JP6354918B1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
(3)熱影響部では、母相で板幅方向に展伸するフェライト粒が多数存在すると、板幅方向に展伸した粒の先端に応力集中するので、粒の先端が硬質のマルテンサイトなどと隣接すると、ボイドが発生しやすい。そして、ボイドが連結することで容易にナゲット周囲に亀裂が発生する。このようになると、高速変形でのねじり試験で、亀裂がナゲットにおいて圧延方向に垂直な方向(板厚方向)に発生して、強度が低下する。
Cはマルテンサイトを生成させて強度を上昇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、マルテンサイトによる強度上昇効果が十分ではなく、降伏強さが550MPa以上にならない。一方、C含有量が0.15%を超えると熱影響部にセメンタイトが多量に生成して熱影響部でマルテンサイトとなった部分の靱性を低下させ、高速変形でのねじり試験で強度が低下する。したがって、C含有量は0.05〜0.15%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。より好ましくは0.07%以上、さらに好ましくは0.08%以上である。上限について好ましいC含有量は0.12%以下とする。より好ましくは0.11%以下、さらに好ましくは0.10%以下である。
Siは固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有する元素である。降伏強さを安定的に確保するために、Si含有量は0.010%以上とすることが必要とである。一方、Si含有量が1.80%を超えると、セメンタイトが微細にマルテンサイト中に析出して高速変形でのねじり強度が低下する。また、熱影響部の亀裂発生を抑える観点から、その上限を1.80%とする。下限について好ましいSi含有量は0.50%以上である。より好ましくは0.80%以上、さらに好ましくは1.00%以上である。上限について好ましいSi含有量は1.70%以下である。より好ましくは1.60%以下、さらに好ましくは1.50%以下である。
Mnは固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有する元素である。Mnは、フェライト変態やベイナイト変態などを抑えてマルテンサイトを生成させて素材の強度を上昇させる元素である。降伏強さを安定的に確保するため、Mn含有量は1.8%以上とする必要がある。好ましくは2.0%以上、より好ましくは2.1%以上である。一方、Mn含有量が多くなると、焼き戻しでセメンタイト生成するとともに、熱影響部の靱性が低下し、高速変形でのねじり強度が低下する。このためMn含有量は3.2%以下とする。上限について好ましいMn含有量は2.8%以下である。より好ましくは2.6%以下である。
Pは粒界に偏析して靱性を低下させる。そのため、P含有量を0.05%以下とした。好ましくは0.03%以下であり、さらに好ましくは0.02%以下である。なお、P含有量は少なければ少ないほどよく、Pを含まなくても本発明の効果は得られるが、製造コストの観点から、P含有量は0.0001%以上が好ましい。
Sは、Mnと結合して粗大なMnSを形成し、靱性を低下させる。このため、S含有量は低減することが好ましい。本発明においてS含有量は0.02%以下であればよい。好ましくは0.01%以下であり、さらに好ましくは0.002%以下である。なお、S含有量は少なければ少ないほどよく、Sを含まなくても本発明の効果は得られるが、製造コストの観点から、S含有量は0.0001%以上が好ましい。
鋼中に酸化物が大量に存在すると靱性が低下することから脱酸は重要である。また、Alにはセメンタイトの析出を抑制する効果があり、その効果を得るために、0.01%以上含有する必要がある。一方、Al含有量が2.0%を超えると、酸化物や窒化物が凝集粗大化して靱性が低下するため、Al含有量は2.0%以下とする。下限について好ましいAl含有量は0.02%以上である。より好ましくは0.03%以上である。上限について好ましいAl含有量は0.1%以下である。より好ましくは0.08%以下である。
