JP5821911B2 - 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
a)鋼板組織中にマルテンサイトもしくは残留オーステナイトが存在した場合、穴広げ試験において、打抜き加工時にフェライトとの界面にボイドが発生し、その後の穴広げ過程でボイド同士が連結、進展することで、き裂が発生する。このため、良好な伸びフランジ性を確保することが困難となる。
b)転位密度の高いベイナイトや焼戻しマルテンサイトを鋼板組織内に含有させることで、降伏強度が上昇するため、高降伏比を得ることが可能であり、また、伸びフランジ性を良好とすることができる。しかしながら、この場合、伸びが低下する。
c)伸びを向上するためには、軟質なフェライトや残留オーステナイトを含有することが有効であるが、引張強さや伸びフランジ性が低下する。
i)鋼中にSiを適量添加することでフェライトを固溶強化し、Bを適量添加して、焼入れ性を高める。マルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの硬度を高めてしまうような焼入れ元素ではなく、Bを用いることで、マルテンサイトの硬度を高めることを抑制する。さらに、ボイド発生源である硬質相の体積分率を調整し、硬質中間相である焼戻しマルテンサイトやベイナイトを鋼板組織に含有させるとともに、フェライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径を微細化する。これにより、打抜き加工時に発生するボイドの数や穴拡げ時のボイドの連結を抑制することができ、伸びや降伏比を確保しつつ、穴広げ性(伸びフランジ性)が向上する。
ii)過剰に焼入れ元素を添加すると、マルテンサイト変態開始点が低下してしまい、必要な焼戻しマルテンサイトの体積分率を得るために冷却停止温度を低下させなければならず、過度の冷却能力が必要となりコストが増大する。一方、Bはマルテンサイト変態開始点を低下させずに焼入れ性を確保することが可能である。このため、焼入れ元素としてBを用いることで、冷却に必要なコストを低減することができる。
iii)Bは、熱間圧延時の仕上げ圧延後の冷却において、フェライトやパーライトの生成を抑制することが可能である。Bを添加することで、熱延鋼板の鋼板組織をベイナイト均質組織とし、その後の焼鈍時に急速加熱することで、微細化およびナノ硬度差を制御することができる。
Cは鋼板の高強度化に有効な元素である。Cは本発明において、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びマルテンサイトといった第2相の形成を通じて、高強度化に寄与する。C量が0.05%未満では、必要な第2相の確保が難しいため、C量は0.05%以上とする。好ましくは0.07%以上である。一方、C量が0.15%を超えると、フェライトとベイナイト及び/又は焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及び/又は焼戻しマルテンサイトとマルテンサイトのナノ硬度差が大きくなるため、伸びフランジ性が低下する。このため、C量は0.15%以下とする。好ましくは0.14%以下である。
Siはフェライト生成元素であり、また、固溶強化に有効な元素でもある。本発明において、強度と延性のバランスの改善およびフェライトの硬度確保のためには、Si量を0.6%以上とする必要がある。好ましくは0.8%以上である。しかしながら、Siの過剰な添加により化成処理性が低下するため、Si含有量は2.5%以下とする。好ましくは2.1%以下である。
Mnは鋼を固溶強化すること、および第2相組織を生成することで高強度化に寄与する元素である。また、オーステナイトを安定化させる元素であり、第2相の分率制御に必要な元素である。さらに、熱延鋼板の組織をベイナイト変態により均質化するために必要な元素である。これらの効果を得るためにはMnは2.2%以上含有することが必要である。一方、過剰に含有した場合、マルテンサイトの体積率が過剰となるため、Mnの含有量は3.5%以下とする。好ましくは3.0%以下である。
Pは固溶強化により高強度化に寄与するが、過剰に添加された場合には、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させ、また、溶接性を低下させる。そのため、Pの含有量は0.08%以下とする。好ましくは0.05%以下である。
Sの含有量が多い場合には、MnSなどの硫化物が多く生成し、伸びフランジ性に代表される局部伸びが低下する。このためSの含有量は0.010%以下とする。好ましくは0.0050%以下である。Sの含有量には特に下限は無いが、極低S量化には製鋼コストの上昇を伴うため、S含有量は0.0005%以上とすることが好ましい。
