JP6809647B1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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- 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
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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
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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
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
Abstract
Description
[1]質量%で、C:0.030%〜0.250%、Si:0.01%〜3.00%、Mn:2.50%〜8.00%、P:0.001%〜0.100%、S:0.0001%〜0.0200%、N:0.0005%〜0.0100%、Al:0.001%〜2.000%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、面積率で、フェライトが35%以上80%以下、焼入れマルテンサイトが5%以上35%以下であり、焼戻しマルテンサイトが0.1%以上3.0%未満であり、面積率で残留オーステナイトが8%以上であり、さらに、前記フェライトの平均結晶粒径が6μm以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が3μm以下であり、前記残留オーステナイト中の平均Mn量(質量%)を前記フェライト中の平均Mn量(質量%)で除した値が1.5以上であり、さらに、粒径が円相当径で3μm以上の焼入れマルテンサイトと、円相当径で3μm以上の残留オーステナイトの面積率との和を全焼入れマルテンサイトと全残留オーステナイトとの面積率の和で除した値が0.4未満であり、異なる結晶方位をもつ三つ以上のフェライトと接する、残留オーステナイトの面積率を全残留オーステナイトの面積率で除した値が0.6未満である鋼組織と、を有する、高強度鋼板。
[2]前記成分組成が、さらに、質量%で、Ti:0.005%〜0.200%、Nb:0.005%〜0.200%、V:0.005%〜0.500%、W: 0.005%〜0.500%、B:0.0003%〜0.0050%、Ni:0.005%〜1.000%、Cr:0.005%〜1.000%、Mo:0.005%〜1.000%、Cu:0.005%〜1.000%、Sn:0.002%〜0.200%、Sb: 0.002%〜0.200%、Ta:0.001%〜0.100%、Ca:0.0005%〜0.0050%、Mg:0.0005%〜0.0050%、Zr:0.0005%〜0.0050%、REM:0.0005%〜0.0050%のうちから選ばれる少なくとも1種の元素を含有する、[1]に記載の高強度鋼板。
[3]表面に亜鉛めっき層を有する、[1]または[2]に記載の高強度鋼板。
[4]前記亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層である、[3]に記載の高強度鋼板。
[5][1]、または[2]に記載の成分組成を有する鋼スラブを、加熱し、仕上げ圧延出側温度を750℃以上1000℃以下で熱間圧延し、300℃以上750℃以下で巻き取り、冷間圧延を施し、その後、Ac3変態点以上の温度域で20〜1800s保持後、50℃以上350℃以下の範囲内の冷却停止温度まで冷却し、前記冷却停止温度で2s〜600s保持後冷却し、その後、Ac1変態点以上Ac1変態点+150℃以下の温度域で20〜1800s保持後、冷却する、高強度鋼板の製造方法。
[6][1]、または[2]に記載の成分組成を有する鋼スラブを、加熱し、仕上げ圧延出側温度を750℃以上1000℃以下で熱間圧延し、300℃以上750℃以下で巻き取り、冷間圧延を施し、その後、Ac3変態点以上の温度域で20〜1800s保持後、50℃以上350℃以下の範囲内の冷却停止温度まで冷却し、前記冷却停止温度で2s〜600s保持後冷却し、その後、Ac1変態点以上Ac1変態点+150℃以下の温度域で20〜1800s保持後、冷却した後、更にAc1変態点以上Ac1変態点+150℃以下の温度域で20〜1800s保持後、冷却する、高強度鋼板の製造方法。
[7]巻き取り後、Ac1変態点以下の温度域で1800s超保持する、[5]又は[6]に記載の高強度鋼板の製造方法。
