JP6787523B1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
(1)スポット溶接部を変形させた後、溶接部の疲労強度低下により発生した亀裂は、圧延方向の組織をフレッシュマルテンサイトと残留γを合計で2〜30%含有し、フレッシュマルテンサイトと残留γの合計の面積率が2〜30%であり、フレッシュマルテンサイトおよび残留γの平均粒径はそれぞれ5μm以下であり、表層から板厚方向200μmの範囲で、フレッシュマルテンサイトおよび残留γのうち、フェライトのみと隣接するフレッシュマルテンサイトおよび残留γの割合が、合計の面積率で30%以下である鋼組織に制御することで、抑制することができる。
(2)熱影響部では、組織の硬度差によりフレッシュマルテンサイトとフェライトの界面にボイドが発生しやすく、それが連結すると容易にナゲット周囲に亀裂が発生する。そこで、フェライトのみと隣接するフレッシュマルテンサイトと残留γの合計の面積率を制御することによりボイドの発生が抑制できる。また、微小なフレッシュマルテンサイトは発生した割れの進展を阻止することができる。
[1]質量%で、C:0.07〜0.25%、Si:0.01〜1.80%、Mn:1.8〜3.2%、P:0.05%以下、S:0.02%以下、Al:0.01〜2.0%、N:0.01%以下を含有し、B:0.0001〜0.005%、Ti:0.005〜0.04%、Nb:0.005〜0.06%のいずれか1種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
圧延方向の板厚断面において、フェライトの面積率が5〜50%であり、フレッシュマルテンサイトおよび残留γの合計の面積率が2〜30%であり、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γの平均粒径はそれぞれ5μm以下であり、表面から板厚方向200μmの範囲で、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γのうち、フェライトのみと隣接する前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γの割合が、合計の面積率で30%以下である鋼組織を有し、
降伏強さが550MPa以上である高強度鋼板。
[2]前記成分組成に加えてさらに、質量%で、Mo:0.03〜0.50%、Cr:0.1〜1.0%のいずれか1種以上を合計で1%以下を含有する[1]に記載の高強度鋼板。
[3]前記成分組成に加えてさらに、質量%で、Cu、Ni、Sn、As、Sb、Ca、Mg、Pb、Co、Ta、W、REM、Zn、V、Sr、Cs、Hfのいずれか1種以上を合計で0.5%以下を含有する[1]または[2]に記載の高強度鋼板。
[4]鋼板表面にめっき層を有する[1]〜[3]のいずれかに記載の高強度鋼板。
[5]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[4]に記載の高強度鋼板。
[6][1]〜[3]のいずれか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400〜700℃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延工程と、
前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、600℃から700℃の温度範囲の平均加熱速度を13℃/s以上として、焼鈍温度まで加熱し、その後750〜900℃の焼鈍温度域で、焼鈍時間:30〜200秒の条件で焼鈍し、該焼鈍時に半径800mm以下のロールで曲げ曲げ戻しを合計7回以上13回以下行い、前記焼鈍温度から10℃/s以上の平均冷却速度で200〜340℃の温度域に冷却し、350〜600℃の温度域に再加熱して10〜300秒保持する条件で行う焼鈍工程を有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
[7]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[6]に記載の高強度鋼板の製造方法。
[8]前記めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を行う[7]に記載の高強度鋼板の製造方法。
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量が0.07%未満では、マルテンサイトの硬さが低く、降伏強さが550MPa以上にならない。一方、C量が0.25%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、溶接部の疲労強度が低下する。したがって、C量は0.07〜0.25%とする。好ましくは0.09%以上であり、好ましくは0.20%以下である。より好ましくは0.11%以上であり、好ましくは0.16%以下である。