Alは脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには0.01%以上含有することが必要である。一方、0.08%を超えて含有しても効果が飽和するため、Alの含有量は0.08%以下とする。好ましくは0.05%以下である。
Nは粗大な窒化物を形成し、曲げ性や伸びフランジ性を劣化させる傾向があることから、Nの含有量は低くすることが好ましい。Nの含有量が0.010%超えでは、前記傾向が顕著となるため、Nの含有量は0.010%以下とする。好ましくは0.0050%以下である。
Tiは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与する元素である。さらにTiはBよりもNと反応しやすく、本発明において必須の元素であるBをNと反応させないためにも必要である。このような効果を発揮させるためには、Tiの含有量は0.002%以上とする必要がある。好ましくは0.005%以上である。一方、過剰にTiを添加すると、伸びが著しく低下するため、Tiの含有量は0.05%以下とする。好ましく0.035%以下である。
Bは焼入れ性を向上させ、第2相を生成することで高強度化に寄与する元素である。また、Bは焼入れ性を確保しつつ、マルテンサイト変態開始点を低下させない元素でもある。さらに、Bには、熱間圧延時の仕上げ圧延後に冷却する際、フェライトやパーライトの生成を抑制する効果がある。これらの効果を発揮するために、Bの含有量は0.0002%以上とする必要がある。好ましくは0.0003%以上である。一方、Bの含有量が0.0050%を超えても、上記効果は飽和する。このため、Bの含有量は0.0050%以下とする。好ましくは0.0040%以下である。
Vは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与する。このような作用を得るためには、Vの含有量は0.01%以上とすることが好ましい。一方、0.10%を超えて多量のVを添加しても、強度上昇効果は小さく、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Vの含有量は0.10%以下とする。
NbもVと同様に、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与するため、必要に応じて添加することができる。このような効果を発揮させるためには、Nbの含有量は0.005%以上とすることが好ましい。一方、多量にNbを添加すると、伸びが著しく低下するため、Nbの含有量は0.10%以下とする。
Crは第2相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮させるためには、Crの含有量は0.10%以上とすることが好ましい。一方、Crの含有量が0.50%を超えると、過剰にマルテンサイトが生成するため、Crの含有量は0.50%以下とする。
MoはCrと同様に第2相を生成することで高強度化に寄与する元素である。また、Moはさらに一部炭化物を生成して高強度化に寄与する元素でもあり、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮させるためには、Moの含有量は0.05%以上とすることが好ましい。一方、Moの含有量が0.50%を超えてもその効果が飽和するため、Moの含有量は0.50%以下とする。
CuもCrと同様に第2相を生成することで高強度化に寄与する元素である。また、Cuはさらに固溶強化により高強度化に寄与する元素でもあり、必要に応じて添加することができる。これらの効果を発揮するためには、Cuの含有量は0.05%以上とすることが好ましい。一方、Cuの含有量が0.50%を超えてもその効果が飽和し、またCuに起因する表面欠陥が発生しやすくなるため、Cuの含有量は0.50%以下とする。
NiもCuと同様、第2相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、また固溶強化により高強度化に寄与する元素でもあり、必要に応じて添加することができる。これらの効果を発揮させるためにはNiは0.05%以上含有させることが好ましい。また、Cuと同時に添加すると、Cu起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、Cu添加時に特に有効である。一方、Niの含有量が0.50%を超えても、その効果が飽和するため、Niの含有量は0.50%以下とする。
Caは、硫化物の形状を球状化して、伸びフランジ性への硫化物の悪影響の改善に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮するためにはCaの含有量を0.0005%以上とすることが好ましい。一方、Caの含有量が0.0050%を超えても、その効果が飽和するため、Caの含有量は0.0050%以下とする。
