JP6874919B1 - 高強度薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
- C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
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- 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
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
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- 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
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
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- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
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Abstract
Description
[1] 質量%で、
C:0.10%以上0.22%以下、
Si:0.5%以上1.5%以下、
Mn:1.2%以上2.5%以下、
P:0.05%以下、
S:0.005%以下、
Al:0.01%以上0.10%以下および
N:0.010%以下を含有するとともに、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
フェライトを体積分率で5%以上35%以下、
焼戻しマルテンサイトを体積分率で50%以上85%以下、
ベイナイトを体積分率で0%以上20%以下含む複合組織を有し、
前記フェライトの平均結晶粒径は5μm以下であり、
前記焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は5μm以下であり、
前記焼戻しマルテンサイトおよび前記ベイナイトの合計に対し、粒内に、粒径0.1μm以上1.0μm以下の炭化物を5個以上含む焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計が、体積分率で85%以上であり、
かつ、鋼板表面から板厚方向で20μm以下の領域中のC質量%およびMn質量%が、鋼板表面から100μm以上200μm以下の領域中のC質量%およびMn質量%に対し、それぞれ20%以下である、高強度薄鋼板。
Ti:0.05%以下、
V:0.05%以下および
Nb:0.05%以下からなる群から選択される一種以上を含有する、上記[1]に記載の高強度薄鋼板。
Mo:0.50%以下、
Cr:0.50%以下、
Cu:0.50%以下、
Ni:0.50%以下、
B:0.0030%以下、
Ca:0.0050%以下、
REM:0.0050%以下、
Ta:0.100%以下、
W:0.500%以下、
Sn:0.200%以下、
Sb:0.200%以下、
Mg:0.0050%以下、
Zr:0.1000%以下、
Co:0.020%以下および
Zn:0.020%以下
からなる群から選択される一種以上を含有する、上記[1]または[2]に記載の高強度薄鋼板。
次いで、前記熱延板を、30℃/s以上の第1平均冷却速度で550℃以下の巻取温度まで冷却した後、該巻取温度で巻き取り、
次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
次いで、酸洗後の前記熱延板に、30%以上の圧下率で冷間圧延を施して冷延板とし、
次いで、前記冷延板を、600℃以上の温度域の露点を−40℃以上10℃以下として、3℃/s以上30℃/s以下の平均加熱速度で800℃以上900℃以下の第1均熱温度まで加熱し、該第1均熱温度で30s以上800s以下保持し、
次いで、前記冷延板を、前記第1均熱温度から10℃/s以上の第2平均冷却速度で350℃以上475℃以下の第2均熱温度まで冷却し、該第2均熱温度で300s以下保持し、
次いで、前記冷延板を、100℃/s以上の第3平均冷却速度で室温まで冷却し、
次いで、前記冷延板を、200℃以上400℃以下の第3均熱温度まで再加熱し、該第3均熱温度で180s以上1800s以下保持し、
次いで、前記冷延板を酸洗する、高強度薄鋼板の製造方法。
Cは鋼板の高強度化に有効な元素であり、第2相であるマルテンサイトおよびベイナイトの形成にも寄与する。なお、以下で「第2相」とは、特に明記しない限り「マルテンサイトおよびベイナイト」を意味する。Cの含有量が0.10%未満では、フェライトの体積分率が増加するため、引張強さ確保が困難である。また、Cの含有量が0.10%未満では、穴広げ性が劣化する。Cの含有量は、好ましくは0.12%以上である。一方、Cの含有量が0.22%を超えると、プロジェクション溶接部の溶着界面の硬度が過剰に高くなるため、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。また、母材鋼板の耐遅れ破壊特性が劣化する。さらに、Cの含有量が0.22%を超えると、フェライトの体積分率が減少する。また、伸び、および穴広げ性が劣化する。好ましくは、Cの含有量は0.21%以下、より好ましくは、0.20%以下である。
