JP6237962B1 - 高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
Cはオーステナイトを安定化させ硬質第二相を生成しやすくするため、引張強度を上昇させる。また、Cは組織を複合化して引張強度と延性のバランスを向上させるために必要な元素である。C含有量が0.05%未満では製造条件の最適化を図ったとしても硬質第二相が所望の状態にならない。その結果、590MPa以上の引張強度を得ることができない。一方、C含有量が0.30%を超えると、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物粒子が粗大化し、低温靱性さらには穴広げ率が低下する。以上より、C含有量は0.05%以上0.30%以下とする。下限について好ましいC含有量は0.06%以上である。上限について好ましいC含有量は0.15%以下である。
Siは鋼の引張強度の上昇に有効な元素である。また、Siはフェライト生成元素であり炭化物の生成を抑制することから、延性および低温靭性さらには穴広げ率を向上させる。このような効果はSi含有量が0.5%以上で認められる。0.5%超が好ましく、より好ましくは0.6%以上、さらに好ましくは0.8%以上である。である。ただし、過剰にSiを含有すると、フェライト相の過度な固溶強化によって延性が低下する。このため、Si含有量は2.5%以下とする。上限について好ましいSi含有量は2.2%以下である。
Mnは鋼の引張強度の上昇に有効な元素であり、焼戻しマルテンサイトやベイナイトなどの硬質第二相の生成を促進する。このような効果はMn含有量が0.5%以上で認められる。ただし、Mn含有量が3.5%を超えると、フェライト分率が10%を下回り、硬質第二相分率が90%を超えるため延性が低下する。従って、Mn含有量は0.5%以上3.5%以下とする。下限に付いて好ましいMn含有量は1.5%以上である。上限について好ましいMn含有量は3.0%以下である。
Pは鋼の引張強度の上昇に有効な元素である上、粒界の炭化物の成長を抑制し、低温靭性さらには穴広げ率を向上させる効果がある。このような効果はP含有量が0.003%以上で認められる。しかし、P含有量が0.100%を超えると粒界偏析により脆化を引き起こし、低温靭性が低下する。従って、P含有量は0.003%以上0.100%以下とする。
SはMnSなどの介在物となって穴広げ率を低化させる原因になる上、硬質第二相の生成を促進するMnを消費し硬質第二相分率を低下させる。このため、S含有量は、極力低い方が好ましい。このためSを含まなくてもよい(0%でもよい)。通常、0.0001%以上含まれることが多い。好ましくは0.0002%以上であり、より好ましくは0.0003%以上である。S含有量を0.02%以下とすると硬質第二相が30%以上となるMn含有量を確保でき、590MPa以上の引張強度の鋼を得ることができる。従って、S含有量は0.02%以下とする。S含有量の上限は、より好ましくは、0.01%以下である。
Alは脱酸剤として作用し鋼の清浄度に有効な元素であり延性や穴広げ率を向上させるため、脱酸工程で添加することが好ましい。このような効果はAl含有量が0.010%以上で認められる。一方、Alを多量に添加すると脱炭層が増加し590MPa以上の引張強度を得ることができない。従ってAl含有量の上限は1.5%とする。
Nは窒化物を形成し延性や穴広げ率を低下させる原因となるので極力低い方が良い。このためNを含まなくてもよい(0%でもよい)。通常、0.0001%以上含まれることが多い。また、N含有量を0.01%以下とすると粗大な窒化物が減少し穴広げ率が向上する。よってN量は0.01%以下とする。
