JP6597939B1 - 成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板、及び、成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法 - Google Patents
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0268—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment between cold rolling steps
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- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
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- C21D8/041—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
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- C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
- C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment following hot rolling
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- C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
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- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
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- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
- C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
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- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
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- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
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- C22C—ALLOYS
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- C22C—ALLOYS
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- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
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- C22C—ALLOYS
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- C22C—ALLOYS
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- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
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- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
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- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
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- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/261—After-treatment in a gas atmosphere, e.g. inert or reducing atmosphere
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
- C23C2/29—Cooling or quenching
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
- C23C2/36—Elongated material
- C23C2/40—Plates; Strips
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
- C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
- C25D5/00—Electroplating characterised by the process; Pretreatment or after-treatment of workpieces
- C25D5/48—After-treatment of electroplated surfaces
- C25D5/50—After-treatment of electroplated surfaces by heat-treatment
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/001—Austenite
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/003—Cementite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
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- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
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Abstract
Description
C :0.080〜0.500%、
Si:2.50%以下、
Mn:0.50〜5.00%、
P :0.100%以下、
S :0.0100%以下、
Al:0.001〜2.000%、
N :0.0150%以下、
O :0.0050%以下、
残部:Fe及び不可避的不純物からなり、かつ、下記式(1)を満たす鋼板において、
鋼板表面から1/8t(t:板厚)〜3/8t(t:板厚)の領域のミクロ組織が、体積%で、
針状フェライト:20%以上、
マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、及び、残留オーステナイトの1種又は2種以上からなる島状硬質組織:20%以上
を含み、
残留オーステナイト:2%以上、25%以下であり、
塊状フェライト:20%以下、
