JP6541504B2 - 製造安定性に優れた高強度高延性鋼板、及びその製造方法、並びに高強度高延性鋼板の製造に用いられる冷延原板 - Google Patents
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Description
本発明は、製造安定性に優れた高強度高延性鋼板、及びその製造方法、並びに高強度高延性鋼板の製造に用いられる冷延原板に関する。
近年、自動車の安全性、軽量化のため、自動車用鋼板の高強度化が進んでいる。更に、自動車用鋼板は、部品成形のために優れた延性、特に均一伸びも要求される。このような高強度と高延性の両特性を具備させるためには、組織を軟質相であるフェライトと硬質相であるマルテンサイトの各比率が適切に制御された複合組織（ＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ））鋼とすることが有効である。
上記ＤＰ鋼は通常、オーステナイト単相域まで加熱した後、冷却中にフェライトを生成させ、焼入れ処理によりマルテンサイトを生成させることによって製造される。しかし、焼入れ前の冷却中にフェライトが著しく成長して大きくなるため、焼入れ開始温度によるフェライト分率の依存性が非常に大きい。そのため、焼入れ開始温度の範囲を例えば６０℃以上変動させると、所定のフェライト分率が得られず、高強度と高延性の両特性を安定して得られないという製造安定性の問題があった。
製造安定性に関し、高強度と高延性の両立を図る技術ではないが、例えば特許文献１には、連続焼鈍工程の冷却速度変動に伴う強度の変動を小さくして製造安定性を改善する技術が開示されている。詳細には特許文献１では、伸びフランジなどの優れたプレス成形性を有する焼戻しマルテンサイト単相組織からなる鋼板において、０．１ｍａｓｓ％以上のＳｉを添加することにより、強度の冷却速度依存性を小さくして強度差に係る製造安定性を改善している。
上記特許文献１は、焼戻しマルテンサイト単相組織鋼を対象とした製造安定性の向上の技術に関し、上記ＤＰ鋼を対象とするものではない。
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、焼入れ開始温度の変動にかかわらず、高強度高延性のＤＰ鋼板を安定して得ることができる技術を提供することにある。
上記課題を解決し得た本発明に係る製造安定性に優れた高強度高延性鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１５％、Ｓｉ：０％以上０．８％以下、Ｍｎ：１．２〜２．１％、Ｃｒ：０．５〜２．１％、Ｐ：０％超０．０２％以下、Ｓ：０％超０．０１％以下、Ａｌ：０％超０．１５％以下、Ｎ：０％超０．０１％以下、およびＢ：０．０００５〜０．０１％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、上記Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量は下記式（１）を満たし、金属組織は、フェライト：２０〜４０面積％、および焼戻しマルテンサイトを含むところに要旨を有する。
１４０≦４４２×Ｃ−７．７×Ｓｉ＋５３×Ｍｎ＋３１×Ｃｒ≦１６８・・・（１）
式（１）中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒは、質量％で、各成分の含有量を示す。
１４０≦４４２×Ｃ−７．７×Ｓｉ＋５３×Ｍｎ＋３１×Ｃｒ≦１６８・・・（１）
式（１）中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒは、質量％で、各成分の含有量を示す。
本発明の好ましい実施形態において、上記鋼板は更に、質量％で、Ｔｉ：０％超０．１％以下、Ｖ：０％超０．１％以下、およびＮｂ：０％超０．１％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有する。
上記課題を解決し得た本発明に係る上記鋼板の製造方法は、上記鋼中成分を満たす冷延原板を、８２０〜９３０℃の温度域で３０〜２５０秒保持した後、７５０℃から、５００〜６５０℃の焼入れ開始温度までの範囲を５〜２０℃／秒の平均冷却速度で冷却してから焼入れおよび焼戻しを行うところに要旨を有する。
本発明には、上記高強度高延性鋼板の製造に用いられる冷延原板であって、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１５％、Ｓｉ：０％以上０．８％以下、Ｍｎ：１．２〜２．１％、Ｃｒ：０．５〜２．１％、Ｐ：０％超０．０２％以下、Ｓ：０％超０．０１％以下、Ａｌ：０％超０．１５％以下、Ｎ：０％超０．０１％以下、およびＢ：０．０００５〜０．０１％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、上記Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量は下記式（１）を満たす冷延原板も包含される。
１４０≦４４２×Ｃ−７．７×Ｓｉ＋５３×Ｍｎ＋３１×Ｃｒ≦１６８・・・（１）
式（１）中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒは、質量％で、各成分の含有量を示す。
１４０≦４４２×Ｃ−７．７×Ｓｉ＋５３×Ｍｎ＋３１×Ｃｒ≦１６８・・・（１）
式（１）中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒは、質量％で、各成分の含有量を示す。
