JP6308335B2 - 高強度冷延鋼板 - Google Patents
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Description
Cは鋼板の強度−延性バランスを改善するのに有効な元素である。C含有量が0.10%未満では、引張強さ1180MPa以上を確保するのが困難である。一方、C含有量が0.6%を超えると粗大なセメンタイトが析出し、粗大セメンタイトを起点として水素割れが発生する。そこで、C含有量は0.10%以上0.6%以下の範囲とする。下限について好ましくは0.15%以上である。上限について好ましくは0.4%以下である。
Siは鋼板の延性をさほど低下させることなく強度を確保するために有効な元素である。Si含有量が1.0%未満の場合、高強度かつ高加工性(優れた加工性)を達成できないばかりかセメンタイトの粗大化を抑制できず耐遅れ破壊特性が劣化する。また、Si含有量が3.0%を超えると、熱間圧延時の圧延負荷荷重が増大するばかりか、鋼板表面に酸化スケールを生じ、化成処理性を劣化させる。そこで、Si含有量は1.0%以上3.0%以下の範囲とする。下限について好ましくは1.2%以上である。上限について好ましくは2.0%以下である。
Mnは鋼の強化とオーステナイトの安定化に有効な元素である。一方、Mn含有量が多くなり過ぎると、鋳造時の偏析によりフェライトとマルテンサイトが帯状に分布した鋼組織を形成する。その結果、機械的特性に異方性が生じ、加工性が劣化する。更に粗大なMnSの生成による耐遅れ破壊特性の劣化も著しい。そこで、Mn含有量は2.5%超10.0%以下とする。下限について好ましくは2.7%以上である。上限について好ましくは4.5%以下の範囲である。
SiとMnのバランスにより、Si主体の酸化物とSi−Mn複合酸化物のそれぞれの生成量が決まる。各々の酸化物のどちらか一方が極端に多く生成した場合、酸洗後に再酸洗する工程を経たとしても鋼板表面の酸化物を除去しきれず、化成処理性が劣化する場合がある。そのため、SiとMnの含有量比を規定することが好ましい。Siに比べてMnが過剰に多い場合、つまり[Si]/[Mn]≦0.4のとき、Si−Mnを主体とする酸化物が過剰に生成する場合があり、本発明で意図する化成処理性が得られないことがある。よって、[Si]/[Mn]>0.4とすることが好ましい。また、Si含有量の最大値とMn含有量の最小値から[Si]/[Mn]は1.2未満となる。なお、[Si]はSi含有量、[Mn]はMn含有量を意味する。
Pは不純物元素であり、その含有量が0.05%を超えると、鋳造時のオーステナイト粒界へのP偏析に伴う粒界脆化により局部延性の劣化を通じて成形後の鋼板の耐遅れ破壊特性を劣化させる。そこで、その含有量は0.05%以下が好ましく、より好ましくは0.02%以下とする。なお、製造コストを考慮すればP含有量は、0.001%以上が好ましい。
Sは鋼板中にMnSとして存在し、耐衝撃特性や強度、耐遅れ破壊特性の低下を招く。このため、S含有量は極力低減することが好ましい。そのため、S含有量の上限は0.02%とする。好ましくは0.002%以下とする。より好ましくは0.001%以下とする。なお、製造コストを考慮すると、S含有量は、0.0001%以上が好ましい。
Alは自身が酸化物を形成することによってSiなどの酸化物の生成量を低減するため、耐遅れ破壊特性を改善する効果がある。しかしながら、Al含有量が0.01%未満では有意な効果は得られない。また、Al含有量が1.5%を超えるとAlとNとが結合して窒化物が生成する。窒化物は鋳造時にオーステナイト粒界上に析出して粒界脆化させるため、耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Al含有量は1.5%以下とする。好ましくは0.08%未満、より好ましくは0.07%以下である。
Nは前述の通り、Alと結合して窒化物を生成し耐遅れ破壊特性を劣化させる。このためN含有量は、極力低減することが好ましい。そこで、N含有量は0.005%以下とする。より好ましくは0.003%以下とする。なお、製造コストを考慮すると、N含有量は0.0001%以上が好ましい。
Cuは腐食環境に晒された際、鋼板の溶解を抑制することで、鋼板に侵入する水素量を低減させる効果がある。Cu含有量が0.05%未満では、その効果は小さい。また、Cu含有量が0.50%を超えると、所定の表層Cu濃度分布を得るための酸洗条件の制御が困難となる。このため、Cu含有量は0.05%以上0.50%以下とする。下限について好ましくは0.08%以上とする。上限について好ましくは0.3%以下とする。