パーライト及び/又はセメンタイト:合計で5%以下
に制限され、
前記島状硬質組織において、円相当径1.5μm以上の硬質領域のアスペクト比の平均が2.0以上であり、円相当径1.5μm未満の硬質領域のアスペクト比の平均が2.0未満であり、
前記円相当径1.5μm未満の硬質領域の単位面積当たり個数密度(以下単に「個数密度」ともいう。)の平均が1.0×1010個・m−2以上であり、かつ、3つ以上の視野において、それぞれ5.0×10−10m2以上の面積において島状硬質組織の個数密度を求めたときに、その最大個数密度と最小個数密度の比が2.5以下である
ことを特徴とする成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
[Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr]
+0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti]
≧1.00 ・・・(1)
[元素]:元素の質量%
Ti:0.300%以下、
Nb:0.100%以下、
V :1.00%以下
の1種又は2種以上を含む
ことを特徴とする本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
Cr:2.00%以下、
Ni:2.00%以下、
Cu:2.00%以下、
Mo:1.00%以下、
W :1.00%以下、
B :0.0100%以下
の1種又は2種以上を含む
ことを特徴とする本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
Sn:1.00%以下、
Sb:0.200%以下
の1種又は2種を含む
ことを特徴とする本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
ことを特徴とする本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
熱間圧延が完了してから600℃までの冷却条件が、圧延完了温度から600℃までの温度を15等分した各温度域における変態進行度合いの総和を表す下記式(2)を満たし、かつ、600℃に達した後、後述の中間熱処理を開始するまで20℃毎に算出する温度履歴が、下記式(3)を満たす冷却工程と、
圧下率80%以下の冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
(Ac3−30)℃から(Ac3+100)℃の温度に、650℃から(Ac3−40)℃の温度域の平均加熱速度を30℃/秒以上として加熱し、当該加熱温度から(最高加熱温度−10)℃の温度域における滞留時間を100秒以下に制限し、次いで、加熱温度から冷却するに際し、750℃から450℃の温度域の平均冷却速度を30℃/秒以上として冷却する中間熱処理工程と、を実施して得られる熱処理用鋼板に、
(Ac1+25)℃からAc3点の温度に、450℃から650℃における温度履歴を下記式(B)を満たす範囲とし、次いで、650℃から750℃における温度履歴を下記式(C)を満たす範囲として加熱し、
加熱温度に150秒以下保持し、
加熱保持温度から冷却するに際し、700℃から550℃の温度域の平均冷却速度を10℃/秒以上として、550℃から300℃の温度域に冷却し、
550℃から300℃の温度域における滞留時間を1000秒以下とし、
さらに、550℃から300℃の温度域における滞留条件が、下記式(4)を満たす本熱処理工程を実施する
ことを特徴とする本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
hi:iパス後の仕上板厚[mm]
Ti:iパス目の圧延温度[℃]
ti:iパス目の圧延からi+1パス目までの経過時間[秒]
A=9.11×107,B=2.72×104:定数
tn:n回目の算出時における炭化物の成長に関する実効総時間[時間]
Δtn:n−1回目の算出時点からn回目の算出時点に至るまでの経過時間[時間]
C:炭化物の成長速度に関するパラメター(元素記号:元素の質量%)
N:式(B)左辺の値
P:0.38Si+0.64Cr+0.34Mo
但し、各化学組成は添加量[質量%]を表す。
Q:2.43×104
tn:(640+10n)℃から(650+10n)℃までの経過時間[秒]
Bs点(℃)=611−33[Mn]−17[Cr]−17[Ni]−21[Mo]
−11[Si]+30[Al]+(24[Cr]+15[Mo]
+5500[B]+240[Nb])/(8[C])
[元素]:元素の質量%
Bs<T(n)のとき、(Bs−T(n))=0
t:550〜300℃の温度域における滞留時間の合計[秒]
本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法で製造した成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板を、亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、高強度鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法において550℃から300℃の温度域に滞留する鋼板を、亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、高強度鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法で製造した成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の片面又は両面に、電気めっきで、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
前記亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を400℃から600℃に加熱し、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層に合金化処理を施す
ことを特徴とする本発明の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
C :0.080〜0.500%、
Si:2.50%以下、
Mn:0.50〜5.00%、
P :0.100%以下、
S :0.010%以下、
Al:0.010〜2.000%、
N :0.0015%以下、
O :0.0050%以下、
残部:Fe及び不可避的不純物からなり、かつ、下記式(1)を満たす鋼板において、
鋼板表面から1/8t(t:板厚)〜3/8t(t:板厚)の領域のミクロ組織が、体積%で、
マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び、ベイニティックフェライトの1種又は2種以上からなり、円相当径0.3μm以上の炭化物を1.0×1010個/m2以上有するラス組織:80%以上
を含む。
[Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr]
+0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti]
≧1.00 ・・・(1)
[元素]:元素の質量%
C :0.080〜0.500%、
Si:2.50%以下、
Mn:0.50〜5.00%、
P :0.100%以下、
S :0.010%以下、
Al:0.010〜2.000%、
N :0.0015%以下、
O :0.0050%以下、
残部:Fe及び不可避的不純物からなり、かつ、下記式(1)を満たす鋼板において、
鋼板表面から1/8t(t:板厚)〜3/8t(t:板厚)の領域のミクロ組織が、体積%で、
針状フェライト:20%以上、
マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、及び、残留オーステナイトの1種又は2種以上からなる島状硬質組織:20%以上
を含み、
残留オーステナイト:2%以上、25%以下であり、
塊状フェライト:20%以下
に制限され、
前記島状硬質組織において、円相当径1.5μm以上の硬質領域のアスペクト比の平均が2.0以上であり、円相当径1.5μm未満の硬質領域のアスペクト比の平均が2.0未満であり、
前記円相当径1.5μm未満の硬質領域の単位面積当たりの個数密度(個数密度)の平均が1.0×1010個・m−2以上であり、かつ、3つ以上の視野において、それぞれ5.0×10−10m2以上の面積において島状硬質組織の個数密度を求めたときに、その最大個数密度と最小個数密度の比が2.5以下であることを特徴とする。
[Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr]
+0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti]
≧1.00 ・・・(1)
[元素]:元素の質量%
本発明鋼板Aの片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を有する
ことを特徴とする。
本発明鋼板A1の亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層が合金化めっき層である
ことを特徴とする。
鋼板aの成分組成の鋳片を、1080℃以上、1300℃以下に加熱した後、最高加熱温度から1000℃までの温度領域における熱間圧延条件が前記式(A)を満たし、更に圧延完了温度を975℃から850℃の区間とする熱間圧延を施す熱間圧延工程と、
熱間圧延が完了してから600℃までの冷却条件が、圧延完了温度から600℃までの温度を15等分した各温度域における変態進行度合いの総和を表す前記式(2)を満たし、かつ、600℃に達した後、後述の中間熱処理を開始するまで20℃毎に算出する温度履歴が、式(3)を満たす冷却工程と、
圧下率80%以下の冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
(Ac3−30)℃から(Ac3+100)℃の温度に、650℃から(Ac3−40)℃の温度域の平均加熱速度を30℃/秒以上として加熱し、当該加熱温度から(最高加熱温度−10)℃の温度域における滞留時間を100秒以下に制限し、次いで、加熱温度から冷却するに際し、750℃から450℃の温度域の平均冷却速度を30℃/秒以上として冷却する中間熱処理工程とを実施する。
加熱温度に150秒以下保持し、
加熱保持温度から、700℃から550℃の温度域の平均冷却速度を10℃/秒以上として、550℃から300℃の温度域に冷却し、
550℃から300℃の温度域における滞留時間を1000秒以下とし、
さらに、550℃から300℃の温度域における滞留条件が、前記式(4)を満たす本熱処理工程を実施することを特徴とする。
本発明製造方法Aで製造した成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板を、亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする。
本発明製造方法Aで製造し、550℃から300℃の温度域に滞留する鋼板を、亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする。
本発明製造方法Aで製造した成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の片面又は両面に、電気めっきで、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする。
本発明鋼板A1の亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を400℃から600℃に加熱し、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層に合金化処理を施すことを特徴とする。
C:0.080〜0.500%
Cは、強度と耐衝撃性の向上に寄与する元素である。Cが0.080%未満であると、添加効果が十分に得られないので、Cは0.080%以上とする。好ましくは0.100%以上、より好ましくは0.140%以上である。
一方、Cが0.500%を超えると、鋳造スラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下するので、Cは0.500%以下とする。さらに、多量のCは溶接性を劣化させるので、良好なスポット溶接性を確保する点で、Cは0.350%以下が好ましく、0.250%以下がより好ましい。
Siは、鉄系炭化物を微細化し、強度と成形性の向上に寄与する元素であるが、鋼を脆化する元素でもある。Siが2.50%を超えると、鋳造スラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下するので、Siは2.50%以下とする。また、SiはFe結晶を脆化させる元素であり、耐衝撃性を確保する点で、2.20%以下が好ましく、2.00%以下がより好ましい。
下限は0%を含むが、0.010%未満に低減すると、ベイナイト変態時、粗大な鉄系炭化物が生成し、強度及び成形性が低下する場合があるので、Siは0.005%以上が好ましい。より好ましくは0.010%以上である。
Mnは、焼入れ性を高めて、強度の向上に寄与する元素である。Mnが0.50%未満であると、焼鈍の冷却過程で軟質な組織が生成して、所要の強度を確保することが難しくなるので、Mnは0.50%以上とする。好ましくは0.80%以上、より好ましくは1.00%以上である。
一方、Mnが5.00%を超えると、鋳造スラブの中央部にMnが濃化して、鋳造スラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下するので、Mnは5.00%以下とする。また、多量のMnは溶接性を低下させるので、良好なスポット溶接性を確保する点で、Mnは3.50%以下が好ましく、3.00%以下がより好ましい。
Pは、鋼を脆化し、また、スポット溶接で生じる溶融部を脆化する元素である。Pが0.100%を超えると、鋳造スラブが脆化して割れ易くなるので、Pは0.100%以下とする。スポット溶接部の強度を確保する点で、0.040%以下が好ましく、0.020%以下がより好ましい。
下限は0%を含むが、Pを0.0001%未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、0.0001%が実質的な下限である。
Sは、MnSを形成し、延性、穴広げ性、伸びフランジ性、及び、曲げ性などの成形性や、溶接性を阻害する元素である。Sが0.0100%を超えると、成形性及び溶接性が著しく低下するので、Sは0.0100%以下とする。良好な溶接性を確保する点で、0.0070%以下が好ましく、0.0050%以下がより好ましい。
下限は0%を含むが、0.0001%未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、0.0001%が実質的な下限である。
Alは、脱酸材として機能するが、一方で、鋼を脆化し、また、溶接性を阻害する元素でもある。Alが0.001%未満であると、脱酸効果が十分に得られないので、Alは0.001%以上とする。好ましくは0.010%以上、よりが好ましくは0.020%以上である。
一方、Alが2.000%を超えると、粗大な酸化物が生成し、鋳造スラブが割れ易くなるので、Alは2.000%以下とする。良好な溶接性を確保する点で、Al量は1.500%以下が好まく、1.100%以下とすることが更に好ましい。