Siはフェライトを固溶強化して、鋼板の高強度化に寄与する元素である。Siの含有量が0.5%未満では、必要な強度が確保できないだけでなく、フェライトとマルテンサイトとの硬度差が大きくなり、穴広げ率が劣化する。さらに、Siの含有量が0.5%未満では、フェライトの体積分率が上昇し、また、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。よってSiの含有量は0.5%以上とする。Siの含有量は、好ましくは0.6%以上である。一方で、Siの過剰な添加は、プロジェクション溶接部の溶着界面の靭性を低下させて、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性を劣化させる。また、Siの過剰な添加は、フェライトの体積分率を増加させ、フェライトの平均結晶粒径を増加させ、焼戻しマルテンサイトの体積分率を低下させる。さらに、Siの過剰な添加は、微細炭化物の割合、引張強さ、穴広げ性、および母材鋼板の耐遅れ破壊特性を劣化させる。よって、Siの含有量は1.5%以下とする。Siの含有量は、好ましくは1.4%以下である。
Mnは固溶強化および第2相の生成を促進して、鋼板の高強度化に寄与する元素である。また、Mnは焼鈍中にオーステナイトを安定化させる効果も奏する。これらの効果を得るためには、Mnを1.2%以上含有させる。Mnの含有量は、好ましくは1.4%以上である。一方、過剰に含有させた場合、バンド状のミクロ偏析(Mnバンド)が生成するため、伸び、穴広げ性および耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、Mnの含有量は2.5%以下とする。Mnの含有量は、好ましくは2.4%以下である。
Pは固溶強化により鋼板の高強度化に寄与するが、過剰に添加された場合には、粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化させ、耐遅れ破壊特性を劣化させる。よって、Pの含有量を0.05%以下とする。Pの含有量は、好ましくは0.04%以下である。Pの含有量の下限は特に規定しないが、Pの含有量を極低量とすると製造コストが上昇するため、Pの含有量は0.0005%以上とすることが好ましい。
Sの含有量が多い場合には、MnSなどの硫化物が多く生成し、該硫化物の周辺から遅れ破壊が生じるため、耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、Sの含有量は0.005%以下とする。Sの含有量は、好ましくは、0.0045%以下とする。Sの含有量の下限は特に規定しないが、Sの含有量を極低量とすると製造コストが上昇するため、Sの含有量は0.0002%以上とすることが好ましい。
Alは脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには0.01%以上含有することが必要であるが、0.10%を超えて含有しても効果が飽和するため、Alの含有量は0.10%以下とする。Alの含有量は、好ましくは0.06%以下である。
Nは粗大な窒化物を形成して穴広げ性および耐遅れ破壊特性を劣化させることから、含有量を0.010%以下とする。Nの含有量は、好ましくは0.008%以下である。Nの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、好ましくは、0.0005%以上とする。
本発明の高強度薄鋼板は、上記の成分に加えて、さらに、質量%で、Ti:0.05%以下、V:0.05%以下およびNb:0.05%以下からなる群から選択される1種以上を含有していてもよい。
Tiは、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することで、鋼板の強度をより上昇させる元素である。Tiを添加することで、微細な炭窒化物の焼鈍中の粒成長を好適に制御することが可能であるため、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Tiの含有量は、好ましくは0.001%以上、より好ましくは0.01%以上とする。一方で、より良好な伸びを得るため、Tiを添加する場合、その含有量は0.05%以下とすることが好ましい。Tiの含有量は、より好ましくは0.04%以下である。
Vは微細な炭窒化物を形成することで、鋼板の強度をより上昇させる。こうした効果を得るためには、Vの含有量は、好ましくは0.001%以上、より好ましくは0.01%以上とする。一方、プロジェクション溶接部の溶着界面の靭性をより良好にして、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性をより良好とするため、Vを添加する場合、その含有量は0.05%以下とすることが好ましい。Vの含有量はより好ましくは0.03%以下とする。
NbもVと同様に微細な炭窒化物を形成することで、鋼板の強度をより上昇させる。こうした効果を得るためには、Nbの含有量は、好ましくは0.001%以上、より好ましくは0.01%以上とする。一方で、プロジェクション溶接部の溶着界面の靭性をより良好にしてプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性をより良好とするため、Nbを添加する場合、その含有量は0.50%以下とすることが好ましい。Nbの含有量はより好ましくは0.05%以下とする。