[8]更に亜鉛めっき処理を施す、[5]〜[7]のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
[9] 前記亜鉛めっき処理後、450℃〜600℃で合金化処理を施す、[8]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。また、Cは、残留オーステナイトの安定性を向上させ、鋼の延性を向上させるのに有効な元素である。C含有量が0.030%未満では所望のマルテンサイトの面積率を確保することが難しく、所望の強度が得られない。また、十分な残留オーステナイトの面積率を確保することが難しく、良好な延性が得られない。一方、Cを、0.250%を超えて過剰に含有すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する。また、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接部の機械的特性が低下するため、スポット溶接性、アーク溶接性などが劣化する。こうした観点からC量を、0.030%以上0.250%以下とする。C含有量は、好ましくは、0.080%以上である。C含有量は、好ましくは、0.200%以下である。以下、硬質なマルテンサイトとは、焼入れマルテンサイト(焼入れたままのマルテンサイト)を指す。
Siは、フェライトの加工硬化能を向上させるため、良好な延性の確保に有効である。Si量が0.01%に満たないとその含有効果が乏しくなるため、下限を0.01%とした。しかしながら、3.00%を超えるSiの過剰な含有は、鋼の脆化を引き起こすばかりか赤スケールなどの発生による表面性状の劣化を引き起こす。さらに、化成処理性および、めっき品質の低下を招く。そのため、Si含有量は0.01%以上3.00%以下とする。Si含有量は、好ましくは、0.20%以上である。Si含有量は、好ましくは、2.00%以下、より好ましくは、0.70%未満である。
Mnは、本発明において極めて重要な含有元素である。Mnは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、良好な延性の確保に有効であり、さらに、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。このような作用は、鋼のMn含有量が2.50%以上で認められる。ただし、Mn含有量が8.00%を超える過剰な含有は、化成処理性およびめっき品質を悪化させる。こうした観点からMn含有量を、2.50%以上8.00%以下とする。Mn含有量は、好ましくは、3.10%以上、より好ましくは、3.20%以上である。Mn含有量は、好ましくは、6.00%以下、より好ましくは、4.20%以下である。
Pは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて含有できる元素である。また、Pは、フェライト変態を促進するために複合組織化にも有効な元素である。こうした効果を得るためには、P含有量を0.001%以上にする必要がある。一方、P含有量が0.100%を超えると、溶接性の劣化を招くとともに、亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を低下させ、亜鉛めっきの品質を損なう。したがって、P含有量は0.001%以上0.100%以下とする。P含有量は、好ましくは0.005%以上とする。P含有量は、好ましくは0.050%以下とする。
Sは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して局部変形能を低下させる。そのため、S含有量は0.0200%以下、好ましくは0.0100%以下、より好ましくは0.0050%以下とする必要がある。しかし、生産技術上の制約から、S含有量は0.0001%以上にする必要がある。したがって、S含有量は0.0001以上0.0200%以下とする。S含有量は、好ましくは0.0001%以上とする。S含有量は、好ましくは0.0100%以下、より好ましくは0.0050%以下とする。
Nは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、N含有量が0.0100%を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。N含有量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、N含有量は0.0005%以上にする必要がある。したがって、N含有量は0.0005%以上0.0100%とする。N含有量は、好ましくは0.0010%以上とする。N含有量は、好ましくは0.0070%以下とする。
