JP7044195B2 - 鋼板の製造方法及び部材の製造方法 - Google Patents
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Description
(1)得られた鋼板の圧延方向と直角方向を長手として30mm×100mmに切断した試験片を1枚と、もう1枚は980MPa級の溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、これらに抵抗溶接(スポット溶接)を実施し、部材を作製する。
(2)溶接機には2枚の鋼板を重ねた板組みについて、溶接ガンに取り付けられたサーボモータ加圧式で単相交流(50Hz)の抵抗溶接機を用いて板組みを5°傾けた状態で抵抗スポット溶接を実施する。溶接条件は加圧力を3.8kN、ホールド時間を0.2秒とし、溶接電流を5.7~6.2kA、通電時間を21サイクル、ホールド時間を5サイクルとする。
(3)溶接後の部材から試験片を半切して、断面を光学顕微鏡で観察し、0.1mm以上の亀裂の有無を確認する。
(1)電極:DR6mm-40R、加圧力:4802N(490kgf)、通電時間:17cyclesでスポット溶接を行い、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する。
(2)その後JIS Z 3137に基づき十字引張試験を行う。引張速度を100mm/minとする。
(3)荷重範囲が5000N以上であるか否かを判定する。
[1]質量%で、Si:0.3%以上2.0%以下、Mn:1.0%以上2.70%未満を含有する成分組成と、
ベイニティックフェライトの面積率が10~35%、フレッシュマルテンサイトの面積率が2~15%、残留オーステナイトの面積率が5~20%、フェライトの面積率が45~70%である鋼組織と、を有し、
前記フレッシュマルテンサイト及び前記残留オーステナイトの面積率の合計のうち、フェライトと隣接する前記フレッシュマルテンサイト及び前記残留オーステナイトの割合が合計で90%以下であり、
鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域におけるSi及び/又はMnの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が3~10μmであり、
鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域における最小のSi濃度LSi及び最小のMn濃度LMnと、鋼板の板厚1/4位置におけるSi濃度TSi及びMn濃度TMnとが、下記式(1)を満たし、
引張強さ(TS)が780MPa以上1180MPa未満である鋼板。
LSi+LMn≦(TSi+TMn)/4・・・(1)
[2]前記成分組成が、さらに、質量%で、
C:0.12%以上0.40%以下、
P:0.05%以下、
S:0.02%以下、
Al:0.01%以上2.0%以下、
N:0.01%以下、を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる[1]に記載の鋼板。
[3]前記成分組成が、さらに、質量%で、Nb:0.50%以下、Cr:1.0%以下、Mo:0.50%以下、B:0.005%以下、及びTi:0.05%以下のうち少なくとも1種を含有する[2]に記載の鋼板。
[4]前記成分組成が、さらに、質量%で、Cu、Ni、Sn、As、Sb、Ca、Mg、Pb、Co、Ta、W、REM、Zn、V、Sr、Cs、Hf、Zrのうち少なくとも1種を合計で0.1%以下含有する[2]又は[3]に記載の鋼板。
[5]鋼板表面から板厚1/4位置における硬度に対して65%以下の硬度の領域のことを軟質層としたとき、
鋼板表面から板厚方向に厚さ1.0μm以上50.0μm以下の前記軟質層を有する[1]~[4]のいずれか一つに記載の鋼板。
[6]鋼板表面に溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する[1]~[5]のいずれか一つに記載の鋼板。
[7]前記成分組成の炭素当量Ceqが0.458%以上0.659%未満である[1]~[6]のいずれか一つに記載の鋼板。
[8][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。
[9][1]~[4]のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼スラブに対して、最終2段の圧延における累積歪みが0.10~0.80である熱間圧延を施した後、巻取温度:470~800℃で巻き取る熱延工程と、
前記熱延工程で得られた熱延鋼板に対して冷間圧延を施す冷延工程と、
前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、露点:-50~0℃、かつ焼鈍温度:750~900℃の条件で保持した後、150~340℃の冷却停止温度まで冷却し、該焼鈍温度から冷却停止温度までの冷却時に半径100mm以上1000mm以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計3回以上8回以下行う焼鈍工程と、
焼鈍工程後の鋼板を、350~600℃の温度域まで再加熱して保持する再加熱工程を有する鋼板の製造方法。
[10]前記再加熱工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきを施すめっき工程を有する[9]に記載の鋼板の製造方法。
[11][1]~[4]のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼スラブに対して、最終2段の圧延における累積歪みが0.10~0.80である熱間圧延を施した後、巻取温度:470~800℃で巻き取る熱延工程と、
前記熱延工程で得られた熱延鋼板に対して冷間圧延を施す冷延工程と、
前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、露点:-50~0℃、かつ焼鈍温度:750~900℃の条件で保持した後、350~500℃の冷却停止温度まで冷却し、該焼鈍温度から冷却停止温度までの冷却時に半径100mm以上1000mm以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計3回以上8回以下行う焼鈍工程と、
前記焼鈍工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきを施すめっき工程と、
前記めっき工程後の鋼板を50℃以上350℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度超かつ300℃以上500℃以下の温度まで再加熱して保持する再加熱工程と、を有する鋼板の製造方法。
[12]前記成分組成の炭素当量Ceqが0.458%以上0.659%未満である[9]~[11]のいずれか一つに記載の鋼板の製造方法。
[13][9]~[12]のいずれか一つ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。
[14]質量%で、Si:0.3%以上2.0%以下、Mn:1.0%以上2.70%未満を含有する成分組成と、
ベイニティックフェライトの面積率が10~35%、フレッシュマルテンサイトの面積率が2~15%、残留オーステナイトの面積率が5~20%、フェライトの面積率が45~70%である鋼組織と、を有し、
前記フレッシュマルテンサイト及び前記残留オーステナイトの面積率の合計のうち、フェライトと隣接する前記フレッシュマルテンサイト及び前記残留オーステナイトの割合が合計で90%以下であり、
鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域におけるSi及び/又はMnの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が3~10μmであり、
鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域における最小のSi濃度LSi及び最小のMn濃度LMnと、鋼板の板厚1/4位置におけるSi濃度TSi及びMn濃度TMnとが、下記式(1)を満たし、
引張強さ(TS)が780MPa以上1180MPa未満である鋼板。