Moは第2相の生成を促進して鋼板の強度をより上昇させる。また、焼鈍中にオーステナイトを安定化させる元素であり、第2相の体積分率を制御するために必要な元素である。こうした効果を得るためには、Moの含有量は、好ましくは0.010%以上、より好ましくは0.05%以上とする。一方で、第2相の過剰な生成を防ぎ、伸びと穴広げ性とをより良好とするため、Moを添加する場合、その含有量を0.50%以下とすることが好ましい。Moの含有量はより好ましくは0.3%以下とする。
Crは第2相の生成を促進することで鋼板の強度をより上昇させる。こうした効果を得るためには、Crの含有量は、好ましくは0.010%以上、より好ましくは0.1%以上とする。一方で、第2相の過剰な生成を防ぎ、伸びおよび曲げ加工性をより良好とし、さらに表面酸化物の過剰な生成を防いで化成処理性をより良好とするため、Crを添加する場合、その含有量は0.50%以下とすることが好ましい。Crの含有量はより好ましくは0.3%以下とする。
Cuは固溶強化により、また第2相を生成することにより、鋼板の強度をより上昇させる元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Cuの含有量は、好ましくは0.05%以上、より好ましくは0.1%以上とする。一方、0.50%超含有させても効果が飽和するため、Cuを添加する場合、その含有量は0.50%以下とすることが好ましい。Cuの含有量はより好ましくは0.3%以下とする。
NiもCuと同様、固溶強化により、また第2相の生成を促進するにより、鋼板の強度をより上昇させる元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Niの含有量は、好ましくは0.05%以上、より好ましくは0.1%以上とする。また、Cuと同時に添加すると、Cuに起因する表面欠陥を抑制する効果があるため、Cuとあわせて添加することが好ましい。一方、プロジェクション溶接部の溶着界面の靭性を良好にしてプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性をより良好とするため、Niを添加する場合、その含有量は0.50%以下とすることが好ましい。Niの含有量はより好ましくは0.3%以下とする。
Bは、第2相の生成を促進することで鋼板の強度をより上昇させる。また、マルテンサイト変態開始点を低下させずに焼入れ性を確保可能な元素である。また粒界に偏析することで粒界強度を向上させるため、耐遅れ破壊特性をより向上させるために有効である。こうした効果を得るためには、Bの含有量は、好ましくは0.0002%以上、より好ましくは0.0005%以上とする。一方で、靭性を良好として耐遅れ破壊特性をより良好とするため、Bを添加する場合、その含有量を0.0030%以下とすることが好ましい。Bの含有量は、より好ましくは0.0025%以下である。
Caは、硫化物の形状を球状化して穴広げ性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Caの含有量は、好ましくは0.0005%以上とする。一方、0.0050%超含有させても効果が飽和するため、Caを添加する場合、その含有量を0.0050%以下とすることが好ましい。Caの含有量はより好ましくは0.003%以下とする。
REMは、Caと同様、硫化物の形状を球状化して穴広げ性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、REMの含有量は、好ましくは0.0005%以上とする。一方、0.0050%超含有させても効果が飽和するため、REMを添加する場合、その含有量を0.0050%以下とすることが好ましい。REMの含有量はより好ましくは0.0015%以下とする。
Taは、微細な炭窒化物を形成することで、鋼板の強度をより上昇させる。こうした効果を得るためには、Taの含有量は、好ましくは0.001%以上、より好ましくは0.010%以上とする。一方で、プロジェクション溶接部の溶着界面の靭性をより良好にしてプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性をより良好とするため、Taを添加する場合、その含有量は0.100%以下とすることが好ましい。Taの含有量はより好ましくは0.050%以下とする。
Wは、微細な炭窒化物を形成することで、鋼板の強度をより上昇させる。こうした効果を得るためには、Wの含有量は、好ましくは0.001%以上、より好ましくは0.010%以上とする。一方で、プロジェクション溶接部の溶着界面の靭性をより良好にしてプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性をより良好とするため、Wを添加する場合、その含有量は0.500%以下とすることが好ましい。Wの含有量はより好ましくは0.300%以下とする。
Snは、焼鈍中の鋼板表面の酸化を抑制し、表層軟化厚みをより好適に制御し、穴広げ性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Snの含有量は、好ましくは0.001%以上、より好ましくは0.005%以上とする。一方で、プロジェクション溶接部の溶着界面の靭性をより良好にしてプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性をより良好とするため、Snを添加する場合、その含有量は0.200%以下とすることが好ましい。Snの含有量はより好ましくは0.050%以下とする。