Nは、窒化物を形成し、延性、穴広げ性、伸びフランジ性、及び、曲げ性などの成形性を阻害する元素であり、また、溶接時、ブローホール発生の原因になり、溶接性を阻害する元素である。Nが0.0150%を超えると、成形性と溶接性が低下するので、Nは0.0150%以下とする。好ましくは0.0100%以下、より好ましくは0.0060%以下である。
下限は0%を含むが、Nを0.0001%未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、0.0001%が実質的な下限である。
Oは、酸化物を形成し、延性、穴広げ性、伸びフランジ性、及び、曲げ性などの成形性を阻害する元素である。Oが0.0050%を超えると、成形性が著しく低下するので、Oは0.0050%以下とする。好ましくは0.0030%以下、より好ましくは0.0020%以下である。
下限は0%を含むが、Oを0.0001%未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、0.0001%が実質的な下限である。
+0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti]
≧1.00 ・・・(1)
後述の熱処理用鋼板の製造には、中間熱処理中に炭化物を適度に溶存させ、一定量以上の微細な炭化物を得る必要がある。炭化物が過度に溶け易い場合、中間熱処理中に全ての炭化物が消失してしまうため、所定の熱処理用鋼板が得られない。このため、炭化物の溶解速度を緩める元素種の添加量からなる上記式(1)を満たす必要がある。
Tiは、析出物による強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒化強化及び再結晶の抑制による転位強化によって、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Tiが0.300%を超えると、炭窒化物が多量に析出して、成形性が低下するので、Tiは0.300%以下が好ましい。より好ましくは0.150%以下である。
下限は0%を含むが、Tiの強度向上効果を十分に得るには、0.001%以上が好ましく、0.010%以上がより好ましい。
Nbは、析出物による強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒化強化及び再結晶の抑制による転位強化によって、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Nbが0.100%を超えると、炭窒化物が多量に析出して、成形性が低下するので、Nbは0.100%以下が好ましい。より好ましくは0.060%以下である。
下限は0%を含むが、Nbの強度向上効果を十分に得るには、0.001%以上が好ましく、0.005%以上がより好ましい。
Vは、析出物による強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒化強化及び再結晶の抑制による転位強化によって、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Vが1.00%を超えると、炭窒化物が多量に析出して、成形性が低下するので、Vは1.00%以下が好ましい。より好ましくは0.50%以下である。
下限は0%を含むが、Vの強度向上効果を十分に得るには、0.001%以上が好ましく、0.010%以上がより好ましい。
Crは、焼入れ性を高め、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、C及び/又はMnの一部に替わり得る元素である。Crが2.00%を超えると、熱間加工性が低下して生産性が低下するので、Crは2.00%以下が好ましい。より好ましくは1.20%以下である。
下限は0%を含むが、Crの強度向上効果を十分に得るには、0.01%以上が好ましく、0.10%以上がより好ましい。
Niは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、C及び/又はMnの一部に替わり得る元素である。Niが2.00%を超えると、溶接性が低下するので、Niは2.00%以下が好ましい。より好ましくは1.20%以下である。
下限は0%を含むが、Niの強度向上効果を十分に得るには、0.01%以上が好ましく、0.10%以上がより好ましい。
Cuは、微細な粒子で鋼中に存在し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、C及び/又はMnの一部に替わり得る元素である。Cuが2.00%を超えると、溶接性が低下するので、Cuは2.00%以下が好ましい。より好ましくは1.20%以下である。
下限は0%を含むが、Cuの強度向上効果を十分に得るには、0.01%以上が好ましく、0.10%以上がより好ましい。
Moは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、C及び/又はMnの一部に替わり得る元素である。Moが1.00%を超えると、熱間加工性が低下して生産性が低下するので、Moは1.00%以下が好ましい。より好ましくは0.50%以下である。
下限は0%を含むが、Moの強度向上効果を十分に得るたには、0.01%以上が好ましく、0.05%以上がより好ましい。
Wは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、C及び/又はMnの一部に替わり得る元素である。Wが1.00%を超えると、熱間加工性が低下して生産性が低下するので、Wは1.00%以下が好ましい。より好ましくは0.70%以下である。
下限は0%を含むが、Wの強度向上効果を十分に得るには、0.01%以上が好ましく、0.10%以上がより好ましい。
Bは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、C及び/又はMnの一部に替わり得る元素である。Bが0.0100%を超えると、熱間加工性が低下して生産性が低下するので、Bは0.0100%以下が好ましい。より好ましくは0.0050%以下である。
下限は0%を含むが、Bの強度向上効果を十分に得るには、0.0001%以上が好ましく、0.0005%以上がより好ましい。
Snは、結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Snが1.00%を超えると、鋼板が脆化し、圧延時に破断することがあるので、Snは1.00%以下が好ましい。より好ましくは0.50%以下である。
下限は0%を含むが、Snの添加効果を十分に得るには、0.001%以上が好ましく、0.010%以上がより好ましい。
Sbは、結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Sbが0.200%を超えると、鋼板が脆化し、圧延時に破断することがあるので、Sbは0.200%以下がこのましい。より好ましくは0.100%以下である。
下限は0%を含むが、Sbの添加効果を十分に得るには、0.001%以上が好ましく、0.005%以上がより好ましい。
Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf、REMは、成形性の向上に寄与する元素である。Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf、REMの1種又は2種以上の合計が0.0100%を超えると、延性が低下する恐れがあるので、上記元素は、合計で0.0100%以下が好ましい。より好ましくは0.0070%以下である。
Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf、REMの1種又は2種以上の合計の下限は0%を含むが、成形性向上効果を十分に得るには、合計で0.0001%以上が好ましく、0.0010%以上がより好ましい。
なお、REM(Rare Earth Metal)は、ランタノイド系列に属する元素を意味する。REMやCeは、多くの場合、ミッシュメタルの形態で添加するが、La、Ceの他に、ランタノイド系列の元素を不可避的に含有していてもよい。
通常、鋼板表面から1/4t(t:板厚)を中心とする、1/8t(t:板厚)〜3/8t(t:板厚)の領域のミクロ組織が、鋼板全体の機械特性(成形性、強度、延性、靱性、穴広げ性等)を担うので、本発明鋼板A、A1、及び、A2(以下「本発明鋼板A」と総称することがある。)においては、鋼板表面から1/8t(t:板厚)〜3/8t(t:板厚)の領域のミクロ組織を規定する。
マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び、ベイニティックフェライトの1種又は2種以上からなり、円相当径0.1μm以上の炭化物を1.0×1010個/m2以上有するラス組織:80%以上
ラス組織中に炭化物が存在していると、ミクロ組織の固溶炭素量が少なくなっていて、ミクロ組織の変態温度が高くなり、急冷しても、鋼板の形状・寸法が良好に維持されるし、また、鋼板の強度が低下し、鋼板の切断及び形状矯正が容易となり、2回目の熱処理が実施し易くなる。炭化物は、2回目の熱処理で、マクロ組織に溶け込んで、硬質組織の生成サイトを形成する。
ミクロ組織Aは、鋼板aのミクロ組織aに、所要の熱処理(後述する本熱処理)を施して形成される。ミクロ組織Aは、ミクロ組織aの組織形態を引き継いで形成される針状フェライト及び一方向に伸長した島状硬質組織と、所要の熱処理で形成される等軸状の島状硬質組織を含む組織である。この点が、本発明鋼板Aの特徴である。
ミクロ組織a(焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び、ベイニティックフェライトの1種又は2種以上からなり、円相当径0.1μm以上の炭化物を1.0×1010個/m2以上有するラス組織:80%以上)に、所要の加熱処理を施すと、ラス状のフェライトが合体し針状となり、その結晶粒界に、一方向に伸長したオーステナイト粒が生成する。
島状硬質組織を構成する個々の組織の体積%は、鋼板の成分組成や熱処理条件に依るので特定しないが、好ましい体積%は、以下のとおりである。
鋼板強度を担う組織であるが、30%を超えると、鋼板の耐衝撃性が低下するので、30%以下が好ましい。より好ましくは15%以下である。下限は0%を含む。
焼戻しマルテンサイトは、鋼板の成形性及び耐衝撃性を損なわずに、鋼板強度を高める組織である。鋼板の強度、成形性及び耐衝撃性を十分に高めるため、焼戻しマルテンサイトは10%以上が好ましい。より好ましくは15%以上である。
残留オーステナイトは、鋼板の成形性、特に、延性を大きく改善する組織である。この効果を十分に得るため、残留オーステナイトは2%以上が好ましく、5%以上がより好ましい。
一方、残留オーステナイトは耐衝撃性を阻害する組織である。残留オーステナイトが25%を超えると、優れた耐衝撃性を確保することができないので、残留オーステナイトは25%以下が好ましい。より好ましくは20%以下である。
円相当径1.5μm以上の硬質領域の平均アスペクト比:2.0以上
円相当径1.5μm未満の硬質領域の平均アスペクト比:2.0未満
微細な島状硬質組織の単位面積当たりの個数密度(以下単に「個数密度」ともいう。)が少ない場合、一部の島状硬質組織および/またはその周辺に応力および/またはひずみが集中して破壊の起点や伝播経路として働く。このため、円相当径が1.5μm未満の微細な島状硬質組織の個数密度の平均は1.0×1010個/m2以上とする。破壊の伝播経路として働きにくくするには2.5×1010個/m2以上とすることが好ましく、4.0×1010個/m2以上とすることが更に好ましい。
また、微細な島状硬質組織が一部に偏在していると、破壊の伝播に際して島状硬質組織が疎な領域において一部の島状硬質組織および/またはその周辺に応力および/またはひずみが集中して破壊が伝播しやすくなる。この現象を防ぐには微細な島状硬質組織の個数密度が一定に近いことが好ましい。具体的には、3つ以上の視野において、それぞれ5.0×10−10m2以上の面積において円相当径が1.5μm未満の島状硬質組織の個数密度を求め、それぞれの視野における島状硬質組織の個数密度のうち最大の値を最小の値で除した値を2.5以下に制限する。この値は2.0以下であることが好ましく、1.0に近いほど好ましい。
塊状フェライトは、針状フェライトと競合する組織である。塊状フェライトの体積%が増大するほど、針状フェライトの体積%が減少するので、塊状フェライトは20%以下に制限する。塊状フェライトは少ない方が好ましく、0%でも構わない。
ミクロ組織Aの残部は、ベイナイト、ベイニティックフェライト、及び/又は、不可避的生成相である。
本発明鋼板Aの片面又は両面に形成するめっき層は、亜鉛めっき層、又は、亜鉛を主成分とする亜鉛合金めっき層が好ましい。亜鉛合金めっき層は、合金成分として、Niを含むものが好ましい。
亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層に合金化処理を施して、鋼板表面に、合金化めっき層を形成する。溶融亜鉛めっき層又は溶融亜鉛合金めっき層に金化処理を施す場合、鋼板表面と合金化めっき層の密着性の向上の点で、溶融亜鉛めっき層又は溶融亜鉛合金めっき層のFe量は7.0〜13.0質量%が好ましい。
最後に、本熱処理工程において、始めは式(B)を満たすように急速に温度を上げ、オーステナイト変態が始まる頃から式(C)を満たすように加熱処理を緩め、その後急冷する。冷却後半おいて、式(4)を満たすように冷却することにより、オーステナイト分率を制御して、針状組織を主体に2種類の島状硬質組織を有する組織を形成する。
以下、製造方法a、及び、本発明製造方法A、A1a、A1b、及び、A2について詳述する。
製造方法aは、鋼板aの成分組成の鋼板に中間熱処理を施して、鋼板aを製造する方法である。熱処理を施す鋼板は、鋼板aの成分組成を有し、常法に従って熱間圧延及び冷間圧延して製造した鋼板であればよい。好ましい熱延条件は、次の通りである。
鋼板aの成分組成の溶鋼を、連続鋳造や薄スラブ鋳造等の常法に従って鋳造し、熱間圧延に供する鋼片を製造する。鋼片を、一旦常温まで冷却した後、熱間圧延に供する際、加熱温度は1080℃から1300℃が好ましい。
加熱温度が1080℃未満であると、鋳造に起因する粗大な介在物が溶解せず、熱間圧延後の工程で、熱延鋼板が破断する恐れがあるので、加熱温度は1080℃以上が好ましい。より好ましくは1150℃以上である。
一方、加熱温度が1300℃を超えると、多量の熱エネルギーが必要となるので、1300℃以下が好ましい。より好ましくは1230℃以下である。また、上記溶鋼を鋳造後、1080℃から1300℃の温度域にある鋼片を、直接、熱間圧延に供してもよい。
鋼板の均質性を高める加熱温度が1000℃以上の区間における圧延では、再結晶を進めγ粒径を微細化し、粒界に沿った炭素の拡散によって鋼板内部の均質性を高めるため、その圧延条件は式(A)を満たす必要がある。また、当該温度区間における合計圧下率は75%以上であることが好ましい。
hi:iパス後の仕上板厚[mm]
Ti:iパス目の圧延温度[℃]
ti:iパス目の圧延からi+1パス目までの経過時間[秒]
A=9.11×107,B=2.72×104:定数
圧延完了温度は850℃から975℃が好ましい。圧延完了温度が850℃未満であると、圧延反力が増大して、形状・板厚の寸法精度を安定して確保することが困難となるので、圧延完了温度は850℃以上が好ましい。一方、圧延完了温度が975℃を超えると、鋼板加熱装置が必要となり、圧延コストが上昇するので、圧延完了温度は975℃以下が好ましい。