LSi+LMn≦(TSi+TMn)/4・・・(1)
[15]前記成分組成が、さらに、質量%で、
C:0.12%以上0.40%以下、
P:0.05%以下、
S:0.02%以下、
Al:0.01%以上2.0%以下、
N:0.01%以下、を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる[14]に記載の鋼板。
[16]前記成分組成が、さらに、質量%で、Nb:0.50%以下、Cr:1.0%以下、Mo:0.50%以下、B:0.005%以下、及びTi:0.05%以下のうち少なくとも1種を含有する[15]に記載の鋼板。
[17]前記成分組成が、さらに、質量%で、Cu、Ni、Sn、As、Sb、Ca、Mg、Pb、Co、Ta、W、REM、Zn、V、Sr、Cs、Hf、Zrのうち少なくとも1種を合計で0.1%以下含有する[15]又は[16]に記載の鋼板。
[18]鋼板表面から板厚1/4位置における硬度に対して65%以下の硬度の領域のことを軟質層としたとき、
鋼板表面から板厚方向に厚さ1.0μm以上50.0μm以下の前記軟質層を有する[14]~[17]のいずれか一つに記載の鋼板。
[19]鋼板表面に溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する[14]~[18]のいずれか一つに記載の鋼板。
[20]前記成分組成の炭素当量Ceqが0.458%以上0.659%未満である[14]~[19]のいずれか一つに記載の鋼板。
[21][14]~[20]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。
[22][14]~[17]のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼スラブに対して、最終2段の圧延における累積歪みが0.10~0.80である熱間圧延を施した後、巻取温度:470~800℃で巻き取る熱延工程と、
前記熱延工程で得られた熱延鋼板に対して冷間圧延を施す冷延工程と、
前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、露点:-50~20℃、かつ焼鈍温度:750~900℃の条件で保持した後、150~340℃の冷却停止温度まで冷却し、該焼鈍温度から冷却停止温度までの冷却時に半径100mm以上1000mm以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計3回以上8回以下行う焼鈍工程と、
焼鈍工程後の鋼板を、350~600℃の温度域まで再加熱して保持する再加熱工程を有する鋼板の製造方法。
[23]前記再加熱工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきを施すめっき工程を有する[22]に記載の鋼板の製造方法。
[24][14]~[17]のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼スラブに対して、最終2段の圧延における累積歪みが0.10~0.80である熱間圧延を施した後、巻取温度:470~800℃で巻き取る熱延工程と、
前記熱延工程で得られた熱延鋼板に対して冷間圧延を施す冷延工程と、
前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、露点:-50~20℃、かつ焼鈍温度:750~900℃の条件で保持した後、350~500℃の冷却停止温度まで冷却し、該焼鈍温度から冷却停止温度までの冷却時に半径100mm以上1000mm以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計3回以上8回以下行う焼鈍工程と、
前記焼鈍工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきを施すめっき工程と、
前記めっき工程後の鋼板を50℃以上350℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度超かつ300℃以上500℃以下の温度まで再加熱して保持する再加熱工程と、を有する鋼板の製造方法。
[25]前記成分組成の炭素当量Ceqが0.458%以上0.659%未満である[22]~24のいずれか一つに記載の鋼板の製造方法。
[26][22]~[25]のいずれか一つ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。
Siはセメンタイトの生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進する元素である。残留オーステナイトを面積率で5%以上確保するために、Siを0.3%以上含有する必要がある。一方、Siが2.0%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。そのため、Siは2.0%以下とする。Siは好ましくは0.5%以上である。また、Siは好ましくは1.8%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。Mn量が1.0%未満では、引張強さが780MPa以上にならない。一方、Mn量が2.70%以上になると、フェライト変態及びベイナイト変態を抑え、引張強さが1180MPaを超え、所望の組織が得られない。したがって、Mnは2.70%未満とする。Mnは、好ましくは1.6%以上である。また、Mnは、好ましくは2.4%以下である。
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0.12%未満では、マルテンサイトの硬さが低く、引張強さが780MPa以上にならない可能性がある。一方、C量が0.40%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、溶接部疲労強度が低下する可能性がある。したがって、C量は、好ましくは0.12%以上であり、より好ましくは0.14%以上であり、さらに好ましくは0.16%以上である。また、C量は、好ましくは0.40%以下であり、より好ましくは0.38%以下であり、さらに好ましくは0.36%以下とする。また、さらに、より好ましくは0.35%以下であり、さらに好ましくは0.30%以下とする。
Pを過剰に含有すると粒界に偏析して靱性を低下させる可能性がある。そのため、Pは、好ましくは0.05%以下であり、より好ましくは0.03%以下であり、さらに好ましくは0.02%以下である。なお、Pの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術の制約から、Pの含有量は0.0005%以上となることが好ましい。
Sは、Mnと結合して粗大なMnSを形成し、靱性を低下させる可能性がある。このため、S量は低減することが好ましい。Sは、好ましくは0.02%以下であり、より好ましくは0.01%以下であり、さらに好ましくは0.002%以下である。なお、Sの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術の制約から、Sの含有量は0.0001%以上となることが好ましい。
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%以上含有することが好ましい。一方、Alが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可能性がある。そのため、Alは好ましくは2.0%以下である。Alは、より好ましくは0.03%以上である。Alは、より好ましくは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を形成するが、N含有量が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可能性がある。したがって、Nは好ましくは0.01%以下であり、より好ましくは0.006%以下である。なお、Nの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術の制約から、Nの含有量は0.0003%以上となることが好ましい。
