JP6245386B2 - 高強度鋼板用素材、高強度鋼板用熱延材、高強度鋼板用熱延焼鈍材、高強度鋼板、高強度溶融めっき鋼板および高強度電気めっき鋼板と、これらの製造方法 - Google Patents
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Description
これまで、このような用途に応える材料として、ミクロ組織の一部または全部を準安定オーステナイトと為して、これを歪誘起マルテンサイト変態させることで均一伸びを向上させる変態誘起塑性(TRIP:Transformation Induced Plasticity)効果を活用した、TRIP鋼が提案されている。
すなわち、高Mn鋼の高温脆化の原因は、鋳造後の冷却過程におけるオーステナイト結晶粒の粗大化に伴う粒界への変形歪の集中と、粒界へ微細なAlN、Nb(CN)、MnS などの析出物生成による粒界脆化とが複合することにある。それらを抑制するには、Ti、NおよびMnの添加量を適切に制御することが非常に有効である。
この鋼は、連鋳機の矯正帯を通過するスラブ温度を低下しても脆化による割れが発生しないため、表面品質に優れるスラブが得られる。また、凝固シェル厚みが増加してバルジングを抑制できるため、縦割れや表層下割れによる表面品質低下も低減でき、さらに内部割れや中心偏析を低減して成形性の向上にも有効である。
(Ti+Mn1/2/400)/(0.01+5N)が所定の数値範囲にあることが、上記の熱間延性の向上と高強度化とを両立するために適当であることを新規に知見した。
1.質量%で
C:0.08%以上0.30%以下、
Si:2.0%以下、
Mn:3.0%超10.0%以下、
P:0.05%以下、
S:0.01%以下、
Al:1.5%以下、
Ti:0.010%以上0.300%以下および
N:0.0020%以上0.0100%以下
を、下記式(1)を満足する範囲にて含有し、残部がFeと不可避的不純物の成分組成を有し、下記式(2)に従うΔMnが0.45%以上である高強度鋼板用素材。
記
1.1≦([Ti]+[Mn]1/2/400)/(0.01+5[N])≦6.0 …(1)
但し、[ ]は該括弧内元素の含有量(質量%)
ΔMn=Σ(Mnmax,i −Mnmin,i)/i …(2)
但し、Mnmax,iおよびMnmin,iは、素材表面から厚さtの1/4深さ位置における幅方向への任意の10mm間のEPMA線分析(ビーム径1μm)において、隣接するMnの正偏析部の最大値および負偏析部の最小値の濃度である。それら10mm間にある全i個の正・負偏析の組の濃度差の平均値をΔMnとする。
Cr:1.0%以下、
Ni:1.0%以下、
Mo:1.0%以下、
Cu:1.0%以下、
Nb:0.1%以下、
V:0.1%以下、
B:0.0050%以下、
Ca:1.0%以下、
REM:1.0%以下、
Sn:0.20%以下および
Sb:0.2%以下
から選択される1種または2種以上を含有する前記1に記載の高強度鋼板用素材。
C:0.08%以上0.30%以下、
Si:2.0%以下、
Mn:3.0%超10.0%以下、
P:0.05%以下、
S:0.01%以下、
Al:1.5%以下、
Ti:0.010%以上0.300%以下および
N:0.0020%以上0.0100%以下
を、下記式(1)を満足する範囲にて含有し、残部がFeと不可避的不純物の成分組成を有し、下記式(2)に従うΔMnが0.50%以上である高強度鋼板用熱延材。
記
1.1≦([Ti]+[Mn]1/2/400)/(0.01+5[N])≦6.0 …(1)
但し、[ ]は該括弧内元素の含有量(質量%)
ΔMn=Σ(Mnmax,i −Mnmin,i)/i …(2)
但し、Mnmax,iおよびMnmin,iは、熱延材表面から板厚tの1/4深さ位置における板幅方向への任意の10mm間のEPMA線分析(ビーム径1μm)において、隣接するMnの正偏析部の最大値および負偏析部の最小値の濃度である。それら10mm間にある全i個の正・負偏析の組の濃度差の平均値をΔMnとする。
Cr:1.0%以下、
Ni:1.0%以下、
Mo:1.0%以下、
Cu:1.0%以下、
Nb:0.1%以下、
V:0.1%以下、
B:0.0050%以下、
Ca:1.0%以下、
REM:1.0%以下、
Sn:0.20%以下および
Sb:0.2%以下
から選択される1種または2種以上を含有する前記4に記載の高強度鋼板用熱延材。
C:0.08%以上0.30%以下、
Si:2.0%以下、
Mn:3.0%超10.0%以下、
P:0.05%以下、
S:0.01%以下、
Al:1.5%以下、
Ti:0.010%以上0.300%以下および
N:0.0020%以上0.0100%以下
を、下記式(1)を満足する範囲にて含有し、残部がFeと不可避的不純物の成分組成と、残留オーステナイト相およびフェライト相を含む組織とを有し、前記フェライト相の平均Mn濃度(αMn)に対する残留オーステナイト相の平均Mn濃度(γMn)の比γMn/αMnが1.5以上である高強度鋼板用熱延焼鈍材。
記
1.1≦([Ti]+[Mn]1/2/400)/(0.01+5[N])≦6.0 …(1)
但し、[ ]は該括弧内元素の含有量(質量%)
Cr:1.0%以下、
Ni:1.0%以下、
Mo:1.0%以下、
