JP6928112B2 - 薄鋼板 - Google Patents
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Description
[1]質量%で、
C:0.10%以上0.35%以下、
Si:0.01%以上2.0%以下、
Mn:0.8%以上2.35%以下、
P:0.05%以下、
S:0.005%以下、
Al:0.005%以上0.10%以下、
N:0.0060%以下、及び
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
フェライト面積率が30%以下(0%を含む)、ベイナイト面積率が5%以下(0%を含む)、マルテンサイトおよび焼き戻されたマルテンサイト面積率が70%以上(100%含む)、残留オーステナイト面積率が2.0%以下(0%を含む)、板厚中央部の転位密度に対する鋼板表面から0〜20μmの範囲内の転位密度の割合が90%以上110%以下、鋼板表面から深さ100μmまでのセメンタイト粒子径上位10%以内の平均が300nm以下である鋼組織と、を有し、
鋼板長手方向に長さ1mでせん断した際の板鋼板の最大反り量が15mm以下である薄鋼板。
[2]前記成分組成は、さらに、質量%で、
V:0.001%以上1%以下、
Ti:0.001%以上0.3%以下、
Nb:0.001%以上0.3%以下、
Cr:0.001%以上1.0%以下、
Mo:0.001%以上1.0%以下、
Ni:0.01%以上1.0%以下、
Cu:0.01%以上1.0%以下、
B:0.0002%以上0.0050%以下、
Sb:0.001%以上0.050%以下、
REM:0.0002%以上0.050%以下、
Mg:0.0002%以上0.050%以下、及び
Ca:0.0002%以上0.050%以下、のいずれか1種または2種以上を含有する[1]に記載の薄鋼板。
[3][1]または[2]に記載の成分組成を有する鋼素材を、熱間圧延する熱延工程と、
前記熱延工程後の鋼板を酸洗および冷間圧延する冷延工程と、
前記冷延工程後の鋼板を、露点−25℃以下の雰囲気で820℃以上に加熱した後、700℃以上で水焼入を開始し、100℃以下まで水冷後、100℃以上300℃以下で再度加熱する焼鈍工程と、を有し、
前記焼鈍工程における前記水焼入の水冷中、鋼板の表面温度がMs点から150℃高い温度である(Ms+150℃)以下からMs点から250℃低い温度である(Ms−250℃)以上の領域において、鋼板を挟んで設置された2つのロールで鋼板の表面及び裏面から加圧し、該加圧を、前記2つのロールのロール間距離が20mm以上250mm以下、加圧力が196N以上の条件で行う薄鋼板の製造方法。
Cは、本発明鋼の主たる金属組織であるマルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトの硬度に関係し、鋼板の強度を上昇させるために必要な元素である。引張強さ:980MPa以上を得るには、少なくともC含有量が0.10%以上である必要がある。C含有量は好ましくは0.11%以上である。一方、C含有量が0.35%を上回ると、スポット溶接性等で実用化が極めて困難である。そのため、C含有量を0.35%以下とする。C含有量は好ましくは0.25%以下である。
Siは鋼板の伸びを上昇させるために有効な元素である。伸び上昇の観点から、Si含有量を0.01%以上とした。Si含有量は好ましくは0.10%以上である。一方、Si含有量が2.0%を上回ると化成処理性が著しく悪化し、自動車用鋼板として不適となるため、Si含有量を2.0%以下とした。Si含有量は好ましくは1.7%以下である。
Mnは鋼板の焼入性を上昇させ、マルテンサイトを得るために有効な元素である。本発明で求めるフェライト面積率30%以下に抑えるためには、Mnを0.8%以上含有させる必要がある。Mn含有量は好ましくは1.1%以上である。一方、Mnを過度に含有すると、鋼板表面にMn起因の偏析に起因した割れが発生し、表面性状を悪化させる。以上から、Mn含有量は2.35%以下とした。Mn含有量は好ましくは2.20%以下である。
Pは、低温脆性を発生させたり溶接性を低下させたりする有害元素であるため、極力低減することが好ましい。本発明では、P含有量は0.05%まで許容できる。P含有量は好ましくは0.02%以下であるが、より厳しい溶接条件下で使用するには、P含有量を0.01%以下まで抑制することがより好ましい。一方、製造上、Pが0.002%は不可避的に混入する場合がある。