本発明の鋼板には、所望の特性に応じて、以下に述べる成分元素をさらに含有させることができる。下記の成分元素が下記に示す上限以下で含有されている場合、本発明の効果を得られる。そのため、下記の成分元素の下限は特に限定されず、上限のみを規定している。なお、下記の任意元素を後述する好適な下限値未満で含む場合、当該元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
Nb:0.50%以下
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には、Nbは0.01%以上であることが好ましく、0.02%以上であることがより好ましい。一方、Nbが0.50%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可能性がある。このため、Nbは好ましくは0.50%以下である。Nbはより好ましくは0.30%以下である。また、溶接継手の液体金属脆性も抑制することで継手の強度を向上させることができる。
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、添加することで本発明の効果はさらに増大する。この効果を得るために、Crは0.1%以上にすることが好ましい。しかしながら、Crを1.0%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可能性がある。そのため、Crは1.0%以下が好ましい。より好ましくは、Cr含有量は、0.80%以下であり、さらに好ましくは0.60%以下である。
Moはオーステナイトの核生成を促進し、フレッシュマルテンサイトを増加させる。この効果を得るために、Moは0.01%以上であることが好ましい。一方、Moが粒界偏析すると、フェライトを粒成長が止まるため、フェライト分率が低下する。これを抑制するため、Moの含有量は好ましくは0.50%以下であり、より好ましくは、0.30%以下である。さらに好ましくは、Mo含有量は、0.30%以下であり、さらにより好ましくは0.20%以下である。
Bはオーステナイト粒界に偏析して、圧延後のフェライト変態を遅延させ、フレッシュマルテンサイトが形成しやすくなる。この効果を十分に得るには、Bの含有量は0.0001%以上であることが好ましい。一方、0.005%を超えると、BはFe23(CB)6を形成して溶接部のボイド発生の起点となり、溶接部の疲労強度が低下する可能性がある。このため、Bは0.005%以下が好ましい。より好ましくは、B含有量は、0.0045%以下であり、さらに好ましくは0.0040%以下である。
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鋼板の高強度化に寄与する。この効果を得るため、Tiの含有量は0.005%以上にすることが好ましい。一方、0.05%を超えると、粗大なTiを含有する炭化物が生じやすく、溶接部のボイド発生の起点となる可能性がある。このため、Tiは0.05%以下が好ましい。より好ましくは、Ti含有量は、0.045%以下であり、さらに好ましくは0.040%以下である。
本発明の鋼板においては、Cu、Ni、Sn、As、Sb、Ca、Mg、Pb、Co、Ta、W、REM、Zn、V、Sr、Cs、Hf、Zrのうち少なくとも1種を合計で0.1%以下含有してもよい。合計含有量は、好ましくは0.10%以下、より好ましくは0.08%以下である。さらに好ましくは0.03%以下である。また、これらの合計含有量の下限は特に限定しないが、合計含有量は0.001%以上であることが好ましい。
780MPa以上のTSを得る観点からは、本発明の鋼板の製造方法のもとでは、成分組成の炭素当量Ceqは0.458%以上であることが好ましい。なお、炭素当量Ceqの上限は特に限定しないが、1180MPa未満のTSを得る観点からは、炭素当量Ceqを0.659%未満とすることが好ましい。
ただし、上記式中の[元素記号%]は、各元素の含有量(質量%)を表し、含有しない元素は0とする。
ベイニティック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、ベイニティックフェライトの面積率を10%以上とする。一方、面積率が35%を超えると、強度が低下するため引張強さ780MPa以上を得ることができなくなる。したがって、ベイニティックフェライトの面積率は35%以下である。好ましくは、ベイニティックフェライトの面積率は、12%以上であり、より好ましくは13%以上である。また、好ましくは33%以下であり、より好ましくは31%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。引張強さ780MPa以上を得るために、フレッシュマルテンサイトの面積率を2%以上とする。一方、面積率が15%超えると、溶接部のボイドの発生起点となり、亀裂が発生する。したがって、フレッシュマルテンサイトの面積率は15%以下である。好ましくは、フレッシュマルテンサイトの面積率は、3%以上であり、より好ましくは4%以上である。また、好ましくは14%以下であり、より好ましくは13%以下である。
残留オーステナイトは母材の延性を向上する効果がある。このような効果を得るために、残留オーステナイトの面積率を5%以上とする。一方、残留オーステナイトが過剰に増えると鋼板強度が低下する。引張強さ780MPa以上を得るために、残留オーステナイトの面積率を20%以下とする。本発明では、実施例に記載の方法で測定した残留オーステナイトの体積率を、残留オーステナイトの面積率とみなした。残留オーステナイトの面積率は、好ましくは、6%以上であり、より好ましくは7%以上である。また、好ましくは19%以下であり、より好ましくは18%以下である。
フェライトは軟質相であり、鋼板の延性に寄与するため、本発明の鋼板母材組織はフェライトを面積率で45%以上とする必要がある。一方、フェライト相が面積率で70%を超えて存在すると過度に軟質化し、鋼板の強度確保が困難となる。したがって、フェライトは面積率で70%以下とする。好ましくは、フェライトの面積率は、47%以上であり、より好ましくは50%以上である。また、好ましくは68%以下であり、より好ましくは65%以下である。
本発明における「フェライトと隣接するフレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイト」とは、フェライトと少なくとも一部の界面を有するフレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトであると定義する。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、フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトの面積率の合計のうち、フェライトと隣接するフレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトの割合を90%以下とする必要がある。また、好ましくは87%以下であり、より好ましくは85%以下である。
本発明の効果を得る観点からは下限は限定されないが、本発明の鋼板では15%以上であることが好ましい。なお、面積率の測定方法として用いた走査型電子顕微鏡の観察では、フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトの判別が困難なため、フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトの合計で規定している。
また、フェライトと隣接するフレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトの割合については、フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトのうち、観察面において、組織境界において一箇所以上フェライトと接しているフレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトの割合を面積率で求める。