Cu:1.0%以下、
Nb:0.1%以下、
V:0.1%以下、
B:0.0050%以下、
Ca:1.0%以下、
REM:1.0%以下、
Sn:0.20%以下および
Sb:0.2%以下
から選択される1種または2種以上を含有する前記7に記載の高強度鋼板用熱延焼鈍材。
C:0.08%以上0.30%以下、
Si:2.0%以下、
Mn:3.0%超10.0%以下、
P:0.05%以下、
S:0.01%以下、
Al:1.5%以下、
Ti:0.010%以上0.300%以下および
N:0.0020%以上0.0100%以下
を、下記式(1)を満足する範囲にて含有し、残部がFeと不可避的不純物の成分組成と、残留オーステナイト相およびフェライト相を含む組織とを有し、前記フェライト相の平均Mn濃度(αMn)に対する残留オーステナイト相の平均Mn濃度(γMn)の比γMn/αMnが1.5以上である高強度鋼板。
記
1.1≦([Ti]+[Mn]1/2/400)/(0.01+5[N])≦6.0 …(1)
但し、[ ]は該括弧内元素の含有量(質量%)
Cr:1.0%以下、
Ni:1.0%以下、
Mo:1.0%以下、
Cu:1.0%以下、
Nb:0.1%以下、
V:0.1%以下、
B:0.0050%以下、
Ca:1.0%以下、
REM:1.0%以下、
Sn:0.20%以下および
Sb:0.2%以下
から選択される1種または2種以上を含有する前記10に記載の高強度鋼板。
C:0.08%以上0.30%以下
Cは、オーステナイトの体積分率を増加させて高強度化するだけでなく、オーステナイトの安定性を向上し延性も高めるため、TS-Elバランスの向上に寄与する重要な元素である。この効果は、C含有量が0.08%未満では十分に発揮されず、強度が不十分となるため下限を0.08%とする。一方、C含有量が0.30%を超えると硬質相が増えすぎて延性や曲げ性、穴拡げ性あるいは耐水素脆性を劣化させる。従って、上限は0.30%とする。
Siは、オーステナイトの固溶C量を増大するため、オーステナイトの安定性向上に寄与する。また、焼鈍時の二相域温度幅を拡大することで、焼鈍時の第二相分率の変動を低減し材質安定化にも寄与する。さらに、Siは焼鈍過程における内部酸化を促進し、Mnの表面濃化を低減することでめっき性の向上に寄与する。これらの効果を得るには少なくとも0.1%以上添加することが好ましい。しかし、過剰にSiを添加すると加熱時に強固なスケールを形成するため、表面割れやスケール痕による表面品質の劣化を招く。また、焼鈍時にも鋼板表面に酸化物を形成してめっき性や化成処理性を阻害する。これらを防止するため、Si含有量の上限は2.0%とする。より好ましくは、1.0%以下であり、さらに優れた表面品質を確保する観点からは、0.5%以下とすることが好ましい。
Mnは、オーステナイト相に濃化させることで室温でも熱的に安定なオーステナイトを形成させるために本発明で必須の元素である。Mnは、後述する最終製品の所定のミクロ組織を形成することに寄与し、高強度かつ高延性な鋼が得られる。さらに、連続鋳造におけるオーステナイト粒界からのフィルム状フェライトの生成の抑制やオーステナイト粒径の微細化にも寄与するため、スラブの表面割れを抑制し表面品質の向上にも寄与する。
上記の効果は、Mn含有量が3.0%超でないと十分に得られないため、下限は3.0%超とする。より好ましくは3.5%以上であり、より好ましくは4.0%以上である。一方、10.0%を超えて含有すると、合金コストが増大するだけでなく、脆化相の生成に伴って熱間延性の著しい劣化を招き、連続鋳造や熱間圧延の際に表面割れを生じて歩留まりが著しく損なわれる。さらに、めっき性や化成処理性、溶接性が損なわれる。このため、Mn含有量は10.0%以下とする。より好ましくは、8.0%以下であり、特に好ましくは6.0%以下である。
Tiは、鋼中で微細な炭窒化物やクラスターを形成するため、鋳造時においてはオーステナイトの微細化に寄与する。また、AlNなどオーステナイト粒界脆化をもたらす析出物を低減して熱間延性の向上に寄与するため、本発明で必須の元素である。さらに、Tiは熱延コイルのオーステナイト粒径を微細化するため圧延集合組織の発達を促し、焼鈍板の深絞り性向上に寄与する。それに加えて、熱延焼鈍板中の組織形成にも不可欠であり、後述するフェライトとオーステナイトの微細化やアスペクト比の付与にも寄与するため、最終製品の高強度化と高成形性化が達成される。
これらの効果を得るためには、少なくとも0.010%のTiが必須になる。より高い効果を得るには0.030%以上とすることが好ましい。一方、0.300%を超えて含有すると、粗大なTiNや多量のTiCを形成して熱間延性や靭性、耐疲労破壊性、あるいは均一伸びといった特性を著しく劣化させる。このため、Ti含有量の上限は0.300%とする。より好ましくは0.200%以下であり、さらに好ましくは0.150%以下である。
本発明において、N量の制御は重要である。NはTiと結合し微細なTiNを形成することで鋳造時のスラブ中のオーステナイト粒の粒成長を抑制し、スラブや熱延板の表面割れの抑制に寄与する。この効果を得るためには、Nを0.0020%以上添加する必要がある。しかし、0.0100%を超えて過剰に添加すると、粗大なTiNを形成して破壊の起点となるため、熱間延性や靭性、耐疲労破壊性、あるいは耐水素脆性などの諸特性を劣化させる。また、過剰のNは固溶状態でも、最終製品の時効を顕著に促進し、材質変化に伴い延性が著しく損なわれる場合がある。このため、上限は0.0100%とする。上記の観点で、より好ましくは0.0080%以下である。