Siは固溶強化により鋼板の硬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は0.01%以上の含有を必要とする。一方、Siは1.80%を超えると、溶接部の靱性が悪くなり、溶接部の疲労強度が低下する。このため、上限を1.80%とする。好ましくは0.3%以上であり、好ましくは1.6%以下である。
Mnは固溶強化により鋼板の硬度を高める作用を有する元素である。また、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の生成で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は1.8%以上の含有を必要とする。一方、Mn量が多くなると、焼き戻しでセメンタイトが生成するとともに、熱影響部の靱性が低下し、溶接部の疲労強度が低下する。したがって、Mnの上限は3.2%とする。好ましくは2.3%以上であり、好ましくは3.0%以下である。
Pは粒界に偏析して加工性を低下させる。そのため、Pは0.05%以下とした。好ましくは0.03%以下であり、より好ましくは0.02%以下である。下限については特に定めないが、溶製上の経済性から、0.0005%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量は低減することが好ましく、Sは0.02%以下であればよい。好ましくは0.01%以下であり、より好ましくは0.002%以下である。下限については特に定めないが、溶製上の経済性から、0.0005%以上が好ましい。
Alは脱酸剤として作用する元素である。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はセメンタイトの析出を抑制することがあり、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、2.0%を超えると、酸化物や窒化物が凝集粗大化して靱性を低下させる。したがって、Alは2.0%以下とした。好ましくは0.03%以上であり、好ましくは0.1%以下である。
Nは本発明においては有害な元素であり、極力低減することが好ましい。NはTiと結合してTiNを形成する。Nが0.01%を超えると、形成されるTiN量が多くなることに起因して溶接部の靱性を劣化させる。したがって、Nは0.01%以下とした。好ましくは0.006%以下である。下限については特に定めないが、溶製上の経済性から、0.0005%以上が好ましい。
B:0.0001〜0.005%
Bは粒界を強化するため、靱性向上に必要な元素である。この効果を十分に得るには、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は0.0001〜0.005%の範囲に限定する。
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、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は0.005〜0.04%の範囲に限定する。
Nbは本発明の効果をさらに向上させる元素である。Nbがマルテンサイト微細化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。この効果を得るため、Nbの含有量は0.005%以上にする必要がある。一方、0.06%を超えると、Nb炭化物が析出して靱性が逆に劣化してしまう。このため、Nbは0.06%以下の範囲に限定する。好ましくは0.01%以上であり、好ましくは0.04%以下である。
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。この効果を得るために、Moを含有する場合、0.03%以上とする。一方、Moが粒界偏析すると、フェライトの粒成長が止まるため、フェライト分率が低くなる。これを抑制するため、Moを含有する場合、0.50%以下とする。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、含有させることで本発明の効果はさらに増大する。このため、Crを含有する場合は0.1%以上とする。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。したがって、Crを含有する場合、1.0%以下とする。
フェライトは靱性を向上する効果がある。このような効果を得るためには面積率は5%以上とする。一方、フェライトの面積率が50%を超えると、降伏強さ550MPaを得ることができなくなる。このため、フェライトの面積率は5〜50%とする。なお、好ましくは10%以上であり、好ましくは40%以下である。
フレッシュマルテンサイトは硬質相であり、鋼板の強度を増加させる作用を有している。本発明の残留γは、少量の歪でもフレッシュマルテンサイトに変態する。このため、降伏強さ550MPaを得るにはフレッシュマルテンサイトと残留γの合計の面積率は2%以上とする。一方、面積率が30%超えると、フレッシュマルテンサイトとフェライトの界面がボイドの発生起点となり、亀裂が発生する。このため、フレッシュマルテンサイトと残留γの合計の面積率は2〜30%とする。好ましくは、3%以上であり、好ましくは25%以下である。