Sbは、焼鈍中の鋼板表面の酸化を抑制し、表層軟化厚みをより好適に制御し、穴広げ性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Sbの含有量は、好ましくは0.001%以上、より好ましくは0.005%以上とする。一方で、プロジェクション溶接部の溶着界面の靭性をより良好にしてプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性をより良好とするため、Sbを添加する場合、その含有量は0.200%以下とすることが好ましい。Sbの含有量はより好ましくは0.050%以下とする。
Mgは、硫化物の形状を球状化して穴広げ性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Mgの含有量は、好ましくは0.0005%以上とする。一方、0.0050%超含有させても効果が飽和するため、Mgを添加する場合、その含有量を0.0050%以下とすることが好ましい。Mgの含有量はより好ましくは0.0030%以下とする。
Zrは、介在物の形状を球状化して穴広げ性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Zrの含有量は、好ましくは0.001%以上とする。一方、0.1000%超含有させても効果が飽和するため、Zrを添加する場合、その含有量を0.1000%以下とすることが好ましい。Zrの含有量はより好ましくは0.0030%以下とする。
Coは、介在物の形状を球状化して穴広げ性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Coの含有量は、好ましくは0.001%以上とする。一方、0.020%超含有させても効果が飽和するため、Coを添加する場合、その含有量を0.020%以下とすることが好ましい。Coの含有量はより好ましくは0.010%以下とする。
Znは、介在物の形状を球状化して穴広げ性への悪影響を低減する元素であり、必要に応じて添加することができる。こうした効果を得るためには、Znの含有量は、好ましくは0.001%以上とする。一方、0.020%超含有させても効果が飽和するため、Znを添加する場合、その含有量を0.020%以下とすることが好ましい。Znの含有量はより好ましくは0.010%以下とする。
フェライトの体積分率が35%超の組織においては、1180MPa以上の引張強さとすることが困難である。フェライトの体積分率は、好ましくは30%以下である。一方で、フェライトの体積分率が5%未満では、第2相が過剰に生成しているため、伸びが劣化する。そのため、フェライトの体積分率は5%以上とする。フェライトの体積分率は、好ましくは10%以上、より好ましくは15%以上とする。また、フェライトの体積分率は、好ましくは30%以下、より好ましくは28%以下とする。
フェライトの平均結晶粒径が5μm超では、プロジェクション溶接時に結晶粒がさらに粗大化することで溶着界面の靭性が劣化するため、耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、フェライトの結晶粒径は5μm以下とする。フェライトの平均結晶粒径は、好ましくは4μm以下とする。
1180MPa以上の引張強さを確保するためには、焼戻しマルテンサイトの体積分率は50%以上とする。一方で、焼戻しマルテンサイトの体積分率が85%超では、遅れ破壊時のき裂生成箇所が増大するため、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、焼戻しマルテンサイトの体積分率の上限は85%以下とする。焼戻しマルテンサイトの体積分率は、好ましくは75%以下とする。また、焼戻しマルテンサイトの体積分率は、好ましくは60%以下とする。
焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が5μm超では、プロジェクション溶接時に結晶粒がさらに粗大化することでプロジェクション溶接部の靭性が劣化し、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。また、マルテンサイトとフェライトとの界面に生成するボイドが連結しやすくなり、穴広げ性が劣化する。そこで、その上限は5μmとする。焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は、好ましくは4.5μm以下、より好ましくは4μm以下である。
ベイナイトは鋼板の強度をより高めるため、体積分率で20%以下であれば含有してもよい。しかしながら、ベイナイトは高い転位密度を含むため、体積分率が20%超では、穴広げ試験時の打ち抜き後にボイドが過剰に生成するため、穴広げ性が劣化する。そのため、ベイナイトの体積分率は20%以下とする。また、ベイナイトの体積分率は0%であってもよい。ベイナイトの体積分率は、好ましくは15%以下とする。
次いで、前記熱延板を、30℃/s以上の第1平均冷却速度で550℃以下の巻取温度まで冷却した後、該巻取温度で巻き取り、