本発明には、上記高強度高延性鋼板の製造に用いられる冷延原板であって、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１５％、Ｓｉ：０％以上０．８％以下、Ｍｎ：１．２〜２．１％、Ｃｒ：０．５〜２．１％、Ｐ：０％超０．０２％以下、Ｓ：０％超０．０１％以下、Ａｌ：０％超０．１５％以下、Ｎ：０％超０．０１％以下、およびＢ：０．０００５〜０．０１％を含有し、更に、Ｔｉ：０％超０．１％以下、Ｖ：０％超０．１％以下、およびＮｂ：０％超０．１％以下よりなる群から選ばれる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り、上記Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量は下記式（１）を満たす冷延原板も包含される。
１４０≦４４２×Ｃ−７．７×Ｓｉ＋５３×Ｍｎ＋３１×Ｃｒ≦１６８・・・（１）
式（１）中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒは、質量％で、各成分の含有量を示す。
１４０≦４４２×Ｃ−７．７×Ｓｉ＋５３×Ｍｎ＋３１×Ｃｒ≦１６８・・・（１）
式（１）中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒは、質量％で、各成分の含有量を示す。
本発明によれば、成分組成を適切に制御しているため、製造安定性に優れた高強度高延性鋼板が得られる。
本発明者らは、焼入れ開始温度が５００〜６５０℃の範囲で変動しても、所定のフェライト分率が得られ、安定して高強度高延性鋼板が得られる技術を提供するため、鋭意研究を重ねた。その結果、特にＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの成分組成を下記式（１）の範囲に制御した冷延原板を用いれば、所期の目的を達成できることを見出した。
１４０≦４４２×Ｃ−７．７×Ｓｉ＋５３×Ｍｎ＋３１×Ｃｒ≦１６８・・・（１）
式（１）中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒは、質量％で、各成分の含有量を示す。
１４０≦４４２×Ｃ−７．７×Ｓｉ＋５３×Ｍｎ＋３１×Ｃｒ≦１６８・・・（１）
式（１）中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒは、質量％で、各成分の含有量を示す。
このような高強度高延性鋼板を得るためには、上記成分組成の冷延原板を用い、８２０〜９３０℃の温度域で３０〜２５０秒保持した後、７５０℃から、５００〜６５０℃の焼入れ開始温度までの範囲を５〜２０℃／秒の平均冷却速度で冷却してから焼入れおよび焼戻しを行うことが有用であることを見出し、本発明を完成した。
本明細書において、製造安定性とは、焼入れ開始温度が５００〜６５０℃の範囲で変動しても、高強度（引張強度ＴＳ≧９８０ＭＰａ、降伏強度ＹＳ≧６５０ＭＰａ）および高延性（均一伸びｕＥＬ≧５．０％）のＤＰ鋼板が得られることを意味する。
本明細書において、冷延原板とは、高強度高延性鋼板の素材として用いられる原板であって、冷間圧延後、焼鈍を行う前の鋼板を意味する。本明細書において、高強度高延性鋼板とは、上記成分組成の冷延原板を、焼鈍し、焼入れして、焼戻して得られるＤＰ鋼板を意味する。これらの鋼中成分は同じであるため、以下では、鋼中成分についてまとめて説明する。
まず、本発明を最も特徴付ける式（１）について説明する。
［式（１）：１４０≦４４２×Ｃ−７．７×Ｓｉ＋５３×Ｍｎ＋３１×Ｃｒ≦１６８］
上記式（１）は、焼入れ開始温度が５００〜６５０℃の範囲で変動しても、上記フェライト分率を安定して得るために設定されたパラメータである。詳細には、上記式（１）は、焼入れ向上元素であるＣ、Ｍｎ、ＳｉおよびＣｒから構成されており、本発明者らによる種々の基礎実験を経て設定されたものである。上記式（１）のパラメータが１４０未満になると、焼入れ開始温度が低いときにフェライト分率が大きくなりやすく、強度が低下する。そのため、上記式（１）のパラメータの下限を１４０以上とする。上記式（１）のパラメータの下限は、好ましくは１４３以上、より好ましくは１４６以上とする。一方、上記式（１）のパラメータが１６８を超えると、焼入れ開始温度が高いときにフェライト分率が小さくなりやすく、延性が低下する。そのため、上記式（１）のパラメータの上限を１６８以下とする。上記式（１）のパラメータの上限は、好ましくは１６５以下、より好ましくは１６２以下とする。
上記式（１）は、焼入れ開始温度が５００〜６５０℃の範囲で変動しても、上記フェライト分率を安定して得るために設定されたパラメータである。詳細には、上記式（１）は、焼入れ向上元素であるＣ、Ｍｎ、ＳｉおよびＣｒから構成されており、本発明者らによる種々の基礎実験を経て設定されたものである。上記式（１）のパラメータが１４０未満になると、焼入れ開始温度が低いときにフェライト分率が大きくなりやすく、強度が低下する。そのため、上記式（１）のパラメータの下限を１４０以上とする。上記式（１）のパラメータの下限は、好ましくは１４３以上、より好ましくは１４６以上とする。一方、上記式（１）のパラメータが１６８を超えると、焼入れ開始温度が高いときにフェライト分率が小さくなりやすく、延性が低下する。そのため、上記式（１）のパラメータの上限を１６８以下とする。上記式（１）のパラメータの上限は、好ましくは１６５以下、より好ましくは１６２以下とする。
本発明では、優れた高強度および高延性を十分に発揮させると共に、高強度高延性鋼板に要求される溶接性や靭性等の他の特性も発揮させるためには、冷延原板の化学成分組成を下記の通り制御する必要がある。
Ｃ：０．０７〜０．１５％
Ｃは、焼入れ性を高めて高強度を確保するのに必要な元素であるため、Ｃ量の下限を０．０７％以上とする。Ｃ量の下限は、好ましくは０．０８％以上、より好ましくは０．０９％以上である。しかしながら、Ｃ量が過剰であると溶接性が悪化する。よって、Ｃ量の上限を０．１５％以下とする。Ｃ量の上限は、好ましくは０．１４％以下、より好ましくは０．１３％以下、更に好ましくは０．１２％以下である。