tn:n回目の算出時における炭化物の成長に関する実効総時間[時間]
Δtn:n−1回目の算出時点からn回目の算出時点に至るまでの経過時間[時間]
C:炭化物の成長速度に関するパラメータ(元素記号:元素の質量%)
下記中間熱処理前の熱延鋼板に冷間圧延を施すことにより 、組織が均質な加工組織となり、そののちの加熱処理(中間熱処理)において均質に多数のオーステナイトが生じ、組織が微細となり、特性が改善する。なお、冷間圧延の圧下率が80%を超えると中間熱処理中に局所的に過剰に再結晶が進行し、その周辺に塊状組織が発達する場合があることから、冷間圧延率は80%以下とする。組織微細化の効果を十分に得るには、圧延率は30%以上とすることが好ましい。圧延率が30%未満では、加工組織の発達が不十分となり、均質なオーステナイトの生成が進行しない場合がある。
巻き取った冷延鋼板中の炭化物のサイズを調整するため、冷延鋼板に、適宜の温度と時間の中間熱処理工程を実施する。中間熱処理工程は、(Ac3−30)℃から(Ac3+100)℃の温度に加熱するに際し、650℃から(Ac3−40)℃の温度域の平均加熱速度を30℃/秒以上として加熱し、当該加熱温度から(最高加熱温度−10)℃の温度域における滞留時間を100秒以下に制限し、次いで、加熱温度から冷却するに際し、750℃から450℃の温度域の平均冷却速度を30℃/秒以上として冷却する。また、鋼板をAc3点以上に加熱した後、再度室温まで冷却しても構わない。
加熱速度限定温度域:650℃から(Ac3−40)℃
上記温度域の平均加熱速度:30℃/秒以上
冷延鋼板を(Ac3−30)℃以上に加熱する。鋼板加熱温度が(Ac3−30)℃未満であると、塊状の粗大なフェライトが残存し、高強度鋼板の機械特性が大きく低下するので、鋼板加熱温度は(Ac3−30)℃以上とする。好ましくは(Ac3−15)℃以上、より好ましくは(Ac3−5)℃以上である。
最高加熱温度から(最高加熱温度−10)℃の温度域における滞留時間を100秒以下に制限する。滞留時間が100秒を超えると、炭化物が溶け込んで、円相当径0.1μm以上の炭化物の個数密度が1.0×1010個/m2未満に減少するので、加熱温度での滞留時間は100秒以下とする。好ましくは60秒以下、より好ましくは30秒以下である。
上記温度域の平均冷却速度:30℃/秒以上
熱延鋼板を、(Ac3−30)℃から(Ac3+100)℃の温度域に加熱した後、加熱温度からの冷却に際し、750〜450℃の温度域の平均冷却速度を30℃/秒以上として冷却する。この冷却により、上記温度域における塊状フェライトの生成を抑制することができる。この一連の加熱・冷却により、ミクロ組織aを形成することができる。
鋼板aを、(Ac1+25)℃からAc3の温度に、450℃から650℃における温度履歴を下記式(B)を満たす範囲とし、次いで、650℃から750℃における温度履歴を下記式(C)を満たす範囲として加熱し、
加熱温度に150秒以下保持し、
加熱保持温度から、700℃から550℃の温度域の平均冷却速度を10℃/秒以上として、550℃から300℃の温度域に冷却し、
550℃から300℃の温度域における滞留時間を1000秒以下とし、
さらに、550℃から300℃の温度域における滞留条件が、下記式(4)を満たす本熱処理工程を実施することを特徴とする。
本発明製造方法Aで製造した成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板を、亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする。
本発明製造方法Aにおいて550℃から300℃の温度域に滞留する鋼板を、亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする。
本発明製造方法Aで製造した成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の片面又は両面に、電気めっきで、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする。
本発明鋼板A1の亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を400℃から600℃に加熱し、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層に合金化処理を施す
ことを特徴とする。
鋼板aを、(Ac1+25)℃からAc3点範囲の鋼板加熱温度に加熱するに際し、450℃から650℃における温度履歴を下記式(B)を満たす範囲とし、次いで、650℃から750℃における温度履歴を下記式(C)を満たす範囲として加熱し、加熱温度に150秒以下保持する。
鋼板加熱温度が(Ac1+25)℃未満であると、鋼板中のセメンタイトが溶け残り、機械特性が低下する懸念があるので、鋼板加熱温度は(Ac1+25)℃以上とする。好ましくは(Ac1+40)℃以上である。
一方、鋼板加熱温度の上限はAc3点とする。鋼板加熱温度がAc3点を超えると、全てのミクロ組織がオーステナイトとなり、ラス組織が消滅して、ラス組織に起因して生成する針状フェライトが得られないので、鋼板加熱温度はAc3点以下とする。本発明鋼板aのラス組織を引き継ぎ、機械特性を一層高める点で、鋼板加熱温度は(Ac3−10)℃以下が好ましく、(Ac3−20)℃以下がより好ましい。鋼板加熱温度を、実施例の表では「最高加熱温度」と表示している。
平均加熱速度:式(B)
式(B)左辺の値は小さいほど好ましいが、式(3)中辺の値を下回ることはなく、これが下限となる。また、式(B)左辺の値が大きいと炭化物の減数成長が進むことから、式(B)左辺の値は3.00以下であることが好ましく、2.80以下であることが更に好ましい。
平均加熱速度:式(C)
N:式(B)左辺の値
P:0.38Si+0.64Cr+0.34Mo
但し、各化学組成は添加量[質量%]を表す。
Q:2.43×104
tn:(640+10n)℃から(650+10n)℃までの経過時間[秒]
式(C)の値が1.00未満ではラス境界を核生成サイトとするオーステナイト変態が優先して起こるため、所定の組織が得られない。ラス境界での核生成を避け、微細な炭化物からの核生成を優先させるには、式(C)の値は1.00以上であることが必要であり、1.10以上であることが好ましく、1.20以上であることが更に好ましい。
式(C)の値が5.00を超えると、一部の核生成サイトから発生したオーステナイトが成長し、微細炭化物の取り込みやオーステナイト同士の合体が進行し、粗大な塊状の組織が発達する。オーステナイトの過度の成長を回避するため、式(C)の値は5.00以下とする必要があり、4.50以下であることが好ましく、3.50以下であることが更に好ましい。
鋼板aを上記条件で鋼板加熱温度(最高加熱温度)まで加熱し、鋼板加熱温度〜(鋼板加熱温度−10℃)の温度域に150秒以下保持する。加熱保持時間が150秒を超えると、ミクロ組織がオーステナイトとなり、ラス組織が消滅する恐れがあるので、加熱保持時間は150秒以下とする。好ましくは120秒以下である。加熱保持時間の下限は特に設定しない。0秒でも構わないが、粗大炭化物を完全に溶解させるため、10秒以上が好ましい。
平均冷却速度:10℃/秒以上
加熱温度に150秒以下保持した本発明鋼板aを冷却するに際し、700℃から550℃の温度域を平均冷却速度10℃/秒以上で冷却する。平均冷却速度が10℃/秒未満であると、塊状フェライトが生成し、針状フェライトが十分に得られない恐れがあるので、700℃から550℃の温度域における平均冷却速度は10℃/秒以上とする。好ましくは25℃/秒以上である。
平均冷却速度の上限は、冷却設備の冷却能力の上限であり、200℃/秒程度が限度である。
