JP6958752B2 - 鋼板、部材及びそれらの製造方法 - Google Patents
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Description
[1]面積率で、マルテンサイト:20%以上100%以下、フェライト:0%以上80%以下、及び残部:5%以下を有する鋼組織を有し、
V字曲げ加工した際の板幅中央の残留応力が800MPa以下であり、
V字曲げ加工した際に、板幅端の残留応力が板幅中央の残留応力に対して90%以上110%以下であり、
鋼板長手方向に長さ1mでせん断した際の鋼板の最大反り量が15mm以下である鋼板。
[2]質量%で、
C:0.05%以上0.60%以下、
Si:0.01%以上2.0%以下、
Mn:0.1%以上3.2%以下、
P:0.050%以下、
S:0.0050%以下、
Al:0.005%以上0.10%以下、及び
N:0.010%以下を含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有する[1]に記載の鋼板。
[3]前記成分組成は、さらに、質量%で、
Cr:0.01%以上0.50%以下、
Mo:0.01%以上0.15%未満、及び
V:0.001%以上0.05%以下のうちから選ばれた少なくとも1種を含有する[2]に記載の鋼板。
[4]前記成分組成は、さらに、質量%で、
Nb:0.001%以上0.020%以下及び
Ti:0.001%以上0.020%以下のうちから選ばれた少なくとも1種を含有する[2]又は[3]に記載の鋼板。
[5]前記成分組成は、さらに、質量%で、
Cu:0.001%以上0.20%以下及び
Ni:0.001%以上0.10%以下のうちから選ばれた少なくとも1種を含有する[2]〜[4]のいずれか一つに記載の鋼板。
[6]前記成分組成は、さらに、質量%で、
B:0.0001%以上0.0020%未満を含有する[2]〜[5]のいずれか一つに記載の鋼板。
[7]前記成分組成は、さらに、質量%で、
Sb:0.002%以上0.1%以下及び
Sn:0.002%以上0.1%以下のうちから選ばれた少なくとも1種を含有する[2]〜[6]のいずれか一つに記載の鋼板。
[8][2]〜[7]のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱した後、熱間圧延する、熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、AC1点以上の焼鈍温度で30秒以上保持し、その後、Ms点以上で水焼入れを開始し、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れの水冷中、鋼板の表面温度が(Ms点+150℃)以下の領域において、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鋼板を拘束し、前記2つのロールの拘束位置での板幅端に対する板幅中央の拘束圧力比が1.05以上2.0以下である鋼板の製造方法。
[9][2]〜[7]のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱した後、熱間圧延する、熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する、冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、AC1点以上の焼鈍温度で30秒以上保持し、その後、Ms点以上で水焼入れを開始し、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れの水冷中、鋼板の表面温度が(Ms点+150℃)以下の領域において、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鋼板を拘束し、前記2つのロールの拘束位置での板幅端に対する板幅中央の拘束圧力比が1.05以上2.0以下である鋼板の製造方法。
[10][1]〜[7]のいずれか一つに記載の鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
[11][8]又は[9]に記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
TS≧750MPaの高強度を得るため、マルテンサイトの面積率は20%以上である。マルテンサイトの面積率が20%未満であると、フェライト、残留オーステナイト、パーライト、ベイナイトのいずれかが多くなり、強度が低下する。なお、マルテンサイトの面積率は合計で100%であってもよい。強度向上の観点からは、マルテンサイトの面積率は30%以上であることが好ましい。マルテンサイトは焼入れままのフレッシュマルテンサイトと焼戻した焼戻しマルテンサイトの合計である。本発明において、マルテンサイトとは、マルテンサイト変態点(単にMs点ともいう。)以下でオーステナイトから生成した硬質な組織を指し、焼戻しマルテンサイトはマルテンサイトを再加熱した時に焼戻される組織を指す。
