JP7160199B2 - 鋼板 - Google Patents
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- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- 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
- C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
- C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
- C25D7/00—Electroplating characterised by the article coated
- C25D7/06—Wires; Strips; Foils
- C25D7/0614—Strips or foils
-
- 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
- C21D2211/001—Austenite
-
- 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
- C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
-
- 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
- C21D2211/008—Martensite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
- C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
- C25D5/00—Electroplating characterised by the process; Pretreatment or after-treatment of workpieces
- C25D5/48—After-treatment of electroplated surfaces
- C25D5/50—After-treatment of electroplated surfaces by heat-treatment
Description
金属組織が、体積率で、
焼戻しマルテンサイト:85%以上、残留オーステナイト:5%以上15%未満、フェライト、パーライト、ベイナイト、焼入れままマルテンサイトの合計が10%未満であって、
前記鋼板の化学組成が、質量%で、
C:0.18%以上、0.38%以下、
Si:0.80%以上、2.50%以下、
Mn:0.6%以上、5.0%以下、
P:0.0200%以下、
S:0.0200%以下、
N:0.0200%以下、
O:0.0200%以下、
Al:0%以上、1.000%以下、
Cr:0%以上、2.0%以下、
Mo:0%以上、0.50%以下、
Ti:0%以上、0.10%以下、
Nb:0%以上、0.10%以下、
B:0%以上、0.0100%以下、
V:0%以上、0.50%以下、
Cu:0%以上、0.50%以下、
W:0%以上、0.100%以下、
Ta:0%以上、0.100%以下、
Ni:0%以上、1.00%以下、
Co:0%以上、0.50%以下、
Sn:0%以上、0.050%以下、
Sb:0%以上、0.050%以下、
As:0%以上、0.050%以下、
Mg:0%以上、0.050%以下、
Ca:0%以上、0.050%以下、
Y:0%以上、0.050%以下、
Zr:0%以上、0.050%以下、
La:0%以上、0.050%以下、
Ce:0%以上、0.050%以下、
残部:Feおよび不純物であり、
残留オーステナイト中のMnの含有量およびCの含有量をそれぞれMnAおよびCA、マトリックス中のMnの含有量およびCの含有量をそれぞれMnMおよびCMとするとき、下記の(1)~(3)式を満足し、
前記鋼板の表面からt/4(ただし、tは鋼板の厚さ)の位置を中心とする20000μm2の範囲内を観察したときに、円相当半径が0.1μm以上である炭化物の個数が、100個以下であり、引張強度が1100MPa以上である鋼板。
MnA/MnM≧1.2 ・・・(1)
CA/CM≦5.0 ・・・(2)
CA≦1.0 ・・・(3)
本実施形態に係る鋼板の金属組織は、体積率で、焼戻しマルテンサイト:85%以上、残留オーステナイト:5%以上15%未満、フェライト、パーライト、ベイナイト、焼入れままマルテンサイトの合計が10%未満である。