次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
次いで、酸洗後の前記熱延板に、30%以上の圧下率で冷間圧延を施して冷延板とし、
次いで、前記冷延板を、600℃以上の温度域の露点を−40℃以上10℃以下として、3℃/s以上30℃/s以下の平均加熱速度で800℃以上900℃以下の第1均熱温度まで加熱し、該第1均熱温度で30s以上800s以下保持し、
次いで、前記冷延板を、前記第1均熱温度から10℃/s以上の第2平均冷却速度で350℃以上475℃以下の第2均熱温度まで冷却し、該第2均熱温度で300s以下保持し、
次いで、前記冷延板を、100℃/s以上の第3平均冷却速度で室温まで冷却し、
次いで、前記冷延板を、200℃以上400℃以下の第3均熱温度まで再加熱し、該第3均熱温度で180s以上1800s以下保持し、
次いで、前記冷延板を酸洗する。
鋼板内の組織均一微細化、および材質の異方性低減により、焼鈍後の母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性を向上させるため、熱間圧延の仕上げ圧延はオーステナイト単相域にて終了する必要がある。よって、熱間圧延の仕上げ圧延終了温度は850℃以上とする。一方、仕上げ圧延終了温度が950℃超えでは、熱延板の組織が粗大になり、焼鈍後の結晶粒も粗大化して、穴広げ性ならびに母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。よって、熱間圧延の仕上げ圧延終了温度は850℃以上950℃以下とする。熱間圧延の仕上げ圧延終了温度は、好ましくは、880℃以上である。また、熱間圧延の仕上げ圧延終了温度は、好ましくは、920℃以下である。
次いで、熱延板を、30℃/s以上の第1平均冷却速度で550℃以下の巻取温度まで冷却する。熱間圧延終了後、冷却過程でオーステナイトがフェライト変態するが、冷却速度が遅いとフェライトが粗大化するため、熱間圧延終了後は急冷を実施することで、組織を均質化する。そのため、熱間圧延終了後の熱延板は、30℃/s以上の第1平均冷却速度で550℃以下まで冷却する。熱間圧延終了後の熱延板は、好ましくは35℃/s以上の第1平均冷却速度で550℃以下まで冷却する。第1平均冷却速度が30℃/s未満ではフェライトが粗大化されるため、熱延板の鋼板組織が不均質となり、穴広げ性ならびに母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。第1平均冷却速度の上限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、好ましくは、250℃/s、より好ましくは、100℃/s以下とする。
次いで、550℃以上の巻取温度まで冷却した熱延板を、550℃以下の巻取温度で巻き取る。巻取り温度が550℃超では、熱延板の鋼板組織にフェライトおよびパーライトが過剰に生成し、均一微細な組織が得られず、最終的に得られる高強度薄鋼板の組織においてフェライトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が粗大化して、組織が不均質となり、穴広げ性、母材鋼板の耐遅れ破壊特性、およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。巻取温度は、好ましくは500℃以下である。巻取り温度の下限は特に規定しないが、巻取り温度が低温になりすぎると、硬質なマルテンサイトが過剰に生成して、冷間圧延負荷が増大するため、巻取温度は300℃以上とすることが好ましい。
冷延板を、800℃以上900℃以下の第1均熱温度まで3℃/s以上30℃/s以下の平均加熱速度で加熱することで、焼鈍後に得られる結晶粒を微細化させることが可能である。冷延板を急速に加熱すると、再結晶が進行しにくくなり、さらに異方性を持つ結晶粒が生じる。また、フェライトの体積分率が増加し、一方、焼戻しマルテンサイトの体積分率が低下して、1180MPa以上の引張強さとすることが困難となり、伸び、穴広げ性、ならびに母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化するため、平均加熱速度は30℃/s以下とする。また、加熱速度が小さすぎると、フェライトやマルテンサイト粒が粗大化して所定の平均結晶粒径とならず、穴広げ性ならびに母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化するため、平均加熱速度は3℃/s以上とする。冷延板の800℃以上900℃以下の第1均熱温度までの平均加熱速度は、好ましくは5℃/s以上である。
焼鈍後の鋼板表層部のC質量%およびMn質量%を低減するために、第1均熱温度までの加熱、および第1均熱において、600℃以上の温度域の露点は−40℃以上10℃以下とする。なお、焼鈍炉内で、鋼板の表面温度が600℃以上となる領域の露点が−40℃以上10℃以下であれば、600℃以上の温度域の露点が−40℃以上10℃以下であるとする。露点が−40℃未満では、表層部のC質量%およびMn質量%が増加し、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。600℃以上の温度域の露点は、好ましくは−30℃以上である。露点を−30℃以上とすることで、鋼板表面から板厚方向で20μm以下の領域中のC質量%が、鋼板表面から100μm以上200μm以下の領域中のC質量%の10%未満となり、耐遅れ破壊特性がより向上する。一方で、露点が10℃超となると、焼鈍後の鋼板表層部のMn質量%が増加し、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。600℃以上の温度域の露点は、好ましくは5℃以下である。