1.1≦(Ti+Mn1/2/400)/(0.01+5N)≦6.0
NはTiやMnに対して過剰に存在すると、鋳造時のスラブ表層におけるオーステナイト粒径の粗大化や、AlN析出などの析出に伴う粒界脆化を招く。さらに、粗大TiNでTiが固定されてしまうと、焼鈍板の微細化に寄与する微細Ti析出物が減少し加工性が低下する。このため、Ti含有量およびMn含有量はN含有量と適切にバランスさせる必要があり、この点を鋭意検討した結果、(Ti+Mn1/2/400)/(0.01+5N)が1.1以上であれば、スラブ表面割れを抑制しつつ、最終製品の高強度−高加工性も両立し得る鋼を製造可能であることが新たに判明した。従って、上式の下限を1.1とした。
一方で、6.0を超えるまでTiおよびMnを過剰に添加すると、上記の効果は飽和し、前記したTi やMnの硬質相・脆化相による熱間延性の低下や、Mnによるめっき性の低下が特に顕著になることから、上限を6.0とした。より好ましくは4.0以下、さらに好ましくは2.5以下である。
Pは、強力な固溶強化元素であるため、鋼の高強度化に寄与する。しかし、過剰に添加すると、凝固偏析が増大し、スラブ割れを助長する。さらに、製品の材質劣化や溶接強度の劣化、あるいはめっきの合金化を阻害するため表面品質の劣化を招く。このため、P含有量の上限は0.05%とする。好ましくは0.020%以下、より好ましくは0.010%以下である。
Sは、過剰に添加すると、凝固偏析を助長して溶接強度を劣化するとともに、MnSを形成し鋼板の加工性を劣化する。さらに、赤熱脆化を招いて熱間延性が低下する。このため、S含有量の上限は0.01%とする。好ましくは0.0030%以下、より好ましくは0.0020%以下である。
Alはオーステナイトの固溶C量を増大するため、オーステナイトの安定性向上に寄与する。また、焼鈍時の二相域温度幅を拡大することで、焼鈍時の第二相分率の変動を低減し材質安定化にも寄与する。これらの効果を得るには少なくとも0.1%は添加することが好ましい。しかし、過剰に添加すると焼鈍時に鋼板表面に酸化物を形成してめっき性や化成処理性を阻害する。これらを防止するため、Al含有量の上限は1.5%とする。より好ましくは、1.0%以下であり、さらに優れた表面品質を確保する観点では0.5%以下とすることが好ましい。特に好ましくは0.3%未満とすることである。
また、上記基本成分に加えて、必要に応じて、以下の成分元素の1種または2種以上を添加することができる。
Cr、Ni、MoおよびCu:各1.0%以下
Cr、Ni、MoおよびCuはオーステナイトを安定化する効果があるため、Mnの代わりにそれぞれ、好ましくは0.02%以上で添加することができる。ただし、多量の添加は合金コストの増大を招くため、これらの添加量は各元素で1.0%以下とする。
なお、Cuは単独で添加すると、加熱時に地鉄の結晶粒界に偏析して溶融し表面割れを形成するため、これを抑制するためにCu添加量と同量以上のNiを添加することが好ましい。
NbおよびVは、微細な炭窒化物を形成し、鋼の高強度化に寄与する。そのためには、各々0.005%以上で添加することが好ましい。しかしながら、鋳造時にはオーステナイト粒界に局所的に生成したこれらの析出物(炭窒化物)が熱間延性を著しく劣化する。本発明鋼においてはTiを積極添加することで、NbおよびVの炭窒化物の形成を強く抑制できるものの、多量に添加すれば炭窒化物の形成をまねく、おそれがあるため、これらの含有量は各元素で0.1%以下とする。好ましくは0.05%であり、より好ましくは、0.02%以下である。特にスラブ割れの抑制の観点では、Ti量の半分以下とすることが好ましい。
Bは、極微量でも鋼の焼入れ性を向上する効果があり、フェライトやベイナイトの生成を抑制する必要がある場合に添加することができる。この効果を得るには、0.0005%以上添加することが好ましい。
一方、添加量が増加するほどオーステナイトの熱間強度を増大し、熱間圧延が困難になるため過剰な添加は好ましくない。また、焼鈍工程においては表面に濃化しめっき性を劣化させる。以上のデメリットを抑制するため、Bの添加量の上限は0.0050%とする。より好ましくは0.0015%以下である。
CaまたはREMは、鋼中の硫化物の形態を制御し靭性などを向上するために含有させてもよい。ただし、1.0%を超えて添加すると、コストが増大するが効果は飽和する。そこで、含有量の上限を各元素で1.0%とする。
SnまたはSbは、鋼板表面における脱炭や窒化、あるいは酸化物の生成を抑制するため、表面品質の向上や材質の安定化の目的で添加することができる。この効果を得るには、特に各元素で0.006%以上の添加が好ましい。より好ましくは0.010%以上である。しかし、過剰に添加しても効果は飽和し、むしろ延性の低下を招くので、添加量の上限は各元素で0.20%とする。
[組織]
組織としては、残留オーステナイト相およびフェライト相を含むものとする。すなわち、フェライトを主相とし、これに少なくとも残留オーステナイト相を有する組織とすることで、前述したTRIP効果による強度および延性の向上効果を得ることができる。