本発明でいうSi及び/又はMnの酸化物を含む結晶粒とは、粒内にSi及び/又はMnの粒状酸化物を1つ以上含む酸化物粒子のことを意味する。優れた耐LME特性及び溶接部疲労特性を得る観点から、鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域におけるSi及び/又はMnの酸化物を含む結晶粒の平均粒径を3~10μmとする。酸素ポテンシャルが比較的高い粒界にSi及び/又はMnの酸化物が形成しやすい。鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域におけるSi及び/又はMnの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が10μmを超えると、粒界上の酸化部の形成が抑制され、溶接部の割れが出やすくなる。そのため、該平均粒径は10μm以下である。一方、該平均粒径が3μm未満では、粒界上に粗大な酸化物が生成してしまうため、溶接部の割れが発生しやすい。そのため、該平均粒径は3μm以上である。また、該平均粒径を3μm以上とすることで、結晶粒自体が良好な変形能を有しているため、良好な耐LME特性が得られる。
LSi+LMn≦(TSi+TMn)/4・・・(1)
LSi+LMn>(TSi+TMn)/4の場合、溶接時に液体金属脆化(LME:Liquid Metal Embrittlement)が発生しやすく、溶接性が低下する。したがって、優れた耐LME特性を得るために、LSi+LMn≦(TSi+TMn)/4である。
本発明でいう軟質層とは、鋼板表面から板厚1/4位置における硬度に対して65%以下の硬度の領域のことである。鋼板表面から板厚方向に厚さ1.0μm以上50.0μm以下の軟質層を有することで、より優れた耐LME特性を得ることができる。この効果を得る観点から、鋼板表面から板厚方向に厚さ1.0μm以上の軟質層を有することが好ましい。一方、引張強さ780MPa以上を得る観点から、軟質層を有する場合は、鋼板表面から板厚方向に厚さ50.0μm以下とすることが好ましい。
本発明の鋼板の製造方法の第一の実施形態は、上記成分組成を有する鋼スラブに対して、最終2段の圧延における累積歪みが0.10~0.80である熱間圧延を施した後、巻取温度:470~800℃で巻き取る熱延工程と、熱延工程で得られた熱延鋼板に対して冷間圧延を施す冷延工程と、冷延工程で得られた冷延鋼板を、露点:-50~0℃、かつ焼鈍温度:750~900℃の条件で保持した後、150~340℃の冷却停止温度まで冷却し、該焼鈍温度から冷却停止温度までの冷却時に半径100mm以上1000mm以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計3回以上8回以下行う焼鈍工程と、焼鈍工程後の鋼板を、350~600℃の温度域まで再加熱して保持する再加熱工程を有する。
また、本発明の鋼板の製造方法の第一の実施形態は、上記成分組成を有する鋼スラブに対して、最終2段の圧延における累積歪みが0.10~0.80である熱間圧延を施した後、巻取温度:470~800℃で巻き取る熱延工程と、熱延工程で得られた熱延鋼板に対して冷間圧延を施す冷延工程と、冷延工程で得られた冷延鋼板を、露点:-50~20℃、かつ焼鈍温度:750~900℃の条件で保持した後、150~340℃の冷却停止温度まで冷却し、該焼鈍温度から冷却停止温度までの冷却時に半径100mm以上1000mm以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計3回以上8回以下行う焼鈍工程と、焼鈍工程後の鋼板を、350~600℃の温度域まで再加熱して保持する再加熱工程を有する。
以下、これらの各工程について説明する。
最終2段の圧延における累積歪みとは、3段以上の多段(例えば、6段又は7段)の連続圧延を行う多段仕上圧延において、最終2段の圧下率の累計を意味する。最終2段は、例えば、7段の連続圧延を行う場合は、最終2段は、6段目と7段目である。累積歪みが0.10未満では、鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域における酸化物を含む結晶粒の平均粒径が10μmを超えてしまうため、熱影響部の靱性が低下する。また、鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域における酸化物を含む結晶粒の平均粒径が10μmを超えてしまうため、熱影響部の靱性が低下する。一方、0.80を超えると、核生成し過ぎで、鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域における酸化部を含む結晶粒の平均粒径が3μm未満になってしまう。また、鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域における酸化物を含む結晶粒の平均粒径が3μm未満になってしまう。したがって、最終2段の圧延における累積歪みが0.10~0.80である。なお、本発明でいう歪みは、公称ひずみである。
巻取温度が470℃を下回ると、ベイニティックフェライトの面積率が35%を超えてしまい、溶接熱影響部で軟化が生じる。一方、巻取温度が800℃を超えると、鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域におけるSi及び/又はMnの酸化物を含む結晶粒が成長し、平均粒径が10μmを超えてしまう。したがって、巻取温度は470~800℃である。巻取温度は、好ましくは、500℃以上である。また、巻取温度は、好ましくは、700℃以下である。なお、鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域における最小のSi濃度LSi及び最小のMn濃度LMnと、鋼板の板厚1/4位置におけるSi濃度TSi及びMn濃度TMnとが式(1)を満たすようにするためには、巻取温度は470~800℃とする。
焼鈍温度が750℃未満の場合、未再結晶が残留し、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の面積率が15%を超えてしまい、熱影響部の靱性が低下する。また焼鈍中の露点が-50~0℃の範囲ではないと、鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域における最小のSi濃度LSi及び最小のMn濃度LMnと、鋼板の板厚1/4位置におけるSi濃度TSi及びMn濃度TMnとが、LSi+LMn≦(TSi+TMn)/4を満たさない。したがって、露点を-50~0℃であり、焼鈍温度は750~900℃とする。また、鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域における最小のSi濃度LSi及び最小のMn濃度LMnと、鋼板の板厚1/4位置におけるSi濃度TSi及びMn濃度TMnとが式(1)を満たすようにするためには、露点は、-50~20℃にする必要がある。
均熱温度から150℃未満の温度域まで冷却すると、残留オーステナイトの面積率が5%未満になってしまう。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の面積が15%超える。また、340℃超えの温度域まで冷却すると、フェライトと隣接するフレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの割合が90%を超える場合がある。そのため、溶接部に亀裂が発生しやすくなる。したがって、冷却温度停止温度を150~340℃とする。
また単純に冷却するのみでは、所望の組織が得られない。焼鈍温度から冷却停止温度までの冷却時に半径100mm以上1000mm以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計3回以上8回以下実施することで、鋼板表面付近に曲げひずみを導入する。該曲げ及び曲げ戻しの合計が3回以上で、鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域における最小のSi濃度LSi及び最小のMn濃度LMnと、鋼板の板厚1/4位置におけるSi濃度TSi及びMn濃度TMnとが、LSi+LMn≦(TSi+TMn)/4を満足し、優れた耐LME特性と優れた溶接部疲労特性を得ることができる。また、該曲げ及び曲げ戻しの合計が3回以上で、鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域における最小のSi濃度LSi及び最小のMn濃度LMnと、鋼板の板厚1/4位置におけるSi濃度TSi及びMn濃度TMnとについても、LSi+LMn≦(TSi+TMn)/4を満足し、優れた耐LME特性と優れた溶接部疲労特性を得ることができる。該曲げ及び曲げ戻しの合計回数は、好ましくは4回以上である。また、該曲げ及び曲げ戻しの合計が8回以上の場合は効果が飽和するので、本発明では8回以下、好ましくは7回以下である。上記効果を得るためには、半径1000μm以下のロールを用いて、鋼板表面付近に適度な曲げひずみを導入する必要がある。一方、半径100μm未満のロールを用いた場合は、導入される曲げひずみが大きすぎて、上記のような効果を得られない。したがって、半径100mm以上1000mm以下のロールを用いた。なお、曲げ及び曲げ戻し回数とは、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。