Ｃは、焼入れ性を高めて高強度を確保するのに必要な元素であるため、Ｃ量の下限を０．０７％以上とする。Ｃ量の下限は、好ましくは０．０８％以上、より好ましくは０．０９％以上である。しかしながら、Ｃ量が過剰であると溶接性が悪化する。よって、Ｃ量の上限を０．１５％以下とする。Ｃ量の上限は、好ましくは０．１４％以下、より好ましくは０．１３％以下、更に好ましくは０．１２％以下である。
Ｓｉ：０％以上０．８％以下
Ｓｉは、固溶強化による強度向上に有効な元素であり、焼戻し軟化抵抗にも有効な元素である。これらの効果を有効に発揮させる観点からは、Ｓｉ量の下限は、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１％以上、更により好ましくは０．２％以上とする。しかしながら、Ｓｉは、多く含まれると焼入れ性が損なわれて高強度を確保し難くなり、更に溶接性も悪化する。よって、Ｓｉ量の上限を０．８％以下とする。Ｓｉ量の上限は、好ましくは０．７％以下、より好ましくは０．６％以下、更に好ましくは０．５％以下、更により好ましくは０．３％以下である。
Ｓｉは、固溶強化による強度向上に有効な元素であり、焼戻し軟化抵抗にも有効な元素である。これらの効果を有効に発揮させる観点からは、Ｓｉ量の下限は、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１％以上、更により好ましくは０．２％以上とする。しかしながら、Ｓｉは、多く含まれると焼入れ性が損なわれて高強度を確保し難くなり、更に溶接性も悪化する。よって、Ｓｉ量の上限を０．８％以下とする。Ｓｉ量の上限は、好ましくは０．７％以下、より好ましくは０．６％以下、更に好ましくは０．５％以下、更により好ましくは０．３％以下である。
Ｍｎ：１．２〜２．１％
Ｍｎは、焼入れ性を向上させて強度を高めるのに有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｍｎ量の下限を１．２％以上とする。Ｍｎ量の下限は、好ましくは１．４％以上、より好ましくは１．６％以上である。しかしながら、Ｍｎ量が過剰であると、耐遅れ破壊性および溶接性が悪化する。よって、Ｍｎ量の上限を２．１％以下とする。Ｍｎ量の上限は、好ましくは１．９％以下、より好ましくは１．７％以下である。
Ｍｎは、焼入れ性を向上させて強度を高めるのに有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｍｎ量の下限を１．２％以上とする。Ｍｎ量の下限は、好ましくは１．４％以上、より好ましくは１．６％以上である。しかしながら、Ｍｎ量が過剰であると、耐遅れ破壊性および溶接性が悪化する。よって、Ｍｎ量の上限を２．１％以下とする。Ｍｎ量の上限は、好ましくは１．９％以下、より好ましくは１．７％以下である。
Ｃｒ：０．５〜２．１％
Ｃｒは、焼入れ性向上により強度を高めるのに有効な元素であり、マルテンサイト相の焼戻し軟化抵抗を高めるのに有効な元素である。これらの効果を有効に発揮させるためには、Ｃｒ量の下限を０．５％以上とする。Ｃｒ量の下限は、好ましくは０．７％以上、より好ましくは０．９％以上である。しかしながら、Ｃｒ量が過剰であると、耐遅れ破壊性が劣化する。よって、Ｃｒ量の上限を２．１％以下とする。Ｃｒ量の上限は、好ましくは１．９％以下、より好ましくは１．７％以下である。
Ｃｒは、焼入れ性向上により強度を高めるのに有効な元素であり、マルテンサイト相の焼戻し軟化抵抗を高めるのに有効な元素である。これらの効果を有効に発揮させるためには、Ｃｒ量の下限を０．５％以上とする。Ｃｒ量の下限は、好ましくは０．７％以上、より好ましくは０．９％以上である。しかしながら、Ｃｒ量が過剰であると、耐遅れ破壊性が劣化する。よって、Ｃｒ量の上限を２．１％以下とする。Ｃｒ量の上限は、好ましくは１．９％以下、より好ましくは１．７％以下である。
Ｐ：０％超０．０２％以下
Ｐは、鋼を強化するために有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｐ量の下限は、好ましくは０．００２％以上とする。しかしながら、Ｐ量が過剰であると、脆性により延性を低下させる。よって、Ｐ量の上限を０．０２％以下とする。Ｐ量の上限は、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００６％以下である。
Ｐは、鋼を強化するために有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｐ量の下限は、好ましくは０．００２％以上とする。しかしながら、Ｐ量が過剰であると、脆性により延性を低下させる。よって、Ｐ量の上限を０．０２％以下とする。Ｐ量の上限は、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００６％以下である。
Ｓ：０％超０．０１％以下
Ｓは、硫化物系の介在物を生成し、加工性、溶接性を劣化させる元素である。そのため、Ｓ量の上限を０．０１％以下とする。Ｓ量は少ないほどよく、Ｓ量の上限は、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下である。なお、Ｓは鋼中に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％にすることは工業生産上不可能である。
Ｓは、硫化物系の介在物を生成し、加工性、溶接性を劣化させる元素である。そのため、Ｓ量の上限を０．０１％以下とする。Ｓ量は少ないほどよく、Ｓ量の上限は、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下である。なお、Ｓは鋼中に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％にすることは工業生産上不可能である。