焼戻しマルテンサイトの体積率を85%以上とすることにより、鋼板の強度が十分となり得る。焼戻しマルテンサイトの体積率は、87%以上であることが好ましい。ただし、鋼板の成形性の劣化を抑制する観点から、焼戻しマルテンサイトの体積率は95%以下であることが好ましい。
残留オーステナイトは、加工誘起変態により鋼板の成形性の向上に寄与する。この効果を得るため、残留オーステナイトの体積率は5%以上とされる。
金属組織の残部は、フェライト、パーライト、ベイナイト、および焼入れままマルテンサイトの少なくとも一種である。これらの合計が10%未満であることにより、焼戻しマルテンサイトもしくは残留オーステナイトの不足による鋼板の引張強度や成形性の劣化が抑制され得る。
本実施形態に係る鋼板において、残留オーステナイト中のMnの含有量をMnA、鋼板のうち残留オーステナイトを除くマトリックス中におけるMnの含有量をMnMとするとき、「MnA/MnM」は1.2以上であり、1.5以上であることが好ましい。「MnA/MnM」は、残留オーステナイトへのMnの濃化を示す指標と考えられる。「MnA/MnM」が1.2以上であることによって、残留オーステナイトへMnが十分に濃化していると考えられる。Mnの濃化が不十分な残留オーステナイトは、Cの濃化によって安定性を確保している場合がある。Cが過度に濃化した残留オーステナイトは、加工誘起変態してマルテンサイトに変態したときに硬質となって破壊の起点となり得る。
本実施形態に係る鋼板において、残留オーステナイト中のCの含有量をCA、鋼板のうち残留オーステナイトを除くマトリックス中のCの含有量をCMとするとき、「CA/CM」は5.0以下、CAは1.0以下である。「CA/CM」が5.0以下、かつ、CAが1.0以下である場合、残留オーステナイトへのCの過度な濃化が抑制されていると考えられる。よって、上記のように加工誘起変態してマルテンサイトに変態したときに硬質となって破壊の起点となり得る残留オーステナイトが抑制されていると考えられる。「CA/CM」は4.5以下であることが好ましい。「CA/CM」の下限は特に限定されない。
本実施形態に係る鋼板において、その表面からt/4(ただし、tは鋼板の厚さ)の位置を中心とする20000μm2の範囲内を観察したときに、円相当半径が0.1μm以上である炭化物の個数が、100個以下である。円相当半径が0.1μm以上の炭化物の個数が過剰に多い場合には、十分な穴広げ性を確保することができず、耐衝突特性を劣化させる。このため、20000μm2の面積あたり炭化物の個数は、100個以下とする。好ましい個数は、80個以下であり、より好ましいのは70個以下である。更に好ましいのは50個以下である。
なお、炭化物の個数の測定は、走査型電子顕微鏡で撮影した組織画像に基づいて行なう。観察に先立ち、組織観察用のサンプルを、エメリー紙による湿式研磨及び1μmの平均粒子サイズをもつダイヤモンド砥粒により研磨し、観察面を鏡面に仕上げた後、飽和ピクリン酸アルコール溶液にて組織をエッチングしておく。観察の倍率を5000倍とし、板厚t/4の位置を中心とする視野を観察し、総面積が20000μm2となるように複数箇所ランダムに撮影する。三谷商事株式会社製(WinROOF)に代表される画像解析ソフトを用いて、得られた撮像を解析し、20000μm2の領域中に含まれる各炭化物の面積を詳細に測定する。各炭化物について、形状を円と仮定し、画像解析から求められた面積から炭化物の半径(円相当半径)を求め、半径が0.1μm以上の炭化物の個数を算出する。
本実施形態に係る鋼板は、引張強度が1100MPa以上である。なお、本発明の鋼板の引張強度は、引張試験により求められる。具体的には、JIS Z 2241(2011)に準拠し、鋼板の圧延方向に直角に採取したJIS5号試験片を用いて引張試験を行い、測定される引張最大強度を鋼板の引張強度とする。
次に、本実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。なお、各元素の含有量についての「%」は「質量%」を意味する。
Cは、所定量のマルテンサイトを確保し、鋼板の強度を向上させる元素である。Cの含有量を0.18%以上とすることにより、所定量のマルテンサイトを形成して鋼板の強度を1100MPa以上としやすくなる。Cの含有量は、0.22%以上であることが好ましい。一方、鋼板の強度が過度に上昇して脆化することを抑制する観点からは、Cの含有量は0.38%以下とする。
Siは、脱酸剤として作用する元素である。また、Siは、炭化物の形態、および、熱処理後の残留オーステナイトの生成に影響を及ぼす元素である。さらに、Siは、残留オーステナイトを活用して鋼板の高強度化を図るために有効な元素である。炭化物の生成を抑制し、所望の残留オーステナイトを得て鋼板の加工性を確保するためには、Siの含有量を0.80%以上とする。一方、鋼板が脆化して鋼板の加工性が低下することを抑制する観点からは、Siの含有量を2.50%以下とする。
