JP5862591B2 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は上記知見に基づきなされたものであり、その要旨は下記のとおりである。
(1)質量%で、
C:0.15〜0.40%、
Si:1.0〜2.0%、
Mn:1.5〜2.5%、
P:0.020%以下、
S:0.0040%以下、
Al:0.01〜0.1%、
N:0.01%以下および
Ca:0.0020%以下
を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなる成分組成を有し、組織全体に対する面積比率で、フェライト相とベイナイト相の合計が40〜70%、マルテンサイト相が20〜50%、残留オーステナイト相が10〜30%である組織を有することを特徴とする高強度鋼板。
(2)前記(1)の鋼板の表面に亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする高強度鋼板。
(3)前記(1)に記載の成分組成からなる鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗を行った後、400〜750℃の温度域に加熱する第一の熱処理を行い、引き続き冷間圧延を行った後、800〜950℃の温度域に加熱する第二の熱処理を行い、次いで700〜850℃の温度域に加熱後、冷却速度:10〜80℃/秒で300〜500℃の温度域まで冷却し、該温度域で100〜1000秒保持する第三の熱処理を行うことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
(4)前記(3)の製造方法において、第三の熱処理後に亜鉛系めっき処理を行うことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
まず、本発明における鋼の化学成分(組成)の限定範囲および限定理由は以下の通りである。
Cはオーステナイト安定化元素であり、残留オーステナイト相の生成に影響して均一伸びの向上に寄与し、また、マルテンサイト相の面積比率、硬さに影響して、高強度化に寄与する元素である。C量が0.15%未満ではフェライト相が過度に生成し、引張強度の確保が困難となり、また所望の残留オーステナイト量が得られず、優れた伸びの確保が困難となる。一方、C量が0.40%を超えると溶接性が著しく劣化し、またマルテンサイト相が過度に硬質化して、優れた伸びおよび曲げ性の確保が困難となる。したがってC量は0.15%以上0.40%以下の範囲とする。溶接性の観点から好ましくは0.18%以上0.24%以下の範囲である。より好ましい範囲は0.18%以上0.22%以下の範囲である。
Siは残留オーステナイトの生成に影響して、均一伸びの向上に寄与し、また、固溶強化により高強度化に寄与する。Si量が1.0%未満では、所望の残留オーステナイト相の確保が困難となる。一方、Si量が2.0%を超えても、残留オーステナイト量への影響は小さい。またSi量が2.0%を超えると表面に濃化するSi量が増加し、化成処理性不良や不めっきが発生する。したがってSi量は1.0%以上2.0%以下の範囲とする。好ましくは1.2%以上1.8%以下、より好ましくは1.2%以上1.6%以下の範囲である。
Mnはオーステナイト安定化元素であり、マルテンサイト相を所望量生成させて高強度化に寄与する元素である。上記作用を得るにはMn量は1.5%以上とすることが必要である。一方、Mn量が2.5%を超えると焼入性が過度に大きくなり、所望のフェライト相とベイナイト相が得られず、マルテンサイト相の面積比率が増加し、過度に硬質化して優れた伸びおよび曲げ性の確保が困難となる。したがってMn量は1.5%以上2.5%以下の範囲とする。好ましくは1.8%以上2.4%以下、より好ましくは2.0%以上2.4%以下の範囲である。
Pは溶接性に悪影響をおよぼすため、極力少ないほうが好ましい。特にP量が0.020%を超えると溶接性の劣化が顕著となるが、0.020%までは許容できる。したがってP量の範囲は0.020%以下とする。なお、過度に低減すると製鋼工程での生産能率が低下し、高コストとなるため、P量の下限は0.001%程度とすることが好ましく、P量の範囲は、0.001%以上0.020%以下とすることが好ましい。溶接性を考慮すると、P量は0.001%以上0.010%未満の範囲とすることがより好ましい。
Sは介在物として鋼中に存在し、介在物割れの起点となるため、S量は極力少ないほうが好ましい。特にS量が0.0040%を超えると伸びフランジ性の低下が顕著となるが、0.0040%までは許容できる。したがってS量の範囲は0.0040%以下とする。一方、過度の低減は工業的に困難であり、製鋼工程における脱硫コストの増加、生産性の低下を伴うため、S量の下限は0.0001%程度とすることが好ましく、S量の範囲は、0.0001%以上0.0040%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.0001%以上0.0020%以下の範囲である。