Ａｌ：０％超０．１５％以下
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ａｌ量の下限を好ましくは０．０２０％以上、より好ましくは０．０３０％以上とする。しかしながら、Ａｌ量が過剰であると、Ｃ系介在物が多量に生成して表面疵の原因となる。よって、Ａｌ量の上限を０．１５％以下とする。Ａｌ量の上限は、好ましくは０．１４％以下、より好ましくは０．１０％以下、更に好ましくは０．０７％以下である。
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ａｌ量の下限を好ましくは０．０２０％以上、より好ましくは０．０３０％以上とする。しかしながら、Ａｌ量が過剰であると、Ｃ系介在物が多量に生成して表面疵の原因となる。よって、Ａｌ量の上限を０．１５％以下とする。Ａｌ量の上限は、好ましくは０．１４％以下、より好ましくは０．１０％以下、更に好ましくは０．０７％以下である。
Ｎ：０％超０．０１％以下
Ｎは、過剰に添加すると窒化物の析出量が増大し、靭性に悪影響を与える元素である。よってＮ量の上限を０．０１％以下とする。好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６％以下である。なお製鋼上のコスト等を考慮すると、Ｎ量の下限は、好ましくは０．００１％以上である。
Ｎは、過剰に添加すると窒化物の析出量が増大し、靭性に悪影響を与える元素である。よってＮ量の上限を０．０１％以下とする。好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００６％以下である。なお製鋼上のコスト等を考慮すると、Ｎ量の下限は、好ましくは０．００１％以上である。
Ｂ：０．０００５〜０．０１％
Ｂは、微量の添加で焼入れ性を向上させる元素である。Ｂの固溶量が飽和する量を添加することで焼入れ性のばらつきが低減され、製造安定性が高くなる。こうした効果を十分に発揮させるために、Ｂ量の下限を０．０００５％以上とする。Ｂ量の下限は、好ましくは０．０００８％以上、より好ましくは０．００１１％以上とする。しかしながら、Ｂ量が過剰であると延性が低下するため、Ｂ量の上限は０．０１％以下とする。Ｂ量の上限は、好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００６５％以下である。
Ｂは、微量の添加で焼入れ性を向上させる元素である。Ｂの固溶量が飽和する量を添加することで焼入れ性のばらつきが低減され、製造安定性が高くなる。こうした効果を十分に発揮させるために、Ｂ量の下限を０．０００５％以上とする。Ｂ量の下限は、好ましくは０．０００８％以上、より好ましくは０．００１１％以上とする。しかしながら、Ｂ量が過剰であると延性が低下するため、Ｂ量の上限は０．０１％以下とする。Ｂ量の上限は、好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００６５％以下である。
本発明の冷延原板の成分組成は上述した通りであり、残部は鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。
更に本発明の冷延原板には、必要に応じて、Ｔｉ：０％超０．１％以下、Ｖ：０％超０．１％以下、およびＮｂ：０％超０．１％以下よりなる群から選ばれる１種以上等を含有させることも可能である。
Ｔｉ：０％超０．１％以下、Ｖ：０％超０．１％以下、およびＮｂ：０％超０．１％以下よりなる群から選ばれる１種以上
Ｔｉ、Ｖ、およびＮｂはいずれも炭化物の析出により強度向上に有効な元素である。これらの元素は、夫々単独でまたは適宜組み合わせて含有させても良い。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂのそれぞれの好ましい下限を０．０１％以上とする。いずれの元素も、より好ましくは０．０３％以上、更に好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、各元素の含有量が過剰になると、炭窒化物の析出が増大し、延性や加工性が劣化する。そのため、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂのそれぞれの好ましい上限を０．１％以下とする。いずれの元素も、より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０６％以下である。
Ｔｉ、Ｖ、およびＮｂはいずれも炭化物の析出により強度向上に有効な元素である。これらの元素は、夫々単独でまたは適宜組み合わせて含有させても良い。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂのそれぞれの好ましい下限を０．０１％以上とする。いずれの元素も、より好ましくは０．０３％以上、更に好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、各元素の含有量が過剰になると、炭窒化物の析出が増大し、延性や加工性が劣化する。そのため、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂのそれぞれの好ましい上限を０．１％以下とする。いずれの元素も、より好ましくは０．０８％以下、更に好ましくは０．０６％以下である。
更に他の元素として、例えば、Ｓｅ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｗ、Ｃｓ、Ｒｂ、Ｃａ、Ｃｏ、Ｌａ、Ｔｌ、Ｎｄ、Ｙ、Ｉｎ、Ｂｅ、Ｈｆ、Ｔｃ、Ｔａ、およびＯよりなる群から選択される１種以上の元素を、０．０１％以下の範囲で添加しても良い。これにより、耐食性や耐遅れ破壊性を改善することができる。これらの元素は単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても良い。なお、上記の含有量は、上記元素を単独で含むときは単独の量であり、２種以上を含むときは合計量である。