Mnは、脱酸剤として作用する元素である。また、Mnは、焼入れ性を向上させる元素である。Mnによって十分な焼戻しマルテンサイトを得るためには、Mnの含有量を0.6%以上とする。一方、プレス成型時に破壊の起点となる粗大なMn酸化物が形成されることを抑制する観点からは、Mnの含有量を5.0%以下とする。
Pは、不純物元素であり、鋼板の板厚中央部に偏析して靭性を低下させたり、溶接部を脆化させたりする元素である。鋼板の加工性や耐衝突特性が低下することを抑制する観点から、Pの含有量は少ないほど好ましい。具体的には、Pの含有量は、0.0200%以下とする。Pの含有量は、0.0100%以下であることが好ましい。ただし、実用鋼板でPの含有量を0.00010%未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇して経済的に不利になる。このため、Pの含有量は0.00010%以上でもよい。
Sは、不純物元素であり、溶接性を阻害したり、鋳造時と熱延時の製造性を阻害したりする元素である。また、Sは、粗大なMnSを形成して、穴広げ性を阻害する元素でもある。溶接性の低下、製造性の低下、及び、耐衝突特性の低下を抑制する観点から、Sの含有量は少ないほど好ましい。具体的には、Sの含有量は、0.0200%以下とする。Sの含有量は、0.0100%以下であることがより好ましい。ただし、実用鋼板でSの含有量を0.000010%未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇し、経済的に不利になる。このため、Sの含有量は0.000010%以上でもよい。
Nは、粗大な窒化物を形成し、鋼板の成形性や耐衝突特性を劣化させたり、溶接時のブローホールの発生原因となったりする元素である。このため、Nの含有量は0.0200%以下とされることが好ましい。
Oは、粗大な酸化物を形成し、鋼板の成形性や耐衝突特性を劣化させたり、溶接時のブローホールの発生原因となったりする元素である。このため、Oの含有量は0.0200%以下であることが好ましい。
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、必要に応じて鋼板に添加される。Alを含有させることによる上記効果を得るためには、Alの含有量は0.02%以上であることが好ましい。ただし、粗大なAl酸化物が生成されて鋼板の加工性が低下することを抑制する観点から、Alの含有量は1.000%以下であることが好ましい。
Crは、Mnと同様に焼入れ性を高め、鋼板の高強度化に有効な元素である。Crの含有量は0%でも良いが、Crを含有させることによる上記効果を得るためには、Crの含有量は0.10%以上であることが好ましい。一方、粗大なCr炭化物が形成されて冷間成形性が低下することを抑制する観点から、Crの含有量は2.0%以下であることが好ましい。
Moは、Mn、Crと同様に鋼板の高強度化に有効な元素である。Moの含有量は0%でも良いが、Moを含有させることによる上記効果を得るためには、Moを含有させることによる上記効果を得るためには、Moの含有量は0.01%以上であることが好ましい。一方、粗大なMo炭化物が形成されて冷間加工性が低下することを抑制する観点から、Moの含有量は0.50%以下であることが好ましい。
Tiは、炭化物の形態制御に重要な元素である。Tiによってフェライトの強度増加が促され得る。また、Tiは、粗大なTi酸化物又はTiNを形成して鋼板の加工性を低下させる虞がある元素である。よって、鋼板の加工性を確保する観点からは、Tiの含有量は、少ないほど好ましく、0.10%以下とすることが好ましく、0%であってもよい。ただし、Tiの含有量を0.001%未満に低減することは精錬コストの過度な増加を招くため、Tiの含有量は0.001%以上でも良い。
Nbは、Tiと同様に炭化物の形態制御に有効な元素であり、組織を微細化して鋼板の靭性の向上にも効果的な元素である。そのため、必要に応じて鋼板にNbを含有させてもよい。Nbの含有量は0%でも良いが、上記効果を得るためには、Nbの含有量を0.001%以上とすることが好ましい。ただし、微細で硬質なNb炭化物が多数析出して鋼板の強度が上昇するとともに延性が劣化することを抑制する観点から、Nbの含有量は、0.10%以下であることが好ましい。