すなわち、安定な残留オーステナイトを得るには、全組成中のMnのうちフェライト中のMnをオーステナイトへと分配することが不可欠である。最終の冷延板の段階にて、比γMn/αMnが1.5未満では、フェライトが硬質になって成形性に劣るものとなる上、残留オーステナイトは不安定になって延性が劣化することになる。このため、比γMn/αMnは1.5以上とする必要がある。より好ましくは、3以上、そして6以上である。一方、比γMn/αMnが20を超えると、上記分配は促進されるが、残留オーステナイトの安定性が高くなりすぎて延性の向上効果が飽和し、逆にフェライトとオーステナイトとの硬度差が大きくなりすぎるため、界面でボイドが生成し加工性が劣化する可能性がある。また、比γMn/αMnを20超とするには、著しく長時間の熱処理が必要でもある。これらの問題を確実に回避するには、比γMn/αMnの上限を20以下とすることが好ましい。
本発明において優れた延性を得るには、変形特性に富んだフェライトの存在が欠かせない。すなわち、フェライトが30%未満では延性や穴広げ性といった加工性の劣化が著しいため、フェライトの体積分率の下限は30%以上とすることが好ましい。一方で、フェライトが80%超では、所望の強度を得ることが難しくなる。従って、フェライトは80%以下とすることが好ましい。より好ましくは70%以下である。
残留オーステナイトは、加工時のTRIP効果によって延性の向上に寄与するため、本発明で欠かせない相である。その体積分率が10%未満では、所望の強度の確保と、同強度における優れた加工性の発揮が困難になる、おそれがある。従って、残留オーステナイトの体積分率の下限は10%以上とすることが好ましい。より好ましくは15%以上であり、特に優れた延性の観点からは20%以上が望ましい。
一方で、残留オーステナイトが過剰に存在すると、近接した残留オーステナイトがフェライトに多大な歪を付与して、加工硬化やボイドの生成を促進する結果、伸びフランジ性や靭性が低下する。従って、上限は60%とすることが好ましい。所望の強度レベルでより高い延性を得る観点からは、50%以下が望ましい。
マルテンサイトは、低歪域でのフェライトの加工硬化を促進し、鋼板を均一に加工硬化させる上で有用な相である。このため、5%以上存在することが好ましい。しかし、多量に存在すると、相対的に残留オーステナイトの体積分率が減少することや、低歪域でのフェライトの加工硬化が過剰に促進されて、より低い歪で残留オーステナイトのTRIP現象が誘発されるために延性が低下する。このため、マルテンサイトの体積分率の上限は40%とすることが好ましい。特に、優れた延性の観点からは、その体積分率を残留オーステナイトの体積分率と同等以下とすることが好ましく、より好ましくは2/3以下、更に好ましくは1/2以下である。
ベイナイトは、焼鈍過程でオーステナイト中に濃化させた炭素をセメンタイトとして析出させてしまうため、残留オーステナイトの安定性が低下するので好ましくない。このため、ベイナイトの体積分率は5%以下とすることが好ましい。より好ましくは3%以下であり、更に好ましくは1%以下である。
残留オーステナイトの平均結晶粒径:2μm以下
残留オーステナイトの平均結晶粒径が2μm以下であれば、加工歪に対して残留オーステナイトがマルテンサイト変態しにくくなる効果と、加工に伴うフェライトからの歪蓄積が緩和される効果が相俟って、より高歪域まで残留オーステナイトが残存しTRIP現象が継続することで延性が著しく向上する。このため、残留オーステナイトの平均結晶粒径は2μm以下とすることが好ましい。なお、下限はあえて設けないが、0.1μm未満にするには特殊な処理が必要なため、本発明の製造方法においては0.1μm以上が許容される。
残留オーステナイト粒は、圧延方向に伸張した形態である方が、延性向上の観点から好ましい。この理由は、十分に明確ではないが、打ち抜き加工や張出成形、および深絞り成形における鋼板のマクロな変形方向である板面方向に対して、残留オーステナイトの長軸方向が沿うことにより、残留オーステナイトとフェライトとの界面への歪蓄積を軽減し、より高歪域まで残留オーステナイトが残存することやボイドの生成が抑制されることによる、と考えられる。この効果を得るには、残留オーステナイトの平均アスペクト比を1.2以上にすることが好ましい。一方で、アスペクト比が4.0を超える場合、個々のオーステナイト粒が近接して連結した形態を呈し、ボイドを形成しやすくなって加工性が劣化する。このため、オーステナイトの平均アスペクト比は4.0以下とすることが好ましい。より好ましくは3.0以下で、さらに好ましくは2.0以下である。
残留オーステナイトの粒子数/フェライトの粒子数の比:0.3〜1.5
微細な残留オーステナイトに対して、フェライト粒径が粗大な場合、Mnの拡散経路が不均一になって残留オーステナイト中にMn濃度の低い領域が生じて、延性の低下を招く。このため、残留オーステナイトの粒子数をフェライトの粒子数で除した比率は1.5以下とすることが好ましい。一方で、フェライト粒が微細になりすぎて同比が0.3未満になると、残留オーステナイトによるTRIP効果が全フェライト粒子に均等に作用せず、延性が低下する、おそれがある。このため、同比は0.3以上とすることが好ましい。