次に、本発明に係る高強度高延性鋼板の組織について説明する。前述したとおり、本発明の鋼板は、フェライトと焼戻しマルテンサイトを含むＤＰ鋼板である。
フェライト：２０〜４０面積％
フェライトは、鋼板の延性向上に寄与する組織であり、金属組織全体に対するフェライト分率が２０面積％未満では、鋼板の延性が低下し、強度−延性バランスが悪くなる。そのため、金属組織全体に対するフェライト分率の下限を２０面積％以上とする。好ましくは２１面積％以上、より好ましくは２６面積％以上とする。一方、金属組織全体に対するフェライト分率が４０面積％を超えると、鋼板の引張強度および降伏強度が低下する。従って金属組織全体に対するフェライト分率の上限を４０面積％以下とする。好ましくは３６面積％以下、より好ましくは３２面積％以下とする。
フェライトは、鋼板の延性向上に寄与する組織であり、金属組織全体に対するフェライト分率が２０面積％未満では、鋼板の延性が低下し、強度−延性バランスが悪くなる。そのため、金属組織全体に対するフェライト分率の下限を２０面積％以上とする。好ましくは２１面積％以上、より好ましくは２６面積％以上とする。一方、金属組織全体に対するフェライト分率が４０面積％を超えると、鋼板の引張強度および降伏強度が低下する。従って金属組織全体に対するフェライト分率の上限を４０面積％以下とする。好ましくは３６面積％以下、より好ましくは３２面積％以下とする。
焼戻しマルテンサイトは高強度の確保に必要な組織であり、本発明では金属組織全体に対する焼戻しマルテンサイト分率の下限を、好ましくは５７面積％以上、より好ましくは６２面積％以上、更に好ましくは６７面積％以上とする。しかし焼戻しマルテンサイトが多くなり過ぎると延性が低下し、強度−延性バランスが悪くなる。よって、金属組織全体に対する焼戻しマルテンサイト分率の上限を、好ましくは８４面積％以下、より好ましくは７９面積％以下、更に好ましくは７４面積％以下とする。
本発明の高強度高延性鋼板は、上記組織以外に、製造工程で不可避的に含まれうる残部組織、例えばベイナイト、残留オーステナイト等も含みうる。金属組織全体に対する上記残部組織の分率は合計で３面積％以下であることが好ましく、より好ましくは１面積％以下であり、最も好ましくは０面積％である。
次に、本発明に係る高強度高延性鋼板の製造方法について説明する。本発明では、焼入れ開始温度にかかわらず、製造安定性に優れた高強度高延性鋼板が得られるように、上記成分組成を満たす冷延原板を用いて、特に焼鈍工程および焼入れ工程に留意して製造することが重要である。但し、それ以外の工程は、一般的な条件を採用することができる。例えば、常法に従って溶製し、連続鋳造によりスラブ等の鋼片を得た後、加熱し、次いで熱間圧延を行い、巻取った後に酸洗し、冷間圧延して、得られた冷延原板を焼鈍し、焼入れして、焼戻しすることによって得ることができる。
以下、工程順に好ましい方法を説明する。
まず、上記鋼中成分を満足する熱延鋼板を準備する。熱間圧延は常法に従って行えばよいが、例えば、以下のように制御することが好ましい。
熱間圧延時の加熱温度は、１１００℃以上１２５０℃以下が好ましい。熱間圧延時の加熱温度が低いと粗大な炭化物が残存し、脆化を引き起こす。そのため、熱間圧延時の加熱温度の下限は、好ましくは１１００℃以上、より好ましくは１１５０℃以上とする。一方、熱間圧延時の加熱温度が高いと加熱炉への負荷が大きくなる。そのため、熱間圧延時の上限は、好ましくは１２５０℃以下、より好ましくは１２００℃以下とする。
熱間圧延の仕上温度は、８７０℃以上１１５０℃以下が好ましい。熱間圧延の仕上温度が低いと二相域での圧延となり、板厚精度が悪くなる。そのため、熱間圧延の仕上温度の下限は、好ましくは８７０℃以上、より好ましくは９００℃以上、更に好ましくは９３０℃以上とする。一方、熱間圧延の仕上温度が高いとオーステナイト粒が粗大となり、焼鈍後の組織も粗大となるため、脆化を引き起こす。そのため、熱間圧延の仕上温度の上限は、好ましくは１１５０℃以下、より好ましくは１１００℃以下とする。
熱間圧延の巻取り温度は、５００℃以上７００℃以下が好ましい。熱間圧延の巻取り温度が低いと熱延後の強度が高くなり、冷間圧延機への負荷が大きくなる。そのため、熱間圧延の巻取り温度の下限は、好ましくは５００℃以上、より好ましくは５３０℃以上、更に好ましくは５６０℃以上とする。一方、熱間圧延の巻取り温度が高いと鋼板表面の酸化物が厚くなり、また粒界酸化物が形成され、焼鈍後の表面外観や化成処理性を劣化させる。そのため、熱間圧延の巻取り温度の上限は、好ましくは７００℃以下、より好ましくは６７０℃以下、更に好ましくは６４０℃以下とする。
巻取り後の酸洗条件は、例えば塩酸を用いて、濃度：１０〜２０％、温度：６０〜９０℃、時間：５〜６０秒で行うことが好ましい。
上記酸洗後、冷間圧延を行う。冷間圧延の冷延率は、３５％以上８０％以下が好ましい。冷間圧延の冷延率が低いと焼鈍板の結晶粒が粗大となり、脆化を引き起こす。そのため、冷間圧延の冷延率の下限は、好ましくは３５％以上、より好ましくは４５％以上とする。一方、冷間圧延の冷延率が高いと圧延機への負荷が大きくなる。冷間圧延の冷延率の上限は、好ましくは８０％以下、より好ましくは７０％以下とする。
次に、下記条件で焼鈍、焼入れ、焼戻しを行う。
８２０〜９３０℃で３０〜２５０秒保持