Cr、Mo、V、Ni、Cuは焼鈍温度からの冷却時にフェライト相やパーライトの生成を抑制し、硬質第二相の生成を促進し鋼の引張強度を上昇させる。このような効果はCr、Mo、V、Ni、Cuの少なくとも1種の含有量を0.005%以上にすることで認められる。しかし、Cr、Mo、V、Ni、Cuのそれぞれの成分含有量が2.00%を超えるとその効果は飽和する。また、上記成分含有量が2.00%を超えると合金炭化物を形成しフェライト相と硬質第二相の界面の炭化物平均円相当径が200nmを上回り穴広げ率と低温靱性が低下する。従って、これらの成分を添加する場合は、Cr、Mo、V、Ni、Cu含有量はそれぞれ0.005%以上2.00%以下とする。下限に付いてCr含有量の好ましい範囲は0.05%以上である。下限に付いてMo含有量の好ましい範囲は0.02%以上である。下限に付いてV含有量の好ましい範囲は0.02%以上である。下限に付いてNi含有量の好ましい範囲は0.05%以上である。下限に付いてCu含有量の好ましい範囲は0.05%以上である。上限についてCr、Mo、V、Ni、Cu含有量の好ましい範囲は0.50%以下である。
Ti、Nbは炭化物を形成し、鋼を析出強化により引張強度を上昇に有効な元素である。このような効果はそれぞれ含有量を0.01%以上にすることで認められる。一方、Ti、Nbの含有量がそれぞれ0.20%を超えると炭化物が粗大化し穴広げ率や低温靭性が低化する。従って、これらの成分を添加する場合は、Ti、Nbの含有量はそれぞれ0.01%以上0.20%以下とする。下限についてTi、Nbの含有量の好ましい範囲は0.02%以上である。上限についてTi、Nbの含有量の好ましい範囲は0.05%以下である。
Bはオーステナイト相粒界からのフェライト相の生成を抑制し強度を上昇させる作用を有する上、粒界の炭化物の成長を抑制し穴広げ率と低温靭性を向上させる。その効果はB含有量を0.0002%以上にすることで得られる。一方、B含有量が0.01%を超えると旧オーステナイト粒界にFe2Bが析出するため脆化を引き起こし、低温靱性を劣化させる。従って、Bを添加する場合は、B含有量は0.0002%以上0.01%以下とする。下限についてBの好ましい範囲は0.0005%以上である。上限についてBの好ましい範囲は0.0050%以下である。
Sb、Snは粒界の炭化物の成長を抑制し、低温靭性さらには穴広げ率を高める。その効果は0.001%以上で得られる。一方、これらの元素の含有量がそれぞれ0.05%を超えると粒界偏析によって脆化を引き起こし、低温靱性が劣化する。従って、SbやSnを添加する場合は、Sb、Sn含有量はそれぞれ0.001%以上0.05%以下とする。下限に付いてSb、Snの好ましい範囲は、0.015%以上である。上限についてSb、Snの好ましい範囲は、0.04%以下である。
フェライト相の面積率が10%未満だと延性が低下するため10%以上とする。フェライト相の面積率が70%を超えると引張強度が低下するため70%以下とする。下限について好ましいフェライト量は20%以上である。上限について好ましいフェライト量は60%以下である。上記面積率は実施例に記載の方法で測定した値を採用する。
硬質第二相の面積率が30%未満だと引張強度が低下するため30%以上とする。硬質第二相の面積率が90%を超えると延性が低下するため90%以下とする。硬質第二相とは、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼入れままマルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトを意味し、硬質第二相の面積率はこれらの相の合計面積率を意味する。また、硬質第二相とフェライト相とを合計で95%以上含むことが好ましい。
ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは鋼の引張強度を上昇させる。また、これらの組織は、焼入れままマルテンサイトに比べてフェライト相との硬度差が低く穴広げ率への悪影響が小さく、著しい穴広げ率の低下なしに引張強度を確保することができる有効な相である。ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの面積率が10%未満では高い引張強度の確保が困難となる場合がある。一方、90%を超えると延性が低下する場合がある。よって、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計の面積率は10%以上90%以下とする。下限についてより好ましい合計面積率は15%以上である。さらに好ましくは20%以上である。上限についてより好ましい合計面積率は80%以下である。さらに好ましくは70%以下である。上記面積率は実施例に記載の方法で測定した値を採用する。
