な生産設備ではこれを実現することが困難であるためである。また、冷却停止温度を600℃以下としたのは、600℃を超えると、冷却中のフェライト相の生成が著しく、マルテンサイト相の面積率とマルテンサイト相の面積のフェライト相の面積に対する所定の比を得ることが困難になるためである。
焼鈍時の冷却条件:均熱温度から3〜30℃/sの平均冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで冷却
均熱後は、均熱温度から3〜30℃/sの平均冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで冷却する必要があるが、これは、平均冷却速度が3℃/s未満だと、冷却中にフェライト変態が進行して未変態オーステナイト相中へのCの濃化が進み自己焼戻し効果が得られず穴拡げ性や曲げ性の低下を招き、平均冷却速度が30℃/sを超えると、フェライト変態抑制の効果が飽和するとともに、一般的な生産設備ではこれを実現することが困難であるためである。また、冷却停止温度を600℃以下としたのは、600℃を超えると、冷却中のフェライト相の生成が著しく、マルテンサイト相の面積率とマルテンサイト相の面積のフェライト相の面積に対する所定の比を得ることが困難になるためである。
焼鈍後は、通常の条件で溶融亜鉛めっき処理されるが、その前に次のような熱処理を行うことが好ましい。また、次のような熱処理は本発明の高強度冷延鋼板を製造する方法においても、焼鈍後、室温まで冷却する前に行っても良い。
焼鈍後の熱処理条件:300〜500℃の温度域で20〜150s
焼鈍後に、300〜500℃の温度域で20〜150s熱処理することで、自己焼戻しによるマルテンサイト相の硬度の低下をより効果的に発現させて穴拡げ性や曲げ性の一層の改善を図ることができる。熱処理温度が300℃未満の場合や熱処理時間が20s未満の場合は、こうした効果が小さい。一方、熱処理温度が500℃を超える場合や、熱処理時間が150sを超える場合は、マルテンサイト相の硬度の低下が著しく、1180MPa以上のTSが得られない。
焼鈍後に、300〜500℃の温度域で20〜150s熱処理することで、自己焼戻しによるマルテンサイト相の硬度の低下をより効果的に発現させて穴拡げ性や曲げ性の一層の改善を図ることができる。熱処理温度が300℃未満の場合や熱処理時間が20s未満の場合は、こうした効果が小さい。一方、熱処理温度が500℃を超える場合や、熱処理時間が150sを超える場合は、マルテンサイト相の硬度の低下が著しく、1180MPa以上のTSが得られない。
また、溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、焼鈍後に上記熱処理を行うか否かにかかわらず、450〜600℃の温度域で亜鉛めっきを合金化処理することもできる。450〜600℃の温度域で合金化処理することにより、めっき中のFe濃度は8〜12%となり、めっきの密着性や塗装後の耐食性が向上する。450℃未満では、合金化が十分に進行せず、犠牲防食作用の低下や摺動性の低下を招き、600℃を超えると、合金化が進行し過ぎてパウダリング性が低下したり、パーライト相やベイナイト相などが多量に生成して高強度化や穴拡げ性の向上が図れない。
その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、以下の条件で行うのが好ましい。
本発明の高強度冷延鋼板や高強度溶融亜鉛めっき鋼板に用いられる焼鈍前の鋼板は、上記成分組成を有するスラブを、熱間圧延後、所望の板厚まで冷間圧延して製造される。また、生産性の観点から、高強度冷延鋼板は連続焼鈍ラインで製造されるのが好ましく、また、高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、溶融亜鉛めっき前熱処理、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきを合金化処理などの一連の処理が可能な連続溶融亜鉛めっきラインで製造されるのが好ましい。
スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法により製造することもできる。スラブを熱間圧延する時、スラブは再加熱されるが、圧延荷重の増大を防止するため、加熱温度は1150℃以上にすることが好ましい。また、スケールロスの増大や燃料原単位の増加を防止するため、加熱温度の上限は1300℃とすることが好ましい。
熱間圧延は、粗圧延と仕上圧延により行われるが、仕上圧延は、冷間圧延・焼鈍後の成形性の低下を防ぐために、Ar3変態点以上の仕上温度で行うことが好ましい。また、結晶粒の粗大化による組織の不均一やスケール欠陥の発生を防止するため、仕上温度は950℃以下とすることが好ましい。
熱間圧延後の鋼板は、スケール欠陥の防止や良好な形状性の確保の観点から、500〜650℃の巻取温度で巻取ることが好ましい。
巻取り後の鋼板は、スケールを酸洗などにより除去した後、ポリゴナルフェライト相を効率的に生成させるため、圧下率40%以上で冷間圧延されることが好ましい。
溶融亜鉛めっきには、Al量を0.10〜0.20%含む亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。また、めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングを行うことができる。
表１に示す成分組成の鋼No.A〜Pを転炉により溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これらのスラブを、1200℃に加熱後、850〜920℃の仕上温度で熱間圧延を行い、600℃の巻取温度で巻取った。次いで、酸洗後、表2に示す板厚に圧下率50%で冷間圧延し、連続焼鈍ラインにより、表2に示す焼鈍条件で焼鈍し、冷延鋼板No.1〜24を作製した。そして、得られた冷延鋼板について、上記の方法で、フェライト相の面積率、焼戻しマルテンサイト相と焼戻しされていないマルテンサイト相を合わせたマルテンサイト相の面積率、マルテンサイト相の面積のフェライト相の面積に対する割合、マルテンサイト相の平均粒径、焼戻しマルテンサイト相のマルテンサイト相全体に占める面積率、粒径が1μm以下のマルテンサイト相のマルテンサイト相全体に占める面積率、マルテンサイト相とフェライト相の硬度比を求めた。また、圧延方向と直角方向にJIS５号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して、20mm/minのクロスヘッド速度で引張試験を行って、TSおよび全伸びElを測定した。さらに、100mm×100mmの試験片を採取し、JFST 1001(鉄連規格)に準拠して穴拡げ試験を3回行って平均の穴拡げ率λ(%)を求め、穴拡げ性を評価した。さらにまた、圧延方向と直角方向に幅30mm×長さ120mmの短冊状の試験片を採取し、端部を表面粗さRyが1.6〜6.3Sとなるように平滑にした後、Vブロック法により90°の曲げ角度で曲げ試験を行い、亀裂やネッキングの生じない最小の曲げ半径を限界曲げ半径として求めた。
