JP6172298B2 - 高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
a)鋼板組織中に高硬度を有する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マルテンサイトもしくは残留オーステナイトの界面、特に軟質な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。一方、鋼板組織中に残留オーステナイトや軟質なフェライトを含有することで伸びが向上する。よって、1180MPa以上の強度を確保したうえで、伸びと伸びフランジ性を良好とするという観点からは、残留オーステナイトを含有し、フェライトの体積分率を少なくしたミクロ組織として、ミクロ組織中の各相の硬度差を減少させることが望ましい。
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することで降伏比が高くなるが、伸びに対する影響は小さい。
式(2):−3.0≦1−exp{−0.011×(561−[C]×474−[Mn]×33−[Ni]×17−[Cr]×17−[Mo]×21−Tb)}<0.35
ここで、式中の[M]は元素Mの含有量(質量%)を示す。
Cは鋼板の高強度化に有効な元素であり、本発明におけるベイナイト、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相形成に関与して高強度化に寄与する。さらに、Cはマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの硬度を高くする。C量が0.15%未満では、必要なベイナイト、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の体積率の確保が難しい。このため、C量は0.15%以上とする。好ましくは0.16%以上である。一方、C量が0.30%を超えると、フェライト、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイトの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0.30%以下とする。好ましくは0.26%以下である。
Siはベイナイト変態時に炭化物生成を抑制し残留オーステナイトの形成に寄与する。十分な残留オーステナイトを形成するためには、Si量は0.8%以上とする必要がある。好ましくは1.2%以上である。しかしながら、Siを過剰に添加すると、化成処理性が低下するため、そのSi量は2.4%以下とする。好ましくは2.1%以下である。
Mnは固溶強化および第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、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。その効果を得るためにはMnを2.4%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になり、さらにマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの硬度が増加してしまい、伸びフランジ性が低下するため、Mnの含有量は3.5%以下とする。好ましくは3.3%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たり、溶接性を低下させる。よって、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。よって、Sの含有量の上限は0.005%とする。好ましくは、S含有量は0.0045%以下である。特に下限は無いが、極低S化は製鋼コストが上昇するため、Sの含有量の下限は0.0005%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Al含有量を0.01%以上とすることが必要である。一方、Alは0.08%を超えて含有しても効果が飽和するため、Al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ことから、その含有量を抑える必要がある。N量が0.010%超えでは、この傾向が顕著となることから、Nの含有量を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ことができる元素である。さらに、TiはBよりも窒化物を生成しやすいため、本発明に必須な元素である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の含有量の下限を0.002%とする必要がある。好ましくは0.005%である。一方、多量に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はマルテンサイト変態開始点を低下させることなく焼入れ性を向上させる元素であり、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。さらに、Bは熱間圧延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。このような効果を発揮させるためには、Bの含有量を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は0.0050%を超えて含有させても、その効果が飽和するため、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とができる。このような作用を有するために、Vを0.01%以上含有させることが好ましい。一方、多量のVを添加させても、0.10%を超えた分の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。好ましくは0.05%以下である。