焼入れままマルテンサイトは鋼の引張強度の上昇には有効に働く。しかし、焼入れままマルテンサイトは、フェライト相との硬度差が大きいため、面積率が10%を超えて過剰に存在するとボイドの発生サイトが増加し穴広げ率が低下する。従って、焼入れままマルテンサイトの面積率は10%以下とする。好ましくは8%以下である。焼入れままマルテンサイトを全く含まず面積率が0%でも本発明の効果には影響をおよぼさず問題ない。上記面積率は実施例に記載の方法で測定した値を採用する。
残留オーステナイトは鋼の引張強度の上昇に寄与するだけでなく、鋼の延性向上に有効に働く。この効果を得るためには1%以上の含有がより好ましい。さらに好ましくは2%以上である。しかし、穴広げ試験の打ち抜き時に、端面近傍の残留オーステナイトは歪みに誘起されてマルテンサイトに変態し、そのマルテンサイトとフェライト相との硬度差が大きいため、面積率が10%を超えて過剰に存在するとボイドの発生サイトが増加し穴広げ率を低下させる。従って、残留オーステナイト相の面積率は10%以下とする。好ましくは8%以下である。また、穴広げ率を改善する観点からは残留オーステナイトの面積率は5%未満が好ましい。残留オーステナイトを全く含まず面積率が0%でも本発明の効果には影響をおよぼさず問題ない。上記面積率は実施例に記載の方法で測定した体積率を面積率とみなして採用する。
フェライト相、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼入れままマルテンサイト、残留オーステナイト以外の相としては、パーライトを含むことができる。鋼板の鋼組織が上記を満たせば、本発明の目的を達成できる。しかしパーライトの面積率が3%を超えて過剰に存在すると、ボイドの発生サイトが増加し穴広げ率が低下する。従って、パーライトの面積率は3%以下とする。好ましくは1%以下である。パーライトを全く含まず面積率が0%でも本発明の効果には影響をおよぼさず問題ない。上記面積率は実施例に記載の方法で測定した値を採用する。
フェライト相と硬質第二相の硬度差が大きいほど、打ち抜き時や穴広げ時のそれらの変形能の差のため軟質相と硬質相の界面からボイドが発生し、穴広げ率は低下すると考えられる。よって硬質第二相であるマルテンサイトやベイナイトの焼戻しにより硬度差を低減することで穴広げ率を向上できることが知られている。しかし、同一の硬度差であっても焼戻しの過程で析出したフェライト相と硬質第二相の界面に粗大な炭化物があると、そこに応力が集中し、図1に示すように変形時のボイドの発生を促進するため、穴広げ率は低下する(図1(a))。また、フェライト相と硬質第二相の界面に存在する炭化物の平均円相当径を200nm以下とすることで変形時の応力集中を抑制し穴広げ率を向上させることができる(図1(b))。さらに、フェライト相と硬質第二相の界面に存在する炭化物の平均円相当径を200nm以下とすることは低温靭性を向上させる効果もある。低温における変形では、フェライト相と硬質第二相の界面に存在する炭化物粒子は、図2に示すようにフェライト相や硬質第二相との界面で剥離することで、フェライト相や硬質第二相のへき開を誘発し脆性破壊を促進する(図2(a))。そこで、フェライト相と硬質第二相の界面に存在する炭化物の平均円相当径を200nm以下とすることで、炭化物粒子とフェライト相や硬質第二相との界面で剥離が抑制され低温靭性が向上する(図2(b))。従って、フェライト相と硬質第二相の界面に存在する炭化物の円相当径は短いほど穴広げ率および低温靱性に有効に働くため200nm以下とする。好ましくは上記平均円相当径は100nm以下であり、炭化物が存在しないことが最も好ましい。また、炭化物はセメンタイトのような鉄系炭化物だけではなく、Cr、Mo、V、Ti、Nb等の合金炭化物を含んでもよい。上記平均円相当径は実施例に記載の方法で測定した値を採用する。なお、鋼板の板面に対して平行に板厚方向に1/4t(全厚t)の位置まで機械研磨後、電解研磨で鋼板組織を現出し、C蒸着膜によって表面の凹凸を転写させた抽出レプリカのTEM(透過型電子顕微鏡)を用いて撮影した組織写真において、フェライト相と硬質第二相の間に存在するフェライト相とも硬質第二相ともコントラストが異なる帯状の部分が、フェライト相の硬質第二相の界面である(図3参照)。電解研磨で現出した硬質第二相とフェライト相は鋼板上で高低差があるため、それらの間の傾斜がついた部分が界面であり、抽出レプリカのTEM写真では帯状の部分に対応する。また「界面に存在する」とは、上記組織写真において帯状に見える界面に炭化物が少なくとも接していることを意味する。