Alは、鋼の脱酸剤として添加され、0.01%以上の添加が必要である。一方、0.1%を超えて添加すると、アルミナなどの鋼板表層部における介在物が増加し曲げ性が低下する。したがって、Al量は0.01%以上0.1%以下とする。好ましくは0.02%以上0.08%以下、より好ましくは0.02%以上0.06%の範囲である。
Nは時効性に影響をおよぼす元素であり、N量は低いほうが好ましい。特にN量が0.01%を超えると歪時効が顕著になるため、N量の範囲は0.01%以下とする必要がある。一方、過度の低減は製鋼工程における脱窒コストの増加を伴い、生産性の低下を伴うためN量の下限は0.0001%程度とすることが好ましい。したがってN量の好ましい範囲は0.0001%以上0.01%以下であり、より好ましい範囲は、0.0001%以上0.0060%以下である。
鋼板表層にCa介在物が存在すると、曲げ成形時に、介在物が点状の極微細割れの起点となり、優れた曲げ性の確保が困難となるため極力低いほうが望ましいが、Caの含有量が0.0020%までは許容できる。よってCa量は0.0020%以下の範囲とする。一方、過度の低減は工業的に困難でありコストの増加を伴うため、Ca量の下限は0.0001%程度とすることが好ましく、Ca量の範囲は0.0001%以上0.0020%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.0001%以上0.0005%未満の範囲である。
セメンタイトとフェライト相から構成されるベイナイト相およびフェライト相は、マルテンサイト相よりも軟質であり、伸びおよび曲げ性に寄与し、所望の伸びおよび曲げ性を得るために、組織全体に対する面積比率で、ベイナイト相とフェライト相の合計の面積比率を40%以上にする必要がある。フェライト相とベイナイト相の合計が40%に満たない場合、硬質なマルテンサイト相の面積比率が増加し、過度に高強度化して、低い伸びしか得られず、曲げ性も悪くなり、所望の伸び、曲げ性が得られなくなる。一方で、フェライト相とベイナイト相の合計の面積比率が70%を超えると、強度900MPa以上の確保が困難となり、また、伸びに寄与する残留オーステナイト相を所定量確保することが困難となる。よって、フェライト相とベイナイト相の合計の面積比率は40%以上70%以下の範囲とする。より好ましい範囲は45%以上65%以下である。
転位密度が高く硬質なマルテンサイト相は、転位密度の低い焼き戻された軟質なマルテンサイト相とは明確に区別される。硬質なマルテンサイト相は強度に大きく寄与し、900MPa以上のTSを確保するために、マルテンサイト相の面積比率は20%以上とする必要がある。一方、マルテンサイト相の面積比率が過度に多い場合には過度に高強度化し、伸びが低下するため、マルテンサイト相の面積比率は50%以下にする必要がある。マルテンサイト相を組織全体に対する面積比率で20%以上50%以下の範囲内で含有する組織とすることで、良好な伸びが得られる。好ましくは20%以上40%以下の範囲である。
残留オーステナイト相は歪誘起変態、すなわち材料が変形する場合に歪を受けた部分がマルテンサイト相に変態することで変形部が硬質化し、歪の集中を防ぐことにより均一伸びを向上させる効果があり、高い均一伸びを得るには10%以上の残留オーステナイト相を含有させることが必要である。しかしながら残留オーステナイト相はC濃度が高く硬質なため、鋼板中に30%を超えて過度に存在すると局所的に硬質な部分が存在することとなり、局部伸びを阻害する要因となって優れた伸び(全伸び)、曲げ性を確保することが困難となる。したがって、残留オーステナイト相の面積比率は10%以上30%以下とする。好ましくは10%以上20%以下の範囲である。
上記した成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗を行った後、400〜750℃の温度域に加熱する第一の熱処理を行い、引き続き冷間圧延を行った後、800〜950℃の温度域に加熱する第二の熱処理を行い、次いで700〜850℃の温度域に加熱後、冷却速度:10〜80℃/秒で300〜500℃の温度域まで冷却し、該温度域で100〜1000秒保持する第三の熱処理を行うことにより本発明の目的とする高強度鋼板が得られる。また、第3の熱処理後の鋼板にスキンパス圧延を施しても良い。
以下、製造条件の限定範囲および限定理由を詳細に説明する。