鋼板の強度を確保する観点から、フェライトの面積率は80%以下である。当該面積率は、0%であってもよい。本発明において、フェライトとは比較的高温でのオーステナイトからの変態により生成し、BCC格子の結晶粒からなる組織である。
本発明の鋼板の鋼組織は、マルテンサイト及びフェライト以外の残部として、不可避的に含む金属相を含んでいてもよい。残部の面積率は、5%以下であれば許容される。残部に含まれる相としては、例えば、残留オーステナイト、パーライト、及びベイナイトが挙げられる。本発明でいう残留オーステナイトとは、マルテンサイト変態せずに室温まで残ったオーステナイトを指す。本発明でいうパーライトとは、フェライトと針状セメンタイトからなる組織である。本発明でいうベイナイトとは、比較的低温(マルテンサイト変態点以上)でオーステナイトから生成し、針状又は板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質な組織を指す。
本発明でいうV字曲げ加工とは、曲げ稜線方向が鋼板の幅方向と平行になるように、曲げ角度が90°で曲げ加工を行うことを意味する。本発明の鋼板は耐遅れ破壊特性に優れる。具体的には、実施例に記載の遅れ破壊試験を行ったときに求めた臨界負荷応力が降伏強度(以下、単にYSともいう。)以上である。臨界負荷応力は、好ましくは(YS+100)MPa以上、より好ましくは(YS+200)MPa以上である。臨界負荷応力をYS以上とするためには、鋼板をV字曲げ加工した際の板幅中央の残留応力を800MPa以下とする必要がある。優れた耐遅れ破壊特性を得る観点から、当該残留応力は、好ましくは780MPa以下、より好ましくは700MPa以下、さらに好ましくは600MPa以下である。
本発明の鋼板は鋼板全幅でも耐遅れ破壊特性に優れる。具体的には、鋼板をV字曲げ加工し、板幅中央と板幅端で臨界負荷応力を求めたときに、板幅端の臨界負荷応力が板幅中央の臨界負荷応力に対して90%以上110%以下であり、好ましくは92%以上108%以下であり、より好ましくは95%以上105%以下である。板幅端の臨界負荷応力が板幅中央の臨界負荷応力に対して90%以上110%以下とするためには、V字曲げ加工した際に、板幅端の残留応力を板幅中央の残留応力に対して90%以上110%以下とする必要がある。優れた耐遅れ破壊特性向上の観点からは、V字曲げ加工した際に、板幅端の残留応力が板幅中央の残留応力に対して好ましくは92%以上108%以下であり、より好ましくは95%以上105%以下である。
本発明の鋼板は形状均一性が良好である。具体的には、鋼板長手方向(圧延方向)に長さ1mでせん断した際の鋼板の最大反り量が15mm以下である。最大反り量は、好ましくは13mm以下、より好ましくは12mm以下、さらに好ましくは10mm以下である。最大反り量の下限は限定せず、0mmが最も好ましい。
Cは、焼入れ性を向上させる元素であり、所定のマルテンサイトの面積率を確保するために必要である。また、Cは、マルテンサイトの強度を上昇させ、強度を確保する観点から必要である。優れた耐遅れ破壊特性を維持して所定の強度を得る観点から、C量は0.05%以上であることが好ましい。なお、TS≧950MPaを得る観点からは、C含有量の下限は0.11%以上であることがより好ましい。また、引張強度をさらに高める観点からは、C含有量の下限は0.125%以上であることがさらに好ましい。一方、C含有量が0.60%を超えると、強度が過剰になりやすく、マルテンサイト変態による変態膨張を抑制しにくくなる傾向がある。そのため、形状均一性が劣化する傾向がある。したがって、C含有量は0.60%以下であることが好ましい。C含有量は、より好ましくは0.50%以下、さらに好ましくは0.40%以下である。
Siは固溶強化による強化元素である。このような効果を十分に得るには、Si含有量を0.01%以上であることが好ましい。Si含有量は、より好ましくは0.02%以上、さらに好ましくは0.03%以上である。一方、Si含有量が多くなりすぎると、板厚方向に粗大なMnSが生成しやすくなり、板幅中央の残留応力が増加することで耐遅れ破壊特性が劣化する傾向がある。したがって、Si含有量は2.0%以下であることが好ましい。Si含有量は、より好ましくは1.7%以下、さらに好ましくは1.5%以下である。