本発明の製造方法は、熱延工程と、酸洗工程と、冷延工程と、焼鈍工程と、を有する。
熱延工程で用いるスラブを加熱してもよい。加熱する場合、スラブ加熱温度は、低温加熱がエネルギー的には好ましい。加熱温度が1100℃未満では、炭化物を十分に溶解できず、連続焼鈍後においてもフェライト相と硬質第二相の界面に200nm超の平均円相当径の炭化物が残存し穴広げ率と低温靱性を低下させる。なお酸化重量の増加にともなうスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度は1300℃以下とすることが望ましい。なお、スラブ加熱温度を低くしても熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用してもよい。
仕上げ圧延終了温度がAr3点未満では、圧延中にαとγが生成して、その後の冷却および巻取り処理時にパーライトが生じる。そのパーライト中に含まれるセメンタイトが後の焼鈍工程における750〜900℃の温度域での滞留後にも溶けずに残る。その結果フェライト相と硬質第二相の界面に存在するセメンタイトの粒子長が200nm超となり穴広げ率および低温靭性が低下する。このため、仕上げ圧延温度はAr3点以上とする。なお、仕上げ圧延終了温度の上限は特に限定しないが、後の巻き取り温度までの冷却が困難になるため1000℃以下が好ましい。ここでAr3点とは冷却時にフェライト変態が開始する温度である。
仕上げ圧延後の平均冷却速度を20℃/s以上とすることで熱延鋼板の組織はベイナイト主体で均一な組織となるためセメンタイトが生成しにくくなる。その結果、最終的に、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径は200nm以下となり、穴広げ率と低温靭性が向上する。平均冷却速度が20℃/sを下回ると鋼中にパーライトが生じ、そのパーライト中に含まれるセメンタイトが後の750〜900℃の温度域での滞留後にも溶けずに残る。その結果フェライト相と硬質第二相の界面に存在する炭化物の平均円相当径が200nm超となり穴広げ率および低温靭性が低下する。このため平均冷却速度は20℃/s以上とする。なお、平均冷却速度の上限は特に限定しないが、巻き取りまでに550℃以下に冷却することが困難になるため50℃/s以下が好ましい。
巻取り温度を550℃以下とすることで熱延鋼板の組織はベイナイト主体で均一な組織となるためセメンタイトが生成しにくくなる。その結果、最終的に、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径は200nm以下となり穴広げ率と低温靭性が向上する。巻取り温度が550℃を超えると鋼中にパーライトが生じ、そのパーライト中に含まれるセメンタイトが後の750〜900℃の温度域での滞留後にも溶けずに残る。その結果フェライト相と硬質第二相の界面に存在するセメンタイトの粒子長が200nm超となり穴広げ率および低温靭性が低下する。このため巻取り温度は550℃以下とする。巻取り温度が300℃未満だと巻取り温度の制御が難しく温度ムラが生じやすくなり、その結果、冷間圧延性が低下するなどの問題が生じることがある。よって巻取り温度は300℃以上が好ましい。この範囲で巻取り温度を制御しても熱延鋼板中にセメンタイトは残存する可能性があるが、残存したセメンタイトは後の750〜900℃の温度域での滞留によってオーステナイト相中に溶解させることができる。