滞留時間:1000秒以下
700℃から550℃の温度域を平均冷却速度10℃/秒以上で冷却した本発明鋼板aを、550℃から300℃の温度域の温度まで冷却し、この温度域で、1000秒以下滞留させる。滞留時間が1000秒を超えると、オーステナイトが、ベイナイト、ベイニティックフェライト、パーライト及び/又はセメンタイトに変態して減少して、十分な体積分率の島状硬質組織が得られないので、上記温度域での滞留時間は1000秒以下とする。
Bs点(℃)=611−33[Mn]−17[Cr]−17[Ni]−21[Mo]
−11[Si]+30[Al]+(24[Cr]+15[Mo]
+5500[B]+240[Nb])/(8[C])
[元素]:元素の質量%
Bs<T(n)のとき、(Bs−T(n))=0
t:550℃から300℃の温度域における滞留時間の合計[秒]
本発明製造方法A1a、本発明製造方法A1b、及び、本発明製造方法A1cにより、本発明鋼板Aの片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する。めっき法は、溶融めっき法、又は、電気めっき法が好ましい。
めっき浴の温度は450℃から470℃が好ましい。めっき浴の温度が450℃未満であると、めっき液の粘度が上昇して、めっき層の厚さを適確に制御することが困難となり、鋼板の外観が損なわれるので、めっき浴の温度は450℃以上が好ましい。
めっき浴は、亜鉛を主体とするめっき浴であり、めっき浴の全Al量から全Fe量を引いた有効Al量が0.01〜0.30質量%のめっき浴が好ましい。亜鉛めっき浴の有効Al量が0.01質量%未満であると、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層中へのFeの侵入が過度に進み、めっき密着性が低下するので、亜鉛めっき浴の有効Al量は0.01質量%以上が好ましい。より好ましくは0.04%以上である。
製造するにあたり、550℃から300℃の温度域に滞留する鋼板を、亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、該高強度鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する。
通常の電気めっき条件で、本発明鋼板Aの鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する。
本発明製造方法A2においては、本発明製造方法A1a、本発明製造方法A1b、又は、本発明製造方法A1cで、本発明鋼板Aの片面又は両面に形成した亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を、400℃から600℃に加熱して合金化する。加熱時間は2〜100秒が好ましい。
表1及び表2に示す成分組成の溶鋼を鋳造して鋼片を製造する。次に、鋼片を、表3及び表4に示す条件で鋼片に熱間圧延と冷間圧延を施し、適宜、熱処理(焼戻し)を施して鋼板とする。焼戻し熱処理を行った場合、表3、表4において、「焼戻温度」欄に数値を記載している。
表8〜表10に示す熱処理用鋼板に、表11〜表14に示す条件で本熱処理を施し、適宜、スキンパスや熱処理(焼戻し)施す。参考として、加熱処理中の450〜650℃における平均加熱速度を「平均加熱速度1」、650〜750℃における平均加熱速度を「平均加熱速度2」とし表中に記載している。鋼板加熱温度(最高加熱温度)での保持時間を表中で「滞留時間1」と表示している。冷却工程において、700℃から550℃の温度域の平均冷却速度を表中で「平均冷却速度」と表示し、冷却を停止して滞留を始める温度を「冷却停止温度」と表示し、冷却工程における滞留時間を「滞留時間2」と表示している。スキンパス圧延を行った場合、表11〜14において、「スキンパス圧延率」欄に数値を記載している。焼戻し熱処理を行った場合、表11〜14において、「焼戻処理」欄に数値を記載している。
一部の熱処理用鋼板には、表11〜表14に示す本熱処理と並行して、表15に示す条件でめっき処理を施す。表15の「表面」欄において、EGは電気めっき法、GIは溶融めっき法(亜鉛めっき層を形成)、GAは溶融めっき法(亜鉛合金めっき層を形成)を意味する。
TS1.5×El×λ0.5≧4.0×106 ・・・(5)
実験例94、99は式(C)低め外れであり、高強度鋼板において、微細な島状硬質組織の個数密度が不十分であり、耐衝撃性が低下する例である。
実験例100は式(C)高め外れであり、アスペクト比の小さい粗大な塊状の島状組織が発達し、高強度鋼板において、強度−成形性バランス及び耐衝撃性が低下する例である。
実験例4、103は式(B)外れであり、等方的な微細島状組織が十分に得られず、高強度鋼板において、耐衝撃性が低下する例である。
実験例104は式(4)外れであり、残留オーステナイトが得られず、高強度鋼板において、強度−成形性バランスが低下する例である。
2 粗大な島状硬質組織(アスペクト比:小)
3 針状フェライト
4 粗大な島状硬質領域(アスペクト比:大)
5 微細な島状硬質領域(アスペクト比:小)
Claims (15)
- 成分組成が、質量%で、
C :0.080〜0.500%、
Si:2.50%以下、
Mn:0.50〜5.00%、
P :0.100%以下、
S :0.0100%以下、
Al:0.001〜2.000%、
N :0.0150%以下、
O :0.0050%以下、
残部:Fe及び不可避的不純物からなり、かつ、下記式(1)を満たす鋼板において、
鋼板表面から1/8t(t:板厚)〜3/8t(t:板厚)の領域のミクロ組織が、体積%で、
針状フェライト:20%以上、
マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、及び、残留オーステナイトの1種又は2種以上からなる島状硬質組織:20%以上
を含み、
残留オーステナイト:2%以上、25%以下であり、
塊状フェライト:20%以下、
パーライト及び/又はセメンタイト:合計で5%以下
に制限され、
前記島状硬質組織において、円相当径1.5μm以上の硬質領域のアスペクト比の平均が2.0以上であり、円相当径1.5μm未満の硬質領域のアスペクト比の平均が2.0未満であり、
前記円相当径1.5μm未満の硬質領域の単位面積当たり個数密度(以下単に「個数密度」ともいう。)の平均が1.0×1010個・m−2以上であり、かつ、3つ以上の視野において、それぞれ5.0×10−10m2以上の面積において島状硬質組織の個数密度を求めたときに、その最大個数密度と最小個数密度の比が2.5以下である
ことを特徴とする成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
[Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr]
+0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti]
≧1.00 ・・・(1)
[元素]:元素の質量% - 前記成分組成が、さらに、質量%で、
Ti:0.300%以下、
Nb:0.100%以下、
V :1.00%以下
の1種又は2種以上を含む
ことを特徴とする請求項1に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、
Cr:2.00%以下、
Ni:2.00%以下、
Cu:2.00%以下、
Mo:1.00%以下、
W :1.00%以下、
B :0.0100%以下
の1種又は2種以上を含む
ことを特徴とする請求項1又は請求項2に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、
Sn:1.00%以下、
Sb:0.200%以下
の1種又は2種を含む