第1均熱温度は、フェライトとオーステナイトの2相域の温度域の所定の温度とする。第1均熱温度が800℃未満ではフェライト分率が増加し、焼戻しマルテンサイトの体積分率が減少するため、強度確保が困難になる。よって、第1均熱温度は800℃以上とする。一方、均熱温度が高すぎると、オーステナイト単相領域での均熱となり、オーステナイトの結晶粒成長が顕著となり、結晶粒が粗大化することで、最終的に得られる焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が大きくなり、また焼戻しマルテンサイトの体積分率が増加して、伸び、穴広げ性、ならびに母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、第1均熱温度は900℃以下とする。第1均熱温度は、好ましくは880℃以下である。
再結晶を進行させ、また一部の組織をオーステナイト変態させるために、第1均熱温度にて30s以上保持する。第1均熱温度における保持時間が30s未満であると、フェライトの体積分率が増加し、焼戻しマルテンサイトの体積分率が低下して、引張強さが劣化する。一方、第1均熱温度における保持時間が800s超では、Mnのミクロ偏析が助長されるため、穴広げ性や、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。よって、第1均熱温度における保持時間は800s以下とする。保持時間は好ましくは600s以下である。保持時間を600s以下とすることで、鋼板表面から板厚方向で20μm以下の領域中のMn質量%は、鋼板表面から100μm以上200μm以下の領域中のMn質量%の10%未満となり、耐遅れ破壊特性が向上する。
第1均熱の後は、第1均熱温度から室温まで、10℃/s以上の第2平均冷却速度で冷却する。平均冷却速度が10℃/s未満では、冷却中にフェライト変態が進行して、フェライトの体積分率が増加し、また、引張強さおよび穴広げ性が劣化する。第2平均冷却速度の上限は、特に限定されないが、生産技術上の制約から、好ましくは、200℃/s以下、より好ましくは、100℃/s以下、さらにより好ましくは、50℃/s以下とする。
均熱後の冷却停止温度が350℃未満では、一部オーステナイト粒がマルテンサイト変態してしまい、その後の焼戻し処理により炭化物が粗大化してしまうため、水素トラップサイトとなる炭化物が不十分となり、耐遅れ破壊特性が劣化する。また、均熱後の冷却停止温度が475℃超では、パーライトが過剰に生成するため、焼戻しマルテンサイトの体積分率が低下し、かつフェライトの体積分率が増加して、引張強さおよび穴広げ性が劣化する。第2均熱温度は、好ましくは450℃以下である。
上記の冷却後は、ベイナイトを生成するために350℃以上475℃以下の所定の第2均熱温度で300s以下保持する。保持時間が300sを超えると、ベイナイトの体積分率が増加し、穴広げ性が劣化する。また、焼戻しマルテンサイト粒およびベイナイト粒に含まれる粒径0.1μm以上1.0μm以下の炭化物の個数が減少し、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、第2均熱温度での保持時間は300s以下とする。第2均熱温度での保持時間は、好ましくは200s以下とする。第2均熱温度での保持時間の下限は特に制限されることなく、0sでもよい。
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。第2均熱後、残存するオーステナイトをマルテンサイト変態させるために、冷延板を100℃/s以上の第3平均冷却速度で冷却する。第3平均冷却速度が100℃/s未満では、その後の焼戻し処理により炭化物が粗大化してしまうため、水素トラップサイトとなる微細な炭化物の量が不十分となり、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。第3平均冷却速度は、好ましくは、150℃/s以上、より好ましくは200℃/s以上とする。なお、冷却方法は、100℃/s以上の第3平均冷却速度が得られればよく、例えば、ガス冷却、ミスト冷却、および水冷などが挙げられる。低コストとする観点からは、水冷で冷却を行うことが好ましい。第3平均冷却速度の上限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、好ましくは、2000℃/s以下、より好ましくは、1200℃/s以下とする。
第3均熱温度が200℃未満もしくは400℃超では、粒径0.1μm以上1.0μm以下の微細な炭化物を充分得ることができないため、水素トラップサイトとなる炭化物が不十分となり、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。
同様に、第3均熱温度が180s未満もしくは1800s超えでは、粒径0.1μm以上1.0μm以下の微細な炭化物を充分得ることができないため、水素トラップサイトとなる炭化物が不十分となり、母材鋼板およびプロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。第3均熱温度における保持時間は、好ましくは1500s以下とする。