本発明の鋼における再結晶温度域である500℃からAc1変態点の温度域において平均加熱速度を10℃/s以上とすることで、加熱昇温時のフェライト再結晶が抑制され、Ac1変態点以上で生成するγ(オーステナイト)が微細化されるため、フェライト相と硬質第二相の界面が増加する。これにより、炭化物の生成サイトが増加し、炭化物の平均円相当径が200nm以下となり穴広げ率と低温靱性が向上する。平均加熱速度が10℃/s未満では、加熱昇温時にフェライト相の再結晶の進行が進み、Ac1変態点以上で生成するγが粗大化しフェライト相と硬質第二相の界面が減少することで炭化物の生成サイトが減少する。その結果、炭化物の平均円相当径が200nmを超え穴広げ率と低温靱性が低下する。好ましい平均加熱速度は20℃/s以上である。なお、上記平均加熱速度の上限は特に限定しない。平均加熱速度が100℃/s以上では効果が飽和する上コストアップにつながるので100℃/s以下が好ましい。また、Ac1とは加熱時にオーステナイトが生成し始める温度である。
加熱温度が750℃未満では、焼鈍時のオーステナイト相の生成が不十分となり、焼鈍冷却後に十分な量の硬質第二相が確保できなくなり強度が低下する。また、加熱温度が750℃未満では、鋼中に残存するセメンタイトをオーステナイト相中に溶解させることができず、その結果フェライト相と硬質第二相界面のセメンタイトの平均円相当径が200nmを超える。その結果、このセメンタイトが破壊の起点となり穴広げ率および低温靭性が低下する。一方、加熱温度が900℃を超えると、フェライト相が10%未満となり延性が低下する。従って、750〜900℃の範囲とする。なお、Ac1変態点から上記加熱温度までの平均加熱速度は特に限定されない。およそ5℃/s以下である。
(Ms点−100℃)の温度までが平均冷却速度が10℃/s未満ではフェライト相やパーライトが生成し、引張強度、延性および穴広げ率が低下する。平均冷却速度の上限は特に規定しないが、平均冷却速度が速すぎると鋼板形状が悪化したり、冷却到達温度の制御が困難となったりするため、好ましくは200℃/s以下とする。なお、冷却開始温度は、特に限定されず、通常、上記加熱温度であるが750℃から開始すれば問題が無い。
冷却停止時にはオーステナイト相の一部がマルテンサイトおよびベイナイトに変態し、残りは未変態のオーステナイト相となる。その後の冷却停止温度あるいは150℃〜350℃の温度域での滞留、または、めっき・合金化処理後、室温までの冷却によってマルテンサイトは焼戻しマルテンサイトとなり、ベイナイトは焼き戻され、未変態オーステナイト相はベイナイト、残留オーステナイトまたは焼入れままマルテンサイトとなる。冷却停止温度が低くMs点(Ms点:オーステナイトのマルテンサイト変態が開始する温度)からの過冷度が大きいほど、冷却中に生成するマルテンサイト量が増加し、未変態オーステナイト量が減少する。このため、冷却停止温度の制御は、最終的な焼入れままマルテンサイトおよび残留オーステナイトと、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率と関係する。よって、Ms点と冷却停止温度の温度差が重要であり、冷却停止温度制御の指標としてMs点を用いることとする。冷却停止温度を(Ms点−100℃)以下の温度とすると、冷却時のマルテンサイト変態が充分進行し、最終的に、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの面積率が30〜90%となり、穴広げ率が向上する。冷却停止温度が(Ms点−100℃)より高い温度では、冷却停止時のマルテンサイト変態が不十分で未変態オーステナイト量が多くなり、最終的に、焼入れままマルテンサイトまたは残留オーステナイトが10%超生成し、穴広げ率が低下する。従って冷却停止温度は(Ms点−100℃)以下の温度とする。冷却停止温度の下限は特に規定しない。冷却停止温度が(Ms点−200℃)を下回ると冷却中のマルテンサイト変態がほぼ完了し最終的に残留オーステナイトが得られずTRIP効果による延性の向上が見込めない。このため、冷却停止温度は(Ms点−200℃)以上が好ましい。なお、Ms点は、焼鈍からの冷却時の鋼板の体積変化を測定し、その線膨張係数の変化から求めることができる。Ms点は焼鈍温度と冷却速度によって変わるため、それぞれの水準ごとに測定する。