以下に、高強度鋼板用素材、高強度鋼板用熱延材、高強度鋼板用熱延焼鈍材、高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度電気めっき鋼板について、それぞれの製造条件を示す。
上記成分を有する溶鋼を溶製した後、成分のマクロ偏析を抑制する観点および製造能率の観点から、連続鋳造法(薄スラブ法を含む)を用いて高強度鋼板用素材、具体的には鋼スラブ(鋼帯を含む)を作製する。この連続鋳造において、2次冷却帯における凝固シェル表層部温度が900℃となるまで比水量Sが0.5L/kg鋼以上2.5L/kg鋼以下の冷却を施して曲げ部および矯正部を600℃以上1150℃以下で通過させ、その後400℃から200℃までの平均冷却速度が1.0℃/s以下の冷却を施すことが肝要である。
ここで、凝固シェル表層部とは、スラブのコーナー部から幅方向へ150mmまでの部分における、スラブ表面から2mm深さまでの領域を意味する。また、比水量S(L/kg鋼)は以下の式で求められる。
S=Q/(W×Vc)
ここで、Q:冷却水量(L/min)、W:スラブ単重(kg鋼/m)、Vc:鋳造速度(m/min)である。
すなわち、凝固シェル表層部温度が900℃となるまでの比水量を0.5L/kg鋼以上とすることで、凝固殻のバルジングを抑制し、縦割れや表層下割れによる表面品質の低下を抑制すると同時に、内部割れや中心偏析を抑制し最終製品の延性や伸びフランジ性を向上することができる。
一方で、比水量が2.5L/kg鋼を超えると、鋳片のコーナー部が極端に過冷されて、周辺の高温部との熱膨張量の差に起因した引張応力が過大に作用して横割れが増大するため、上限は2.5L/kg鋼とする。
従来、高Mn鋼では、横割れ低減のため上記の温度域は回避されるか、後々スラブ手入を施していたが、上述した鋼成分とTi,Mn関係式を満足する本発明スラブは良好な表面品質を維持できる。
記
ΔMn=Σ(Mnmax,i −Mnmin,i)/i …(2)
但し、Mnmax,iおよびMnmin,iは、素材表面から厚さtの1/4深さ位置における幅方向への任意の10mm間のEPMA線分析(ビーム径1μm)において、隣接するMnの正偏析部(デンドライト樹間部)の最大値および負偏析部(デンドライト幹部)の最小値の濃度である。それら10mm間にある全i個の正・負偏析の組の濃度差の平均値をΔMnとする。
前記高強度鋼板用素材(スラブ)に、Ar3点以上の圧延仕上げ温度にて熱間圧延を施したのち、[Ms点+50℃]以上700℃以下の温度域で巻き取って200℃以下に冷却することによって、高強度鋼板用熱延材が得られる。
まず、仕上げ圧延温度をAr3変態点以上で熱間圧延を施して熱延板とする。仕上げ圧延温度がAr3変態点未満では熱間変形抵抗の増大により、熱間圧延を行うことが非常に難しくなる。一方、仕上げ圧延温度が1000℃を超えると、表面に厚いスケールが生成し表面品質が劣化する、おそれがあるため、1000℃以下とすることが好ましい。より優れた表面品質を得るためには、仕上げ圧延温度を950℃以下とすることが好ましい。
前記高強度鋼板用熱延材は、前記[Ms点+50℃]以上700℃以下の温度域で巻き取ったのち、200℃以下に冷却した後に、[Ac1変態点−200℃]以上[Ac1変態点+100℃]以下の温度域に30分以上保持する、中間熱処理を施すことによって、比γMn/αMnが1.5以上の高強度鋼板用熱延焼鈍材を得ることができる。
前記巻き取り後の熱延コイルを、[Ac1変態点−200℃]以上[Ac1変態点+100℃]以下の温度域に30分以上保持することにより、マルテンサイトやベイナイトなどの硬質な低温変態生成相は焼き戻されて、熱延板の圧延負荷が軽減する。さらに、Mn濃度の高い部位からオーステナイト相が形成するため、フェライト、焼戻しマルテンサイトまたはベイナイトからさらにMnの濃化が促進される。前記の温度域から外れた場合や保持時間が短時間だった場合には、これらの効果は得られない。一方、750分を超えて保持しても効果は飽和し、製造コストの増大を招くため、750分以下にすることが好ましい。同温度域に保持された熱延コイルは、一度200℃以下まで冷却される。
前記巻き取り後または前記中間熱処理後の熱延コイルは、定法に従って酸洗を施した後、好ましくは圧下率15%以上で冷間圧延または温間圧延を施して冷延板にする。ここで、圧下率が15%未満では、その後の焼鈍過程におけるフェライトの再結晶が不十分になり、加工組織が残存し加工性が低下する。圧下率は、好ましくは20%以上、より好ましくは25%以上である。なお、温間圧延は、鋼帯を150〜600℃に再加熱して行うことが好ましい。これにより、残留オーステナイトの安定性が増加して、圧延歪によってマルテンサイト変態しにくくなるため圧延の変形抵抗の増加を抑制できる。温間圧延の温度が150℃未満ではその効果が乏しい。一方、600℃を超える場合は、鋼板表面にスケール性の欠陥が生じて表面品質が劣化する場合があり好ましくない。なお、圧下率の上限については、特に制限する必要はないが、80%を超えると設備への負荷が大きすぎることから、80%以下とすることが好ましい。