上記熱間圧延後に施す第一の熱処理は、熱延組織を解消し、フェライト相とセメンタイトから構成される均一な組織とすることにより、熱延組織に起因するC、Mnなどの元素の偏在を解消し、その後の第二、第三の熱処理後に所望の組織を得るために重要である。第一の熱処理の熱処理温度が400℃に満たない場合、熱延後の焼戻が不十分であり、熱延後の組織の影響を除去することができず、C、Mn元素の偏在に起因して、第二の熱処理、第三の熱処理後にも、元々C元素の多い領域の焼入性が高くなり、所望のフェライト相とベイナイト相が得られず、十分な伸びおよび曲げ性が得られない。また熱処理温度が400℃に満たない場合、熱延板の軟質化が十分でなく、硬質な熱延板を冷間圧延することとなるため、冷間圧延の負荷が増大し、高コストとなる。一方、750℃を超えて熱処理すると、熱処理後にフェライト相に加え、粗大かつ硬質なマルテンサイト相が過度に存在し、第三の熱処理後の組織が不均一となり、かつマルテンサイト相の面積比率が増加し、過度に高強度化して、伸び、および曲げ性が著しく低下する。したがって冷間圧延前に極めて均一な組織とするため、熱延板に施す第一の熱処理には最適な温度範囲が存在し、第一の熱処理では400〜750℃の温度域に加熱する、すなわち第一の熱処理の熱処理温度は400℃以上750℃以下の範囲とする。好ましくは450℃以上700℃以下の範囲、より好ましくは450℃以上650℃以下の範囲である。
冷間圧延後の冷延板には、第二の熱処理(焼鈍)が行われる。このとき、熱処理温度が800℃より低い場合は、熱処理中のオーステナイト分率が少なく、オーステナイト中へのC分配が進行し、また熱処理温度が低いため、熱処理中のオーステナイト粒径は粗大化せず、すなわち熱処理中にはC濃度の高いオーステナイトが微細分散した状態となる。したがって第二の熱処理の熱処理温度が800℃未満の場合、第二の熱処理後はC濃度の高い領域が点在することになり、第三の熱処理後に元々C濃度の高い領域が優先的にマルテンサイト相となるためマルテンサイト相の面積比率が多くなり、伸びおよび曲げ性の低下を招く。一方、第二の熱処理の熱処理温度すなわち焼鈍温度が950℃を超えてオーステナイト単相の温度域まで加熱すると、オーステナイト粒径が過度に粗大化するため、最終的に得られる結晶粒も過度に粗大化し、フェライト相の核生成サイトである粒界が減少、その後の第三の熱処理においてフェライト相の生成が抑制され、マルテンサイト相の面積比率が増加し、伸びおよび曲げ性の低下を招く。したがって、第二の熱処理では800〜950℃に加熱する、すなわち第二の熱処理の熱処理温度(焼鈍温度)は800℃以上950℃以下とする。より好ましくは840℃以上940℃以下の範囲である。
第三の熱処理の熱処理温度が700℃より低い場合は、熱処理中のフェライト相の面積比率が過度に多くなり、900MPa以上のTSの確保が困難となる。一方、熱処理温度が850℃を超えると、熱処理中のオーステナイト相の面積比率が増加し、冷却保持後の鋼板のフェライト相の面積比率が少なく、マルテンサイト相の面積比率が大きくなり、最終的にマルテンサイト相の面積比率が50%を超え、伸びおよび曲げ性の確保が困難となる。したがって、第三の熱処理では700〜850℃に加熱する、すなわち第三の熱処理の熱処理温度は700℃以上850℃以下とする。より好ましくは740℃以上820℃以下の範囲である。
第三の熱処理において、上記した熱処理温度に加熱した後の冷却速度は、所望の相の面積比率を得るために重要である。冷却速度が10℃/秒未満の場合、過度にフェライト相が生成し、過度に軟質化するため、900MPa以上のTSの確保が困難となる。一方で、80℃/秒を超えると、逆に過度にマルテンサイト相が生成し、過度に硬質化するため、伸びが低下する。したがって冷却速度は10〜80℃/秒の範囲とする。好ましくは10℃/秒以上60℃/秒以下、より好ましくは10℃/秒以上40℃/秒の範囲である。なお、ここで冷却速度は、熱処理温度から冷却停止温度までの平均冷却速度である。また、冷却手段としてはガス冷却が好ましいが特に限定されるものではなく、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却、水冷などを用いて組み合わせて行うことが可能である。
冷却停止温度が300℃未満の場合、残留オーステナイト相の生成が抑制され、過度にマルテンサイト相が生成するため、最終的に得られる鋼板の強度が高くなりすぎ、伸び、および曲げ性の確保が困難となる。一方、500℃を超える場合、ベイナイト変態は遅延し、残留オーステナイト相の生成は抑制され、最終的に得られる鋼板において、優れた伸び、および曲げ性を得ることが困難となる。フェライト相、ベイナイト相を主体とし、マルテンサイト相および残留オーステナイト相の存在比率を制御して、TS900MPa以上の強度を確保するとともに優れた伸び、伸びフランジ性および曲げ性を得るには、上記冷却速度で300〜500℃の温度域まで冷却する、すなわち冷却停止温度を300℃以上500℃以下の範囲とする。より好ましくは300℃以上450℃以下の範囲である。