上記加熱及び冷却において、750〜900℃の滞留時間が10秒未満では、焼鈍時のオーステナイト相の生成が不十分となり、焼鈍冷却後に十分な量の硬質第二相が確保できなくなる。また、滞留時間が10秒未満では、鋼中に残存するセメンタイトをオーステナイト相中に溶解させることができず、その結果フェライト相と硬質第二相界面のセメンタイトの平均円相当径が200nmを超える。このセメンタイトが破壊の起点となり穴広げ率および低温靭性が低化する。従って、滞留時間は10秒以上とする。滞留時間の上限は特に規定しないが、600秒以上の滞留は効果が飽和するため滞留時間は600秒未満が好ましい。
重要なのは冷却後に、150℃〜350℃の温度域に一定時間滞留させて、冷却時に生成したマルテンサイトとベイナイトを焼戻しさせることである。再加熱する場合に、上記温度域までの平均加熱速度が30℃/s未満では、加熱中に、フェライト相と硬質第二相の界面に炭化物が析出し、その後の滞留で炭化物の成長が促進され、最終的に、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径が200nmを超え、穴広げ性および低温靱性が低下する。平均加熱速度が30℃/s以上であると、加熱中には界面のフェライト相と硬質第二相の界面に炭化物が析出せず、最終的に、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径は200nm以下となり穴広げ率および低温靱性は向上する。従って、冷却停止後の再加熱時の平均加熱速度は30℃/s以上とする。また、平均加熱速度の上限は特に限定されず再加熱温度を150℃〜350℃の温度域に制御することが困難になるため200℃/s以下が好ましい。なお、再加熱を行うかは上記の通り、任意であり、冷却停止温度が150〜350℃の温度域である場合は、再加熱しなくても上記温度域に滞留させられるため、炭化物の成長を抑制することができ穴広げ性および低温靭性が向上する。
(Ms点−100℃)以下の温度までの冷却後、150〜350℃の温度域での鋼板を滞留させる。滞留またはその後のめっき・合金化処理で、冷却時に生成したマルテンサイトは焼戻しマルテンサイトとなり、ベイナイトは焼き戻され、未変態γの一部がベイナイト変態する。ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトは、フェライト相との硬度差が低いため穴広げ率が向上する。さらにこの150〜350℃の温度域での滞留およびその後のめっき・合金化では焼戻しに伴い炭化物が析出する。温度域の下限が150℃未満になると、マルテンサイトの焼戻しが不充分でフェライト相との硬度差が高くなり穴広げ率が低下する。一方で、上記温度域の上限が350℃を超えると、焼戻しに伴い炭化物が粗大化し、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径が200nmを上回り穴広げ率と低温靱性が低下する。従って150〜350℃の温度域に滞留させる。なお、本条件の技術的意義は、冷却停止温度が150℃未満の場合も150℃以上の場合も同様である。
滞留時間が10秒未満ではマルテンサイトの焼戻しが不充分でフェライト相との硬度差が高くなり穴広げ率が低下する。したがって、伸びフランジ性の観点からは滞留時間は10秒以上が好ましい。一方で滞留時間が600秒を超えると、焼戻しに伴い炭化物が粗大化し、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径が200nmを上回り穴広げ率と低温靱性が低下する。従って600秒以下とする。下限について好ましくは20秒以上である。上限について好ましくは500秒以下とする。なお、本条件の技術的意義は、冷却停止温度が150℃未満の場合も150℃以上の場合も同様である。
溶融亜鉛浴侵入板温(通常440〜500℃)までの平均加熱速度が30℃/s未満では、加熱中にフェライト相と硬質第二相の界面に炭化物が析出し、その後の亜鉛浴侵入時に炭化物の成長が促進され、最終的に、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径が200nmを超え、穴広げ性および低温靱性が低下する。平均加熱速度が30℃/s以上であると、加熱中には界面のフェライト相と硬質第二相の界面に炭化物が析出せず、最終的な組織のフェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径は200nm以下となり穴広げ率および低温靱性は向上する。