Bは粒界を強化して靱性向上に必要な元素である。この効果を得るには、Bの含有量は0.0001%以上にする必要がある。一方、0.005%を超えると、BはFe23(CB)6を形成して靱性を劣化させる。このため、B含有量は0.0001〜0.005%の範囲に限定する。下限について好ましいB含有量は0.0010%以上である。より好ましくは0.0012%以上である。上限については、好ましくは0.004%以下である。
TiはNと結合し、窒化物を形成することにより、BNの形成を抑制し、Bの効果を引き出すとともに、TiNを形成させて結晶粒を微細化して靱性を向上させる。この効果を得るため、Tiの含有量は0.005%以上にする必要がある。一方、Ti含有量が0.04%を超えると、この効果が飽和するだけではなく、圧延負荷を高めるため、安定した鋼板製造が困難になる。このため、Ti含有量は0.005〜0.04%の範囲に限定する。下限について好ましいTi含有量は0.010%以上である。より好ましくは0.015%以上である。上限について、好ましくは0.03%以下である。
Moは本発明の効果をさらに向上させる元素である。Moはオーステナイトの核生成を促進し、マルテンサイトを微細化させる。またMoがセメンタイトの形成や熱影響部の結晶粒の粗大化を防止して熱影響部の靱性を向上させる。Moの含有量は0.03%以上にする必要がある。一方、Mo含有量が0.50%を超えると、Mo炭化物が析出して靱性が逆に劣化してしまう。このため、Mo含有量は0.03〜0.50%の範囲に限定する。また、上記範囲でMoを含有すれば、溶接継手の液体金属脆性低下も抑制することができ、継手の強度を向上させることができる。下限について好ましいMo含有量は0.08%以上である。より好ましくは0.09%以上である。上限については、0.40%以下が好ましく、より好ましくは0.30%以下である。
Crは焼き戻し脆化を抑制する効果を持つ元素である。そのため、添加することで本発明の効果はさらに増大する。しかしながら、1.0%を超えての含有はCr炭化物の形成を招き熱影響部の靱性劣化を招く。
マルテンサイト相は、硬質相であり、変態組織強化によって鋼板の強度を増加させる作用を有している。また、降伏強さを550MPa以上にするには、マルテンサイト相の体積分率は50%以上とする必要がある。好ましくは55%以上、より好ましくは60%以上である。一方、80%を超えると、マルテンサイトと他の組織界面で発生するボイドが局部的に集中するようになり、熱影響部の靱性が低下する。このため、マルテンサイト体積分率は50〜80%である。上限について好ましくは70%以下、より好ましくは65%以下である。
降伏強さをさらに改善にするには、マルテンサイト相の平均粒径を2μm以上にすることが好ましい。より好ましくは5μm以上である。一方、マルテンサイト相の平均粒径を8μm以下にすることで、熱影響部の靱性がより向上し、高速変形でのねじり強度がより高まる。より好ましくは6μm以下である。
フェライト相の平均粒径が13μm超になると、鋼板の強度が低下すると共に熱影響で時効した靱性の低いフェライトにより靱性が劣化する。また、熱影響部(HAZ部)の粒成長により溶接部の強度が低下する。したがって、フェライト相の平均粒径を13μm以下とする。粒径が小さくなると、延性が悪くなるので、下限について好ましい平均粒径は3μm以上である。より好ましくは5μm以上、より好ましい平均粒径は7μm以上である。最も好ましくは8μm以上である。上限について好ましい平均粒径は12μm以下である。
フェライト粒のアスペクト比が2.0を超えるものが多い場合、板厚方向の粒成長は析出物でピン止めされているため、熱影響で扁平して靱性が低下する。なお、本発明で得られるフェライト粒のアスペクト比の下限は実質0.8である。本発明では、靭性を高めるために、フェライト相全体に占めるアスペクト比が2.0以下のフェライト粒の体積率を70%以上とする。好ましくは75%以上である。上限については90%以下が好ましく、より好ましくは85%以下である。
フェライト粒の長手方向の平均長さが20μm超になると、展伸したフェライト粒の端部での応力集中部が、熱影響部での亀裂発生の起点となり、高速変形でのねじり強度が低下する。そのため、フェライト粒の長手方向の平均長さを20μm以下とする。好ましくは18μm以下、より好ましくは16μm以下である。下限については特に限定されないが、5μm以上が好ましく、より好ましくは8μm以上、さらに好ましくは10μm以上である。