Bは、オーステナイトからの冷却過程においてフェライト及びパーライトの生成を抑え、ベイナイト又はマルテンサイト等の低温変態組織の生成を促す元素である。また、Bは、鋼板の高強度化に有益な元素である。そのため、必要に応じて鋼板にBを含有させてもよい。Bを鋼板に含有させる場合、Bの含有量は0.0001%以上であることが好ましい。なお、0.0001%未満のBの同定には分析に細心の注意を払う必要があるとともに、分析装置によっては検出下限に至る。一方、鋼板のプレス成型時においてボイドの発生起点となり得る粗大なB窒化物が生成されることを抑制する観点から、Bの含有量は0.0100%以下であることが好ましい。
Vは、TiやNbと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素であり、組織を微細化することで鋼板の靭性向上にも効果的な元素である。そのため、必要に応じて鋼板にVを含有させてもよい。Vを鋼板に含有させる場合、Vの含有量は、0.001%以上であることが好ましい。一方、微細なV炭化物が多数析出して鋼板の強度が上昇するとともに延性が劣化することを抑制する観点から、Vの含有量は0.50%以下であることが好ましい。
Cuは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。Cuの含有量は0%でも良いが、Cuを鋼板に含有させることによる当該効果を得るためには、Cuの含有量は0.001%以上であることが好ましい。一方、熱間圧延での赤熱脆性による生産性の低下を抑制する観点から、Cuの含有量は0.50%以下であることが好ましい。
Wは、Nb、Vと同様に、炭化物の形態制御と鋼板の強度の増加に有効な元素である。Wの含有量は0%でも良いが、Wを鋼板に含有させることによる当該効果を得るためには、Wの含有量は0.001%以上であることが好ましい。一方、微細なW炭化物が多数析出して鋼板の強度が上昇するとともに延性が劣化することを抑制する観点から、Wの含有量は0.100%以下であることが好ましい。
Taは、Nb、V、Wと同様に、炭化物の形態制御と鋼板の強度の増加に有効な元素である。Taの含有量は0%でも良いが、Taを鋼板に含有させることによる当該効果を得るためには、Taの含有量は、0.001%以上であることが好ましく、0.002%以上であることがより好ましい。一方、微細なTa炭化物が多数析出して鋼板の強度が上昇するとともに延性が劣化することを抑制する観点から、Taの含有量は0.100%以下であることが好ましく、0.080%以下であることがより好ましい。
Niは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。Niの含有量は0%でも良いが、Niを鋼板に含有させることによる当該効果を得るためには、Niの含有量は0.001%以上であることが好ましい。一方、鋼板の延性が低下することを抑制する観点から、Niの含有量は1.00%以下であることが好ましい。
Coは、Niと同様に鋼板の強度の向上に有効な元素である。Coの含有量は0%でも良いが、Coを鋼板に含有させることによる当該効果を得るためには、Coの含有量は0.001%以上であることが好ましい。一方、鋼板の延性が低下することを抑制する観点から、Coの含有量は0.50%以下であることが好ましい。
Snは、原料としてスクラップを用いた場合に鋼板に含有し得る元素である。Snの含有量は、少ないほど好ましく、0%であってもよい。フェライトの脆化による冷間成形性の低下を抑制する観点から、Snの含有量は0.050%以下であることが好ましく、0.040%以下であることがより好ましい。ただし、精錬コストの増加を抑制する観点から、Snの含有量は0.001%以上でもよい。
Sbは、Snと同様に鋼原料としてスクラップを用いた場合に鋼板に含有し得る元素である。Sbの含有量は、少ないほど好ましく、0%であってもよい。鋼板の冷間成形性の低下を抑制する観点から、Sbの含有量は、0.050%以下であることが好ましく、0.040%以下であることがより好ましい。ただし、精錬コストの増加を抑制する観点から、Sbの含有量は0.001%以上でもよい。
Asは、Sn、Sbと同様に鋼原料としてスクラップを用いた場合に鋼板に含有し得る元素である。Asの含有量は、少ないほど好ましく、0%であってもよい。鋼板の冷間成形性の低下を抑制する観点から、Asの含有量は、0.050%以下であることが好ましく、0.040%以下であることがより好ましい。ただし、精錬コストの増加を抑制する観点から、Asの含有量は0.001%以上でもよい。
Mgは、硫化物や酸化物の形態を制御し、鋼板の曲げ加工性の向上に寄与する元素である。Mgの含有量は0%でも良いが、Mgを鋼板に含有させることによる当該効果を得るためには、Mgの含有量は0.0001%以上であることが好ましく、0.0005%以上であることがより好ましい。一方、粗大な介在物の形成による冷間成形性の低下を抑制する観点から、Mgの含有量は0.050%以下であることが好ましく、0.040%以下であることがより好ましい。