焼鈍後の鋼板を、350~600℃の温度域まで再加熱する。350℃未満の温度域で再加熱すると、ベイニティックフェライトの面積率が10%未満となり、溶接部の靭性が低下する。一方600℃超えで再加熱すると、フェライトの面積率が増えるため、フェライト相のみと隣接するフレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの面積率が90%超えになる。したがって、再加熱温度を350~600℃とする。
次に、本発明の鋼板の製造方法の第二の実施形態を説明する。本発明の鋼板の製造方法の第二の実施形態は、上記の成分組成を有する鋼スラブに対して、最終2段の圧延における累積歪みが0.10~0.80である熱間圧延を施した後、巻取温度:470~800℃で巻き取る熱延工程と、熱延工程で得られた熱延鋼板に対して冷間圧延を施す冷延工程と、冷延工程で得られた冷延鋼板を、露点:-50~0℃、かつ焼鈍温度:750~900℃の条件で保持した後、350~500℃の冷却停止温度まで冷却し、該焼鈍温度から冷却停止温度までの冷却時に半径100mm以上1000mm以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計3回以上8回以下行う焼鈍工程と、焼鈍工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきを施すめっき工程と、めっき工程後の鋼板を50℃以上350℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度超かつ300℃以上500℃以下の温度まで再加熱して保持する再加熱工程と、を有する。
また、本発明の鋼板の製造方法の第二の実施形態は、上記の成分組成を有する鋼スラブに対して、最終2段の圧延における累積歪みが0.10~0.80である熱間圧延を施した後、巻取温度:470~800℃で巻き取る熱延工程と、熱延工程で得られた熱延鋼板に対して冷間圧延を施す冷延工程と、冷延工程で得られた冷延鋼板を、露点:-50~20℃、かつ焼鈍温度:750~900℃の条件で保持した後、350~500℃の冷却停止温度まで冷却し、該焼鈍温度から冷却停止温度までの冷却時に半径100mm以上1000mm以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計3回以上8回以下行う焼鈍工程と、焼鈍工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきを施すめっき工程と、めっき工程後の鋼板を50℃以上350℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度超かつ300℃以上500℃以下の温度まで再加熱して保持する再加熱工程と、を有する。
第二の実施形態では、冷延鋼板を露点が-50~0℃の雰囲気中を750~900℃の条件で保持した後、350~500℃の冷却停止温度まで冷却し、該焼鈍温度から冷却停止温度までの冷却時に半径100mm以上1000mm以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計3回以上8回以下で行う。第二の実施形態では第一の実施形態とは異なり、焼鈍後に350~500℃の冷却停止温度まで冷却する。第二の実施形態では、めっき工程前における組織の変態を抑制する観点から、冷却停止温度を350℃以上とする。また、パーライトの生成を抑制し、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内とするため、冷却停止温度を500℃以下とする。
第二の実施形態では、焼鈍工程後にめっき工程を行い、めっき工程後の鋼板を50℃以上350℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度超かつ300℃以上500℃以下の温度まで再加熱して保持する再加熱工程を有する。再加熱工程では、上述したとおり、めっき工程後に、鋼板を50℃以上350℃以下の冷却停止温度まで冷却する。冷却停止温度が50℃未満の場合、残留オーステナイトの面積率が5%未満になってしまう。一方、冷却停止温度が350℃超えの場合、フレッシュマルテンサイトの面積が15%を超える。また、冷却停止温度が350℃超えの場合、フェライトと隣接するフレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの割合が90%を超える。そのため、溶接部に亀裂が発生しやすくなる。
したがって、冷却停止温度は50℃以上350℃以下とする。冷却停止温度は、好ましくは100℃以上、より好ましくは150℃以上とする。また、冷却停止温度は、好ましくは300℃以下、より好ましくは270℃以下とする。
冷却停止温度超かつ300℃以上500℃以下の再加熱温度で保持することで、冷却停止時に生成したマルテンサイトから未変態オーステナイトへの炭素の分配が進行し、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に実現することができる。ここで、冷却停止温度は、再加熱前に鋼板を冷却した際の冷却停止温度を意味する。
本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。本発明の範囲は以下の実施例に限定されない。
得られた鋼板の圧延方向の板厚断面を研磨して、1体積%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面積率を測定した。tは鋼板の厚さ(板厚)である。上記撮影画像に基づき、各相の面積率を測定した。各相の面積率は、画像解析により観察視野に対する面積率の平均によって求めた。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る。フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトは走査型電子顕微鏡の観察では同じように観察されるため、これらは総和の面積率として求めた。ここで、残留オーステナイトは、後述するとおり、X線回折法により体積率を求め、この体積率を面積率とみなした。そして、走査型電子顕微鏡での観察によって求めたフレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの面積率の総和から、X線回折法によって求めた残留オーステナイトの体積率を差し引いた値を、フレッシュマルテンサイトの面積率とみなした。
また、フェライトと隣接するフレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトの割合については、フレッシュマルテンサイト及び残留γのうち、観察面において、組織境界において一箇所以上フェライトと接しているフレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトの割合を面積率で求めた。
鋼板の断面(L断面:圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面)に対してSEM観察とエネルギー分散型X線分析(EDX)を行うことによって、鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域における酸化物の種類の特定とをし、Si及び/又はMnの酸化物を含む結晶粒の平均粒径を測定した。結晶粒の平均粒径は、鋼板の断面(L断面)において、鋼板表面に平行な方向に対して切片法で測定して求めた粒径の長さの平均値とした。