冷却停止後、オーステナイト相へのC濃化を進行させ、所望の残留オーステナイト量を得るため、300〜500℃の温度域に100〜1000秒保持するいわゆる過時効処理を行う。保持時間が100秒未満では、オーステナイト相へのC濃化が進行する時間が不十分となり、最終的に所望の残留オーステナイト面積比率を得ることが困難となり、また過度にマルテンサイト相が生成し、高強度化し伸び、および曲げ性が低下する。一方、1000秒を超えて滞留しても残留オーステナイト量は増加せず、伸びの顕著な向上は認められない。したがって、保持時間(過時効処理時間)は100秒以上1000秒以下の範囲とする。より好ましくは150秒以上800秒以下の範囲である。上記時間保持後は、特に限定するものではないが、空冷あるいはガス冷却などの常法により常温まで冷却すればよい。また、特に限定するものではないが、第三の熱処理は、生産性のため、連続焼鈍炉にて行うことが好ましい。
組織全体に占める各相の面積比率は、圧延方向断面かつ板厚1/4面位置を光学顕微鏡で観察することにより求めた。倍率1000倍の断面組織写真を用いて、画像解析により任意に設定した100μm×100μm四方の正方形領域内に存在する占有面積を求めた。なお、観察はN=5(観察視野5箇所)で実施した。また、組織観察に際しては、3vol.%ピクラールと3vol. %ピロ亜硫酸ソーダの混合液でエッチングし、観察される黒色領域がフェライト相(ポリゴナルフェライト相)あるいはベイナイト相であるとして、フェライト相とベイナイト相の合計の面積比率を求め、残部領域がマルテンサイト相と残留オーステナイト相であるとして、マルテンサイト相と残留オーステナイト相の合計の面積比率を求めた。また、別途残留オーステナイト量をX線回折により測定し、マルテンサイト相と残留オーステナイト相の面積比率の合計から残留オーステナイト相の面積比率を差し引くことにより、マルテンサイト相の面積比率を求めた。残留オーステナイト面積比率はMoのKα線を用いてX線回折法により求めた。すなわち、鋼板の板厚1/4付近の面を測定面とする試験片を使用し、オーステナイト相の(211)および(220)面とフェライト相の(200)、(220)面のピーク強度から残留オーステナイト相の体積率を算出し、これを面積比率とした。
圧延方向と90°の方向を長手方向(引張方向)とするJISZ2201に記載の5号試験片を用い、JISZ2241に準拠した引張試験を行い降伏強度(YP)、引張強度(TS)および全伸び(El)を調査した。結果を表3に示す。なお、伸びはTS−Elバランスで評価し、評価基準はTS×El≧27000MPa・%を伸びが良好であるとし、さらにTS×El≧28000MPa・%がより伸びに優れると評価した。
日本鉄鋼連盟規格JFST1001に基づき、穴広げ率の測定をおこなった。すなわち、初期直径d0=10mmの穴を打抜き、60°の円錐ポンチを上昇させ穴を拡げた際に、亀裂が板厚貫通したところでポンチ上昇を止め、亀裂貫通後の打抜き穴径dを測定し、穴拡げ率(%)=((d−d0)/d0)×100として算出した。同一番号の鋼板について3回試験を実施し、穴拡げ率の平均値(λ)を求めた。なお、伸びフランジ性はTS−λバランスで評価し、評価基準はTS×λ≧30000MPa・%を伸びフランジ性が良好であるとした。
得られた板厚t=1.0mmの鋼板を用い、曲げ部の稜線と圧延方向が平行になるように曲げ試験片を採取した。ここで、曲げ試験片のサイズは40mm×100mmとし、圧延直角方向を曲げ試験片の長手とした。採取した曲げ試験片を用い、先端曲げ半径R=2.0mmの金型を用いて、下死点での押し付け荷重29.4kNの90°V曲げを行い、曲げ頂点で割れの有無を目視判定し、割れ発生がない場合、良好な曲げ性であるとした。
Claims (4)
- 質量%で、
C:0.15〜0.40%、
Si:1.0〜2.0%、
Mn:1.5〜2.5%、
P:0.020%以下、
S:0.0040%以下、
Al:0.01〜0.1%、
N:0.01%以下および
Ca:0.0001%以上0.0005%未満
を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなる成分組成を有し、組織全体に対する面積比率で、フェライト相とベイナイト相の合計が40〜70%、マルテンサイト相が20〜50%、残留オーステナイト相が10〜30%である組織を有することを特徴とする高強度鋼板。 - 表面に亜鉛系めっき皮膜を有することを特徴とする請求項1に記載の高強度鋼板。
- 請求項1に記載の成分組成からなる鋼スラブを、熱間圧延し、酸洗を行った後、400〜750℃の温度域に加熱する第一の熱処理を行い、引き続き冷間圧延を行った後、800〜950℃の温度域に加熱後、冷却速度:10〜80℃/秒で冷却する第二の熱処理を行い、次いで700〜850℃の温度域に加熱後、冷却速度:10〜80℃/秒で300〜500℃の温度域まで冷却し、該温度域で100〜1000秒保持する第三の熱処理を行うことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
- 前記第三の熱処理後に亜鉛系めっき処理を行うことを特徴とする請求項3に記載の高強度鋼板の製造方法。
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