REMもCaと同様、硫化物の形状を球状化して、伸びフランジ性への硫化物の悪影響の改善に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮するためにはREMの含有量を0.0005%以上とすることが好ましい。一方、REMの含有量が0.0050%を超えても、その効果が飽和するため、REMの含有量は0.0050%以下とする。
フェライトの体積分率が20%未満では、軟質なフェライトが少ないため伸びが低下する。そのため、フェライトの体積分率は20%以上とする。好ましくは25%以上である。フェライトの体積分率が55%を超えると、硬質な第2相が多く存在するため、軟質なフェライトとの硬度差が大きい箇所が多く存在するようになり、伸びフランジ性が低下する。また、フェライトの体積分率が55%を超えると、980MPa以上の強度の確保も困難となる。このため、フェライトの体積分率は55%以下とする。好ましくは50%以下である。また、フェライトの平均結晶粒径が7μm超では、穴広げ時の打抜き端面に生成したボイドが穴広げ中に連結しやすくなるといったように、打ち抜き端面に生成したボイドが伸びフランジ加工の際連結しやすくなり、良好な伸びフランジ性が得られない。さらに降伏比を高めるためにはフェライト粒径を微細化することが有効であることから、フェライトの平均結晶粒径は7μm以下とする。
所望の伸びを確保するためには、残留オーステナイトの体積分率を5%以上とする必要がある。好ましくは6%以上である。一方、残留オーステナイトの体積分率が15%を超えると伸びフランジ性が劣化する。このため、残留オーステナイトの体積率は15%以下とする。好ましくは13%以下である。
所望の強度を確保するために、マルテンサイトの体積分率は0.5%以上とする必要がある。一方、良好な伸びフランジ性を確保するために、マルテンサイトの体積分率は7%以下とする。また、マルテンサイトの平均結晶粒径が4μm超では、フェライトとの界面に生成するボイドが連結しやすくなり、伸びフランジ性が劣化する。このため、マルテンサイトの平均結晶粒径の上限は4μmとする。なお、ここで云うマルテンサイトとは、焼鈍時の第2均熱温度350〜500℃での保持後も未変態であるオーステナイトが、室温まで冷却した際に生成するマルテンサイトのことである。
本発明の高強度冷延鋼板において、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは、上記したように、降伏強度を上昇させて高降伏比を得ることが可能であり、また、伸びフランジ性を良好とすることができ、降伏比や伸びフランジ性に対して、それぞれ同様の効果を示す。本発明において、良好な伸びフランジ性および高降伏比を確保するために、鋼板中に平均結晶粒径6μm以下のベイナイト及び/又は焼戻しマルテンサイトである組織を含有することが必要である。ベイナイト及び/又は焼戻しマルテンサイトである組織の平均結晶粒径が6μm超では、打抜き端面に生成したボイドが、穴広げ加工などの伸びフランジ加工中に連結しやすくなるため、良好な伸びフランジ性が得られない。このため、ベイナイト及び/又は焼戻しマルテンサイトである組織の平均結晶粒径は6μm以下とする。
良好な伸びフランジ性を確保するために、フェライトとベイナイト及び/又は焼戻しマルテンサイトである組織のナノ硬度差を3.5GPa以下とする必要がある。このナノ硬度差が3.5GPa超では、打ち抜き加工時にフェライトとの界面に生成したボイドが連結しやすくなり、伸びフランジ性が劣化する。
良好な伸びフランジ性を確保するために、ベイナイト及び/又は焼戻しマルテンサイトである組織とマルテンサイトのナノ硬度差を2.5GPa以下とする必要がある。このナノ硬度差が2.5GPa超では、打ち抜き加工時にマルテンサイトとの界面に生成したボイドが連結しやすくなり、伸びフランジ性が劣化する。
熱間圧延工程では鋼スラブを、鋳造後、再加熱することなく1150〜1300℃で熱間圧延を開始するか、若しくは1150〜1300℃に再加熱した後、熱間圧延を開始する。使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法によっても製造することが可能である。本発明では、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後、再加熱する従来法に加え、冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは保熱を行った後に直ちに圧延する、あるいは鋳造後そのまま圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