鋼板の板厚1/4位置におけるSi濃度TSi及びMn濃度TMnは、電界放出型電子プローブマイクロアナライザー(FE-EPMA:Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer)を用いて、鋼板の板厚1/4位置において電子ビーム径1μmでの点分析を任意に10点行い、その平均により求めた。また、鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域におけるSi濃度は、電界放出型電子プローブマイクロアナライザーを用いて、電子ビーム径0.1μmで鋼板表面から板厚方向に線分析を行い、鋼板表面から板厚方向に0~4.9μmにおけるSi濃度の濃度分布を得た。ここで、当該濃度分布のうち最小のSi濃度を、上記濃度LSiとした。また、鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域におけるMn濃度も、電界放出型電子プローブマイクロアナライザーを用いて、電子ビーム径0.1μmで鋼板表面から板厚方向に線分析を行い、鋼板表面から板厚方向に0~4.9μmにおけるMn濃度の濃度分布を得た。ここで、当該濃度分布のうち最小のMn濃度を、上記濃度LMnとした。なお、ここでいうSi濃度、Mn濃度、LSi、TSi、LMn及びTMnの単位は、質量%である。また、電界放出型電子プローブマイクロアナライザーでのSi濃度及びMn濃度の測定は、測定する位置に粒状物が存在していない箇所を10箇所選んで実施し、それらの平均値をそれぞれSi濃度及びMn濃度とした。
軟質層の測定方法は、以下の通りである。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面(L断面)を湿式研磨により平滑化した後、ビッカース硬度計を用いて、荷重10gfで、鋼板表面から板厚方向に1μmの位置より、板厚方向100μmの位置まで、1μm間隔で測定を行った。その後は板厚中心まで20μm間隔で測定を行った。硬度が板厚1/4位置の硬度に比して65%以下に減少した領域を軟質層と定義し、当該領域の板厚方向の厚さを軟質層の厚さと定義する。
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(YS)、引張強さ(TS)、突合せ伸び(El)を求めた。引張試験では、クロスヘッド速度は10mm/minとした。算出結果を表3に示す。
耐LME特性は、抵抗溶接割れ試験により判断した。得られた鋼板の圧延方向と直角方向を長手として30mm×100mmに切断した試験片を1枚と、もう1枚は980MPa級の溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、これらに抵抗溶接(スポット溶接)を実施することにより、部材を作製した。溶接機には2枚の鋼板を重ねた板組みについて、溶接ガンに取り付けられたサーボモータ加圧式で単相交流(50Hz)の抵抗溶接機を用いて板組みを5°傾けた状態で抵抗スポット溶接を実施した。溶接条件は加圧力を3.8kN、ホールド時間を0.2秒とした。また、溶接電流を5.7~6.2kA、通電時間を21サイクル、ホールド時間を5サイクルとした。溶接後の部材から試験片を半切して、断面を光学顕微鏡で観察し、0.1mm以上の亀裂がみとめられないものをLME割れ性が良好(○)、0.1mm以上の亀裂が認められたものをLME割れ性が不良(×)とした。
まず、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JIS Z 3137に基づき十字引張試験を行った。但し、高速衝突を模擬するため、引張速度を100mm/minとした。よって、荷重範囲が7000N以上の場合はとても良好(◎)と判定し、荷重範囲が5000N以上7000N未満の場合は良好(○)と判定し、荷重範囲が5000N未満の場合不良(×)と判定した。これらの結果を表3にまとめて示す。
実施例1の表2の製造条件No.1(本発明例)に対して、亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板をプレス成形して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例1の表2の製造条件No.1(本発明例)に対して亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板と、実施例1の表2の製造条件No.8(本発明例)に対して亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板とをスポット溶接により接合して本発明例の部材を製造した。これら本発明例の部材は、上述した耐LME割れ性が評価「〇」と優れており、かつ、前記の部材から採取した十字引張試験片による溶接部疲労試験の評価も「◎」と優れているので、これらの部材は、自動車部品等に好適に用いられることがわかる。
本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。本発明の範囲は以下の実施例に限定されない。
得られた鋼板の圧延方向の板厚断面を研磨して、1体積%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面積率を測定した。tは鋼板の厚さ(板厚)である。上記撮影画像に基づき、各相の面積率を測定した。各相の面積率は、画像解析により観察視野に対する面積率の平均によって求めた。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る。フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトは走査型電子顕微鏡の観察では同じように観察されるため、これらは総和の面積率として求めた。ここで、残留オーステナイトは、後述するとおり、X線回折法により体積率を求め、この体積率を面積率とみなした。そして、走査型電子顕微鏡での観察によって求めたフレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの面積率の総和から、X線回折法によって求めた残留オーステナイトの体積率を差し引いた値を、フレッシュマルテンサイトの面積率とみなした。
また、フェライトと隣接するフレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトの割合については、フレッシュマルテンサイト及び残留γのうち、観察面において、組織境界において一箇所以上フェライトと接しているフレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトの割合を面積率で求めた。
鋼板の断面(L断面:圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面)に対してSEM観察とエネルギー分散型X線分析(EDX)を行うことによって、鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域における酸化物の種類の特定とをし、Si及び/又はMnの酸化物を含む結晶粒の平均粒径を測定した。結晶粒の平均粒径は、鋼板の断面(L断面)において、鋼板表面に平行な方向に対して切片法で測定して求めた粒径の長さの平均値とした。
鋼板の板厚1/4位置におけるSi濃度TSi及びMn濃度TMnは、電界放出型電子プローブマイクロアナライザー(FE-EPMA:Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer)を用いて、鋼板の板厚1/4位置において電子ビーム径1μmでの点分析を任意に10点行い、その平均により求めた。また、鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域におけるSi濃度は、電界放出型電子プローブマイクロアナライザーを用いて、電子ビーム径0.1μmで鋼板表面から板厚方向に線分析を行い、鋼板表面から板厚方向に0~15.0μmにおけるSi濃度の濃度分布を得た。ここで、当該濃度分布のうち最小のSi濃度を、上記濃度LSiとした。また、鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域におけるMn濃度も、電界放出型電子プローブマイクロアナライザーを用いて、電子ビーム径0.1μmで鋼板表面から板厚方向に線分析を行い、鋼板表面から板厚方向に0~15.0μmにおけるMn濃度の濃度分布を得た。ここで、当該濃度分布のうち最小のMn濃度を、上記濃度LMnとした。なお、ここでいうSi濃度、Mn濃度、LSi、TSi、LMn及びTMnの単位は、質量%である。また、電界放出型電子プローブマイクロアナライザーでのSi濃度及びMn濃度の測定は、測定する位置に粒状物が存在していない箇所を10箇所選んで実施し、それらの平均値をそれぞれSi濃度及びMn濃度とした。