Alは、フェライトとオーステナイトの二相域を拡大させ、機械的特性の焼鈍温度依存性の低減、つまり、材質安定性に有効な元素である。Al含有量が0.001%に満たないとその含有効果に乏しくなるので、下限を0.001%とした。また、Alは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸工程で添加することが好ましい。しかし、2.000%を超える多量の含有は、連続鋳造時の鋼片割れ発生の危険性が高まり、製造性を低下させる。こうした観点からAl含有量は、0.001%以上2.000%以下とする。Al含有量は、好ましくは、0.200%以上である。Al含有量は、好ましくは、1.200%以下である。
上記成分以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。なお、上記成分を下限値未満で含む場合、下限値未満で含まれる成分は不可避的不純物として含まれるものとする。
Tiは、鋼の析出強化に有効であり、フェライトの強度を向上させることで硬質第2相(マルテンサイトもしくは残留オーステナイト)との硬度差を低減でき、良好な穴広げ性を確保可能である。その効果は0.005%以上で得られる。しかし、0.200%を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性(打ち抜き)が低下する場合がある。従って、Tiを含有する場合には、その含有量を0.005%以上0.200%以下とする。Ti含有量は、好ましくは0.010%以上とする。Ti含有量は、好ましくは0.100%以下とする。
Nb、V、Wは、鋼の析出強化に有効で、その効果はそれぞれ0.005%以上で得られる。また、Ti含有の効果と同様に、フェライトの強度を向上させることで、硬質第2相(マルテンサイトもしくは残留オーステナイト)との硬度差を低減でき、良好な穴広げ性を確保可能である。その効果は、Nb、V、Wのそれぞれが0.005%以上で得られる。しかし、Nbは0.200%、V、Wは0.500%を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する場合がある。従って、Nbを含有する場合には、その含有量は0.005%以上0.200%以下とする。Nb含有量は、好ましくは0.010%以上とする。Nb含有量は、好ましくは0.100%以下とする。V、Wを含有する場合は、その含有量は0.005%以上0.500%以下とする。V、W含有量は、好ましくは,0.010%以上とする。V、W含有量は、好ましくは0.300%以下とする。
Bは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成および成長を抑制する作用を有し、フェライトの強度を向上させることで、硬質第2相(マルテンサイトもしくは残留オーステナイト)との硬度差を低減でき、良好な穴広げ性を確保可能である。その効果は、0.0003%以上で得られる。しかし、0.0050%を超えると成形性が低下する場合がある。従って、Bを含有する場合には、その含有量は0.0003%以上0.0050%以下とする。B含有量は、好ましくは0.0005%以上とする。B含有量は、好ましくは0.0030%以下とする。
Niは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、良好な延性の確保に有効であり、さらに、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。その効果は、0.005%以上で得られる。一方、1.000%を超えて含有すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する場合がある。従って、Niを含有する場合には、その含有量は、0.005%以上1.000%以下とする。Ni含有量は、好ましくは0.010%以上とする。Ni含有量は、好ましくは0.500%以下とする。
Cr、Moは、強度と延性のバランスを向上させる作用を有するので必要に応じて含有することができる。その効果は、Cr:0.005%以上、Mo:0.005%以上で得られる。しかしながら、それぞれCr:1.000%、Mo:1.000%を超えて過剰に含有すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する場合がある。従って、これらの元素を含有する場合には、その量をそれぞれCr:0.005%以上1.000%以下、Mo:0.005%以上1.000%以下とする。Cr含有量は、好ましくは0.010%以上とする。Cr含有量は、好ましくは0.500%以下とする。Mo含有量は、好ましくは0.010%以上とする。Mo含有量は、好ましくは0.500%以下とする。