熱間圧延開始温度が1150℃未満であると、圧延負荷が増大し生産性が低下するため、1150℃以上とする必要がある。一方、熱間圧延開始温度が1300℃を超えても、鋼スラブを加熱するコストが増大するだけであるため、熱間圧延開始温度は1300℃以下とする。
鋼板内の組織均一化、材質の異方性低減により、焼鈍後の伸びおよび伸びフランジ性を向上させるため、熱間圧延はオーステナイト単相域にて終了する必要がある。このため、熱間圧延における仕上げ圧延終了温度は850℃以上とする。一方、仕上げ圧延終了温度が950℃を超えると、熱延鋼板の組織が粗大になり、焼鈍後の特性が低下するため、仕上げ圧延終了温度は950℃以下とする必要がある。このため、仕上げ圧延終了温度は850℃以上950℃以下とする。
熱間圧延終了後、フェライト変態させることなく、ベイナイト変態する温度域まで急冷して、熱延鋼板の鋼板組織を制御する。このようにして製造した熱延鋼板を、その後の焼鈍過程で急速加熱することで、焼鈍後の鋼板組織が微細化するとともにナノ硬度差が低下するため、伸びフランジ性が向上する。ここで、熱延鋼板組織中にフェライトやパーライトが過剰に生成していると、熱延鋼板中のCやMn等の元素の分布が不均質となる。上記したように、本発明では焼鈍時に急速加熱することにより、鋼板組織を微細化することで伸びフランジ性を向上する。一方、熱延鋼板中のCやMn等の元素の分布が不均質であると、焼鈍中にCやMn等の拡散が十分に出来ない。このため、焼鈍後の鋼板組織が微細化しても、ベイナイト及び/又は焼戻しマルテンサイトである組織とマルテンサイトの硬度差が大きくなり、伸びフランジ性が低下する。よって、本発明では仕上げ圧延後の冷却および焼鈍中の急速加熱の双方が重要である。そのため、仕上げ圧延後は、熱間圧延の終了後1s以内に冷却を開始し、1次冷却として80℃/s以上の第1平均冷却速度で650℃以下まで冷却する。
上記した1次冷却に引き続き、2次冷却を施す。2次冷却は5℃/s以上の第2平均冷却速度で550℃以下まで冷却する。第2平均冷却速度が5℃/s未満であるか、あるいは2次冷却の終了温度が550℃超えでは、熱延鋼板の鋼板組織にフェライトもしくはパーライトが過剰に生成し、焼鈍後の伸びフランジ性が低下する。なおここで、第2平均冷却速度は、第1冷却の終了温度から巻取温度までの平均冷却速度である。
上記した2次冷却後、熱延鋼板をコイル形状に巻き取る。巻取り温度が550℃超では、フェライトおよびパーライトが過剰に生成する。このため、巻取り温度の上限は550℃とする。好ましくは500℃以下である。巻取り温度の下限は特に規定はしないが、巻取り温度が低温になりすぎると、硬質なマルテンサイトが過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大するため、300℃以上が好ましい。
上記した熱間圧延工程後、酸性工程にて、熱間圧延工程にて得られた熱延鋼板の表層のスケールを除去するため、酸洗を施す。酸洗工程における条件は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
酸洗後の熱延鋼板に対し、所定の板厚に圧延して冷延板とする冷間圧延工程を行う。冷間圧延工程における条件は特に限定されず、常法で実施すればよい。また、冷間圧延負荷を低下させるため、冷間圧延工程前に中間焼鈍を施しても良い。中間焼鈍の時間や温度は特に限定されるものではないが、例えばコイルの状態でバッチ焼鈍を行う場合は、450℃〜800℃にて、10分〜50時間焼鈍するのが好ましい。
焼鈍工程では、冷間圧延工程にて得た冷延板を焼鈍して、再結晶を進行させるとともに、高強度化のため鋼板組織中にベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトやマルテンサイトを形成する。そのために、焼鈍工程では、3〜30℃/sの平均加熱速度で750℃以上の温度域に加熱し、750℃以上の第1均熱温度で30s以上保持した後、第1均熱温度から150〜350℃の冷却停止温度まで3℃/s以上の第3平均冷却速度で冷却し、350℃〜500℃の温度域の第2均熱温度に加熱して20s以上保持した後、室温まで冷却する。