焼鈍温度が８２０℃未満となるとオーステナイト単相組織を得ることができない。そのため、焼鈍温度の下限を８２０℃以上とする。焼鈍温度の下限は、好ましくは８３０℃以上、より好ましくは８４０℃以上とする。一方、焼鈍温度を過剰に高温にすると設備負荷が大きくなりコストが増加する。そのため、焼鈍温度の上限を９３０℃以下とする。焼鈍温度の上限は、好ましくは９２０℃以下、より好ましくは９１０℃以下とする。また、この焼鈍温度でオーステナイト変態を完了させるため３０秒以上保持する必要がある。そのため、上記焼鈍温度での保持時間の下限を３０秒以上とする。上記焼鈍温度での保持時間の下限は、好ましくは６０秒以上、より好ましくは９０秒以上とする。しかし、過剰な時間保持すると、組織が粗大になり靭性が劣化する。そのため、上記焼鈍温度での保持時間の上限を２５０秒以下とする。上記焼鈍温度での保持時間の上限は、好ましくは２２０秒以下、より好ましくは１９０秒以下とする。
焼鈍温度が８２０℃未満となるとオーステナイト単相組織を得ることができない。そのため、焼鈍温度の下限を８２０℃以上とする。焼鈍温度の下限は、好ましくは８３０℃以上、より好ましくは８４０℃以上とする。一方、焼鈍温度を過剰に高温にすると設備負荷が大きくなりコストが増加する。そのため、焼鈍温度の上限を９３０℃以下とする。焼鈍温度の上限は、好ましくは９２０℃以下、より好ましくは９１０℃以下とする。また、この焼鈍温度でオーステナイト変態を完了させるため３０秒以上保持する必要がある。そのため、上記焼鈍温度での保持時間の下限を３０秒以上とする。上記焼鈍温度での保持時間の下限は、好ましくは６０秒以上、より好ましくは９０秒以上とする。しかし、過剰な時間保持すると、組織が粗大になり靭性が劣化する。そのため、上記焼鈍温度での保持時間の上限を２５０秒以下とする。上記焼鈍温度での保持時間の上限は、好ましくは２２０秒以下、より好ましくは１９０秒以下とする。
次いで、７５０℃まで冷却する。７５０℃までの平均冷却速度は、特に限定されないが、設備負荷を低減するため、好ましくは３℃／秒以上２０℃／秒以下とする。
７５０℃から焼入れ開始温度までの平均冷却速度：５〜２０℃／秒
次に、７５０℃から後述する焼入れ開始温度まで冷却する。７５０℃から焼入れ開始温度までの平均冷却速度が５℃／秒未満であるとフェライトが過剰に生成する。そのため、上記平均冷却速度の下限を５℃／秒以上とする。上記平均冷却速度の下限は、好ましくは８℃／秒以上、より好ましくは１１℃／秒以上とする。一方、上記平均冷却速度が２０℃／秒超であるとフェライト生成量が不足し、更に焼入れ開始温度の制御が難しくなり、結果として製造安定性が得られにくい。そのため、上記平均冷却速度の上限は、２０℃／秒以下とする。上記平均冷却速度の上限は、好ましくは１７℃／秒以下、より好ましくは１４℃／秒以下とする。
次に、７５０℃から後述する焼入れ開始温度まで冷却する。７５０℃から焼入れ開始温度までの平均冷却速度が５℃／秒未満であるとフェライトが過剰に生成する。そのため、上記平均冷却速度の下限を５℃／秒以上とする。上記平均冷却速度の下限は、好ましくは８℃／秒以上、より好ましくは１１℃／秒以上とする。一方、上記平均冷却速度が２０℃／秒超であるとフェライト生成量が不足し、更に焼入れ開始温度の制御が難しくなり、結果として製造安定性が得られにくい。そのため、上記平均冷却速度の上限は、２０℃／秒以下とする。上記平均冷却速度の上限は、好ましくは１７℃／秒以下、より好ましくは１４℃／秒以下とする。
焼入れ開始温度：５００〜６５０℃
焼入れ開始温度は、所望のフェライト分率を安定して得るため、５００〜６５０℃の範囲とする。焼入れ開始温度が５００℃未満ではフェライトが過剰に生成してしまい、さらにベイナイト変態温度域ではベイナイトが生成し、強度が低下する。そのため、焼入れ開始温度の下限を５００℃以上とする。焼入れ開始温度の下限は、好ましくは５２０℃以上、より好ましくは５４０℃以上、更に好ましくは５６０℃以上とする。一方、焼入れ開始温度が６５０℃を超えると、フェライト生成量が不足する。そのため、焼入れ開始温度の上限を６５０℃以下とする。焼入れ開始温度の上限は、好ましくは６３０℃以下、より好ましくは６１０℃以下、更に好ましくは５９０℃以下とする。
焼入れ開始温度は、所望のフェライト分率を安定して得るため、５００〜６５０℃の範囲とする。焼入れ開始温度が５００℃未満ではフェライトが過剰に生成してしまい、さらにベイナイト変態温度域ではベイナイトが生成し、強度が低下する。そのため、焼入れ開始温度の下限を５００℃以上とする。焼入れ開始温度の下限は、好ましくは５２０℃以上、より好ましくは５４０℃以上、更に好ましくは５６０℃以上とする。一方、焼入れ開始温度が６５０℃を超えると、フェライト生成量が不足する。そのため、焼入れ開始温度の上限を６５０℃以下とする。焼入れ開始温度の上限は、好ましくは６３０℃以下、より好ましくは６１０℃以下、更に好ましくは５９０℃以下とする。
上記の焼入れ開始温度まで冷却した後は、例えば平均冷却速度で５０℃／秒以上の急冷にて、少なくとも１００℃以下まで冷却して焼入れを行なう。このときの急冷停止温度は、通常の水焼き入れの場合には、５０℃程度である。また焼入れの際の平均冷却速度は好ましくは８０℃／秒以上である。その上限は、通常の水焼入れのときの平均冷却速度を考慮すれば、１０００℃／秒以下となる。
上記焼入れ後、再加熱して焼戻し処理を行う。焼戻し温度は、１５０℃以上３００℃以下が好ましい。焼戻し温度が１５０℃未満であると、靭性を確保するのが困難となる。そのため、焼戻し温度の下限は、好ましくは１５０℃以上、より好ましくは１８０℃以上とする。一方、焼戻し温度が３００℃を超えると、曲げ性が劣化する上、強度を確保しにくくなる。そのため、焼戻し温度の上限は、好ましくは３００℃以下、より好ましくは２７０℃以下、更に好ましくは２４０℃以下とする。
また、焼戻し温度での保持時間、即ち焼戻し時間は、３０秒以上１０００秒以下が好ましい。焼戻し時間が３０秒未満であると、靭性を確保することが困難となる。そのため、焼戻し時間の下限は、好ましくは３０秒以上、より好ましくは６０秒以上とする。一方、焼戻し時間が１０００秒を超えると、曲げ性が劣化する上に、強度を確保しにくくなる。そのため、焼戻し時間の上限は、好ましくは１０００秒以下、より好ましくは８００秒以下とする。