Cuは、鋼の強化に有効な元素である。その効果は、0.005%以上で得られる。一方、1.000%を超えて含有すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する場合がある。従って、Cuを含有する場合には、その量を:0.005%以上1.000%以下とする。Cu含有量は、好ましくは0.010%以上とする。Cu含有量は、好ましくは0.500%以下とする。
SnおよびSbは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる鋼板表層の数十μm程度の領域の脱炭を抑制する観点から、必要に応じて含有する。Snを0.002%以上、もしくはSbを0.002%以上含有することにより、このような窒化や酸化を抑制し、鋼板表面においてマルテンサイトの面積率が減少するのを防止する。その結果、強度や材質安定性の確保に有効である。一方で、これらいずれの元素についても、0.200%を超えて過剰に含有すると靭性の低下を招く。従って、SnおよびSbを含有する場合には、その含有量は、それぞれ0.002%以上0.200%以下とする。SnおよびSb含有量は、それぞれ、好ましくは0.004%以上とする。SnおよびSb含有量は、それぞれ、好ましくは0.050%以下とする。ここで、マルテンサイトとは、焼入れマルテンサイトを示す。
Taは、TiやNbと同様に、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して高強度化に寄与する。加えて、Nb炭化物やNb炭窒化物に一部固溶し、(Nb、Ta)(C、N)のような複合析出物を生成することで析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による強度への寄与を安定化させる効果があると考えられる。このため、Taを含有することが好ましい。ここで、前述の析出物安定化の効果は、Taの含有量を0.001%以上とすることで得られる。一方で、Taを過剰に含有しても析出物安定化効果が飽和する上、合金コストも増加する。従って、Taを含有する場合には、その含有量は、0.001%以上0.100%以下とする。Ta含有量は、好ましくは0.005%以上とする。Ta含有量は、好ましくは0.050%以下とする。
Ca、Mg、ZrおよびREMは、硫化物の形状を球状化し、穴広げ性への硫化物の悪影響をさらに改善するために有効な元素である。この効果を得るためには、それぞれ0.0005%以上含有することが好ましい。しかしながら、それぞれ0.0050%を超える過剰な含有は、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。従って、Ca、Mg、ZrおよびREMを含有する場合は、その含有量はそれぞれ0.0005%以上0.0050%以下とする。Ca、Mg、ZrおよびREM含有量は、それぞれ、好ましくは0.0010%以上とする。Ca、Mg、ZrおよびREM含有量は、それぞれ、好ましくは0.0040%以下とする。
十分な延性を確保するため、フェライトの面積率を35%以上にする必要がある。また、980MPa以上の引張強度確保のため、軟質なフェライトの面積率を80%以下にする必要がある。なお、ここで云うフェライトとは、ポリゴナルフェライトやグラニュラーフェライトやアシキュラーフェライトを指し、比較的軟質で延性に富むフェライトのことである。フェライトの面積率は、好ましくは、40%以上である。フェライトの面積率は、好ましくは、75%以下である。
980MPa以上のTSを達成するためには、焼入れマルテンサイトの面積率を5%以上にする必要がある。また、良好な延性の確保のため、焼入れマルテンサイトの面積率を35%以下にする必要がある。焼入れマルテンサイトの面積率は好ましくは5%以上である。焼入れマルテンサイトの面積率は、好ましくは、30%以下である。
焼戻しマルテンサイトは良好な穴広げ性を確保するために0.1%以上必要である。また、980MPa以上のTSを達成するためには焼戻しマルテンサイトの面積率を3.0%未満にする必要がある。焼戻しマルテンサイトの面積率は好ましくは、0.1%以上である。焼戻しマルテンサイトの面積率は、好ましくは、2.0%以下である。
十分な延性を確保するため、残留オーステナイトの面積率を8%以上にする必要がある。好ましくは12%以上である。
フェライトの結晶粒の微細化は、TSの向上に寄与する。そのため、所望のTSを確保するため、フェライトの平均結晶粒径を6μm以下にする必要がある。好ましくは、5μm以下である。
残留オーステナイトの結晶粒の微細化は延性と穴広げ性の向上に寄与する。そのため、良好な延性、穴広げ性を確保するためには、残留オーステナイトの平均結晶粒径を3μm以下にする必要がある。好ましくは、2.5μm以下である。
残留オーステナイト中の平均Mn量(質量%)をフェライト中の平均Mn量(質量%)で除した値が1.5以上であることは、本発明において極めて重要な構成要件である。良好な延性を確保するためには、Mnが濃化した安定な残留オーステナイトの面積が高い必要がある。好ましくは2.0以上である。