結果を表3に示す。本発明例の冷延鋼板は、いずれもTSが1180MPa以上であり、穴拡げ率λが30%以上、限界曲げ半径の板厚に対する比が2.0未満で優れた穴拡げ性と曲げ性を有しており、また、TS×El≧18000MPa・%で強度-延性バランスも高く、成形性に優れた高強度冷延鋼板であることがわかる。
表4に示す成分組成の鋼No.A〜Pを転炉により溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これらのスラブを、1200℃に加熱後、850〜920℃の仕上温度で熱間圧延を行い、600℃の巻取温度で巻取った。次いで、酸洗後、表5に示す板厚に圧下率50%で冷間圧延し、連続溶融亜鉛めっきラインにより、表5に示す焼鈍条件で焼鈍後、一部の鋼板に対しては400℃で表5に示す時間熱処理を施した後、0.13%のAlを含む475℃の亜鉛めっき浴中に3s浸漬し、付着量45g/m2の亜鉛めっきを形成し、表5に示す温度で合金化処理を行い、亜鉛めっき鋼板No.1〜26を作製した。なお、表5に示すように、一部の亜鉛めっき鋼板では、合金化処理を行わなかった。そして、得られた亜鉛めっき鋼板について、実施例1と同様な調査を行った。
結果を表6に示す。本発明例の亜鉛めっき鋼板は、いずれもTSが1180MPa以上であり、穴拡げ率λが30%以上、限界曲げ半径の板厚に対する比が2.0未満で優れた穴拡げ性と曲げ性を有しており、また、TS×El≧18000MPa・%で強度-延性バランスも高く、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板であることがわかる。
Claims (22)
- 質量%で、C:0.05〜0.3%、Si:0.5〜2.5%、Mn:1.5〜3.5%、P:0.001〜0.05%、S:0.0001〜0.01%、Al:0.001〜0.1％、N:0.0005〜0.01%、Cr:1.5%以下(0%を含む)を含有し、下記の式(1)および式(2)を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ、フェライト相とマルテンサイト相を含有し、組織全体に占める前記マルテンサイト相の面積率が30%以上であり、(前記マルテンサイト相の占める面積)／(前記フェライト相の占める面積)が0.45超え1.5未満であり、前記マルテンサイト相の平均粒径が2μm以上であるミクロ組織を有することを特徴とする成形性に優れた高強度冷延鋼板；
[C]1/2×([Mn]+0.6×[Cr])≧1-0.12×[Si]・・・(1)
550-350×C*-40×[Mn]-20×[Cr]+30×[Al]≧340・・・(2)
ただし、C*=[C]／(1.3×[C]+0.4×[Mn]+0.45×[Cr]-0.75)であり、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表し、Cr含有量が0%のときは[Cr]=0とする。 - (マルテンサイト相の硬度)／(フェライト相の硬度)が2.5以下であることを特徴とする請求項1に記載の成形性に優れた高強度冷延鋼板。
- マルテンサイト相全体に占める粒径が1μm以下のマルテンサイト相の面積率が30%以下であることを特徴とする請求項1または2に記載の成形性に優れた高強度冷延鋼板。
- 質量%で、Cr:0.01〜1.5%であることを特徴とする請求項1から3のいずれかに記載の成形性に優れた高強度冷延鋼板。
- さらに、質量%で、Ti:0.0005〜0.1%、B:0.0003〜0.003%のうちの少なくとも1種の元素を含有することを特徴とする請求項1から4のいずれかに記載の成形性に優れた高強度冷延鋼板。
- さらに、質量%で、Nb:0.0005〜0.05%を含有することを特徴とする請求項1から5のいずれかに記載の成形性に優れた高強度冷延鋼板。
- さらに、質量%で、Mo:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜2.0%、Cu:0.01〜2.0%から選ばれる少なくとも1種の元素を含有し、かつ上記の式(2)の代わりに下記の式(3)を満足することを特徴とする請求項1から6のいずれかに記載の成形性に優れた高強度冷延鋼板；
550-350×C*-40×[Mn]-20×[Cr]+30×[Al]-10×[Mo]-17×[Ni]-10×[Cu]≧340・・・(3)
ただし、C*=[C]／(1.3×[C]+0.4×[Mn]+0.45×[Cr]-0.75)であり、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表し、Cr含有量が0%のときは[Cr]=0とする。 - さらに、質量%で、Ca:0.001〜0.005%を含有することを特徴とする請求項1から7のいずれかに記載の成形性に優れた高強度冷延鋼板。
- 質量%で、C:0.05〜0.3%、Si:0.5〜2.5%、Mn:1.5〜3.5%、P:0.001〜0.05%、S:0.0001〜0.01%、Al:0.001〜0.1％、N:0.0005〜0.01%、Cr:1.5%以下(0%を含む)を含有し、下記の式(1)および式(2)を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ、フェライト相とマルテンサイト相を含有し、組織全体に占める前記マルテンサイト相の面積率が30%以上であり、(前記マルテンサイト相の占める面積)／(前記フェライト相の占める面積)が0.45超え1.5未満であり、前記マルテンサイト相の平均粒径が2μm以上であるミクロ組織を有することを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板；