なお、焼鈍工程は、連続焼鈍ライン(CAL)あるいは連続溶融めっきライン(CGL)、バッチ焼鈍炉(BAF)にて実施される。一回の熱処理で実施することが好ましいが、途中に冷却を挟んで同一あるいは異なる焼鈍手法で複数回焼鈍処理しても構わない。その場合にも、均熱時間の合計時間が30秒以上400分以下となるように制御すれば良い。
溶融亜鉛めっきを施す場合には、前記の焼鈍処理後の冷却過程で以下の処理を実施することが好ましい。なお、複数回焼鈍処理する場合は、最終の焼鈍工程において実施する。即ち、上記の条件で均熱焼鈍後の鋼板を0.01℃/s以上100℃/s以下の平均冷却速度で500℃以下まで冷却し、溶融亜鉛めっき浴に浸漬した直後に100℃以下まで0.01℃/s以上100℃/s以下の冷却速度で冷却することが好ましい。または、溶融亜鉛めっき浴に浸漬直後に、450℃以上650℃以下の温度域に10秒以上保持してめっきの合金化処理を施してから、100℃以下まで0.01℃/s以上100℃/s以下の冷却速度で冷却することが好ましい。上記の平均冷却速度が0.01℃/s未満では、セメンタイトやベイナイトが生成し、延性を劣化する場合がある。一方、100℃/s超では鋼板にシワや波打ち、割れを生じる場合がある。
溶融アルミニウムめっきを施すことも可能である。前記の焼鈍処理後の冷却過程で以下の処理を実施する。なお、複数回焼鈍処理する場合は、最終の焼鈍工程において実施する。即ち、前記焼鈍後の鋼板を0.01℃/s以上100℃/s以下の冷却速度で700℃以下まで冷却し、溶融アルミニウムめっき浴に浸漬した直後に100℃以下まで0.01℃/s以上100℃/s以下の冷却速度で冷却することが好ましい。または、溶融アルミニウムめっき浴に浸漬直後に700℃以上800℃以下の温度域に10秒以上保持してめっきの合金化処理を促進してから、100℃以下まで0.01℃/s以上100℃/s以下の冷却速度で冷却することが好ましい。
前記の焼鈍処理によって得られた冷延鋼板、前記溶融亜鉛めっき鋼板または溶融アルミニウムめっき鋼板を冷却後に、電気亜鉛めっきを施すことができる。電気亜鉛めっきの処理条件としては、常法により、めっき槽に鋼板を配置し、電気を介して亜鉛をめっきする方法によればよい。
[焼戻し処理]
前記焼鈍処理または前記いずれかのめっき処理を実施して300℃以下に冷却して得た、マルテンサイトが形成された鋼板に対して、該マルテンサイトの焼戻しによる延性や打ち抜き性の向上を目的として、100℃以上Ac1変態点以下の温度域に30秒以上保持する、焼戻し処理を追加してもよい。
このようにして得られた冷延鋼板あるいはめっき鋼板の降伏点伸びの消失やめっき表面粗さの調整、あるいは鋼板の形状矯正を目的として、調質圧延を施しても良い。ただし、伸長率が大きすぎると延性が劣化するため、伸長率は2%以下とすることが好ましい。
各成分鋼のMs点、AC1点およびAC3点は、以下の式から求めた。Ar3点はMs点と同じである。
Ms点=561−474C−33Mn−17Cr−17Ni−21Mo
AC1点=751−16C+11Si−28Mn−5.5Cu−16Ni+13Cr+3.4Mo
AC3点=910−203(C)1/2+45Si−30Mn−20Cu−15Ni+11Cr+32Mo+104V+400Ti+200Al
まず、ミクロ組織は、スラブ、熱延板および冷延板(鋼帯)の各段階にて、L断面(圧延方向に平行で幅方向に垂直な面)の鋼片を採取し、鏡面研磨の後に3%硝酸エタノール溶液でミクロ組織をエッチングして現出した。これを、走査型電子顕微鏡にて、板厚1/4位置をランダムに5000倍で10視野撮影した。
この組織写真において、黒いコントラストの領域をフェライト、灰色のコントラストの領域を残留オーステナイトおよびマルテンサイト、微細(0.1μm以下)白点をセメンタイトとし、セメンタイトが点列状になって直線状(針状)のフェライトと層状形態を為す領域をベイナイト、点列状を為さない微細セメンタイトと微細フェライトとの混在組織を焼戻しマルテンサイトと判断して、撮影視野の全面積に対する各相の領域面積の比を、各相の体積分率とした。
冷延板の表面品質については、冷延板(鋼帯)全長を表裏面とも1000m以上検査し、鋳造時および熱間圧延時のスラブ割れに起因するスケールまたは地鉄重なりの線状模様が1m以上存在した場合を「不良」、それ未満の場合を「良」とした。また、めっき鋼板については、不めっきのある場合にも「不良」とした。
この評価結果を表5に併記する。
Claims (15)
- 質量%で
C:0.08%以上0.30%以下、
Si:2.0%以下、
Mn:3.0%超10.0%以下、
P:0.05%以下、
S:0.01%以下、
Al:1.5%以下、
Ti:0.010%以上0.300%以下および
N:0.0020%以上0.0100%以下
を、下記式(1)を満足する範囲にて含有し、残部がFeと不可避的不純物の成分組成を有し、下記式(2)に従うΔMnが0.45%以上である高強度鋼板用素材。
記
1.1≦([Ti]+[Mn]1/2/400)/(0.01+5[N])≦6.0 …(1)
但し、[ ]は該括弧内元素の含有量(質量%)
ΔMn=Σ(Mnmax,i −Mnmin,i)/i …(2)