Sは、鋼中で粗大な硫化物を形成し、これが熱間圧延時に伸展し楔状の介在物となることで、溶接性に悪影響をもたらす。そのため、Sも有害元素であるため極力低減することが好ましい。本発明では、S含有量は0.005%まで許容できるため、S含有量を0.005%以下とした。S含有量は、好ましくは0.003%以下である。より厳しい溶接条件下で使用するには、S含有量を0.001%以下まで抑制することがより好ましい。製造上、Sが0.0002%以下は不可避的に混入する場合がある。
Alを製鋼の段階で脱酸剤として添加するため、Alを0.005%以上含有させる必要がある。一方、Alは溶接性を悪化させる粗大な酸化物を形成する。そのため、Al含有量を0.10%以下とした。Al含有量は好ましくは0.010%以上0.08%以下である。
Nは、常温時効性を悪化させ予期せぬ割れを発生させるため、表面性状に対して悪影響をもたらす有害元素である。そのため、Nは出来る限り低減することが望ましい。本発明ではNを0.0060%まで許容できる。N含有量は好ましくは0.0050%以下である。N含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、Nが0.0005%以下は不可避的に混入する場合がある。
フェライトは軟質であるため、面積率が30%を上回ると所望の鋼板強度が得られない。さらに、フェライト中へのC固溶度は小さいため、フェライトが過度に生成すると焼鈍中にオーステナイト中へCが濃化し、Ms点低下およびC濃化に不均一に起因したMs点ばらつきにより後述する水冷中の拘束による形状矯正効果が薄れ、所望の鋼板形状が得られなくなる。本発明において、フェライト面積率は30%までは許容できる。好ましくは20%以下である。また、フェライト面積率は0%であっても本発明の効果は失われない。
ベイナイトが生成すると鋼板の軟化を招くうえ、均一な鋼板強度が得られなくなる。さらに、ベイナイトが発生すると局所的に硬質相が生成するため、焼鈍ライン中の曲げ、曲げ戻し中に鋼板表面を損傷させ、所望の表面性状が得られなくなる。以上から、ベイナイトは可能な限り低減することが好ましく、上限を5%とした。好ましくは3%以下である。
本発明ではマルテンサイトおよび焼き戻されたマルテンサイト(焼き戻しマルテンサイト)で所望の強度を得ている。引張強さ980MPa以上を得るには上記組織は合計で70%以上(100%含む)必要である。好ましくは、80%以上である。
残留オーステナイト2.0%を超えて生成させるには、本発明の鋼組成ではベイナイト生成や水冷以外の方法での製造が必須である。本発明ではベイナイトの生成や水冷以外の製造方法を意図しないため、残留オーステナイトの面積率上限を2.0%とした。残留オーステナイトが0%であっても本発明は損なわれることはない。
本発明鋼は主に転位強化によって強度を得ている。板厚方向に対して転位密度のばらつきがあった場合、疲労強度や曲げ性に影響をおよぼす。板厚中央部の転位密度に対する鋼板表面から0〜20μmの範囲内の転位密度の割合が90%を下回ると疲労強度が低下する。一方、上記割合が110%を上回ると曲げ性に影響をおよぼし、特に曲げ性のばらつきが大きくなる。そのため、板厚中央部の転位密度に対する鋼板表面から0〜20μmの範囲内の転位密度の割合が90%以上110%以下とした。好ましくは93%以上107%以下である。
粗大なセメンタイトは曲げ性に対して悪影響をもたらたす。本発明で求める曲げ性を得るには粗大なセメンタイトを極力減らす必要があり、セメンタイト粒子径上位10%以内の平均が300nm以下とする必要がある。好ましくは、200nm以下である。ここでセメンタイト粒子径上位10%以内とは、測定したセメンタイトの粒子径を昇順に並べ、全測定数に対し、粒子径が大きい上位10%以内のものを対象とする。なお、粒子径は円相当直径を意味する。
露点が−25℃を上回ると、表層の成分組成が局所的に変化し、転位密度の高い組織が得られなくなる。したがって、露点は−25℃以下とする必要がある。好ましくは、−30℃以下である。露点の下限は特に限定されないが、工業的に製造可能な範囲とする観点から−80℃以上が好ましい。加熱はフェライトの消失、オーステナイトの生成が目的であり、フェライト面積率30%以下とするには加熱温度は820℃以上とする必要がある。好ましくは830℃以上であり、Si等のフェライト安定化元素を多量に含み、Mn等のオーステナイト安定化元素が少ない場合には、840℃以上とすることがより好ましい。加熱温度の上限は特に限定されないが、加熱温度が高すぎると水焼入れ開始温度も高くなり、その結果、水冷中に鋼板を挟む際の鋼板温度が高くなり十分な形状矯正能力を得られなくなるため、加熱温度の上限は1000℃以下が好ましい。