Nbは微細なNb炭窒化物を形成し、組織を微細化するとともに水素トラップ効果により耐遅れ破壊特性を向上させるため、必要に応じて添加してもよい。Nb含有量が0.2%を超えると、組織微細化の効果は飽和するばかりか、Ti存在下ではTiとNbで粗大な複合炭化物を形成して強度−延性バランスと耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Nbを含有する場合には、その含有量を0.2%以下とする。また、好ましくは0.1%以下とする。より好ましくは0.05%以下とする。本発明では特に下限値を規定していないが、上記効果を得るためには少なくとも0.004%以上の含有が好ましい。
Tiは炭化物を生成して組織を微細化する効果と水素トラップ効果を有するため、必要に応じて添加してもよい。Ti含有量が0.2%を超えると、組織微細化の効果は飽和するばかりか、粗大なTiNを形成し、Nbの存在下ではTi−Nb複合炭化物を形成して強度−延性バランスと耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Tiを含有する場合には、0.2%以下とする。また、好ましくは0.1%以下とする。より好ましくは0.05%以下とする。本発明では特に下限値を規定していないが、上記効果を得るためには少なくとも0.004%以上の含有が好ましい。
VとCとが結合して形成される微細炭化物は鋼板の析出強化および水素のトラップサイトとして作用するため耐遅れ破壊向上に有効であるため、必要に応じて添加してもよい。V含有量が0.5%を超えると、炭化物が過剰に析出して強度−延性バランスが劣化する。このため、Vを含有する場合にはその含有量を0.5%以下とする。また、好ましくは0.1%以下とする。より好ましくは0.05%以下とする。本発明では特に下限値を規定していないが、上記効果を得るためには少なくとも0.004%以上の含有が好ましい。
Moは鋼板の焼入性向上に有効であり、微細析出物による水素トラップ効果も有するので必要に応じて添加してもよい。Mo含有量が0.3%を超えると、効果が飽和するばかりか、連続焼鈍時に鋼板表面にMo酸化物の形成が促進され、鋼板の化成処理性が著しく低下する。このため、Moを含有する場合には、その含有量を0.3%以下とする。好ましくは0.1%以下とする。より好ましくは0.05%以下とする。本発明では特に下限値を規定していないが、上記効果を得るためには少なくとも0.005%以上の含有が好ましい。
CrはMoと同様、鋼板の焼入性向上に有効であり、必要に応じて添加してもよい。その含有量が1.0%を超えると、連続焼鈍後に酸洗処理を施しても鋼板表面のCr酸化物を除去しきれないため、鋼板の化成処理性が著しく低下する。このため、Crを含有する場合には、その含有量を1.0%以下とする。また、好ましくは0.5%以下とする。より好ましくは0.1%以下とする。本発明では特に下限値を規定していないが、上記効果を得るためには少なくとも0.04%以上の含有が好ましい。
Bは連続焼鈍における加熱時にオーステナイト粒界に偏析し、冷却時のオーステナイトからのフェライト変態およびベイナイト変態を抑制して、焼戻しマルテンサイトの形成を容易化するため、鋼板の強化に有効である。また、Bは、粒界強化により耐遅れ破壊特性を向上させるため、必要に応じて添加してもよい。B含有量が0.005%を超えると、ホウ炭化物Fe23(C,B)6が生じて加工性の劣化と強度の低下が起きる。このため、Bを含有する場合には、その含有量を0.005%以下とする。また、好ましくは0.003%以下とする。本発明では特に下限値を規定していないが、上記効果を得るためには少なくとも0.0002%以上の含有が好ましい。
Sn、Sbはいずれも表面酸化や脱炭、窒化を抑制する効果を有するため、必要に応じて添加してもよい。しかしながら、含有量がそれぞれ0.1%を超えてもその効果は飽和する。このため、Sn、Sbを含有する場合にはこれらの含有量をそれぞれ0.1%以下とする。また、好ましくは0.05%以下とする。本発明では特に下限値を規定していないが、上記効果を得るためには、それぞれ少なくとも0.001%以上の含有が好ましい。
W、Coはいずれも硫化物の形態制御や粒界強化、固溶強化を通じて鋼板の特性を向上させる効果を有するため、必要に応じて添加してもよい。しかしながら、WやCoを過度に含有すると粒界偏析などにより延性が劣化する。このため、これらの元素の含有量は0.1%以下とするのが好ましい。また、好ましくは0.05%以下とする。本発明では特に下限値を規定していないが、上記効果を得るためには少なくとも0.01%以上の含有が好ましい。