円相当径で3μm以上の焼入れマルテンサイトと、円相当径で3μm以上の残留オーステナイトの面積率の和を全焼入れマルテンサイトと全残留オーステナイトの面積率の和で除した値が0.4未満であることは本発明において重要な構成要件である。焼入れマルテンサイトと残留オーステナイトの結晶粒径の微細化は穴広げ性の向上に寄与する。良好な穴広げ性を確保するためには、高強度と高延性を得るのに十分な焼入れマルテンサイトと残留オーステナイトの面積率を確保した上で、微細な焼入れマルテンサイトと残留オーステナイトの面積率を多くする必要がある。好ましくは0.3%未満、より好ましくは0.2未満である。
異なる結晶方位をもつ三つ以上のフェライトと接する、つまり、フェライト粒界の3重点に位置する残留オーステナイトの面積率を全残留オーステナイトの面積率で除した値が0.6未満であることは本発明において重要な構成要件である。残留オーステナイトに接する異なる結晶方位をもつフェライト粒の数が少なければ、穴広げ変形および曲げ変形時の応力集中が緩和されるため穴広げ性と曲げ性の向上に寄与する。そのため、良好な穴広げ性を確保するためには異なる結晶方位を持つ三つ以上のフェライトと接する残留オーステナイトの面積率は低い必要がある。好ましくは0.5未満である。
特に限定はしないが、鋼スラブの加熱温度は1100℃以上1300℃以下にすることが好ましい。鋼スラブの加熱段階で存在している析出物は、最終的にえられる鋼板内では粗大な析出物として存在し、強度に寄与しないため、鋳造時に析出したTi、Nb系析出物を再溶解させることが可能である。さらに、鋼スラブ表層の気泡、偏析などをスケールオフし、鋼板表面の亀裂、凹凸をより減少し、より平滑な鋼板表面を達成する観点からも、鋼スラブの加熱温度は1100℃以上にすることが好ましい。一方、酸化量の増加に伴うスケールロスを減じる観点から、鋼スラブの加熱温度は1300℃以下にすることが好ましい。鋼スラブの加熱温度は、より好ましくは、1150℃以上とする。鋼スラブの加熱温度は、より好ましくは、1250℃以下とする。
加熱後の鋼スラブは、粗圧延および仕上げ圧延により熱間圧延され熱延鋼板となる。このとき、仕上げ温度が1000℃を超えると、酸化物(スケール)の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の表面品質が劣化する傾向にある。また、酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが一部に存在すると、延性や穴広げ性に悪影響を及ぼす。さらに、結晶粒径が過度に粗大となり、加工時にプレス品表面荒れを生じる場合がある。一方、仕上げ温度が750℃未満では圧延荷重が増大し、圧延負荷が大きくなることや、オーステナイトが未再結晶状態での圧下率が高くなる。その結果、所望の結晶粒径が得られず、異常な集合組織が発達し、最終製品における面内異方性が顕著となり、材質の均一性(材質安定性)が損なわれるだけでなく、延性そのものも低下する。従って、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度を750℃以上1000℃以下にする必要がある。熱間圧延の仕上げ圧延出側温度は好ましくは800℃以上とする。熱間圧延の仕上げ圧延出側温度は好ましくは950℃以下とする。
熱間圧延後の巻き取り温度が750℃を超えると、熱延板組織のフェライトの結晶粒径が大きくなり、最終焼鈍板の所望の強度確保が困難となる。一方、熱間圧延後の巻き取り温度が300℃未満では、熱延板強度が上昇し、冷間圧延における圧延負荷が増大したり、板形状の不良が発生したりするため、生産性が低下する。従って、熱間圧延後の巻き取り温度を300℃以上750℃以下にする必要がある。熱間圧延後の巻き取り温度は好ましくは400℃以上とする。熱間圧延後の巻き取り温度は好ましくは650℃以下とする。
Ac1変態点以下の温度域で、1800s超保持することは、続く冷間圧延を施すための鋼板を軟質化させるので好ましい。
Ac1変態点以下の温度域で保持する場合、オーステナイト中にMnが濃化し、冷却後、硬質なマルテンサイトと残留オーステナイトが生成する。その結果、円相当径で3μm以上の焼入れマルテンサイトと、円相当径で3μm以上の残留オーステナイトの面積率の和を全焼入れマルテンサイトと全残留オーステナイトの面積率の和で除した値が0.30未満の好適条件が得られる。また、1800s未満で保持する場合、熱間圧延後のひずみが除去できず、鋼板の軟質化がなされない場合がある。
得られた鋼板に冷間圧延を施す。冷間圧延率に制限はないが、15〜80%が好ましい。この範囲にて冷間圧延を施すことにより、十分に再結晶した所望の組織が得られ、延性が向上する。