合金化処理を行う場合、合金化処理の加熱温度である500〜570℃の温度域までの平均加熱速度が30℃/s未満では、加熱中にフェライト相と硬質第二相の界面に炭化物が析出し、その後の合金化処理時に炭化物の成長が促進され、最終的に、フェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径が200nmを超え、穴広げ性および低温靱性が低下する。平均加熱速度が30℃/s以上であると、加熱中には界面のフェライト相と硬質第二相の界面に炭化物が析出せず、最終的な組織のフェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径は200nm以下となり穴広げ率および低温靱性は向上する。
500〜570℃の温度域の滞留時間が30秒を超えるとフェライト相と硬質第二相の界面の炭化物の平均円相当径が200nmを超え、穴広げ性および低温靱性が低下する。従って滞留時間は30秒以下とする。滞留時間の下限は特に限定されず、1秒未満であると合金化が困難であるため1秒以上が好ましい。
得られた結果を表3に示す。なお、本発明におけるフェライト相、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計、焼入れままマルテンサイト、パーライトの面積率とは、観察面積に占める各相の面積の割合のことである。上記各面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、1%ナイタールで腐食し、SEM(走査型電子顕微鏡)を用いて板厚方向に1/4t(全厚t)の位置を3000倍で撮影した組織写真を用いて、15×15の格子(2μm間隔)によるポイントカウンティング法により測定する。ただし、SEM組織写真においては、ベイナイトまたは焼戻しマルテンサイトはラス状の組織が現出した組織である。また焼入れままマルテンサイトと残留オーステナイトはどちらもSEM組織写真では白く現出した組織であり区別できないためポイントカウンティング法では合計の分率を測定する。残留オーステナイトの体積率は、板厚1/4面におけるbcc鉄の(200)、(211)、(220)面のX線回折積分強度に対するfcc鉄の(200)、(220)、(311)面のX線回折積分強度の割合とした(体積率を面積率とみなす)。焼入れままマルテンサイトの面積率は上記ポイントカウンティング法により測定したマルテンサイトと残留オーステナイトの合計の面積率からX線回折により測定した残留オーステナイトの体積率を差し引いて算出する。パーライトはSEM組織写真においてフェライト相とセメンタイトが交互に重なった層状の組織である。フェライト相と硬質第二相の界面に存在する10個の炭化物の円相当径を測定しその相加平均を算出した。なお、炭化物の面積を求め、その面積に相当する真円の直径に換算し、これを炭化物の円相当径とした。図3に本発明によって得られるフェライト相と硬質第二相の界面の炭化物粒子の抽出レプリカサンプルのTEM観察写真を示す。
引張特性は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようサンプル採取したJIS5号試験片を用いて、JISZ2241に準拠した引張試験を行ない、TS(引張強度)、EL(全伸び)を測定した。さらに、穴広げ率はJISZ2256に準じた穴広げ試験を行い測定した。
一方、本発明の範囲をはずれる比較例の鋼板は、いずれかの特性が良好でなく、引張強度、延性および低温靭性のいずれかが劣っている。
Claims (13)
- 質量%で、
C:0.05〜0.30%、
Si:0.5〜2.5%、
Mn:0.5〜3.5%、
P:0.003〜0.100%、
S:0.02%以下、
Al:0.010〜1.5%
およびN:0.01%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
面積率で10〜70%のフェライト相と、30〜90%の硬質第二相を含み、フェライト相と硬質第二相の界面に存在する平均円相当径が200nm以下である炭化物を有する鋼組織と、を有することを特徴とする高強度鋼板。 - 前記成分組成は、質量%で、