微小なフレッシュマルテンサイトと残留γは、発生した割れの進展を阻止することができる。このような結果を得るためには、フレッシュマルテンサイトと残留γの平均粒径は、それぞれ5μm以下とする必要がある。好ましくは、3μm以下である。下限は特に定めないが、1μm以上であることが好ましい。
組織の硬度差によりフレッシュマルテンサイトとフェライトの界面にボイドが発生しやすく、それが連結すると容易にナゲット周囲に亀裂が発生する。ボイドの発生を防止するため、フェイトのみと隣接するフレッシュマルテンサイトと残留γの合計の面積率を30%以下とする必要がある。また、亀裂は表面から発生しやすい。このため、亀裂の発生を防止するために、表面から板厚方向200μmの範囲とした。
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、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、平均冷却速度は10〜30℃/sである。好ましくは15℃以上であり、好ましくは25℃/s以下である。
巻取温度が400℃を下回ると、ベイナイトなど低温変態相が生成し、溶接熱影響部で軟化が生じる。一方、巻取温度が700℃を超えると、フェライト粒径が成長し、フェライト面積率が50%以上になってしまう。したがって、巻取温度は400〜700℃である。好ましくは、450℃以上であり、好ましくは650℃以下である。
600℃から焼鈍温度までの温度範囲では、急速加熱によって、逆変態中のオーステナイト核生成を促進し、フレッシュマルテンサイトと残留γが微細化する。本発明では、フレッシュマルテンサイトと残留γの平均粒径をそれぞれ5μm以下にするため、600℃から700℃までの平均加熱速度は13℃/s以上とする。なお、700℃超〜焼鈍温度までの平均加熱速度については、特に制限されない。
焼鈍温度が750℃未満や保持時間が30秒未満の場合、未再結晶が残っているため、靱性が低下する。一方、焼鈍温度が900℃を超えると、フレッシュマルテンサイト及び残留γの分率が高くなり、焼き戻し領域も増えて、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及び靱性の低下を招くことがある。したがって、焼鈍温度は750〜900℃であり、好ましくは800℃以上であり、好ましくは900℃以下とする。保持時間は30〜200秒であり、好ましくは50秒以上であり、好ましくは150秒以下とする。
単純に焼鈍するのみでは、所望の組織が得られない。表層から板厚方向200μmの範囲で、フレッシュマルテンサイトおよび残留γのうち、フェライトのみと隣接するフレッシュマルテンサイトおよび残留γの割合が合計の面積率で30%以下にするために、焼鈍中(750〜900℃の焼鈍温度域で30〜200秒)に半径800mm以下のロールで曲げ曲げ戻しを合計7回以上13回以下とする必要がある。曲げ曲げ戻し回数が7回未満または13回超えでは、上記のフレッシュマルテンサイトおよび残留γのうち、フェライトのみと隣接するフレッシュマルテンサイトおよび残留γの割合が合計の面積率で30%超えになってしまうため、7回以上13回以下とした。好ましくは、8回以上12回以下である。なお、曲げ曲げ戻し回数とは、曲げと曲げ戻しを合わせて1回とするのではなく、曲げで1回、曲げ戻しで1回として回数を数える。なお、ロール径は、好ましくは、半径700mm以下である。また、ロール径は、半径200mm以上であることが好ましい。
平均冷却速度が10℃/s未満になると、フェライト粒が成長し、フェライト面積率を50%超えるため、熱影響部の靱性が低下する。焼鈍温度から200℃未満の温度域まで冷却すると、フレッシュマルテンサイトと残留γの合計面積率が低くなる。一方、340℃超えの温度域まで冷却すると、フレッシュマルテンサイトと残留γの合計面積率が高くなり、亀裂が発生しやすくなる。したがって、焼鈍温度から200〜340℃までの平均冷却速度は10℃/s以上とする。
350℃未満の温度域で再加熱すると、フレッシュマルテンサイトおよび残留γの合計面積率が2%以上を得られなくなり、亀裂が発生しやすくなる。一方、600℃超えまたは10秒未満で再加熱すると、表層から板厚方向200μmの範囲でのフェライトの面積率が増えるため、フェライトのみと隣接するフレッシュマルテンサイトと残留γの合計の面積率が30%超えになる。再加熱時間が300秒超えになると、生産性上好ましくないうえ、ベイナイト変態が進行し、強度が低下する。したがって、再加熱温度:350〜600℃、保持時間:10〜300秒とする。
冷却を行った。調査方法は次の通りである。
得られた鋼板の圧延方向の板厚断面を研磨して、1質量%ナイタールによる腐食現出させた。走査型電子顕微鏡で3000倍に拡大して、表面から板厚1/4t部までの領域内を10視野分撮影し、ASTM E 112−10に準拠した切断法によって求める。tは鋼板の厚さ(板厚)である。フェライトは粒内に腐食痕やセメンタイトが観察されない形態を有する組織であり、フレッシュマルテンサイト(FM)と残留γは粒内に炭化物が認められず、フェライトよりも明るいコントラストで観察される組織である。
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。