本発明では、フェライトとオーステナイトの2相域もしくはオーステナイト単相域である750℃以上の温度域まで加熱する際の加熱速度を制御して、焼鈍工程での再結晶により生成するフェライトやオーステナイトの核生成速度を、これらの組織の粒成長速度より早めることで、焼鈍後の結晶粒を微細化する。特にフェライト粒径の微細化は、降伏比を大きくする効果があるため、加熱速度を制御して、フェライト粒を微細化することが重要である。750℃以上の温度域に加熱する際の平均加熱速度が3℃/s未満では、フェライト粒が粗大になり、所望のフェライト粒径を得られない。このため、平均加熱速度は3℃/s以上とする必要がある。好ましくは5℃/s以上である。一方、加熱速度が速すぎると、再結晶が進行しにくくなるため、該平均加熱速度の上限は30℃/sとする。また、該加熱速度での加熱は、750℃以上の温度域まで行う必要がある。平均加熱速度での加熱が750℃未満では、フェライトの体積分率が高くなり、所望の鋼板組織を得ることが不可能となるため、750℃以上の温度域まで前記平均加熱速度で加熱する必要がある。なお、ここで平均加熱速度は、室温から第1均熱温度までの平均の加熱速度である。
均熱温度(第1均熱温度)が750℃未満では焼鈍中に形成されるオーステナイトの体積分率が少ないため、高降伏比の確保可能なベイナイト、焼戻しマルテンサイトを得ることが出来ない。このため、第1均熱温度の下限は750℃とする。上限は特に規定されないが、第1均熱温度が高すぎると、伸びに必要なフェライトの体積分率を得ることが困難となる可能性があるため、880℃以下が好ましい。
上記の第1均熱温度において、再結晶を進行させるとともに、鋼板組織の一部もしくは全てをオーステナイト変態させるため、第1均熱温度での均熱時間は30s以上とする必要がある。均熱時間の上限は特に限定されないが、600s以下が好ましい。
上記均熱後の鋼板を、第1均熱温度からマルテンサイト変態開始温度以下である150〜350℃の温度域まで冷却し、第1均熱温度での均熱時に生成したオーステナイトの一部をマルテンサイト変態させる。第1均熱温度からの平均冷却速度である第3平均冷却速度が3℃/s未満だと、鋼板組織中にパーライトや球状セメンタイトが過剰に生成する。このため、第3平均冷却速度の下限は3℃/sとする。なお、第3平均冷却速度の上限は特に規定はしないが、所望の鋼板組織を得るため、40℃/s以下とすることが好ましい。また、冷却停止温度が150℃未満では冷却時にマルテンサイトが過剰に生成し、未変態のオーステナイトが減少して、ベイナイト変態や残留オーステナイトが減少するため、伸びが低下する。冷却停止温度が350℃超えでは焼戻しマルテンサイトが減少し、伸びフランジ性が低下する。このため、冷却停止温度は150〜350℃とする。好ましくは150〜300℃である。
上記第3平均冷却速度での冷却に引き続き、350〜500℃の温度域の第2均熱温度に加熱する。第2均熱温度に加熱することにより、上記冷却途中に生成したマルテンサイトを焼戻して焼戻しマルテンサイトとするとともに、未変態のオーステナイトをベイナイト変態させ、ベイナイトおよび残留オーステナイトを鋼板組織中に生成させる。このため、第1均熱温度からの冷却後に350〜500℃の温度域の第2均熱温度に再度加熱し、350〜500℃の温度域で20s以上保持する。第2均熱温度が350℃未満では、マルテンサイトの焼戻しが不十分となり、フェライトおよびマルテンサイトとの硬度差が大きくなるため、伸びフランジ性が劣化する。また、第2均熱温度が500℃超えでは、パーライトが過剰に生成するため、伸びが低下する。そのため、第2均熱温度は350℃以上500℃以下とする。
上記した第2均熱温度での保持時間が20s未満では、ベイナイト変態が十分に進行しないため、未変態のオーステナイトが多く残り、最終的にマルテンサイトが過剰に生成して、伸びフランジ性が低下する。このため、第2均熱温度での保持時間は20s以上とする。なお、該保持時間の上限は特に規定はしないが、ベイナイト変態を進行させるため、3000s以下とすることが好ましい。
製造した鋼板から、JIS5号引張試験片を圧延直角方向が長手方向(引張方向)となるように採取し、引張試験(JIS Z2241(1998))により、降伏応力(YS)、引張強さ(TS)、全伸び(EL)を測定するとともに、降伏比(YR)を求めた。
製造した鋼板から採取した試験片について、日本鉄鋼連盟規格(JFS T1001(1996))に準拠し、クリアランス12.5%にて、10mmφの穴を打抜き、かえりがダイ側になるように試験機にセットした後、60°の円錐ポンチで成形することにより穴広げ率(λ)を測定した。λ(%)が、50%以上を有するものを良好な伸びフランジ性を有する鋼板とした。
鋼板のフェライト、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研磨後、3%ナイタールで腐食し、SEM(走査型電子顕微鏡)を用いて2000倍の倍率で観察し、Media Cybernetics社のImage−Proを用いて求めた。具体的には、ポイントカウント法(ASTM E562−83(1988)に準拠)により、面積率を測定し、その面積率を体積分率とした。フェライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径は、上述のImage−Proを用いて、鋼板組織写真から、予め各々のフェライトおよびマルテンサイト結晶粒を識別しておいた写真を取り込むことで各相の面積が算出可能であり、その円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。