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ことができるため、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の含有量を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、その含有量は0.10%以下とする。好ましくは0.05%以下である。
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、0.10%以上含有させることが好ましい。一方、0.50%を超えて含有させると、過剰にマルテンサイトが生成するため、その含有量は0.50%以下とする。
Mo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、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は0.05%以上含有させることが好ましい。0.50%を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量は0.50%以下とする。
Cu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、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。これら効果を発揮するためには0.05%以上含有させることが好ましい。一方、0.50%を超えて含有させても効果が飽和し、またCuに起因する表面欠陥が発生しやすくなるため、その含有量は0.50%以下とする。
Ni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り、また、Cuと同様に固溶強化により高強度化に寄与するため、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、0.50%を超えて含有させても効果が飽和するため、その含有量を0.50%以下とする。
CaおよびREMは、硫化物の形状を球状化し、伸びフランジ性に対する硫化物の悪影響を改善するの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。このような効果を発揮させるためには、Ca、REMのいずれか1種以上を合計で0.0005%以上含有させることが好ましい。一方、Ca及び/又はREMを合計で0.0050%を超えて含有させても効果が飽和する。このため、Ca、REMは、単独添加または複合添加いずれの場合においても、その合計の含有量を0.0050%以下とする。
フェライトは軟質な組織であり、前記したように、高硬度を有するマルテンサイトもしくは残留オーステナイトとの界面で打ち抜き時にボイドを生成しやすい。フェライトの体積分率が5%を超えると、打抜き時のボイド生成量が増加して、伸びフランジ性が低下する。さらに、フェライトの体積分率が5%を超えて多くなると、強度確保のため、マルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの硬度も高くする必要があり、強度と伸びフランジ性の両立が困難となる。したがって、フェライトの体積分率は5%以下とする。好ましくは3%以下であり、さらに好ましくは1%以下である。なお、フェライトの体積分率は0%であってもよい。また、フェライトの平均結晶粒径が3μm超では、穴広げ時等において、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ため、良好な伸びフランジ性が得られない。そのため、ミクロ組織中にフェライトを有する場合、そのフェライトの平均結晶粒径は3μm以下とする。
良好な延性を確保するためには、残留オーステナイトの体積分率を10〜20%の範囲とする必要がある。残留オーステナイトの体積分率が10%未満では、低い伸びしか得られないため、残留オーステナイトの体積分率は10%以上とする。好ましくは11%以上である。また、残留オーステナイトの体積分率が20%を超える場合、伸びフランジ性が劣化するため、残留オーステナイトの体積分率は20%以下とする。好ましくは18%以下である。
所望の強度を確保しつつ、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20%以下とする。好ましくは15%以下であり、より好ましくは12%以下である。なお、マルテンサイトの体積分率は0%であってもよい。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ため、マルテンサイトの平均結晶粒径は4μm以下とする。好ましくは、マルテンサイトの平均結晶粒径の上限は3μmである。
良好な伸びフランジ性や高降伏比を確保するために、上記のフェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト以外の残部には、ベイナイト及び/又は焼戻しマルテンサイトを含有することが必要である。ベイナイトの体積分率は15〜50%、焼戻しマルテンサイトの体積分率は30〜70%が好ましい。また、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトを含有することが好ましい。焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は12μm以下が好ましい。なお、ここで云うベイナイト相の体積分率とは、観察面に占めるベイニティック・フェライト(転位密度の高いフェライト)の体積割合のことである。