Mnは、鋼の焼入れ性を向上させ、所定のマルテンサイトの面積率を確保するために含有させる。Mn含有量が0.1%未満では、鋼板表層部にフェライトが生成することで強度が低下する傾向がある。したがって、Mn含有量は0.1%以上であることが好ましい。Mn含有量は、より好ましくは0.2%以上、さらに好ましくは0.3%以上である。一方、Mnは、MnSの生成・粗大化を特に助長する元素であり、Mn含有量が3.2%を超えると、粗大な介在物の増加により、板幅中央の残留応力が増加することで耐遅れ破壊特性が劣化する傾向がある。したがって、Mn含有量は3.2%以下であることが好ましい。Mn含有量は、より好ましくは3.0%以下、さらに好ましくは2.8%以下である。
Pは、鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いと粒界に偏析し、板幅中央の残留応力が増加することで耐遅れ破壊特性が劣化する傾向がある。したがって、P含有量は0.050%以下であることが好ましい。P含有量は、より好ましくは0.030%以下、さらに好ましくは0.010%以下である。なお、P含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は0.003%程度である。
Sが過剰に含有されていると、MnS、TiS、Ti(C、S)等の介在物が過剰に形成され、耐遅れ破壊特性が劣化する傾向がある。耐遅れ破壊特性が劣化を抑制する観点から、S含有量は0.0050%以下であることが好ましい。S含有量は、より好ましくは0.0020%以下、さらに好ましくは0.0010%以下、特に好ましくは0.0005%以下である。なお、S含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は0.0002%程度である。
Alは十分な脱酸を行い、鋼中の粗大介在物を低減するために添加される。その効果を十分に得る観点から、Al含有量0.005%以上であることが好ましい。Al含有量は、より好ましくは0.010%以上である。一方Al含有量が0.10%超となると、熱間圧延後の巻取り時に生成したセメンタイトなどのFeを主成分とする炭化物が焼鈍工程で固溶しにくくなり、粗大な介在物や炭化物が生成する傾向がある。そのため、鋼板の強度を低下させるのみならず、板幅中央の残留応力が増加することで耐遅れ破壊特性が劣化する傾向がある。したがって、Al量は0.10%以下であることが好ましい。Al含有量は、より好ましくは0.08%以下、さらに好ましくは0.06%以下である。
Nは、鋼中でTiN、(Nb、Ti)(C、N)、AlN等の窒化物、炭窒化物系の粗大介在物を形成する元素である。Nが過剰に含有されていると粗大介在物の生成により耐遅れ破壊特性が劣化する。耐遅れ破壊特性の劣化を防止するため、N含有量は0.010%以下であることが好ましい。N含有量は、好ましくは0.007%以下、さらに好ましくは0.005%以下である。なお、N含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は0.0006%程度である。
Cr、Mo、Vは、鋼の焼入れ性の向上効果を得る目的で、含有させることができる。このような効果を得るには、Cr含有量及びMo含有量のいずれの場合でも0.01%以上にすることが好ましい。Cr含有量及びMo含有量は、それぞれ、より好ましくは0.02%以上、さらに好ましくは0.03%以上である。V含有量の場合は好ましくは0.001%以上、より好ましくは0.002%以上、さらに好ましくは0.003%以上である。しかしながら、いずれの元素も多くなりすぎると炭化物の粗大化により、板幅中央の残留応力が増加することで耐遅れ破壊特性が劣化する。そのためCr含有量は、好ましくは0.50%以下であり、より好ましくは0.1%以下である。Mo含有量は好ましくは0.15%未満であり、より好ましくは0.10%以下である。V含有量は好ましくは0.05%以下であり、より好ましくは0.04%以下、さらに好ましくは0.03%以下である。
NbやTiは、旧γ粒の微細化を通じて、高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Nb及びTiを、それぞれ、0.001%以上で含有させることが好ましい。Nb及びTiの含有量は、それぞれ、より好ましくは0.002%以上、さらに好ましくは0.003%以上である。一方、NbやTiを多量に含有させると、熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存するNbN、Nb(C、N)、(Nb、Ti)(C、N)等のNb系の粗大な析出物、TiN、Ti(C、N)、Ti(C、S)、TiS等のTi系の粗大な析出物が増加し、板幅中央の残留応力が増加することで耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Nb及びTi含有量は、それぞれ、0.020%以下であることが好ましい。Nb及びTi含有量は、それぞれ、より好ましくは0.015%以下、さらに好ましくは0.010%以下である。