Ca、REMはいずれも硫化物の形態制御を通じて延性や耐遅れ破壊特性向上させる効果を有するため、必要に応じて添加してもよい。しかしながら、CaやREMを過度に含有すると粒界偏析などにより延性が劣化する。このためこれらの成分の含有量は0.005%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.002%以下とする。本発明では特に下限値を規定していないが、上記効果を得るためには少なくとも0.0002%以上の含有が好ましい。
Siを主体とする酸化物が鋼板表面に存在すると、化成処理性が著しく低下する。そこで、Siを主体とする酸化物の鋼板表面被覆率は1%以下とする。好ましくは0%である。なお、Siを主体とする酸化物とは、例えばSiO2である。また、Siを主体とする酸化物は後述する実施例の方法にて測定することができる。なお、「Siを主体とする」とは酸化物を構成する酸素以外の元素のうちSiの原子濃度比が70%以上であることを意味する。
鉄系酸化物の鋼板表面被覆率が85%を超えると、化成処理における鉄の溶解反応が阻害されて、リン酸亜鉛等の化成結晶の成長が抑制される。近年では、製造コスト削減の観点から、化成処理液を低温化しており、化成処理条件としては従来よりも厳しい条件となっている。そのため、表面被覆率85%以下では不十分であり、好ましくは40%以下である。さらに好ましくは35%以下である。下限は特に限定されないが、鋼板表面被覆率は20%以上であることが多い。また、鉄系酸化物の鋼板表面被覆率は後述する実施例の方法にて測定することができる。なお、鉄系酸化物とは酸化物を構成する酸素以外の元素のうち鉄の原子濃度比が30%以上である鉄主体の酸化物のことを意味する。
本発明で所期した効果を得るには、Si含有量、Cu含有量を上記の範囲に調整するだけでは不十分で、Si含有酸化物を除去するための酸洗において、鋼板表層におけるCu濃度分布を制御する必要がある。すなわち、本発明では、Cu含有量を0.05%以上0.50%以下とし、CuS/CuBを4.0以下(CuSは鋼板表層におけるCu濃度、CuBは母材におけるCu濃度)とする必要がある。このCu濃度分布は、連続焼鈍後の酸洗処理において、酸洗減量を下記(1)式の範囲に制御することにより達成できる。下限は特に限定されないが、化成処理性を改善する観点から、CuS/CuBは2.0以上が好ましい。なお、鋼板表層とは表面から板厚方向に20nm以内の領域を意味する。
WR≦33.25×exp(−7.1×[Cu%]) (1)
(WR:酸洗減量(g/m2)、[Cu%]:鋼中のCu含有量)
鋼板表面に再析出したCuを研削等により除去することでも上記のCu濃度分布は達成されるが、研削疵が残るため優れた化成処理性が得られない。CuS/CuBは実施例に記載の方法で測定した。
焼鈍温度がAc1点未満になると、焼鈍中に所定の強度確保に必要なオーステナイト(焼入れ後にマルテンサイトに変態)が生成せず、焼鈍後焼入れを実施しても1180MPa以上の引張強さが得られない。そのため、焼鈍温度はAc1点以上が好ましい。この温度範囲において、オーステナイトの平衡面積率が40%以上を安定して確保する観点から、焼鈍温度は800℃以上とするのが好ましい。また、焼鈍温度での滞留(保持)時間が短すぎると鋼組織が十分に焼鈍されずに冷間圧延による加工組織が存在した不均一な組織となり延性が低下する。一方、滞留時間が長すぎると製造時間の増加を招き製造コスト上好ましくない。このため、滞留時間は30〜1200秒が好ましい。特に好ましい滞留時間は250〜600秒の範囲である。
Ac1=723−10.7×[Mn%]+29.1×[Si%]+16.9×[Cr%]+6.38×[W%]
焼鈍後の冷延鋼板は、Ms−100℃以上Ms点未満の一次冷却停止温度域まで、平均冷却速度を3℃/s以上に制御して冷却される。この冷却は、Ms点未満まで冷却することによりオーステナイトの一部をマルテンサイト変態させるものである。ここで、一次冷却停止温度域の下限がMs−100℃未満では、この時点で未変態オーステナイトがマルテンサイト化する量が過大となり、優れた強度と加工性の両立ができない。一方、一次冷却停止温度域の上限がMs以上になると、適正な焼戻しマルテンサイト量が確保できなくなる。従って、一次冷却停止温度域の範囲は、Ms−100℃以上Ms点未満とする。好ましくはMs−80℃以上Ms点未満、更に好ましくはMs−50℃以上Ms点未満である。また、平均冷却速度が3℃/s未満の場合、フェライトの過剰な生成、成長や、パーライト等の析出が生じ、所望の鋼組織を得られない。従って、焼鈍温度から一次冷却停止温度域までの平均冷却速度は、3℃/s以上とする。好ましくは5℃/s以上、さらに好ましくは8℃/s以上である。平均冷却速度の上限は、冷却停止温度にバラツキが生じない限り特に限定されない。なお、上述したMs点は、次式に示すような近似式によって求めることができる。Msは、経験的に求められる近似値である。