Caは、Mgと同様に微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Caの含有量は0%でも良いが、Caを鋼板に含有させることによる当該効果を得るためには、Caの含有量は、0.001%以上であることが好ましい。一方、粗大なCa酸化物が生成して鋼板の冷間成形性が低下することを抑制する観点から、Caの含有量は0.050%以下であることが好ましく、0.040%以下であることがより好ましい。
Yは、Mg、Caと同様に微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Yの含有量は0%でも良いが、Yを鋼板に含有させることによる当該効果を得るためには、Yの含有量は0.001%以上であることが好ましい。一方、粗大なY酸化物が生成して鋼板の冷間成形性が低下することを抑制する観点から、Yの含有量は0.050%以下であることが好ましく、0.040%以下であることがより好ましい。
Zrは、Mg、Ca、Yと同様に微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Zrの含有量は0%でも良いが、Zrを鋼板に含有させることによる当該効果を得るためには、Zrの含有量は0.001%以上であることが好ましい。一方、粗大なZr酸化物が生成して鋼板の冷間成形性が低下することを抑制する観点から、Zrの含有量は0.050%以下であることが好ましく、0.040%以下であることがより好ましい。
Laは、微量で硫化物の形態制御に有効な元素である。Laの含有量は0%でも良いが、Laを鋼板に含有させることによる当該効果を得るためには、Laの含有量は0.001%以上であることが好ましい。一方、粗大なLa酸化物が生成して鋼板の冷間成形性が低下することを抑制する観点から、Laの含有量は0.050%以下であることが好ましく、0.040%以下であることがより好ましい。
Ceは、Laと同様に微量で硫化物の形態制御に有効な元素である。Ceの含有量は0%でも良いが、Ceを鋼板に含有させることによる当該効果を得るためには、Ceの含有量は0.001%以上であることが好ましい。一方、Ce酸化物が生成して鋼板の成形性が低下することを抑制する観点から、Ceの含有量は0.050%以下であることが好ましく、0.040%以下であることがより好ましい。
本実施形態に係る鋼板は、めっき層を表面に備えるものであってもよい。当該めっき層は、例えば、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層または電気亜鉛めっき層のいずれであってもよい。
次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。以下に説明する製造方法は、本実施形態に係る鋼板の製造方法の一例であり、本実施形態に係る鋼板の製造方法は、以下に説明する方法に限定されない。
上記の化学組成を有する溶鋼から鋼片を製造する方法については、特に制約はなく、例えば、連続鋳造スラブ、薄スラブキャスターなどの一般的な方法で鋼片を製造すればよい。
熱間圧延条件にも特に制約はない。例えば、熱間圧延工程では、まず、上記の鋼片を1100℃以上に加熱して20分以上の均熱処理を行うことが好ましい。粗大介在物の再溶解を進めるためである。加熱温度は1200℃以上であることがより好ましく、均熱保持時間は25分以上であることがより好ましい。また、加熱温度は1350℃以下であることが好ましく、均熱保持時間は60分以下であることが好ましい。
また、熱間圧延工程では、上記のように加熱した鋼片を熱間圧延するに際して、850℃以上1000℃以下の温度域において仕上げ圧延を行うことが好ましい。上記温度の好ましい下限は860℃であり、好ましい上限は950℃である。
上記仕上げ圧延した熱延鋼板を550℃超700℃以下でコイルに巻き取る。これにより、巻き取り工程時に生成する炭化物中へのMnやCrなどの合金元素の濃化を促進することができる。巻取り温度を550℃超とすることにより、後段で説明する多段階熱処理を実施した後に残留オーステナイト中のMn濃度を高め易くなる。また、生産性の観点から、巻き取り温度を700℃以下とすることが好ましい。
上記の熱延鋼板に対して、必要に応じて軟質化を目的とした再加熱処理を実施してもよい。
巻取った熱延鋼板を巻き戻し、酸洗に供する。酸洗を行うことで、熱延鋼板の表面の酸化スケールを除去して、冷延鋼板の化成処理性や、めっき性の向上を図ることができる。酸洗は、一回でもよいし、複数回に分けて行ってもよい。