加熱後は水焼入する。水焼入れを開始する温度は700℃以上とする必要がある。その理由は、加熱で焼失させたフェライトが焼入開始温度700℃を下回ると、再度生成し所望の鋼組織、特性が得られなくなるためである。なお、焼入開始温度は、鋼板特性の安定性の観点から高い方が好ましいが、実際には焼鈍温度から10℃ほど低下した時点で焼入されることが多い。
焼鈍工程における前記水焼入の水冷中、鋼板の表面温度がMs点から150℃高い温度である(Ms+150℃)以下からMs点から250℃低い温度である(Ms−250℃)以上の領域に、鋼板を挟んで設置された2つのロールで鋼板の表裏面を加圧する。その際、2つのロールのロール間距離(以下、単にロール間距離ともいう。)を20mm以上250mm以下、加圧力を196N以上とする。本発明でいう「2つのロールのロール間距離」とは、図2に示すように、一方のロールと鋼板の接触点と、他方のロールと鋼板の接触点との接触点間距離のことをいう。
Ms点[℃]=560−410{([%C]−2×10−6[%VF]2)/(1−[%VF]/100)}−7[%Si]−38[%Mn]−21[%Cu]−20[%Ni]−20[%Cr]−5[%Mo] (1)
ここで、[%M](M=C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo)は鋼に含有する合金元素量(質量%)であり、[%VF]はフェライト面積率(単位:%)である。
水冷後の温度が100℃を超えると、形状に悪影響をもたらすほどマルテンサイト変態が水冷後に進行する。そのため、水槽から出た後の鋼板温度は100℃以下である必要がある。好ましくは80℃以下である。
水冷後は再加熱し、水冷時に生成したマルテンサイトを焼き戻すことで自動車用成形を可能とする高延性化を図る必要がある。再加熱温度が100℃未満では必要な延性が得られない。そこで、再加熱温度を100℃以上とする。好ましくは130℃以上である。一方、300℃超で焼き戻すとマルテンサイト中に析出するセメンタイトが粗大化し、このセメンタイトが表面性状を悪化させる。以上から、再加熱温度を300℃以下とした。好ましくは260℃以下である。
拘束ロール通過時の温度(℃)=(1634/d−119)t (2)
ここで、dは板厚(mm)、tは水冷開始から拘束ロールを初めて通過するまでの時間(s)である。(2)式は水槽の水温が50℃以下の場合に適用可能である。水温の変動によって計算値と実板温との間に乖離は生じるものの、水温が50℃以下であれば本発明の範囲では求める鋼板特性に影響をおよぼさない。しかしながら、実ラインに対応した温度測定や、伝熱計算を行い補正することが好ましい。
鋼板から、圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう切り出し、板厚中心部(観察面を含む板厚中心部)を1体積%ナイタールで腐食現出し、走査電子顕微鏡で2000倍に拡大して板厚1/4t部を10視野分撮影した。フェライトは粒内に腐食痕が観察されない組織であり、焼き戻しマルテンサイトは粒内に配向性を有する多数の500nm以下の微細なセメンタイトおよび腐食痕が認められる組織である。マルテンサイトは走査型電子顕微鏡ではフェライトよりも白いコントラストで観察される組織であり、粒内にセメンタイトの析出が認められない組織である。残留オーステナイトもマルテンサイトと同じ形態で観察されるため、走査型電子顕微鏡で求めたマルテンサイト面積から後述するXRDによる残留オーステナイト分率を差し引いた値をマルテンサイト面積率として計上した。ベイナイト組織は腐食痕を有するベイニティックフェライトを対象とした。上記組織の面積率は、得られた写真に対して実長さ30μmの水平線および垂直線各20本を格子状となるように引き、交点の組織を同定し、全交点に対する各組織の交点数の比率を各組織の面積率とする、切断法により求めた。
鋼板を板厚1/4位置まで研磨後、化学研磨により更に0.1mm研磨した面について、X線回折装置でMoのKα線を用い、fcc鉄(オーステナイト)の(200)面、(220)面、(311)面と、bcc鉄(フェライト)の(200)面、(211)面、(220)面の積分反射強度を測定し、bcc鉄(フェライト)各面からの積分反射強度に対するfcc鉄(オーステナイト)各面からの積分反射強度の強度比から求めたオーステナイトの割合を残留オーステナイト分率とした。また、この残留オーステナイト分率を、本発明における残留オーステナイトの面積率とみなした。