熱間圧延後、巻取温度までの平均冷却速度が10℃/s未満であると、フェライト粒が成長せず、アスペクト比が2.0より大きくなりやすく、上記「フェライト相全体に占めるアスペクト比が2.0以下のフェライト粒の体積率」が低くなり、熱影響部の靱性が低下する。一方、30℃/sを超えると、フェライト粒が成長し過ぎで、強度が低下する。したがって、平均冷却速度が10〜30℃/sである。下限について好ましい上記平均冷却速度は15℃/s以上である。上限について好ましい上記平均冷却速度は25℃/s以下である。なお、冷却開始温度である仕上げ圧延終了温度は850〜980℃であることが熱延鋼板のフェライト粒径を均一に成長し、所望のアスペクト比を得られるという理由で好ましい。
巻取温度が470℃を下回ると、ベイナイトなど低温変態相が生成し、熱影響部で軟化が生じる。一方、巻取温度が700℃を超えると、フェライト粒径が粗大となり、熱影響部の靱性が低下する。したがって、巻取温度は470〜700℃である。下限について好ましい巻取温度は500℃以上である。上限について好ましい巻取温度は600℃以下である。
フェライト相の平均粒径が13μm以下、アスペクト比が2.0以下のフェライト粒が全体のフェライト相に占める体積率が70%以上であるミクロ組織とするには、冷間圧延後の鋼板を750〜900℃の焼鈍温度で30〜200秒保持して焼鈍する必要がある。焼鈍温度が750℃未満や保持時間が30秒未満の場合、回復の進行が遅くなり、所望のアスペクト比が得られない。一方、焼鈍温度が900℃を超えると、マルテンサイト分率が高くなり、熱影響部の靱性が低下する。また、焼鈍時間が200秒を超えると、鉄炭化物の多量の析出により延性の低下を招くことがある。したがって、焼鈍温度は750〜900℃、より好ましくは800〜900℃である。また、保持時間は30〜200秒、より好ましく50〜150秒とする。なお、上記焼鈍温度域までの加熱条件は特に限定されない。
多くのフェライト粒のアスペクト比が2.0より大きくなり、上記「フェライト相全体に占めるアスペクト比が2.0以下のフェライト粒の体積率」が所望の範囲にならないと、靱性が劣化する。上記「フェライト相全体に占めるアスペクト比が2.0以下のフェライト粒の体積率」を所望の範囲とするためには、焼鈍中に粒成長させることが必要である。そのために、上記焼鈍温度域での保持において、半径200mm以上のロールで8回以上の曲げ曲げ戻しを行うことが必要である。半径200mm未満のロールでは、曲げ歪み量が大きくなり、より鋼板が伸ばされる結果、フェライト粒のアスペクト比が2.0超となりやすいと考えられる。そこで、ロール径は200mm以上とした。ロール径の上限は特に限定されないが1400mm以下が好ましい。より好ましくは900mm以下。また、8回未満ではフェライト粒のアスペクト比が2.0を超えやすいため、8回以上とした。好ましくは9回以上である。なお、曲げ歪み量が大量入ると、熱影響部の靱性が劣化するという理由で15回以下であることが好ましい。なお、曲げ曲げ戻しの合計が8回以上とは、曲げの回数と曲げ戻しの回数の合計が8回以上を意味する。
平均冷却速度が10℃/s未満になると、フェライト粒が粗大化し、強度及び熱影響部の靱性が低下する。このため、平均冷却速度を10℃/s以上とする。冷却速度が速すぎると、所望のアスペクト比が得られないため、好ましくは、30℃/s以下とする。
冷却停止温度を400℃未満とすると、所望のマルテンサイト相の体積分率が得られないため、強度が低下する。一方、冷却停止温度が600℃超になると、フェライト粒成長が進み、強度及び熱影響部の靱性が低下する。そこで、上記冷却停止温度を400〜600℃とする。
本件ではマルテンサイトと残留オーステナイトを区別するため、X線回折装置で残留オーステナイトの面積率を測定した。測定方法は以下の通りである。鋼板を板厚1/4位置まで研磨後、化学研磨によりさらに0.1mm研磨した面について、X線回折装置でMoのKα線を用いて、fcc鉄の(200)、(220)、(311)面とbcc鉄の(200)、(211)、(220)面の積分強度を測定し、bcc鉄各面からの積分反射強度に占めるfcc鉄各面からの積分反射強度の強度比を求め、これを残留オーステナイトの面積率とした。