軟質層の測定方法は、以下の通りである。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面(L断面)を湿式研磨により平滑化した後、ビッカース硬度計を用いて、荷重10gfで、鋼板表面から板厚方向に1μmの位置より、板厚方向100μmの位置まで、1μm間隔で測定を行った。その後は板厚中心まで20μm間隔で測定を行った。硬度が板厚1/4位置の硬度に比して65%以下に減少した領域を軟質層と定義し、当該領域の板厚方向の厚さを軟質層の厚さと定義する。
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(YS)、引張強さ(TS)、突合せ伸び(El)を求めた。引張試験では、クロスヘッド速度は10mm/minとした。算出結果を表5に示す。
耐LME特性は、抵抗溶接割れ試験により判断した。得られた鋼板の圧延方向と直角方向を長手として30mm×100mmに切断した試験片を1枚と、もう1枚は980MPa級の溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、これらに抵抗溶接(スポット溶接)を実施することにより、部材を作製した。溶接機には2枚の鋼板を重ねた板組みについて、溶接ガンに取り付けられたサーボモータ加圧式で単相交流(50Hz)の抵抗溶接機を用いて板組みを5°傾けた状態で抵抗スポット溶接を実施した。溶接条件は加圧力を3.8kN、ホールド時間を0.2秒とした。また、溶接電流を5.7~6.2kA、通電時間を21サイクル、ホールド時間を5サイクルとした。溶接後の部材から試験片を半切して、断面を光学顕微鏡で観察し、0.05mm以上の亀裂がみとめられないものをLME割れ性が最も良好(◎)、0.1mm以上の亀裂がみとめられないものをLME割れ性が良好(○)、0.1mm以上の亀裂が認められたものをLME割れ性が不良(×)とした。
まず、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JIS Z 3137に基づき十字引張試験を行った。但し、高速衝突を模擬するため、引張速度を100mm/minとした。よって、荷重範囲が7000N以上の場合はとても良好(◎)と判定し、荷重範囲が5000N以上7000N未満の場合は良好(○)と判定し、荷重範囲が5000N未満の場合不良(×)と判定した。これらの結果を表5にまとめて示す。
実施例3の表4の製造条件No.45(本発明例)に対して、亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板をプレス成形して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例3の表4の製造条件No.45(本発明例)に対して亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板と、実施例3の表4の製造条件No.47(本発明例)に対して亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板とをスポット溶接により接合して本発明例の部材を製造した。これら本発明例の部材は、上述した耐LME割れ性が評価「◎」と優れており、かつ、前記の部材から採取した十字引張試験片による溶接部疲労試験の評価も「◎」と優れているので、これらの部材は、自動車部品等に好適に用いられることがわかる。
Claims (14)
- 質量%で、
Si:0.3%以上2.0%以下、
Mn:1.0%以上2.70%未満、
C:0.12%以上0.40%以下、
P:0.05%以下、
S:0.02%以下、
Al:0.01%以上2.0%以下、
N:0.01%以下、を含有し、
残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成と、
ベイニティックフェライトの面積率が10~35%、フレッシュマルテンサイトの面積率が2~15%、残留オーステナイトの面積率が5~20%、フェライトの面積率が45~70%である鋼組織と、を有し、
前記フレッシュマルテンサイト及び前記残留オーステナイトの面積率の合計のうち、フェライトと隣接する前記フレッシュマルテンサイト及び前記残留オーステナイトの割合が合計で90%以下であり、
鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域におけるSi及び/又はMnの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が3~10μmであり、
鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域における最小のSi濃度LSi及び最小のMn濃度LMnと、鋼板の板厚1/4位置におけるSi濃度TSi及びMn濃度TMnとが、下記式(1)を満たし、
引張強さ(TS)が780MPa以上1180MPa未満である鋼板の製造方法であって、
鋼スラブに対して、最終2段の圧延における累積歪みが0.10~0.80である熱間圧延を施した後、巻取温度:470~800℃で巻き取る熱延工程と、
前記熱延工程で得られた熱延鋼板に対して冷間圧延を施す冷延工程と、
前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、露点:-50~0℃、かつ焼鈍温度:750~900℃の条件で保持した後、150~340℃の冷却停止温度まで冷却し、該焼鈍温度から冷却停止温度までの冷却時に半径100mm以上1000mm以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計3回以上8回以下行う焼鈍工程と、
焼鈍工程後の鋼板を、350~600℃の温度域まで再加熱して保持する再加熱工程を有する鋼板の製造方法。
LSi+LMn≦(TSi+TMn)/4・・・(1) - 前記再加熱工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきを施すめっき工程を有する請求項1に記載の鋼板の製造方法。
- 質量%で、
Si:0.3%以上2.0%以下、
Mn:1.0%以上2.70%未満、
C:0.12%以上0.40%以下、
P:0.05%以下、
S:0.02%以下、
Al:0.01%以上2.0%以下、
N:0.01%以下、を含有し、
残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成と、
ベイニティックフェライトの面積率が10~35%、フレッシュマルテンサイトの面積率が2~15%、残留オーステナイトの面積率が5~20%、フェライトの面積率が45~70%である鋼組織と、を有し、
前記フレッシュマルテンサイト及び前記残留オーステナイトの面積率の合計のうち、フェライトと隣接する前記フレッシュマルテンサイト及び前記残留オーステナイトの割合が合計で90%以下であり、
鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域におけるSi及び/又はMnの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が3~10μmであり、
鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域における最小のSi濃度LSi及び最小のMn濃度LMnと、鋼板の板厚1/4位置におけるSi濃度TSi及びMn濃度TMnとが、下記式(1)を満たし、
引張強さ(TS)が780MPa以上1180MPa未満である鋼板の製造方法であって、
鋼スラブに対して、最終2段の圧延における累積歪みが0.10~0.80である熱間圧延を施した後、巻取温度:470~800℃で巻き取る熱延工程と、
前記熱延工程で得られた熱延鋼板に対して冷間圧延を施す冷延工程と、