CuやNiは、自動車の使用環境での耐食性を向上させ、かつ腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。この効果を得るためには、Cu及びNiは、それぞれ、0.001%以上含有することが好ましい。Cu含有量及びNi含有量は、それぞれ、より好ましくは0.002%以上である。しかしながら、Cu含有量やNi含有量が多くなりすぎると表面欠陥の発生を招来し、めっき性や化成処理性を劣化させるので、Cu含有量は0.20%以下であることが好ましい。Cu含有量は、より好ましくは0.15%以下、さらに好ましくは0.10%以下である。Ni含有量は0.10%以下であることが好ましい。Ni含有量は、より好ましくは0.08%以下、さらに好ましくは0.06%以下である。
Bは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、B含有により、Mn含有量が少ない場合であっても、所定の面積率のマルテンサイトを生成させる効果が得られる。このようなBの効果を得るには、B含有量を0.0001%以上にすることが好ましい。B含有量は、好ましくは0.0002%以上であり、さらに好ましくは0.0003%以上である。一方、B含有量が0.0020%以上になると、焼鈍時のセメンタイトの固溶速度を遅延させ、未固溶のセメンタイトなどのFeを主成分とする炭化物が残存することとなる。これにより、板幅中央の残留応力が増加することで耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、B含有量は0.0020%未満であることが好ましい。B含有量は、より好ましくは0.0015%以下、さらに好ましくは0.0010%以下である。
SbやSnは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、鋼板表層部の酸化や窒化によるCやBの低減を抑制する。また、CやBの低減が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Sb含有量及びSn含有量はいずれの場合でも0.002%以上であることが好ましい。Sb含有量及びSn含有量は、それぞれ、より好ましくは0.003%以上、さらに好ましくは0.004%以上である。一方、Sb含有量及びSn含有量いずれの場合でも0.1%を超えて含有すると、旧γ粒界にSbやSnが偏析して、板幅中央の残留応力が増加することで耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Sb含有量及びSn含有量いずれの場合でも0.1%以下であることが好ましい。Sb含有量及びSn含有量は、それぞれ、より好ましくは0.08%以下、さらに好ましくは0.06%以下である。
熱間圧延工程とは、上記成分組成を有する鋼スラブを加熱した後、熱間圧延する工程である。
冷間圧延工程とは、熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する工程である。冷間圧延の圧下率は特に限定されないが、圧下率が20%未満の場合、表面の平坦度が悪く、組織が不均一となる可能性があるため、圧下率は20%以上とするのが好ましい。なお、冷間圧延工程は必須の工程ではなく、鋼組織や機械的特性が本発明の範囲を満たせば、冷間圧延工程は省略しても構わない。
焼鈍工程とは、冷延鋼板又は熱延鋼板を、AC1点以上の焼鈍温度で30秒以上保持し、その後、Ms点以上で水焼入れを開始し、100℃以下まで水冷後、100℃以上300℃以下で再度加熱する工程である。焼鈍工程における水焼入れの水冷中、鋼板の表面温度が(Ms点+150℃)以下の領域において、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鋼板を拘束し、2つのロールの拘束位置での板幅端に対する板幅中央の拘束圧力比が1.05以上2.0以下である。
焼鈍温度がAC1点未満では、オーステナイトが生成しないため、20%以上のマルテンサイトを有する鋼板を得ることが難しくなり、所望の強度が得られなくなる。したがって、焼鈍温度はAC1点以上必要である。好ましくは(AC1点+10℃)以上である。焼鈍温度の上限は特に限定されないが、水焼入れ時の温度を適正化し、形状均一性の劣化を防ぐ観点から、焼鈍温度は900℃以下が好ましい。
AC1点(℃)=723+22(%Si)−18(%Mn)+17(%Cr)+4.5(%Mo)+16(%V)
焼鈍温度での保持時間(焼鈍保持時間)は30秒以上
焼鈍保持時間が30秒未満となると、炭化物の溶解とオーステナイト変態が十分に進行しないため、以降の熱処理時に残った炭化物が粗大化し、板幅中央の残留応力が増加することで耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、焼鈍保持時間は30秒以上、好ましくは35秒以上である。焼鈍保持時間の上限は特に限定されないが、オーステナイト粒径の粗大化を抑制し、侵入水素量の増加を防ぐ観点から、焼鈍保持時間は900秒以下とするのが好ましい。