但し、Mnmax,iおよびMnmin,iは、素材表面から厚さtの1/4深さ位置における幅方向への任意の10mm間のEPMA線分析(ビーム径1μm)において、隣接するMnの正偏析部の最大値および負偏析部の最小値の濃度である。それら10mm間にある全i個の正・負偏析の組の濃度差の平均値をΔMnとする。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で
Cr:1.0%以下、
Ni:1.0%以下、
Mo:1.0%以下、
Cu:1.0%以下、
Nb:0.1%以下、
V:0.1%以下、
B:0.0050%以下、
Ca:1.0%以下、
REM:1.0%以下、
Sn:0.20%以下および
Sb:0.2%以下
から選択される1種または2種以上を含有する請求項1に記載の高強度鋼板用素材。 - 請求項1または2に記載の成分組成を有する溶鋼からスラブを連続鋳造するに際し、2次冷却帯における凝固シェル表層部温度が900℃となるまで比水量Sが0.5L/kg鋼以上2.5L/kg鋼以下の冷却を施して曲げ部および矯正部を600℃以上1150℃以下で通過させ、その後400℃から200℃までの平均冷却速度が1.0℃/s以下の冷却を施す、下記式(2)に従うΔMnが0.45%以上である高強度鋼板用素材の製造方法。
記
ΔMn=Σ(Mnmax,i −Mnmin,i)/i …(2)
但し、Mnmax,iおよびMnmin,iは、素材表面から厚さtの1/4深さ位置における幅方向への任意の10mm間のEPMA線分析(ビーム径1μm)において、隣接するMnの正偏析部の最大値および負偏析部の最小値の濃度である。それら10mm間にある全i個の正・負偏析の組の濃度差の平均値をΔMnとする。 - 質量%で
C:0.08%以上0.30%以下、
Si:2.0%以下、
Mn:3.0%超10.0%以下、
P:0.05%以下、
S:0.01%以下、
Al:1.5%以下、
Ti:0.010%以上0.300%以下および
N:0.0020%以上0.0100%以下
を、下記式(1)を満足する範囲にて含有し、残部がFeと不可避的不純物の成分組成を有し、下記式(2)に従うΔMnが0.50%以上である高強度鋼板用熱延材。
記
1.1≦([Ti]+[Mn]1/2/400)/(0.01+5[N])≦6.0 …(1)
但し、[ ]は該括弧内元素の含有量(質量%)
ΔMn=Σ(Mnmax,i −Mnmin,i)/i …(2)
但し、Mnmax,iおよびMnmin,iは、熱延材表面から板厚tの1/4深さ位置における板幅方向への任意の10mm間のEPMA線分析(ビーム径1μm)において、隣接するMnの正偏析部の最大値および負偏析部の最小値の濃度である。それら10mm間にある全i個の正・負偏析の組の濃度差の平均値をΔMnとする。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で
Cr:1.0%以下、
Ni:1.0%以下、
Mo:1.0%以下、
Cu:1.0%以下、
Nb:0.1%以下、
V:0.1%以下、
B:0.0050%以下、
Ca:1.0%以下、
REM:1.0%以下、
Sn:0.20%以下および
Sb:0.2%以下
から選択される1種または2種以上を含有する請求項4に記載の高強度鋼板用熱延材。 - 請求項4または5に記載の成分組成を有する溶鋼からスラブを連続鋳造するに際し、2次冷却帯における凝固シェル表層部温度が900℃となるまで比水量Sが0.5L/kg鋼以上2.5L/kg鋼以下の冷却を施して曲げ部および矯正部を600℃以上1150℃以下で通過させ、その後400℃から200℃までの平均冷却速度が1.0℃/s以下の冷却を施し、得られたスラブに、Ar3点以上の圧延仕上げ温度にて熱間圧延を施したのち、[Ms点+50℃]以上700℃以下の温度域で巻き取って200℃以下に冷却する、下記式(2)に従うΔMnが0.50%以上である高強度鋼板用熱延材の製造方法。
記
ΔMn=Σ(Mnmax,i −Mnmin,i)/i …(2)
但し、Mnmax,iおよびMnmin,iは、熱延材表面から板厚tの1/4深さ位置における板幅方向への任意の10mm間のEPMA線分析(ビーム径1μm)において、隣接するMnの正偏析部の最大値および負偏析部の最小値の濃度である。それら10mm間にある全i個の正・負偏析の組の濃度差の平均値をΔMnとする。 - 質量%で
C:0.08%以上0.30%以下、
Si:2.0%以下、
Mn:3.0%超10.0%以下、
P:0.05%以下、
S:0.01%以下、
Al:1.5%以下、
Ti:0.010%以上0.300%以下および
N:0.0020%以上0.0100%以下
を、下記式(1)を満足する範囲にて含有し、残部がFeと不可避的不純物の成分組成と、残留オーステナイト相およびフェライト相を含む組織とを有し、前記フェライト相の平均Mn濃度(αMn)に対する残留オーステナイト相の平均Mn濃度(γMn)の比γMn/αMnが1.5以上である高強度鋼板用熱延焼鈍材。
記
1.1≦([Ti]+[Mn]1/2/400)/(0.01+5[N])≦6.0 …(1)
但し、[ ]は該括弧内元素の含有量(質量%) - 前記成分組成は、さらに、質量%で
Cr:1.0%以下、
Ni:1.0%以下、
Mo:1.0%以下、
Cu:1.0%以下、
Nb:0.1%以下、
V:0.1%以下、
B:0.0050%以下、
Ca:1.0%以下、
REM:1.0%以下、
Sn:0.20%以下および
Sb:0.2%以下