残留オーステナイトの体積分率は、鋼板を板厚方向の1/4面まで研磨し、この板厚1/4面の回折X線強度により求めた。MoのKα線を線源として、加速電圧50keVにて、X線回折法(装置:Rigaku社製RINT2200)によって、鉄のフェライトの{200}面、{211}面、{220}面と、オーステナイトの{200}面、{220}面、{311}面のX線回折線の積分強度を測定し、これらの測定値を用いて、「X線回折ハンドブック」(2000年)理学電機株式会社、p.26、62−64に記載の計算式から残留オーステナイトの体積分率を求めた。
ベイナイト及び/又は焼戻しマルテンサイトである組織の平均結晶粒径は、上述のImage−Proを用いて、鋼板組織写真から円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。
フェライト、マルテンサイト、ベイナイト及び/又は焼戻しマルテンサイトである組織のナノ硬度は、AFM(原子間力顕微鏡)ナノインデンテーションを用い、鋼板表面から板厚の1/4の部分において、圧下加重を1000μNとし、10箇所のナノ硬さを測定し、その平均値からナノ硬度差を算出した。なお、各組織の同定は、ナノ硬さ測定後に硬さ測定した部分をSEM(走査型電子顕微鏡)にて組織観察して行った。
Claims (5)
- 質量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.6〜2.5%、Mn:2.2〜3.5%、P:0.08%以下、S:0.010%以下、Al:0.01〜0.08%、N:0.010%以下、Ti:0.002〜0.05%、B:0.0002〜0.0050%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、平均結晶粒径が7μm以下のフェライトを体積分率で20%〜55%、残留オーステナイトを体積分率で5〜15%、平均結晶粒径が4μm以下のマルテンサイトを体積分率で0.5〜7%含むとともに、平均結晶粒径が6μm以下のベイナイト及び/又は焼戻しマルテンサイトである組織を含み、かつ、フェライトとベイナイト及び/又は焼戻しマルテンサイトである組織のナノ硬度差が3.5GPa以下、ベイナイト及び/又は焼戻しマルテンサイトである組織とマルテンサイトのナノ硬度差が2.5GPa以下であるミクロ組織を有し、引張強さが980MPaであり、降伏比が80%以上であり、伸びが17%以上であり、穴広げ率が50%以上であることを特徴とする高降伏比高強度冷延鋼板。
- さらに、質量%で、V:0.10%以下、Nb:0.10%以下の1種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の高降伏比高強度冷延鋼板。
- さらに、質量%で、Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Cu:0.50%以下、Ni:0.50%以下の1種以上を含有することを特徴とする請求項1または請求項2に記載の高降伏比高強度冷延鋼板。
- さらに、質量%で、Ca:0.0050%以下、REM:0.0050%以下の1種以上を含有することを特徴とする請求項1〜請求項3のいずれかに記載の高降伏比高強度冷延鋼板。
- 請求項1〜請求項4のいずれかに記載の高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法であり、鋼スラブに、熱間圧延開始温度:1150〜1300℃、仕上げ圧延の終了温度:850〜950℃の条件で熱間圧延を行い、熱間圧延の終了後1s以内に冷却を開始し、1次冷却として80℃/s以上の第1平均冷却速度で650℃以下まで冷却した後、2次冷却として5℃/s以上の第2平均冷却速度で550℃以下まで冷却し、巻取温度:550℃以下として巻取り、酸洗、冷間圧延を施した後に、3〜30℃/sの平均加熱速度で750℃以上の温度域に加熱し、750℃以上の温度である第1均熱温度で30s以上保持した後、第1均熱温度から150〜350℃の温度域の冷却停止温度まで3℃/s以上の第3平均冷却速度で冷却し、350℃〜500℃の温度域の第2均熱温度に加熱して20s以上保持した後、室温まで冷却することを特徴とする高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
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