Ac3変態点未満の温度域および20s未満で保持する場合、十分な再結晶が行われず、所望の組織が得られないため、λ(打ち抜き)および曲げ性が低下する。また、その後のめっき品質確保のためのMn表面濃化が十分に行われない。一方、1800sを超えて保持する場合、Mn表面濃化が飽和する。
本発明の技術思想は、焼鈍前組織に薄いフィルム状オーステナイト(フェライトと接することの少ないオーステナイトの核)を生成させることで、続く焼鈍工程で当該フィルム状オーステナイトをラス状オーステナイト(フェライトと接することの少ないオーステナイト)にし、当該ラス状オーステナイト中にMnを濃化させるというものである。50℃以上350℃以下に冷却・保持することで、その後の焼鈍でラス状オーステナイトとなるフィルム状オーステナイトを生成させる。50℃未満の保持ではマルテンサイト変態が完了してしまうため、フィルム状オーステナイトが残らず、結果としてラス状オーステナイトも得られないことになる。また、350℃超の保持では、フィルム状オーステナイトが分解してしまうため、結果としてラス状オーステナイトも得られないことになる。したがって、50℃未満および350℃超の温度域で保持する場合、フェライトと接することが少なくなる残留オーステナイトを得ることが出来ず、その後の焼鈍工程において、粒界や粒界3重点から三つ以上の異なる結晶方位を持つ残留オーステナイトが多く形成されてしまう。その結果、三つ以上の異なる結晶方位をもつフェライトに接する残留オーステナイトが、上述の三つ以上の異なる結晶方位をもつフェライトに接することが少なくなる残留オーステナイトに対して増加し、所望の組織が得られない。また、2s未満で保持する場合も同じく、フェライトと接することが少なくなる残留オーステナイトを得ることが出来ず、所望の組織が得られない。さらに600sを超えて保持する場合、フェライトと接することが少なくなる残留オーステナイトが分解し、同様に三つ以上の異なる結晶方位をもつフェライトに接する残留オーステナイトが増加し、所望の組織が得られない。
Ac1変態点以上Ac1変態点+150℃以下の温度域で20〜1800s保持することは、本発明において、極めて重要な発明構成要件である。Ac1変態点未満の温度域および20s未満で保持する場合、昇温中に形成される炭化物が溶け残り、十分な面積率のマルテンサイトと残留オーステナイトの確保が困難となり、強度が低下する。また、Ac1変態点+150℃を超える温度域ではオーステナイト中へのMn濃化が飽和し、十分な面積率の残留オーステナイトを得られず延性が低下する。好ましくは、Ac1変態点+100℃以下である。さらに、1800sを超えて保持する場合、マルテンサイトが増加し高強度化、また、延性確保のための十分な面積率の残留オーステナイトを得ることができない。
溶融亜鉛めっき処理を施す場合には、前記焼鈍処理を施した鋼板を440℃以上500℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。なお、亜鉛めっきにはAl量が0.08%以上0.30%以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。
Ac3変態点(℃)=910−203√(%C)+45×(%Si)−30×(%Mn)−20×(%Cu)−15×(%Ni)+11×(%Cr)+32×(%Mo)+104×(%V)+400×(%Ti)+200×(%Al)
ここで、(%C)、(%Si)、(%Mn)、(%Ni)、(%Cu)、(%Cr)、(%Mo)、(%V)、(%Ti)、(%Al)は、それぞれの元素の含有量(質量%)である。
TS:980MPa以上1080MPa未満の場合、EL:20%以上
TS:1080MPa以上1180MPa未満の場合、EL:16%以上
TS:1180MPa以上1270MPa未満の場合、EL:12%以上
但し、板厚:1.0〜1.8mm。
ただし、Dfは亀裂発生時の穴径(mm)、D0は初期穴径(mm)である。なお、本発明では、TS範囲ごとに下記の場合を良好と判断した。
TS:980MPa以上1080MPa未満の場合、(打ち抜き)λ:15%以上、(リーマ加工)λ:40%以上
TS:1080MPa以上1180MPa未満の場合、(打ち抜き)λ:12%以上、(リーマ加工)λ:35%以上
TS:1180MPa以上1270MPa未満の場合、(打ち抜き)λ:10%以上、(リーマ加工)λ:30%以上
曲げ試験は、各焼鈍鋼板から、圧延方向が曲げ軸(Bending direction)となるように幅30mm、長さ100mmの曲げ試験片を採取し、JISZ 2248(1996年)のVブロック法に基づき測定を実施した。押し込み速度100mm/秒、各曲げ半径でn=3の試験を実施し、曲げ部外側について実体顕微鏡で亀裂の有無を判定し、亀裂が発生していない最小の曲げ半径を限界曲げ半径R(mm)とした。なお、本発明では、90°V曲げでの限界曲げR/t:2.5以下(t:鋼板の板厚(mm))を満足する場合を、鋼板の曲げ性が良好と判定した。