酸洗した熱延鋼板を圧下率30%以上80%以下で冷間圧延する。圧下率を30%以上とすることによって、鋼板の形状を平坦に保ちやすく、最終製品の延性低下を抑制しやすい。一方、圧延率を80%以下とすることにより、冷延荷重が大きくなりすぎることを抑制でき、冷延が容易になる。圧延率の好ましい下限は45%であり、好ましい上限は70%である。圧延パスの回数、各パスでの圧下率については特に制約はない。
本発明の鋼板は、上記冷間圧延工程後に少なくとも二回の熱処理が実施され、製造される。
(一回目の熱処理)
一回目の熱処理では、まず、鋼板をAc3点以上の温度に加熱して10秒以上保持する加熱工程を行う。その後、下記1)または2)の条件に従って鋼板を冷却する冷却工程を行う。
1)鋼板を、20℃/秒以上の平均冷却速度で、25℃以上、300℃以下の温度域に冷却する。
2)鋼板を、0.5℃/秒以上20℃/秒未満の平均冷却速度で、600℃以上、750℃以下の冷却停止温度まで冷却し(1段目の冷却)、次いで、20℃/秒以上の平均冷却速度で、25℃以上、300℃以下の冷却停止温度まで冷却する。
Ac3点(℃)=901-203×√C―15.2×Ni+44.7×Si+104×V+31.5×Mo+13.1×W・・式(a)
二回目の熱処理では、まず、鋼板を再びAc3点以上の温度に加熱して10秒以上600秒以下保持する加熱工程を行う。その後、下記1)または2)の条件に従って鋼板を冷却する冷却工程を行う。
1)鋼板を、20℃/秒以上の平均冷却速度で、25℃以上、300℃以下の温度域に冷却する。
2)鋼板を、0.5℃/秒以上20℃/秒未満の平均冷却速度で、600℃以上、750℃以下の冷却停止温度まで冷却し(1段目の冷却)、次いで、20℃/秒以上の平均冷却速度で、25℃以上、300℃以下の冷却停止温度まで冷却する。
上記多段階熱処理工程における最後の熱処理工程の冷却後は、200℃以上450℃以下の温度域で、10秒以上600秒以下、鋼板を停留させる。この停留工程では、同じ温度で鋼板を保持してもよいし、途中で加熱、冷却を適宜行ってもよい。この停留工程によって、冷却時に得られた焼入れままマルテンサイトを焼戻すとともに、残留オーステナイト中に炭素を濃化させることができる。停留温度を200℃以上とすることにより、焼戻しが十分に進行して十分な量の焼戻しマルテンサイトを得やすくなる。停留温度を450℃以下とすることにより、過度な焼戻しの進行が抑制され得る。停留時間を10秒以上とすることにより、十分に焼戻しが進行し得る。また、停留時間を600秒以下とすることにより、過度な焼戻しの進行が抑制され得る。
停留工程の後、鋼板に焼戻しを行ってもよい。この焼戻し工程は、室温への冷却途中に所定の温度で保持したり再加熱したりする工程であってもよく、室温への冷却が終わった後に所定の温度に再加熱する工程であってもよい。焼戻し工程における加熱の方法は特に限定されない。ただし、鋼板の強度低下を抑制する観点からは、焼戻し工程における保持温度または加熱温度は500℃以下であることが好ましい。
鋼板には、電気めっき処理、蒸着めっき処理等のめっき処理を行ってもよく、更に、めっき処理後に合金化処理を行ってもよい。鋼板には、有機皮膜の形成、フィルムラミネート、有機塩類または無機塩類処理、ノンクロム処理等の表面処理を行ってもよい。
まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を有する試料を採取し、当該断面を観察面とする。この観察面のうち、鋼板表面から板厚の1/4の位置を中心とする100μm×100μmの領域を観察領域とする。この観察領域を走査型電子顕微鏡によって1000~50000倍にして観察することで見られる電子チャンネリングコントラスト像は、結晶粒の結晶方位差をコントラストの差として表示する像である。この電子チャンネリングコントラスト像において均一なコントラストの部分がフェライトである。そして、このようにして同定されるフェライトの面積率をポイントカウンティング法(ASTM E562準拠)によって算出する。このように算出されるフェライトの面積率をフェライトの体積率と見なす。
まず、上記観察面をナイタール試薬で腐食する。腐食された観察面のうち、鋼板表面から板厚の1/4の位置を中心とする100μm×100μmの領域を観察領域とする。この観察領域を光学顕微鏡で1000~50000倍にして観察し、観察像において暗いコントラストの領域をパーライトとする。そして、このようにして同定されるパーライトの面積率をポイントカウンティング法によって算出する。このように算出されるパーライトの面積率をパーライトの体積率と見なす。