焼入れ開始温度は強度の支配因子であるマルテンサイト分率を決めるために重要な因子である。焼入れ開始温度がMs点未満となると、焼入れ前にマルテンサイト変態するため、マルテンサイトの自己焼戻しが生じ、形状均一性が悪くなる。したがって、水焼入れ開始温度はMs点以上である。好ましくは(Ms点+50℃)以上である。水焼入れ開始温度の上限は特に限定せず、焼鈍温度でも構わない。
Ms点(℃)=550−350{(%C)/(%VM)×100}−40(%Mn)−17(%Ni)−17(%Cr)−21(%Mo)
水焼入れの水冷中、2つのロールで鋼板の表面及び裏面から鋼板を拘束することは形状矯正効果を得るために重要な因子であり、板幅中央の残留応力及び鋼板全幅での残留応力変動を低減するためには、拘束条件の制御が重要な因子となる。水冷中の変態ひずみを拘束により矯正することで鋼板の形状均一性を向上させ、残留応力を増加させ耐遅れ破壊特性を劣化させるレベラー矯正やスキンパス圧延による矯正を不要としたことに本発明は特徴がある。形状均一性の悪化を矯正する際に施されるレベラー加工やスキンパス圧延が不要となるため、残留応力の低減が可能となる。また、拘束条件で鋼板全幅での残留応力変動も低減するため、鋼板全幅で耐遅れ破壊特性が良好となる。
拘束温度が(Ms点+150℃)超となると、拘束後にマルテンサイト変態するため、マルテンサイト変態の変態膨張による形状均一性の劣化を抑制することができず、形状均一性が悪くなる。したがって、拘束温度は(Ms点+150℃)以下であり、好ましくは(Ms点+100℃)以下、より好ましくは(Ms点+50℃)以下である。拘束温度の下限は特に限定されず、水が凍らない0℃以上であることが好ましい。
2つのロールの拘束位置での板幅端に対する板幅中央の拘束圧力比を1.05以上とすることで、板幅中央に残存する残留応力を鋼板幅方向に分散することができ、板幅中央の残留応力及び鋼板全幅での残留応力変動を低減し、鋼板全幅で耐遅れ破壊特性に優れることが可能となる。したがって、拘束圧力比は1.05以上である。拘束圧力比は、好ましくは1.10以上である。一方、拘束圧力比が2.0超となると、板幅中央での残留応力値が高くなるため、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、拘束圧力比は2.0以下である。拘束圧力比は、好ましくは1.7以下、より好ましくは1.5以下である。
水冷後の温度が100℃を超えると、形状均一性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。水冷後の温度は、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残留応力を低減することが可能となる。そうすることで耐遅れ破壊特性を良好にすることができる。再加熱温度が100℃未満では上記の効果が得られない。そこで、再加熱温度は100℃以上である。再加熱温度は、好ましくは130℃以上である。一方、300℃超で焼き戻すと焼戻しによる変態収縮により形状均一性を劣化させる。以上から、再加熱温度は300℃以下である。再加熱温度は、好ましくは260℃以下である。
本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。
板厚1.4mmの冷延鋼板に、表1に示す条件で焼鈍を行い、表2に記載の特性を有する鋼板を製造した。なお、拘束ロール通過時の温度はロールに付随した接触式の温度計を用いて測定した。拘束圧力は、YUモデルを用いたCAE(Computer Aided Engineering)解析により、ロールの剛性、形状、押し込み量、鋼板の板厚、変態時のオーステナイト分率、応力−ひずみ曲線を用いて求めた。
各種製造条件で得られた鋼板に対して、鋼組織を解析することで組織分率を調査し、引張試験を実施することで引張強度等の引張特性を評価し、遅れ破壊試験によって耐遅れ破壊特性を評価し、鋼板形状の測定によって形状均一性を評価した。各評価の方法は次のとおりである。結果は表2に示す。
各鋼板の圧延方向及び圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚L断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した。組織現出したサンプルを、走査電子顕微鏡を用いて観察し、倍率1500倍のSEM像上の、実長さ82μm×57μmの領域上に4.8μm間隔の16×15の格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、マルテンサイト及びフェライトの面積率を調査した。面積率は、倍率1500倍の別々のSEM像から求めた3つの面積率の平均値とした。測定場所は板厚1/4とした。マルテンサイトは白色の組織を呈しており、焼戻しマルテンサイトは内部に微細な炭化物が析出している。フェライトは黒色の組織を呈している。また、ブロック粒の面方位とエッチングの程度によっては、内部の炭化物が現出しにくい場合もあるので、その場合はエッチングを十分に行い確認する必要がある。また、フェライト及びマルテンサイト以外の残部の面積率を、100%からフェライト及びマルテンサイトの合計面積率を引いて算出した。