本発明の高強度高延性鋼板は、その表面に溶融亜鉛めっきを施して得られる溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）や、溶融亜鉛めっきを施した後、これを合金化処理して得られる合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）、電気亜鉛めっき鋼板も含まれる。これらのめっき処理を施すことによって耐食性を向上させることができる。尚、これらのめっき処理方法や合金化処理方法については、一般的に行なわれている条件を採用すればよい。
本発明の高強度高延性鋼板は、例えばメンバーやシートレール等の自動車用高強度部品の製造に使用できる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限を受けず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
表１に示す成分組成を満たす鋼を溶製した。詳細には、転炉で一次精錬後に、取鍋にて脱硫を施した。また、取鍋精錬後に真空脱ガス（ＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ−Ｈｅｒａｅｕｓ）法）処理を施した。その後、常法により連続鋳造を実施してスラブを得た。そして下記に示す条件で熱間圧延、酸洗、冷間圧延を順次行って、板厚１．４ｍｍの冷延原板を得た。
熱間圧延時の加熱温度：１２００℃
熱間圧延の仕上温度：８７０℃
熱間圧延後の巻取り温度：５５０℃
仕上厚さ：２．８ｍｍ
酸洗条件：２０％塩酸、８０℃、３５秒
冷間圧延の冷延率：５０％
熱間圧延時の加熱温度：１２００℃
熱間圧延の仕上温度：８７０℃
熱間圧延後の巻取り温度：５５０℃
仕上厚さ：２．８ｍｍ
酸洗条件：２０％塩酸、８０℃、３５秒
冷間圧延の冷延率：５０％
次いで、連続焼鈍を行った。連続焼鈍では、表２〜４に示す焼鈍温度で、表２〜４に示す焼鈍時間保持した。その後、７５０℃まで平均冷却速度：５℃／秒で冷却し、次いで表２〜４に示す条件で７５０℃から焼入れ開始温度まで冷却し、該焼入れ開始温度から５０℃まで平均冷却速度７００℃／秒の水焼入れで急冷した。更に、表２〜４に示す焼戻し温度まで再加熱し、該温度で表２〜４に示す焼戻し時間保持した。その後、室温まで放冷した。
上記のようにして得られた鋼板を用い、下記に示す条件で各種特性の評価を行った。
鋼組織の面積率の測定
本実施例では、点算法により、フェライトの面積率を算出した。詳細には、１．４ｍｍ×２０ｍｍ×２０ｍｍの試験片の圧延方向と平行な断面を研磨し、ナイタール腐食を行った後、板厚の１／４部について１０００倍でＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）にて観察を行った。そして、１視野のサイズ１００μｍ×１００μｍで、縦横それぞれ等間隔に１０本の線を引き、フェライト組織内にある交点の数を全交点の数で割り、任意の１０視野の平均値をフェライトの面積率とした。金属組織全体：１００面積％から上記フェライトの面積率を引いた値を、焼き戻しマルテンサイトおよび他の残部組織の面積率とした。その結果を表２〜４に示す。
本実施例では、点算法により、フェライトの面積率を算出した。詳細には、１．４ｍｍ×２０ｍｍ×２０ｍｍの試験片の圧延方向と平行な断面を研磨し、ナイタール腐食を行った後、板厚の１／４部について１０００倍でＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）にて観察を行った。そして、１視野のサイズ１００μｍ×１００μｍで、縦横それぞれ等間隔に１０本の線を引き、フェライト組織内にある交点の数を全交点の数で割り、任意の１０視野の平均値をフェライトの面積率とした。金属組織全体：１００面積％から上記フェライトの面積率を引いた値を、焼き戻しマルテンサイトおよび他の残部組織の面積率とした。その結果を表２〜４に示す。
引張特性の評価
引張強度ＴＳ、降伏強度ＹＳ、および均一伸びｕＥＬの引張特性は、上記鋼板の圧延方向に垂直な方向が長手方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を鋼板から採取し、ＪＩＳ
Ｚ ２２４１に規定の方法に従って測定した。参考のため、全伸びＥＬも同様に測定した。これらの結果を表２〜４に示す。
引張強度ＴＳ、降伏強度ＹＳ、および均一伸びｕＥＬの引張特性は、上記鋼板の圧延方向に垂直な方向が長手方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を鋼板から採取し、ＪＩＳ
Ｚ ２２４１に規定の方法に従って測定した。参考のため、全伸びＥＬも同様に測定した。これらの結果を表２〜４に示す。
製造安定性の評価
焼入れ開始温度が５００〜６５０℃の範囲で変動しても、引張強度ＴＳ≧９８０ＭＰａ、降伏強度ＹＳ≧６５０ＭＰａ、および均一伸びｕＥＬ≧５．０％を全て満たすものを製造安定性が優れる（合格）と評価した。それ以外を製造安定性に劣る（不合格）と評価した。
焼入れ開始温度が５００〜６５０℃の範囲で変動しても、引張強度ＴＳ≧９８０ＭＰａ、降伏強度ＹＳ≧６５０ＭＰａ、および均一伸びｕＥＬ≧５．０％を全て満たすものを製造安定性が優れる（合格）と評価した。それ以外を製造安定性に劣る（不合格）と評価した。
表１〜４より次の様に考察できる。表２の試験Ｎｏ．１〜５、１１〜２０、表３の試験Ｎｏ．２６〜３５、および表４の試験Ｎｏ．４６〜５０は、それぞれ本発明の組成を満足する表１の鋼種Ｎｏ．１、３、４、６、７、１０を用い、本発明の方法に従って製造した例である。これらは、本発明の組成を満足するため、焼入れ開始温度が変動しても、本発明の組織が得られた。その結果、所望の高強度および高延性が得られ、製造安定性に優れていた。