圧延方向と90°の方向を長手方向(引張方向)とするJIS Z 2201に記載の5号試験片を用い、JIS Z 2241に準拠した引張試験を5回行い、平均の降伏強さ(YP)、引張強さ(TS)、突合せ伸び(EL)を求めた。結果を表3に示す。
圧延方向と90°の方向を長手方向とした幅10mm、長さ80mm、板厚1.6mmの鋼板を図1(a)のように幅方向を2枚重ね合わせ、ナゲット径が7mmになるようにスポット溶接を行い、試験片を作製した。作製した試験片を図1(b)のように専用の金型に縦に固定して、押金具で成形荷重10kN、荷重速度100mm/minで試験力を加え、図1(c)のように170°になるように変形させた。その後、溶接部の割れ有無を確認するため、圧延方向の板厚断面を鏡面研磨し、ノーエッチングのままで光学顕微鏡で400倍に拡大して、亀裂を観察した(図1(d))。亀裂が発生しなかった場合を「◎」と判定し、亀裂が発生し、亀裂の長さが50μm以下の場合を「○」と判定し、亀裂の長さが50μm超え100μm未満の場合を「△」と判定し、亀裂の長さが100μm以上の場合を「×」と判定した。これらの結果を表3にまとめて示す。なお、本試験で「◎」または「○」の評価になることが、溶接性に優れる、高速変形でのねじり強度が高い、靭性に優れることを意味する。
Claims (9)
- 質量%で、C:0.05〜0.15%、
Si:0.010〜1.80%、
Mn:1.8〜3.2%、
P:0.05%以下、
S:0.02%以下、
Al:0.01〜2.0%を含有し、
B:0.0001〜0.005%、
Ti:0.005〜0.04%、
Mo:0.03〜0.50%のうち1種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成と、
圧延直角方向の板厚断面の観察において、体積分率で50〜80%のマルテンサイト相を含有し、フェライト相の平均粒径が13μm以下、フェライト相全体におけるアスペクト比が2.0以下のフェライト粒の体積率が70%以上、フェライト粒の長手方向(鋼板幅方向)の長さの平均が20μm以下であるミクロ組織と、を有し、
降伏強さ(YP)が550MPa以上である高強度鋼板。 - 更に圧延直角方向の板厚断面の観察において、マルテンサイトの平均粒径が2〜8μmであるミクロ組織を有する請求項1に記載の高強度鋼板。
- 前記成分組成は、さらに、質量%で、Cr:1.0%以下含有する請求項1または2に記載の高強度鋼板。
- 前記成分組成は、さらに、質量%で、Cu、Ni、Sn、As、Sb、Ca、Mg、Pb、Co、Ta、W、REM、Zn、Nb、V、Cs、Hfのいずれか1種以上を合計:1%以下含有する請求項1〜3のいずれかに記載の高強度鋼板。
- 表面にめっき層を有する請求項1〜4のいずれかに記載の高強度鋼板。
- 前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層である請求項5に記載の高強度鋼板。
- 請求項1〜4のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、
請求項1、3または4に記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延後、平均冷却速度が10〜30℃/sの条件で冷却し、巻取温度が470〜700℃の条件で巻取る熱延工程と、
前記熱延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、750〜900℃の焼鈍温度域まで加熱し、該焼鈍温度域で30〜200秒保持し、該保持において、半径200mm以上のロールで曲げ曲げ戻しを合計で8回以上行い、前記保持後、平均冷却速度が10℃/s以上、冷却停止温度が400〜600℃の条件で冷却する焼鈍工程と、を有する高強度鋼板の製造方法。 - 前記焼鈍工程後に、めっき処理を行うめっき工程を有する請求項7に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記めっき処理は、溶融亜鉛めっき層を形成する処理または合金化溶融亜鉛めっき層を形成するめっき処理である請求項8に記載の高強度鋼板の製造方法。
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