[C]1/2×([Mn]+0.6×[Cr])≧1-0.12×[Si]・・・(1)
550-350×C*-40×[Mn]-20×[Cr]+30×[Al]≧340・・・(2)
ただし、C*=[C]／(1.3×[C]+0.4×[Mn]+0.45×[Cr]-0.75)であり、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表し、Cr含有量が0%のときは[Cr]=0とする。 - (マルテンサイト相の硬度)／(フェライト相の硬度)が2.5以下であることを特徴とする請求項9記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- マルテンサイト相全体に占める粒径が1μm以下のマルテンサイト相の面積率が30%以下であることを特徴とする請求項9または10に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 質量%で、Cr:0.01〜1.5%であることを特徴とする請求項9から11のいずれかに記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- さらに、質量%で、Ti:0.0005〜0.1%、B:0.0003〜0.003%のうちの少なくとも1種の元素を含有することを特徴とする請求項9から12のいずれかに記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- さらに、質量%で、Nb:0.0005〜0.05%を含有することを特徴とする請求項9から13のいずれかに記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- さらに、質量%で、Mo:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜2.0%、Cu:0.01〜2.0%から選ばれる少なくとも1種の元素を含有し、かつ上記の式(2)の代わりに下記の式(3)を満足することを特徴とする請求項9から14のいずれかに記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板；
550-350×C*-40×[Mn]-20×[Cr]+30×[Al]-10×[Mo]-17×[Ni]-10×[Cu]≧340・・・(3)
ただし、C*=[C]／(1.3×[C]+0.4×[Mn]+0.45×[Cr]-0.75)であり、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表し、Cr含有量が0%のときは[Cr]=0とする。 - さらに、質量%で、Ca:0.001〜0.005%を含有することを特徴とする請求項9から15のいずれかに記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 亜鉛めっきが合金化亜鉛めっきであることを特徴とする請求項9から16のいずれかに記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項1、4から8のいずれかに記載の成分組成を有する鋼板を、5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱後、5℃/s未満の平均加熱速度で(Ac3変態点-T1×T2)℃以上の温度域に加熱し、引き続きAc3変態点以下の温度域で30〜500s均熱し、3〜30℃/sの平均冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで冷却する条件で焼鈍することを特徴とする成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法；
ただし、T1=160+19×[Si]-42×[Cr]、T2=0.26+0.03×[Si]+0.07×[Cr]であり、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表し、Cr含有量が0%のときは[Cr]=0とする。 - 焼鈍後、室温まで冷却する前に、300〜500℃の温度域で20〜150s熱処理することを特徴とする請求項18に記載の成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 請求項9、12から16のいずれかに記載の成分組成を有する鋼板を、5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱後、5℃/s未満の平均加熱速度で(Ac3変態点-T1×T2)℃以上の温度域に加熱し、引き続きAc3変態点以下の温度域で30〜500s均熱し、3〜30℃/sの平均冷却速度で600℃以下の冷却停止温度まで冷却する条件で焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理することを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法；
ただし、T1=160+19×[Si]-42×[Cr]、T2=0.26+0.03×[Si]+0.07×[Cr]であり、[M]は元素Mの含有量(質量%)を表し、Cr含有量が0%のときは[Cr]=0とする。 - 焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理前に、300〜500℃の温度域で20〜150s熱処理することを特徴とする請求項20に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 溶融亜鉛めっき処理後に、450〜600℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理することを特徴とする請求項20または21に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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