表２の試験Ｎｏ．６〜１０は、式（１）の値が大きい表１の鋼種Ｎｏ．２を用い、本発明の方法に従って製造した例である。これらは、式（１）の値が大きいため、焼入れ開始温度：６４０℃では、フェライト分率が低くなり、延性が低下し、製造安定性に劣っていた。
表２の試験Ｎｏ．２１〜２５は、式（１）の値が大きい表１の鋼種Ｎｏ．５を用い、本発明の方法に従って製造した例である。これらは、式（１）の値が大きいため、焼入れ開始温度：６４０℃では、フェライト分率が低くなり、延性が低下し、製造安定性に劣っていた。
表３の試験Ｎｏ．３６〜４０は、式（１）の値が小さい表１の鋼種Ｎｏ．８を用い、本発明の方法に従って製造した例である。これらは、式（１）の値が小さいため、焼入れ開始温度：５２０℃、５５０℃、５８０℃では、フェライト分率が高くなり、強度が低下し、製造安定性に劣っていた。
表３の試験Ｎｏ．４１〜４５は、式（１）の値が大きい表１の鋼種Ｎｏ．９を用い、本発明の方法に従って製造した例である。これらは、式（１）の値が大きいため、焼入れ開始温度：５８０℃、６１０℃、６４０℃では、フェライト分率が低くなり、延性が低下し、製造安定性に劣っていた。
表４の試験Ｎｏ．５１〜５５は、式（１）の値が小さい表１の鋼種Ｎｏ．１１を用い、本発明の方法に従って製造した例である。その結果、焼入れ開始温度：５２０℃、５５０℃、５８０℃では、フェライト分率が高くなり、強度が低下し、製造安定性に劣っていた。
表４の試験Ｎｏ．５６〜６０は、本発明の組成を満足する表１の鋼種Ｎｏ．１を用いたが、焼入れ開始温度までの平均冷却速度が遅い例である。その結果、焼入れ開始温度：５２０℃、５５０℃では、フェライト分率が高くなり、強度が低下し、製造安定性に劣っていた。
表４の試験Ｎｏ．６１〜６５は、本発明の組成を満足する表１の鋼種Ｎｏ．１０を用いたが、焼入れ開始温度までの平均冷却速度が速い例である。その結果、焼入れ開始温度：６１０℃、６４０℃では、フェライト分率が低くなり、延性が低下し、製造安定性に劣っていた。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０７〜０．１５％、
Ｓｉ：０％以上０．８％以下、
Ｍｎ：１．２〜２．１％、
Ｃｒ：０．５〜２．１％、
Ｐ ：０％超０．０２％以下、
Ｓ ：０％超０．０１％以下、
Ａｌ：０％超０．１５％以下、
Ｎ ：０％超０．０１％以下、および
Ｂ ：０．０００５〜０．０１％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、 前記Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量は下記式（１）を満たし、
金属組織は、フェライト：２０〜４０面積％、および焼戻しマルテンサイトを含むことを特徴とする製造安定性に優れた高強度高延性鋼板。
１４０≦４４２×Ｃ−７．７×Ｓｉ＋５３×Ｍｎ＋３１×Ｃｒ≦１６８・・・（１）
式（１）中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒは、質量％で、各成分の含有量を示す。 - 更に、質量％で、
Ｔｉ：０％超０．１％以下、
Ｖ ：０％超０．１％以下、および
Ｎｂ：０％超０．１％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１に記載の高強度高延性鋼板。 - 請求項１または２に記載の鋼中成分を満たす冷延原板を、８２０〜９３０℃の温度域で３０〜２５０秒保持した後、
７５０℃から、５００〜６５０℃の焼入れ開始温度までの範囲を５〜２０℃／秒の平均冷却速度で冷却してから焼入れおよび焼戻しを行うことを特徴とする請求項１または２に記載の高強度高延性鋼板の製造方法。 - 請求項１に記載の高強度高延性鋼板の製造に用いられる冷延原板であって、
質量％で、
Ｃ ：０．０７〜０．１５％、
Ｓｉ：０％以上０．８％以下、
Ｍｎ：１．２〜２．１％、
Ｃｒ：０．５〜２．１％、
Ｐ ：０％超０．０２％以下、
Ｓ ：０％超０．０１％以下、
Ａｌ：０％超０．１５％以下、
Ｎ ：０．００５２％以上０．０１％以下、および
Ｂ ：０．０００８〜０．０１％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、 前記Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量は下記式（１）を満たすことを特徴とする冷延原板。
１４６≦４４２×Ｃ−７．７×Ｓｉ＋５３×Ｍｎ＋３１×Ｃｒ≦１６８・・・（１）
式（１）中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒは、質量％で、各成分の含有量を示す。 - 請求項２に記載の高強度高延性鋼板の製造に用いられる冷延原板であって、
質量％で、
Ｃ ：０．０７〜０．１５％、
Ｓｉ：０％以上０．８％以下、
Ｍｎ：１．２〜２．１％、
Ｃｒ：０．５〜２．１％、
Ｐ ：０％超０．０２％以下、
Ｓ ：０％超０．０１％以下、
Ａｌ：０％超０．１５％以下、
Ｎ ：０．００５２％以上０．０１％以下、および
Ｂ ：０．０００８〜０．０１％を含有し、
更に、Ｔｉ：０％超０．１％以下、Ｖ：０％超０．１％以下、およびＮｂ：０％超０．１％以下よりなる群から選ばれる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り、
前記Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量は下記式（１）を満たすことを特徴とする冷延原板。
１４６≦４４２×Ｃ−７．７×Ｓｉ＋５３×Ｍｎ＋３１×Ｃｒ≦１６８・・・（１）
式（１）中、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒは、質量％で、各成分の含有量を示す。
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