良好な穴広げ性や高降伏比を確保するために、鋼板断面内に粒径0.1μm以上のセメンタイト粒子が、100μm2当たり平均で30個以上を有する必要がある。なおここで鋼板断面内とは、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面内を意味する。セメンタイト粒子は、主にベイナイト中もしくは焼戻しマルテンサイト中に析出する。このような、セメンタイト粒子のうち、粒径0.1μm以上のセメンタイト粒子の析出数が、100μm2当たり平均で30個未満となると、焼戻しマルテンサイトやベイナイトの硬度が高くなり、軟質相(フェライト)や硬質相(マルテンサイトや残留オーステナイト)との界面にボイドが生成しやすいため伸びフランジ性が劣化する。好ましくは45個以上である。
本発明のミクロ組織の体積分率及び平均結晶粒径は後述の実施例に記載した方法により測定できる。また、0.1μm以上のセメンタイト粒子の平均粒子数も後述の実施例に記載した方法により測定できる。
式(2):−3.0≦1−exp{−0.011×(561−[C]×474−[Mn]×33−[Ni]×17−[Cr]×17−[Mo]×21−Tb)}<0.35
ここで、式中の[M]は元素Mの含有量(質量%)を示す。
熱間圧延開始温度:1150〜1300℃
上記した成分組成の鋼スラブを、鋳造後、再加熱することなく1150〜1300℃の温度の鋼スラブを用いて熱間圧延を開始するか、若しくは、鋼スラブを1150〜1300℃に再加熱した後、熱間圧延を開始する。熱間圧延開始温度は、1150℃よりも低くなると圧延負荷が増大し生産性が低下する。一方、熱間圧延開始温度が1300℃より高い場合は、加熱コストが増大するだけである。このため、熱間圧延開始温度は1150〜1300℃とする。なお、スラブ温度は板厚方向平均温度とする。
熱間圧延は、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穴広げ性を向上させるため、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、熱間圧延の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℃超えでは、熱延鋼板のミクロ組織が粗大になり、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。熱間圧延後の熱延鋼板の厚さは特に限定されないが、1.2〜8.0mmが好ましい。
熱間圧延終了後、1秒以内に冷却を開始して、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ミクロ組織をベイナイト組織として均質化する。このような熱延鋼板の組織の制御は、最終的な鋼板組織において、主にフェライトやマルテンサイトを微細化させる効果がある。熱間圧延終了後、冷却開始までの時間が1秒を超えると、フェライト変態が開始されるため、ベイナイト変態の均質化が困難となる。このため、熱間圧延終了後、すなわち熱間圧延の仕上げ圧延を終了後、1秒以内に冷却(1次冷却)を開始し、80℃/s以上の平均冷却速度(第1平均冷却速度)で650℃以下まで冷却する。1次冷却の平均冷却速度である第1平均冷却速度が80℃/s未満ではフェライト変態が冷却中に開始されるため、熱延鋼板の鋼板組織が不均質となり、最終的に得られる鋼板の伸びフランジ性が低下する。また1次冷却での冷却の終点の温度が650℃超えではパーライトが過剰に生成し、熱延鋼板の鋼板組織が不均質となり、最終的に得られる鋼板の伸びフランジ性が低下する。そのため、熱間圧延の終了後、1秒以内に冷却を開始し、80℃/s以上の第1平均冷却速度で650℃以下まで1次冷却する。なお、ここで、第1平均冷却速度は、熱間圧延終了から1次冷却の冷却停止温度までの平均冷却速度である。上記した1次冷却の後は、引き続き2次冷却を行い、5℃/s以上の平均冷却速度で550℃以下まで冷却する。2次冷却の平均冷却速度である第2平均冷却速度が5℃/s未満、もしくは550℃超までの2次冷却では、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、最終的に得られる鋼板の伸びフランジ性が低下する。したがって、2次冷却として5℃/s以上の第2平均冷却速度で550℃以下まで冷却する。なお、ここで、第2平均冷却速度は、1次冷却の冷却停止温度から巻取り温度までの平均冷却速度である。
上記したように、熱間圧延後、1次冷却を行い次いで2次冷却を行って、550℃以下まで冷却した後、550℃以下の巻取り温度で巻き取る。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℃以上とすることが好ましい。
熱間圧延工程後、酸洗工程を実施し、熱間圧延工程で形成された熱延鋼板表層のスケールを除去するのが好ましい。酸洗工程は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
第1の熱処理:400〜750℃の温度域で30秒以上保持