から選択される1種または2種以上を含有する請求項7に記載の高強度鋼板用熱延焼鈍材。 - 請求項7または8に記載の成分組成を有する溶鋼からスラブを連続鋳造するに際し、2次冷却帯における凝固シェル表層部温度が900℃となるまで比水量Sが0.5L/kg鋼以上2.5L/kg鋼以下の冷却を施して曲げ部および矯正部を600℃以上1150℃以下で通過させ、その後400℃から200℃までの平均冷却速度が1.0℃/s以下の冷却を施し、得られたスラブに、Ar3点以上の圧延仕上げ温度にて熱間圧延を施したのち、[Ms点+50℃]以上700℃以下の温度域で巻き取って200℃以下に冷却することで得られた鋼帯に、更に[Ac1変態点−200℃]以上[Ac1変態点+100℃]以下の温度域に30分以上保持し、次いで200℃以下に冷却する、残留オーステナイト相およびフェライト相を含む組織を有し、前記フェライト相の平均Mn濃度(αMn)に対する残留オーステナイト相の平均Mn濃度(γMn)の比γMn/αMnが1.5以上である高強度鋼板用熱延焼鈍材の製造方法。
- 質量%で
C:0.08%以上0.30%以下、
Si:2.0%以下、
Mn:3.0%超10.0%以下、
P:0.05%以下、
S:0.01%以下、
Al:1.5%以下、
Ti:0.010%以上0.300%以下および
N:0.0020%以上0.0100%以下
を、下記式(1)を満足する範囲にて含有し、残部がFeと不可避的不純物の成分組成と、残留オーステナイト相およびフェライト相を含む組織とを有し、前記フェライト相の平均Mn濃度(αMn)に対する残留オーステナイト相の平均Mn濃度(γMn)の比γMn/αMnが1.5以上、引張強さが980MPa以上およびTS-Elバランスが30000MPa%以上であり、優れた表面品質を有する高強度鋼板。
記
1.1≦([Ti]+[Mn]1/2/400)/(0.01+5[N])≦6.0 …(1)
但し、[ ]は該括弧内元素の含有量(質量%) - 前記成分組成は、さらに、質量%で
Cr:1.0%以下、
Ni:1.0%以下、
Mo:1.0%以下、
Cu:1.0%以下、
Nb:0.1%以下、
V:0.1%以下、
B:0.0050%以下、
Ca:1.0%以下、
REM:1.0%以下、
Sn:0.20%以下および
Sb:0.2%以下
から選択される1種または2種以上を含有する請求項10に記載の高強度鋼板。 - 請求項10または11に記載の成分組成を有する溶鋼からスラブを連続鋳造するに際し、2次冷却帯における凝固シェル表層部温度が900℃となるまで比水量Sが0.5L/kg鋼以上2.5L/kg鋼以下の冷却を施して曲げ部および矯正部を600℃以上1150℃以下で通過させ、その後400℃から200℃までの平均冷却速度が1.0℃/s以下の冷却を施し、得られたスラブに、Ar3点以上の圧延仕上げ温度にて熱間圧延を施したのち、[Ms点+50℃]以上700℃以下の温度域で巻き取って200℃以下に冷却し、その後、熱延鋼板に、15%以上の圧下率で冷間圧延または温間圧延を施し、次いでAc1温度以上からAc1変態点+(Ac3変態点−Ac1変態点)/2以下の温度域に30秒以上400分以下で保持する、残留オーステナイト相およびフェライト相を含む組織を有し、前記フェライト相の平均Mn濃度(αMn)に対する残留オーステナイト相の平均Mn濃度(γMn)の比γMn/αMnが1.5以上、引張強さが980MPa以上およびTS-Elバランスが30000MPa%以上であり、優れた表面品質を有する高強度鋼板の製造方法。
- 請求項10または11に記載の成分組成を有する溶鋼からスラブを連続鋳造するに際し、2次冷却帯における凝固シェル表層部温度が900℃となるまで比水量Sが0.5L/kg鋼以上2.5L/kg鋼以下の冷却を施して曲げ部および矯正部を600℃以上1150℃以下で通過させ、その後400℃から200℃までの平均冷却速度が1.0℃/s以下の冷却を施し、得られたスラブに、Ar3点以上の圧延仕上げ温度にて熱間圧延を施したのち、[Ms点+50℃]以上700℃以下の温度域で巻き取って200℃以下に冷却することで得られた鋼帯に、更に[Ac1変態点−200℃]以上[Ac1変態点+100℃]以下の温度域に30分以上保持し、次いで200℃以下に冷
却し、その後、熱延鋼板に、15%以上の圧下率で冷間圧延または温間圧延を施し、次いでAc1温度以上からAc1変態点+(Ac3変態点−Ac1変態点)/2以下の温度域に30秒以上400分以下で保持する、残留オーステナイト相およびフェライト相を含む組織を有し、前記フェライト相の平均Mn濃度(αMn)に対する残留オーステナイト相の平均Mn濃度(γMn)の比γMn/αMnが1.5以上、引張強さが980MPa以上およびTS-Elバランスが30000MPa%以上であり、優れた表面品質を有する高強度鋼板の製造方法。 - 請求項10または11に記載の高強度鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき被膜または溶融アルミニウムめっき被膜を有する高強度溶融めっき鋼板。
- 請求項14に記載の高強度溶融めっき鋼板の表面に、電気めっき層を有する高強度電気めっき鋼板。
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