評点5:5%以下
評点4:5%超10%以下
評点3:10%超25%以下
評点2:25%超40%以下
評点1:40%超
評点4または評点5であれば化成処理性が良好と言える。なかでも、評点5であることが好ましい。
Claims (9)
- 質量%で、
C:0.030%〜0.250%、
Si:0.01%〜3.00%、
Mn:2.50%〜8.00%、
P:0.001%〜0.100%、
S:0.0001%〜0.0200%、
N:0.0005%〜0.0100%、
Al:0.001%〜2.000%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、
面積率で、フェライトが35%以上80%以下、焼入れマルテンサイトが5%以上35%以下、焼戻しマルテンサイトが0.1%以上3.0%未満であり、面積率で残留オーステナイトが8%以上であり、さらに、前記フェライトの平均結晶粒径が6μm以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が3μm以下であり、
前記残留オーステナイト中の平均Mn量(質量%)を前記フェライト中の平均Mn量(質量%)で除した値が1.5以上であり、
さらに、粒径が円相当径で3μm以上の焼入れマルテンサイトと、円相当径で3μm以上の残留オーステナイトの面積率との和を全焼入れマルテンサイトと全残留オーステナイトとの面積率の和で除した値が0.4未満であり、
異なる結晶方位をもつ三つ以上のフェライトと接する、残留オーステナイトの面積率を全残留オーステナイトの面積率で除した値が0.6未満である鋼組織と、を有する、高強度鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、
Ti:0.005%〜0.200%、
Nb:0.005%〜0.200%、
V:0.005%〜0.500%、
W:0.005%〜0.500%、
B:0.0003%〜0.0050%、
Ni:0.005%〜1.000%、
Cr:0.005%〜1.000%、
Mo:0.005%〜1.000%、
Cu:0.005%〜1.000%、
Sn:0.002%〜0.200%
Sb:0.002%〜0.200%、
Ta:0.001%〜0.100%、
Ca:0.0005%〜0.0050%、
Mg:0.0005%〜0.0050%、
Zr:0.0005%〜0.0050%、
REM:0.0005%〜0.0050%のうちから選ばれる少なくとも1種の元素を含有する、請求項1に記載の高強度鋼板。 - 表面に亜鉛めっき層を有する、請求項1または2に記載の高強度鋼板。
- 前記亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層である、請求項3に記載の高強度鋼板。
- 鋼スラブを、加熱し、仕上げ圧延出側温度を750℃以上1000℃以下で熱間圧延し、300℃以上750℃以下で巻き取り、冷間圧延を施し、その後、Ac3変態点以上の温度域で20〜1800s保持後、50℃以上350℃以下の範囲内の冷却停止温度まで冷却し、前記冷却停止温度で2s〜600s保持後冷却し、その後、Ac1変態点以上Ac1変態点+150℃以下の温度域で20〜1800s保持後、冷却する、請求項1又は2に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 鋼スラブを、加熱し、仕上圧延出側温度を750℃以上1000℃以下で熱間圧延し、300℃以上750℃以下で巻き取り、冷間圧延を施し、その後、Ac3変態点以上の温度域で20〜1800s保持後、50℃以上350℃以下の範囲内の冷却停止温度まで冷却し、前記冷却停止温度で2s〜600s保持後冷却し、その後、Ac1変態点以上Ac1変態点+150℃以下の温度域で20〜1800s保持後、冷却した後、更にAc1変態点以上Ac1変態点+150℃以下の温度域で20〜1800s保持後、冷却する、請求項1又は2に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 巻き取り後、Ac1変態点以下の温度域で1800s超保持する、請求項5又は6に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 更に亜鉛めっき処理を施す、請求項5〜7のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記亜鉛めっき処理後、450℃〜600℃で合金化処理を施す、請求項8に記載の高強度鋼板の製造方法。
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