各鋼板の板幅中央部の圧延方向から、標点間距離50mm、標点間幅25mmのJIS5号試験片を採取し、JIS Z 2241(2011)の規定に準拠して、引張速度が10mm/分で引張試験を行い、引張強度(TS)及び降伏強度(YS)を測定した。
X線回折により残留応力を測定した。具体的には、各鋼板の板幅中央及び板幅端から、圧延方向に100mm、幅方向に30mmのサンプルを採取し、90°の角度を有するダイスの上に鋼板のサンプルを載せて、90°の角度を有するポンチによって鋼板をプレスすることで、曲げ稜線方向が鋼板の幅方向と平行になるように、V字曲げ加工を行った。V字曲げ加工は、ポンチ移動速度:30mm/min、荷重:15ton、最大荷重での保持時間(押し込み時間):5秒の条件で行った。次いで、ボルト、ナット及びテーパーワッシャーを用いて、曲げ加工後の鋼板(部材)を、板面の両側からボルトで締め込んだ。締め込み量は30mmとした。
遅れ破壊試験によって臨界負荷応力を測定した。具体的には、各鋼板の板幅中央から、圧延方向に100mm、幅方向に30mmのサンプルを採取し、上記残留応力測定方法と同じ方法で、サンプルをV字曲げ加工した。次いで、ボルト、ナット及びテーパーワッシャーを用いて、曲げ加工後の鋼板(部材)を、板面の両側からボルトで締め込んだ。YUモデルを用いたCAE解析によって、引張試験から求めた応力-ひずみ曲線から負荷応力と締込量の関係を算出し、様々な負荷応力を有する成形部材を作製した。その成形部材をpH=1(25℃)の塩酸中に浸漬し、遅れ破壊しない最大負荷応力を臨界負荷応力として評価した。遅れ破壊の判定は目視及び実体顕微鏡で倍率×20まで拡大した画像にて行い、96時間浸漬し割れが発生しなかった場合を破壊なしとした。ここでいう割れとは、亀裂長さが200μm以上の亀裂が発生した場合を指す。
各実施例で得た鋼板を鋼板長手方向(圧延方向)に鋼板の元幅にて長さ1mでせん断し、せん断後の鋼板を水平な台に置いた。なお、せん断後の鋼板は、鋼板の角部と水平な台がより多くの接触点(2点以上)が存在するように水平な台の上に置いた。反り量は、鋼板よりも上の位置から水平な板を鋼板に接触するまで降ろしていき、鋼板に接触した位置において、水平な台と水平な板との間の距離から、鋼板の板厚を引いて求めた。また、鋼板の一方の面を上側にして反り量を測定した後、鋼板の他方の面を上側にして反り量を測定し、測定した反り量のうち最大である値を最大反り量とした。なお、鋼板の長手方向の切断をする際のせん断機の刃のクリアランスは4%(管理範囲の上限は10%)で行っている。
上記評価結果を表2に示す。
本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。
表3に示す成分組成を有し、残部がFe及び不可避的不純物よりなる鋼を真空溶解炉にて溶製後、分塊圧延し27mm厚の分塊圧延材を得た。得られた分塊圧延材を熱間圧延した。次いで、冷間圧延するサンプルは、熱延鋼板を研削加工した後、表4又は5に示す圧下率で冷間圧延して、表4又は5に記載の板厚となるように冷間圧延し、冷延鋼板を製造した。なお、一部のサンプルは、熱延鋼板を研削加工した後、冷間圧延しなかった。表中で圧下率「−」と記載したサンプルは、冷間圧延していないことを意味する。次いで、上記により得られた熱延鋼板及び冷延鋼板に、表4又は5に示す条件で焼鈍を行い、鋼板を製造した。なお、表3の空欄は、意図的に添加していないことを表しており、含有しない(0質量%)場合だけでなく、不可避的に含有する場合も含む。
各種製造条件で得られた鋼板に対して、鋼組織を解析することで組織分率を調査し、引張試験を実施することで引張強度等の引張特性を評価し、遅れ破壊試験によって耐遅れ破壊特性を評価し、鋼板形状の測定によって形状均一性を評価した。各評価の方法は実施例1に記載の方法と同じである。
上記評価結果を表6及び7に示す。
Claims (10)
- 質量%で、
C:0.05%以上0.60%以下、
Si:0.01%以上2.0%以下、
Mn:0.1%以上3.2%以下、
P:0.050%以下、
S:0.0050%以下、
Al:0.005%以上0.10%以下、及び
N:0.010%以下を含有し、残部はFe及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
面積率で、マルテンサイト:20%以上100%以下、フェライト:0%以上80%以下、及び残部:5%以下を有する鋼組織を有し、