前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、露点:-50~0℃、かつ焼鈍温度:750~900℃の条件で保持した後、350~500℃の冷却停止温度まで冷却し、該焼鈍温度から冷却停止温度までの冷却時に半径100mm以上1000mm以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計3回以上8回以下行う焼鈍工程と、
前記焼鈍工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきを施すめっき工程と、
前記めっき工程後の鋼板を50℃以上350℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度超かつ300℃以上500℃以下の温度まで再加熱して保持する再加熱工程と、を有する鋼板の製造方法。
LSi+LMn≦(TSi+TMn)/4・・・(1) - 前記成分組成が、さらに、質量%で、Nb:0.50%以下、Cr:1.0%以下、Mo:0.50%以下、B:0.005%以下、及びTi:0.05%以下のうち少なくとも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の製造方法。
- 前記成分組成が、さらに、質量%で、Cu、Ni、Sn、As、Sb、Ca、Mg、Pb、Co、Ta、W、REM、Zn、V、Sr、Cs、Hf、Zrのうち少なくとも1種を合計で0.1%以下含有する請求項1~4のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
- 前記成分組成の炭素当量Ceqが0.458%以上0.659%未満である請求項1~5のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
- 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。
- 質量%で、
Si:0.3%以上2.0%以下、
Mn:1.0%以上2.70%未満、
C:0.12%以上0.40%以下、
P:0.05%以下、
S:0.02%以下、
Al:0.01%以上2.0%以下、
N:0.01%以下、を含有し、
残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成と、
ベイニティックフェライトの面積率が10~35%、フレッシュマルテンサイトの面積率が2~15%、残留オーステナイトの面積率が5~20%、フェライトの面積率が45~70%である鋼組織と、を有し、
前記フレッシュマルテンサイト及び前記残留オーステナイトの面積率の合計のうち、フェライトと隣接する前記フレッシュマルテンサイト及び前記残留オーステナイトの割合が合計で90%以下であり、
鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域におけるSi及び/又はMnの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が3~10μmであり、
鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域における最小のSi濃度LSi及び最小のMn濃度LMnと、鋼板の板厚1/4位置におけるSi濃度TSi及びMn濃度TMnとが、下記式(1)を満たし、
引張強さ(TS)が780MPa以上1180MPa未満である鋼板の製造方法であって、
鋼スラブに対して、最終2段の圧延における累積歪みが0.10~0.80である熱間圧延を施した後、巻取温度:470~800℃で巻き取る熱延工程と、
前記熱延工程で得られた熱延鋼板に対して冷間圧延を施す冷延工程と、
前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、露点:10~20℃、かつ焼鈍温度:750~900℃の条件で保持した後、150~340℃の冷却停止温度まで冷却し、該焼鈍温度から冷却停止温度までの冷却時に半径100mm以上1000mm以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計3回以上8回以下行う焼鈍工程と、
焼鈍工程後の鋼板を、350~600℃の温度域まで再加熱して保持する再加熱工程を有する鋼板の製造方法。
LSi+LMn≦(TSi+TMn)/4・・・(1) - 前記再加熱工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきを施すめっき工程を有する請求項8に記載の鋼板の製造方法。
- 質量%で、
Si:0.3%以上2.0%以下、
Mn:1.0%以上2.70%未満、
C:0.12%以上0.40%以下、
P:0.05%以下、
S:0.02%以下、
Al:0.01%以上2.0%以下、
N:0.01%以下、を含有し、
残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成と、
ベイニティックフェライトの面積率が10~35%、フレッシュマルテンサイトの面積率が2~15%、残留オーステナイトの面積率が5~20%、フェライトの面積率が45~70%である鋼組織と、を有し、
前記フレッシュマルテンサイト及び前記残留オーステナイトの面積率の合計のうち、フェライトと隣接する前記フレッシュマルテンサイト及び前記残留オーステナイトの割合が合計で90%以下であり、
鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域におけるSi及び/又はMnの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が3~10μmであり、
鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域における最小のSi濃度LSi及び最小のMn濃度LMnと、鋼板の板厚1/4位置におけるSi濃度TSi及びMn濃度TMnとが、下記式(1)を満たし、
引張強さ(TS)が780MPa以上1180MPa未満である鋼板の製造方法であって、
鋼スラブに対して、最終2段の圧延における累積歪みが0.10~0.80である熱間圧延を施した後、巻取温度:470~800℃で巻き取る熱延工程と、
前記熱延工程で得られた熱延鋼板に対して冷間圧延を施す冷延工程と、
前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、露点:5~20℃、かつ焼鈍温度:750~900℃の条件で保持した後、350~500℃の冷却停止温度まで冷却し、該焼鈍温度から冷却停止温度までの冷却時に半径100mm以上1000mm以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計3回以上8回以下行う焼鈍工程と、
前記焼鈍工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきを施すめっき工程と、
前記めっき工程後の鋼板を50℃以上350℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度超かつ300℃以上500℃以下の温度まで再加熱して保持する再加熱工程と、を有する鋼板の製造方法。
LSi+LMn≦(TSi+TMn)/4・・・(1) - 前記成分組成が、さらに、質量%で、Nb:0.50%以下、Cr:1.0%以下、Mo:0.50%以下、B:0.005%以下、及びTi:0.05%以下のうち少なくとも1種を含有する請求項8~10のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
- 前記成分組成が、さらに、質量%で、Cu、Ni、Sn、As、Sb、Ca、Mg、Pb、Co、Ta、W、REM、Zn、V、Sr、Cs、Hf、Zrのうち少なくとも1種を合計で0.1%以下含有する請求項8~11のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
- 前記成分組成の炭素当量Ceqが0.458%以上0.659%未満である請求項8~12のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
- 請求項8~13のいずれか一項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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