Ms(℃)=565−31×[Mn%]−13×[Si%]−10×[Cr%]−12×[Mo%]−600×(1−exp(−0.96×[C%]))
ただし、[X%]は鋼板の成分元素Xの質量%とし、含まない元素は0とする。
一次冷却停止温度域まで冷却された鋼板は、300℃以上Bs−50℃以下かつ450℃以下の過時効温度域まで昇温され、過時効温度域で15秒以上1000秒以下滞留(保持)される。
Bs(℃)=830−270×[C%]−90×[Mn%]−70×[Cr%]−83×[Mo%]
ただし、[X%]は鋼板の成分元素Xの質量%とし、含まない元素は0とする。
酸洗に用いる溶液の組成は特に限定されない。例えば、硝酸、塩酸、弗酸、硫酸およびそれらを2種以上混合した酸のいずれかを用いることができる。なお、酸洗では強酸化性の酸(硝酸等)を酸洗液として用い、再酸洗では、酸洗で用いる酸洗液とは異なり、かつ、非酸化性の酸を酸洗液として用いる。
<標準条件>
・脱脂工程:処理温度 45℃、処理時間120秒
・スプレー脱脂、表面調整工程:pH8.5、処理温度室温、処理時間 30秒
・化成処理工程:化成処理液の温度 40℃、処理時間 90秒
化成処理後の鋼板表面を、SEMを用いて倍率500倍で5視野観察し、5視野全てにおいて面積率95%以上で均一な化成結晶が生成している場合を化成処理性が良好「○」、1視野でも面積率5%超のスケが認められた場合を化成処理性が劣位「×」と評価した。
No.11はC含有量が少ないため、所定のミクロ組織と引張強さが得られていない。
No.12はC含有量が多いため、炭化物が粗大化し、耐遅れ破壊特性が劣位である。
No.13はSi含有量が少ないため、炭化物が粗大化し、耐遅れ破壊特性が劣位である。
No.14はSi含有量が多いため、鋼板表面のSi含有酸化物が酸洗によって十分に除去しきれないため、化成処理性が劣位である。酸洗減量を増すと、表層におけるCu濃度分布が規定の範囲を超えるため、化成処理性は改善しない。
No.15はCu含有量が少ないため、耐遅れ破壊特性が劣位である。
No.16はCu含有量が多いため、所定の表層Cu濃度分布を得るための酸洗条件の制御が困難となる。No.16では酸洗減量が小さくなるように制御したが、Si含有酸化物が十分に除去されなかったために化成処理性が劣位であった。
No.17、18は優れた強度、化成処理性、耐遅れ破壊特性を有するものの、鋼組織が好ましい範囲にないため、TS×Elが16500未満となっている。
2 ボルト
Claims (5)
- 成分組成が、質量%で、
C:0.10%以上0.6%以下、
Si:1.0%以上3.0%以下、
Mn:2.5%超え4.5%以下、
P:0.05%以下、
S:0.02%以下、
Al:0.01%以上0.08%未満、
N:0.005%以下、
Cu:0.05%以上0.50%以下
を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、
Siを主体とする酸化物の鋼板表面被覆率が1%以下であり、
鉄系酸化物の鋼板表面被覆率が40%以下であり、
CuS/CuBが4.0以下(CuSは鋼板表層におけるCu濃度、CuBは母材におけるCu濃度)を満たし、
引張強さが1180MPa以上である高強度冷延鋼板。 - 鋼組織が、焼戻しマルテンサイト及び/又はベイナイトを合計体積率で40%以上98%以下、フェライトを体積率で0%以上5%以下、残留オーステナイトを体積率で2%以上30%以下、フェライト及び残部組織の体積率が5%以下であり、であり、
引張強さ×全伸びが16500MPa・%以上である請求項1に記載の高強度冷延鋼板。 - [Si]/[Mn]が0.40超([Si]はSi含有量(質量%)、[Mn]はMn含有量(質量%))を満たす請求項1又は2に記載の高強度冷延鋼板。
- 前記成分組成が、さらに、質量%で、
Nb:0.2%以下、
Ti:0.2%以下、
V:0.5%以下、
Mo:0.3%以下、
Cr:1.0%以下、
B:0.005%以下の1種以上を含有する請求項1〜3のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Sn:0.1%以下、
Sb:0.1%以下、
W:0.1%以下、
Co:0.1%以下、
Ca:0.005%以下、
REM:0.005%以下のいずれか1種以上を含有する請求項1〜4のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
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