得られた鋼板から圧延方向に対して垂直方向にJIS5号引張試験片を作製し、JIS Z 2241(2011)の規定に準拠した引張試験を5回行い、平均の降伏強さ(YS)、引張強さ(TS)、全伸び(El)を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは10mm/minとした。表3において、引張強さ:980MPa以上を本発明鋼で求める鋼板の機械的性質とした。
成形部材で曲げ部の割れにより不合格なる場合がある。これは曲げ性の局所的な悪化が原因であり、鋼板表面の亀裂に起因することが多く、鋼板表面の亀裂は形状が劣位の鋼板を2回以上のスキンパス圧延やレベラー加工を適用したときに発生する。本発明では、局所的な曲げ性悪化を招く、形状矯正を不要とするため、この曲げ性の局所的な悪化も抑制することができる。曲げ性を評価するため、幅方向センター部から幅100mm、長さ40mmの短冊状サンプルを50枚切り出し、せん断端面を研削加工した後、JIS Z 2248(1996)の規定に準拠したVブロック法による90°V曲げ試験(曲げ稜線は圧延方向)により曲げ評価用サンプルを作製した。この曲げ頂点部付近を20倍の光学顕微鏡もしくはルーペで観察し、割れ有無を判定した。表3には割れが生じなかった押し付けダイスの最小曲げ半径の平均値(Rave)と50枚評価したうちの最小曲げ半径の最大値(Rmax)を示した。Rmax−Rave=0.8mm以下の水準を本発明での好ましい範囲とし、表面性状が良好であるとした。
得られた鋼板から圧延方向に対して垂直方向にJIS Z 2275に準拠した板幅15mmの1号試験片を採取し、平面曲げ疲労試験機を用いてJIS Z 2273に準拠した曲げ疲労試験を行った。応力比−1、繰り返し速度20Hz、最大繰り返し数を107回として、107回の応力付加で破断に至らなかった応力振幅を求め、引張強さで除して疲労強度比を求めた。本発明で求める疲労強度比は0.65以上とした。
幅方向に対しせん断しない冷延鋼板を、鋼板長手方向(鋼板搬送方向)に長さ方向1mの長さにせん断した板を水平な台に置き、設置した台に対する鋼板の最大高さを“最大反り量”として測定し、その結果を表3に示した。鋼板長手方向(鋼板搬送方向)に長さ1mでせん断した際の板鋼板の最大反り量が15mm以下を本発明で求める鋼板形状とした。
各鋼板について、鋼板表面から0〜20μmの範囲内の転位密度の割合を、以下に示す方法で測定した。
<評価結果>
本発明例の鋼板はいずれも、引張強さ(TS)が980MPa以上であり、表面性状、鋼板形状および疲労強度が良好であった。一方、本発明の範囲を外れる比較例の鋼板は、これらのいずれかを満たさなかった。
Claims (2)
- 質量%で、
C:0.10%以上0.35%以下、
Si:0.01%以上2.0%以下、
Mn:0.8%以上2.35%以下、
P:0.05%以下、
S:0.005%以下、
Al:0.005%以上0.10%以下、
N:0.0060%以下、及び
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
フェライト面積率が30%以下(0%を含む)、ベイナイト面積率が5%以下(0%を含む)、マルテンサイトおよび焼き戻されたマルテンサイト面積率が70%以上(100%含む)、残留オーステナイト面積率が2.0%以下(0%を含む)、板厚中央部の転位密度に対する鋼板表面から0〜20μmの範囲内の転位密度の割合が90%以上110%以下、鋼板表面から深さ100μmまでのセメンタイト粒子径上位10%以内の平均が300nm以下である鋼組織と、を有し、
鋼板長手方向に長さ1mでせん断した際の板鋼板の最大反り量が15mm以下である薄鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
V:0.001%以上1%以下、
Ti:0.001%以上0.3%以下、
Nb:0.001%以上0.3%以下、
Cr:0.001%以上1.0%以下、
Mo:0.001%以上1.0%以下、
Ni:0.01%以上1.0%以下、
Cu:0.01%以上1.0%以下、
B:0.0002%以上0.0050%以下、
Sb:0.001%以上0.050%以下、
REM:0.0002%以上0.050%以下、
Mg:0.0002%以上0.050%以下、及び
Ca:0.0002%以上0.050%以下、のいずれか1種または2種以上を含有する請求項1に記載の薄鋼板。
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