本発明は、上記した熱間圧延後に、冷間圧延工程を挟んで2回の熱処理(第1の熱処理、第2の熱処理)を施す。これにより、結晶粒径の微細化やセメンタイト析出の分布状態を制御する。第1の熱処理は上記熱間圧延後に実施し、熱間圧延工程で得られたベイナイト均質組織において、さらにCやMnの元素分配の均質化を目的とする。第1の熱処理は、C、Mnなどの元素の偏析を解消し、第2の熱処理工程後に所望の組織を得るために重要である。第1の熱処理の熱処理温度が400℃に満たない場合、元素分配が不十分であり、熱間圧延後の元素分布状態の影響を除去することが出来ず、C、Mnの偏在に起因して、後述する第2の熱処理後に、元々Cの多い領域の焼入性が高くなり、所望の鋼板組織が得られない。さらに第2の熱処理後に、粒径0.1μm以上のセメンタイト粒子が減少するため、十分な伸びおよび穴広げ性が得られない。一方、第1の熱処理の熱処理温度が750℃を超えると、粗大かつ硬質なマルテンサイトが過度に存在し、第2の熱処理後の組織が不均一となり、かつマルテンサイトの体積分率が増加し、過度に高強度化して、伸びおよび穴広げ性が著しく低下する。したがって、冷間圧延前の熱延鋼板を均一な組織とするため、熱延鋼板に施す第1の熱処理には最適な温度範囲が存在し、第1の熱処理では400〜750℃の温度域に加熱する、すなわち第1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。また、400〜750℃の温度域における保持時間が30秒未満では、熱間圧延後の元素分布状態の影響を除去することが出来ず、所望の鋼板組織が得られない。好ましくは300秒以上であり、さらに好ましくは600秒以上である。
第1の熱処理後の熱延鋼板に対し、所定の板厚の冷延板に圧延する冷間圧延工程を行う。冷間圧延工程の条件は特に限定されず常法で実施すればよい。
第2の熱処理工程は、再結晶を進行させるとともに、高強度化のため鋼組織にベイナイト、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ために実施する。
式(2):−3.0≦1−exp{−0.011×(561−[C]×474−[Mn]×33−[Ni]×17−[Cr]×17−[Mo]×21−Tb)}<0.35
ここで、式中の[M]は元素Mの含有量(質量%)を示す。
焼鈍における昇温過程での再結晶で生成するフェライトやオーステナイトの核生成の速度を、再結晶した結晶粒が成長する速度より速めることで、再結晶粒の微細化が可能である。このため、第2の熱処理における830℃以上の温度域までの平均加熱速度を3℃/s以上とする。この加熱速度が、小さすぎると、加熱の過程で生成するフェライトやオーステナイトが粗大化し、最終的に得られるフェライトやマルテンサイト粒が粗大化して所望の平均結晶粒径が得られない。好ましくは、平均加熱速度は5℃/s以上である。一方、急速に加熱しすぎると、再結晶が進行しにくくなるため、平均加熱速度は30℃/s以下とする。このため、冷延板を均熱温度830℃以上の温度域まで加熱する際の平均加熱速度は3℃/s以上30℃/s以下とする。なお、ここで平均加熱速度は加熱開始時の温度から第1均熱温度までの平均加熱速度である。
冷延板は、前記したように、平均加熱速度:3〜30℃/sで830℃以上の温度域に加熱し、830℃以上の第1均熱温度で保持して再結晶させる。第1均熱温度は、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温度域とする。第1均熱温度が830℃未満ではフェライト分率が多くなるため、強度と伸びフランジ性の両立が困難となる。このため、第1均熱温度の下限は830℃とする。第1均熱温度の上限は特に規定されないが、均熱温度が高すぎると、焼鈍中のオーステナイト結晶粒径が増大し、焼鈍後のマルテンサイト粒径の確保が困難であるため、900℃以下が好ましい。
上記の第1均熱温度において、再結晶の進行および一部もしくは全てオーステナイト変態させるため、第1均熱温度での保持時間(均熱時間)は30秒以上とする必要がある。上限は特に限定されないが、600秒以内が好ましい。
式(1):0.35≦1−exp{−0.011×(561−[C]×474−[Mn]×33−[Ni]×17−[Cr]×17−[Mo]×21−Ta)}≦0.95
第1均熱温度での保持時に生成したオーステナイトを一部マルテンサイト変態させるために、3℃/s以上の平均冷却速度で上記式(1)を満たすTa℃の温度域まで冷却する。第1均熱温度からTa℃の温度域までの平均冷却速度が3℃/s未満だと、フェライト変態が過剰に進行し、所定の体積分率の確保が困難であることに加え、パーライトが過剰に生成する。このため、第1均熱温度からの平均冷却速度の下限は3℃/sとする。なお、ここで平均冷却速度は第1均熱温度からTaまでの平均冷却速度である。
以下、1−exp{−0.011×(561−[C]×474−[Mn]×33−[Ni]×17−[Cr]×17−[Mo]×21−Ta)}=Aとして説明する。冷却停止温度Taが、A>0.95となる温度では、冷却時にマルテンサイトが過剰に生成するため、未変態のオーステナイトが減少する。また、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。一方、冷却停止温度Ta℃がA<0.35となる温度では、焼戻しマルテンサイトが減少し、セメンタイト粒子を所定の個数得られないため、伸びフランジ性が低下する。このため、冷却停止温度Ta℃は、上記した式(1)を満たす温度域の温度とする。
式(2):−3.0≦1−exp{−0.011×(561−[C]×474−[Mn]×33−[Ni]×17−[Cr]×17−[Mo]×21−Tb)}<0.35
上記したTaの温度域まで冷却した後は、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ことと、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ために、再加熱し、第2均熱温度域で保持する。式(2)を満たすTb℃の温度域まで再加熱し、保持することで、セメンタイト粒子が成長し、高い降伏比を保持しつつ、伸びと伸びフランジ性を良好とすることができる。