ことを特徴とする請求項1から請求項3のいずれか一項に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf、REM(但し、La、Ceを除く。)の1種又は2種以上を合計で0.0100%以下含む
ことを特徴とする請求項1から請求項4のいずれか一項に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。 - 前記高強度鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を有することを特徴とする請求項1から請求項5のいずれか一項に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
- 前記亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層が合金化めっき層であることを特徴とする請求項6に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
- 請求項1から請求項5のいずれか一項に記載の成分を含有する鋳片を1080℃以上、1300℃以下に加熱した後、最高加熱温度から1000℃までの温度領域における熱間圧延条件が式(A)を満たし、更に圧延完了温度を975℃から850℃の区間とする熱間圧延を施す熱間圧延工程と、
熱間圧延が完了してから600℃までの冷却条件が、圧延完了温度から600℃までの温度を15等分した各温度域における変態進行度合いの総和を表す下記式(2)を満たし、かつ、600℃に達した後、後述の中間熱処理を開始するまで20℃毎に算出する温度履歴が、下記式(3)を満たす冷却工程と、
圧下率80%以下の冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
(Ac3−30)℃から(Ac3+100)℃の温度に、650℃から(Ac3−40)℃の温度域の平均加熱速度を30℃/秒以上として加熱し、当該加熱温度から(最高加熱温度−10)℃の温度域における滞留時間を100秒以下に制限し、次いで、加熱温度から冷却するに際し、750℃から450℃の温度域の平均冷却速度を30℃/秒以上として冷却する中間熱処理工程と、を実施して得られる熱処理用鋼板に、
(Ac1+25)℃からAc3点の温度に、450℃から650℃における温度履歴を下記式(B)を満たす範囲とし、次いで、650℃から750℃における温度履歴を下記式(C)を満たす範囲として加熱し、
加熱温度に150秒以下保持し、
加熱保持温度から冷却するに際し、700℃から550℃の温度域の平均冷却速度を10℃/秒以上として、550℃から300℃の温度域に冷却し、
550℃から300℃の温度域における滞留時間を1000秒以下とし、
さらに、550℃から300℃の温度域における滞留条件が、下記式(4)を満たす本熱処理工程を実施する
ことを特徴とする請求項1から請求項5のいずれか一項に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
hi:iパス後の仕上板厚[mm]
Ti:iパス目の圧延温度[℃]
ti:iパス目の圧延からi+1パス目までの経過時間[秒]
A=9.11×107,B=2.72×104:定数
元素記号:元素の質量%
Tf:熱間圧延完了温度[℃]
tn:n回目の算出時における炭化物の成長に関する実効総時間[時間]
Δtn:n−1回目の算出時点からn回目の算出時点に至るまでの経過時間[時間]
C:炭化物の成長速度に関するパラメータ(元素記号:元素の質量%)
F:定数、2.57
tn:(440+10n)℃から(450+10n)℃までの経過時間[秒]
K:式(3)中辺の値
N:式(B)左辺の値
P:0.38Si+0.64Cr+0.34Mo
但し、各化学組成は添加量[質量%]を表す。
Q:2.43×104
tn:(640+10n)℃から(650+10n)℃までの経過時間[秒]
Bs点(℃)=611−33[Mn]−17[Cr]−17[Ni]−21[Mo]
−11[Si]+30[Al]+(24[Cr]+15[Mo]
+5500[B]+240[Nb])/(8[C])
[元素]:元素の質量%
Bs<T(n)のとき、(Bs−T(n))=0
t:550〜300℃の温度域における滞留時間の合計[秒] - 前記本熱処理工程前の熱処理用鋼板に、圧下率15%以下の冷間圧延を施すことを特徴とする請求項8に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記高強度鋼板を200℃から600℃に加熱して焼戻すことを特徴とする請求項8又は請求項9に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 前記高強度鋼板に、圧下率2.0%以下のスキンパス圧延を施すことを特徴とする請求項8から請求項10のいずれか一項に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 請求項6に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法であって、
請求項8から請求項10のいずれか一項に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法で製造した成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板を、亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、高強度鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。 - 請求項6に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法であって、
請求項8から請求項11のいずれか一項に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法において550℃から300℃の温度域に滞留する鋼板を、亜鉛を主成分とするめっき浴に浸漬し、高強度鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。 - 請求項6に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法であって、
請求項8から請求項11のいずれか一項に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法で製造した成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の片面又は両面に、電気めっきで、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を形成する
ことを特徴とする成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。 - 請求項7に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板を製造する製造方法であって、
前記亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を400℃から600℃に加熱し、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層に合金化処理を施す
ことを特徴とする請求項13又は請求項14に記載の成形性及び耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
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