日本鉄鋼連盟規格JFST1001に基づき実施した。初期直径d0=10mmの穴を打抜き、60°の円錐ポンチを上昇させて穴を拡げた際に、亀裂が板厚貫通したところでポンチの上昇を止め、亀裂貫通後の打抜き穴径dを測定し、次式により穴拡げ率を算出した。
穴拡げ率(%)=((d−d0)/d0)×100
この試験は、同一番号の鋼板について3回実施し、穴拡げ率の平均値(λ)を求めた。
以下の条件にてスポット溶接を行った。電極:DR6mm−40R、加圧力:4802N(490kgf)、通電時間:17cyclesで行い、ナゲット径を6.5mmになるように電流値を調整し、十字引張試験片を作製した。その後、疲労限を10−7回、試験速度20Hzで試験を行い、JIS Z 3137に基づき十字引張試験を行った。荷重範囲が250N以上の場合「◎」と判定し、荷重範囲が180N超え250N未満の場合「○」と判定し、荷重範囲が110N以上180N未満の場合「△」と判定し、荷重範囲が110N未満の場合「×」と判定した。
Claims (8)
- 質量%で、C:0.07〜0.25%、
Si:0.01〜1.80%、
Mn:1.8〜3.2%、
P:0.05%以下、
S:0.02%以下、
Al:0.01〜2.0%、
N:0.01%以下を含有し、
B:0.0001〜0.005%、
Ti:0.005〜0.04%、
Nb:0.005〜0.06%のいずれか1種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
圧延方向の板厚断面において、フェライトの面積率が5〜50%であり、フレッシュマルテンサイトおよび残留γの合計の面積率が2〜30%であり、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γの平均粒径はそれぞれ5μm以下であり、表面から板厚方向200μmの範囲で、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γのうち、フェライトのみと隣接する前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γの割合が、合計の面積率で30%以下であり、焼き戻しマルテンサイトが面積率で40〜85%の範囲で、ベイナイトとパーライトの合計が面積率で16%以下である鋼組織を有し、
降伏強さが550MPa以上である高強度鋼板。 - 前記成分組成に加えてさらに、質量%で、Mo:0.03〜0.50%、
Cr:0.1〜1.0%のいずれか1種以上を合計で1%以下を含有する請求項1に記載の高強度鋼板。 - 前記成分組成に加えてさらに、質量%で、Cu、Ni、Sn、As、Sb、Ca、Mg、Pb、Co、Ta、W、REM、Zn、V、Sr、Cs、Hfのいずれか1種以上を合計で0.5%以下を含有する請求項1または2に記載の高強度鋼板。
- 鋼板表面にめっき層を有する請求項1〜3のいずれか1項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4に記載の高強度鋼板。
- 請求項1〜3のいずれか1項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400〜700℃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延工程と、
前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、600℃から700℃の温度範囲の平均加熱速度を13℃/s以上として、焼鈍温度まで加熱し、その後750〜900℃の焼鈍温度域で、焼鈍時間:30〜200秒の条件で焼鈍し、該焼鈍時に半径800mm以下のロールで曲げ曲げ戻しを合計7回以上13回以下行い、前記焼鈍温度から10℃/s以上の平均冷却速度で200〜340℃の温度域に冷却し、350〜600℃の温度域に再加熱して10〜300秒保持する条件で行う焼鈍工程を有する、圧延方向の板厚断面において、フェライトの面積率が5〜50%であり、フレッシュマルテンサイトおよび残留γの合計の面積率が2〜30%であり、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γの平均粒径はそれぞれ5μm以下であり、表面から板厚方向200μmの範囲で、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γのうち、フェライトのみと隣接する前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γの割合が、合計の面積率で30%以下であり、焼き戻しマルテンサイトが面積率で40〜85%の範囲で、ベイナイトとパーライトの合計が面積率で16%以下である鋼組織を有し、降伏強さが550MPa以上であ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6に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を行う請求項7に記載の高強度鋼板の製造方法。
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