以下、1−exp{−0.011×(561−[C]×474−[Mn]×33−[Ni]×17−[Cr]×17−[Mo]×21−Tb)}=Bとして説明する。第2均熱温度Tb℃が、B<−3.0となる温度では、パーライトが過剰に生成するため、伸びが低下する。また、第2均熱温度Tb℃が、B≧0.35となる温度では、マルテンサイトの焼戻しが不十分となり、セメンタイト粒子が成長せず、ボイドが生成しやすくなるため、伸びフランジ性が低下する。また、−3.0≦B<0.35を満たすTb℃の温度域での保持時間が20秒未満では、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しまい、伸びフランジ性が低下する。そのため、第2均熱温度として、式(2)を満たすTb℃の温度域まで加熱し、第2均熱温度として式(2)を満たすTb℃の温度域で20秒以上保持した後、室温まで冷却する。
焼戻しマルテンサイトは例えば次のように生成する。焼鈍時のTa℃までの冷却中に未変態のオーステナイトが一部マルテンサイト変態し、Tb℃で加熱後、保持された際に焼戻されて焼戻しマルテンサイトが生成する。また、マルテンサイトは例えば次のように生成する。連続焼鈍時の第2均熱温度域であるTb℃の温度域で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マルテンサイトが生成する。
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:板厚の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、30%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、5000倍の倍率で観察し、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、その面積率の値を体積分率の値とした。フェライト、マルテンサイトの平均結晶粒径は、Media Cybernetics社の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フェライト、マルテンサイト結晶粒の面積が算出可能であり、その円相当直径を算出し、各相ごとにそれらの値を平均して、フェライト、マルテンサイト結晶粒の平均結晶粒径を求めた。
粒径0.1μm以上のセメンタイト粒子の100μm2あたりの個数は、SEM(走査型電子顕微鏡)およびTEM(透過型電子顕微鏡)を用いて5000倍、10000倍、20000倍の倍率で観察し、10箇所の平均個数を求めた。
Claims (5)
- 質量%で、C:0.15〜0.30%、Si:0.8〜2.4%、Mn:2.4〜3.5%、P:0.08%以下、S:0.005%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成分組成を有し、フェライトが平均結晶粒径3μm以下かつ体積分率5%以下(0%を含む)であり、残留オーステナイトが体積分率10〜20%であり、さらにマルテンサイトを含有し該マルテンサイトが平均結晶粒径4μm以下かつ体積分率20%以下であり、かつ、残部にベイナイト及び焼戻しマルテンサイトを含むミクロ組織を有し、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面内100μm2当たりにおける粒径0.1μm以上のセメンタイト粒子の平均粒子数が30個以上である、伸びが17%以上、穴広げ率が30%以上、降伏比が75%以上であり、かつ、引張強さが1180MPa以上である、高強度冷延鋼板。
- さらに、成分組成として、質量%で、V:0.10%以下、Nb:0.10%以下から選択される一種以上を含有する請求項1に記載の高強度冷延鋼板。
- さらに、成分組成として、質量%で、Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Cu:0.18〜0.50%、Ni:0.50%以下から選択される一種以上を含有する請求項1または2に記載の高強度冷延鋼板。
- さらに、成分組成として、質量%で、Ca及び/又はREMを合計で0.0050%以下含有する請求項1〜3のいずれか1項に記載の高強度冷延鋼板。
- 請求項1〜4のいずれか1項に記載の高強度冷延鋼板の製造方法であって、前記成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延開始温度:1150〜1300℃、仕上げ圧延終了温度:850〜950℃の条件で熱間圧延を行い、熱間圧延の終了後1秒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、引き続き2次冷却として5℃/s以上の第2平均冷却速度で550℃以下まで冷却した後に、550℃以下の巻取温度で巻取った後、400〜750℃の温度域で30秒以上保持する第1の熱処理を行い、次いで冷間圧延を行い、次いで、第2の熱処理として、3〜30℃/sの平均加熱速度で830℃以上の温度域まで加熱し、第1均熱温度として830℃以上の温度で30秒以上保持した後、第1均熱温度から3℃/s以上の平均冷却速度で下記式(1)を満たすTa℃の冷却停止温度域まで冷却し、引き続き下記式(2)を満たすTb℃の温度域まで加熱し、第2均熱温度として下記式(2)を満たすTb℃の温度域で20秒以上保持した後、室温まで冷却する連続焼鈍を施す高強度冷延鋼板の製造方法。
式(1):0.35≦1−exp{−0.011×(561−[C]×474−[Mn]×33−[Ni]×17−[Cr]×17−[Mo]×21−Ta)}≦0.95
式(2):−3.0≦1−exp{−0.011×(561−[C]×474−[Mn]×33−[Ni]×17−[Cr]×17−[Mo]×21−Tb)}<0.35
ここで、式中の[M]は元素Mの含有量(質量%)を示す。
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