次いで、焼戻し処理後の冷延板を、酸洗する。酸洗は、鋼板表層に濃化したSi、およびMnなどの酸化物を除去するために実施する。酸洗をしないと、これらの酸化物が十分に除去されず、SiおよびMnなどの合金元素が鋼板表面に過度に濃化したままとなり、プロジェクション溶接部の耐遅れ破壊特性が劣化する。なお、酸洗条件は特に限定する必要はなく、塩酸、硫酸等を使用する常用の酸洗方法がいずれも適用できるが、好ましくはpHが1.0以上4.0以下、温度が10℃以上100℃以下、浸漬時間が5s以上200s以下の条件で酸洗する。
Claims (4)
- 質量%で、
C:0.10%以上0.22%以下、
Si:0.5%以上1.5%以下、
Mn:1.2%以上2.5%以下、
P:0.05%以下、
S:0.005%以下、
Al:0.01%以上0.10%以下および
N:0.010%以下を含有するとともに、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
フェライトを体積分率で5%以上35%以下、
焼戻しマルテンサイトを体積分率で50%以上85%以下、
ベイナイトを体積分率で0%以上20%以下含む複合組織を有し、
前記フェライトの平均結晶粒径は5μm以下であり、
前記焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は5μm以下であり、
前記焼戻しマルテンサイトおよび前記ベイナイトの合計に対し、粒内に、粒径0.1μm以上1.0μm以下の炭化物を5個以上含む焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計が、体積分率で85%以上であり、
かつ、鋼板表面から板厚方向で20μm以下の領域中のC質量%およびMn質量%が、鋼板表面から100μm以上200μm以下の領域中のC質量%およびMn質量%に対し、それぞれ20%以下である、高強度薄鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Ti:0.05%以下、
V:0.05%以下および
Nb:0.05%以下からなる群から選択される一種以上を含有する、請求項1に記載の高強度薄鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Mo:0.50%以下、
Cr:0.50%以下、
Cu:0.50%以下、
Ni:0.50%以下、
B:0.0030%以下、
Ca:0.0050%以下、
REM:0.0050%以下、
Ta:0.100%以下、
W:0.500%以下、
Sn:0.200%以下、
Sb:0.200%以下、
Mg:0.0050%以下、
Zr:0.1000%以下、
Co:0.020%以下および
Zn:0.020%以下
からなる群から選択される一種以上を含有する、請求項1または2に記載の高強度薄鋼板。 - 請求項1から3のいずれか1項に記載の成分組成を有する鋼スラブに、仕上げ圧延終了温度が850℃以上950℃以下の条件で熱間圧延を施して熱延板とし、
次いで、前記熱延板を、30℃/s以上の第1平均冷却速度で550℃以下の巻取温度まで冷却した後、該巻取温度で巻き取り、
次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
次いで、酸洗後の前記熱延板に、30%以上の圧下率で冷間圧延を施して冷延板とし、
次いで、前記冷延板を、600℃以上の温度域の露点を−40℃以上10℃以下として、3℃/s以上30℃/s以下の平均加熱速度で800℃以上900℃以下の第1均熱温度まで加熱し、該第1均熱温度で30s以上800s以下保持し、
次いで、前記冷延板を、前記第1均熱温度から10℃/s以上の第2平均冷却速度で350℃以上475℃以下の第2均熱温度まで冷却し、該第2均熱温度で300s以下保持し、
次いで、前記冷延板を、100℃/s以上の第3平均冷却速度で室温まで冷却し、
次いで、前記冷延板を、200℃以上400℃以下の第3均熱温度まで再加熱し、該第3均熱温度で180s以上1800s以下保持し、
次いで、前記冷延板を酸洗する、高強度薄鋼板の製造方法であって、
前記高強度薄鋼板は、フェライトを体積分率で5%以上35%以下、
焼戻しマルテンサイトを体積分率で50%以上85%以下、
ベイナイトを体積分率で0%以上20%以下含む複合組織を有し、
前記フェライトの平均結晶粒径は5μm以下であり、
前記焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は5μm以下であり、
前記焼戻しマルテンサイトおよび前記ベイナイトの合計に対し、粒内に、粒径0.1μm以上1.0μm以下の炭化物を5個以上含む焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計が、体積分率で85%以上であり、
かつ、鋼板表面から板厚方向で20μm以下の領域中のC質量%およびMn質量%が、鋼板表面から100μm以上200μm以下の領域中のC質量%およびMn質量%に対し、それぞれ20%以下である、高強度薄鋼板の製造方法。
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