V字曲げ加工した際の板幅中央の残留応力が800MPa以下であり、
V字曲げ加工した際に、板幅端の残留応力が板幅中央の残留応力に対して90%以上110%以下であり、
鋼板長手方向に長さ1mでせん断した際の鋼板の最大反り量が15mm以下である鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Cr:0.01%以上0.50%以下、
Mo:0.01%以上0.15%未満、及び
V:0.001%以上0.05%以下のうちから選ばれた少なくとも1種を含有する請求項1に記載の鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Nb:0.001%以上0.020%以下及び
Ti:0.001%以上0.020%以下のうちから選ばれた少なくとも1種を含有する請求項1又は2に記載の鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Cu:0.001%以上0.20%以下及び
Ni:0.001%以上0.10%以下のうちから選ばれた少なくとも1種を含有する請求項1〜3のいずれか一項に記載の鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
B:0.0001%以上0.0020%未満を含有する請求項1〜4のいずれか一項に記載の鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Sb:0.002%以上0.1%以下及び
Sn:0.002%以上0.1%以下のうちから選ばれた少なくとも1種を含有する請求項1〜5のいずれか一項に記載の鋼板。 - 面積率で、マルテンサイト:20%以上100%以下、フェライト:0%以上80%以下、及び残部:5%以下を有する鋼組織を有し、
V字曲げ加工した際の板幅中央の残留応力が800MPa以下であり、
V字曲げ加工した際に、板幅端の残留応力が板幅中央の残留応力に対して90%以上110%以下であり、
鋼板長手方向に長さ1mでせん断した際の鋼板の最大反り量が15mm以下である鋼板の製造方法であって、
請求項1〜6のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱した後、熱間圧延する、熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、AC1点以上の焼鈍温度で30秒以上保持し、その後、Ms点以上で水焼入れを開始し、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れの水冷中、鋼板の表面温度が(Ms点+150℃)以下の領域において、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鋼板を拘束し、前記2つのロールの拘束位置での板幅端に対する板幅中央の拘束圧力比が1.05以上2.0以下である鋼板の製造方法。 - 面積率で、マルテンサイト:20%以上100%以下、フェライト:0%以上80%以下、及び残部:5%以下を有する鋼組織を有し、
V字曲げ加工した際の板幅中央の残留応力が800MPa以下であり、
V字曲げ加工した際に、板幅端の残留応力が板幅中央の残留応力に対して90%以上110%以下であり、
鋼板長手方向に長さ1mでせん断した際の鋼板の最大反り量が15mm以下である鋼板の製造方法であって、
請求項1〜6のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱した後、熱間圧延する、熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する、冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、AC1点以上の焼鈍温度で30秒以上保持し、その後、Ms点以上で水焼入れを開始し、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れの水冷中、鋼板の表面温度が(Ms点+150℃)以下の領域において、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鋼板を拘束し、前記2つのロールの拘束位置での板幅端に対する板幅中央の拘束圧力比が1.05以上2.0以下である鋼板の製造方法。 - 請求項1〜6のいずれか一項に記載の鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
- 請求項7又は8に記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
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