さらにCr:0.005〜2.00%、
Mo:0.005〜2.00%、
V:0.005〜2.00%、
Ni:0.005〜2.00%、
Cu:0.005〜2.00%から選ばれる1種または2種以上の元素を含有することを特徴とする請求項1に記載の高強度鋼板。 - 前記成分組成は、質量%で、
さらにTi:0.01〜0.20%、
Nb:0.01〜0.20%の中から選ばれる1種または2種の元素を含有することを特徴とする請求項1又は2に記載の高強度鋼板。 - 前記成分組成は、質量%で、
さらにB:0.0002〜0.01%を含有することを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の高強度鋼板。 - 前記成分組成は、質量%で、
さらにSb:0.001〜0.05%、
Sn:0.001〜0.05%から選ばれる1種または2種の元素を含有することを特徴とする請求項1〜4のいずれか1項に記載の高強度鋼板。 - 前記硬質第二相はベイナイトと焼戻しマルテンサイトを含み、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを面積率の合計で10〜90%含むことを特徴とする請求項1〜5のいずれか1項に記載の高強度鋼板。
- 前記硬質第二相は焼入れままマルテンサイトを含み、該焼入れままマルテンサイトを面積率で10%以下含むことを特徴とする請求項1〜6のいずれか1項に記載の高強度鋼板。
- 前記硬質第二相は残留オーステナイトを含み、該残留オーステナイトを面積率で10%以下含むことを特徴とする請求項1〜7のいずれか1項に記載の高強度鋼板。
- 前記硬質第二相はパーライトを含み、該パーライトを面積率で3%以下含むことを特徴とする請求項1〜8のいずれか1項に記載の高強度鋼板。
- 表面に亜鉛めっき層を有する請求項1〜9のいずれか1項に記載の高強度鋼板。
- 請求項1〜9のいずれかに記載の鋼組織を有する高強度鋼板の製造方法であって、
請求項1〜5のいずれか1項に記載の成分組成を有するスラブを、Ar3変態点以上の仕上げ圧延温度で圧延を終了した後、20℃/s以上の平均冷却速度で冷却し550℃以下で巻き取る熱延工程と、
前記熱延工程で得た熱延鋼板の表面の酸化スケールを酸洗により除去する酸洗工程と、
前記酸洗工程後の酸洗板に冷間圧延を施す冷延工程と、
前記冷延工程で得た冷延鋼板を、500℃〜Ac1変態点の温度域を10℃/s以上の平均加熱速度で、750〜900℃の温度まで加熱し、(Ms点−100℃)の温度までを10℃/s以上の平均冷却速度で(Ms点−100℃)以下の冷却停止温度まで冷却し、前記加熱及び前記冷却において750〜900℃の温度域の滞留時間を10秒以上とし、冷却停止温度が150℃未満の場合は、(Ms点−100℃)以下の温度までの冷却後に平均加熱速度30℃/s以上で、150℃以上350℃以下の温度に加熱し、150℃以上350℃以下の温度域で10秒以上600秒以下の時間滞留させ、冷却停止温度が150℃以上の場合は、(Ms点−100℃)以下の温度までの冷却後に平均加熱速度30℃/s以上で、150℃以上350℃以下の温度に加熱し、150℃以上350℃以下の温度域に10秒以上600秒以下の時間滞留させるか又は(Ms点−100℃)以下の温度までの冷却後に150℃以上350℃以下の温度域に10秒以上600秒以下の時間滞留させる焼鈍工程と、を有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。 - 前記焼鈍工程後に、焼鈍板を平均加熱速度が30℃/s以上の条件で、溶融亜鉛浴侵入板温まで加熱し、溶融亜鉛めっきを施す亜鉛めっき工程、を有することを特徴とする請求項11に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記亜鉛めっき工程は、前記溶融亜鉛めっきを施した後、平均加熱速度が30℃/s以上で、500〜570℃の温度域まで加熱し、この温度域の滞留時間が30秒以下とする条件で合金化処理を施すことを特徴とする請求項12に記載の高強度鋼板の製造方法。
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