上記のようにナイタール試薬で腐食された観察領域を電界放射型走査型電子顕微鏡(FE-SEM:Field Emission Scanning Electron Microscope)によって1000~50000倍にして観察する。この観察領域において、組織内部に含まれるセメンタイトの位置およびセメンタイトの配列から、以下のようにベイナイト及び焼戻しマルテンサイトを同定する。
まず、上記フェライトの同定に用いた観察面と同様の観察面をレペラ液でエッチングし、上記フェライトの同定と同様の領域を観察領域とする。レペラ液による腐食では、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは腐食されない。そのため、レペラ液によって腐食された観察領域をFE-SEMで観察し、腐食されていない領域をマルテンサイトおよび残留オーステナイトとする。そして、このようにして同定されるマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率をポイントカウンティング法によって算出し、その面積率をマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計体積率と見なす。
次に、以下のようにして算出される残留オーステナイトの体積率を上記合計体積率から差し引くことにより、焼入れままマルテンサイトの体積率を算出することができる。
本発明において、残留オーステナイトの面積率は、X線測定により以下のようにして決定される。まず、鋼板の表面から板厚の1/4までの部分を機械研磨および化学研磨により除去する。次に、当該化学研磨した面に対して、特性X線としてMoKα線を用いた測定を行う。そして、体心立方格子(bcc)相の(200)および(211)、ならびに面心立方格子(fcc)相の(200)、(220)および(311)の回折ピークの積分強度比から、次の式を用いて残留オーステナイトの面積率Sγを算出する。このように算出する残留オーステナイトの面積率Sγを残留オーステナイトの体積率と見なす。
Sγ=(I200f+I220f+I311f)/(I200b+I211b)×100
ここで、I200f、I220fおよびI311fは、それぞれfcc相の(200)、(220)および(311)の回折ピークの強度を示し、I200bおよびI211bは、それぞれbcc相の(200)および(211)の回折ピークの強度を示す。
残留オーステナイト中のMn量は、電子線マイクロアナライザー(EPMA:Electron Probe Micro Analyzer)で測定する。まず、測定領域内の残留オーステナイトの位置を把握するために、電子後方散乱回折法(EBSD:Electron BackScattering Diffraction法)により、観察領域の結晶方位情報を取得する。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、エメリー紙による湿式研磨及び1μmの平均粒子サイズをもつダイヤモンド砥粒による研磨、次いで、化学研磨を施す。観察領域を決めるために、ビッカース硬さ試験で板厚の1/4部を中心とする50×50μm角に圧痕を付け、その圧痕を目印とする。次いで、電界放出型走査電子顕微鏡を用いて、目印となる圧痕で囲まれた領域の結晶方位を0.05μm間隔で取得する。この際に、結晶方位のデータ取得ソフトとして、株式会社TSLソリューションズ製のソフトウェア「OIM Data Collection TM (ver.7)」を用いる。取得した結晶方位情報は、株式会社TSLソリューションズ製のソフトウェア「OIM Analysis TM (ver.7)」でBCC相とFCC相に分離する。このFCC相が残留オーステナイトである。次に、EPMAを用いて残留オーステナイト中のMn量を測定する。測定に用いる機器は、日本電子社(JEOL)製のJXA-8500Fである。加速電圧7kV、測定点間隔が80nmの条件で結晶方位情報を取得して領域内のFCCと判断された部分を測定する。このように測定して得られるデータから、検量線法を用いて残留オーステナイト中のMn量を求める。
残留オーステナイト中の炭素濃度“C A ”は、X線回折により求めることができる。まず、鋼板の表面から板厚の1/4の位置までを機械研磨及び化学研磨により除去する。次に、当該化学研磨した面に対して、特性X線としてMoKα線を用いた測定を行う。fcc相の(200)、(220)、(311)の回折ピークの位置から、残留オーステナイトの格子定数“dγ”を求める。加えて、化学分析により得られる各サンプルの化学成分値を用いて、次式により残留オーステナイト中の炭素濃度C A を算出することができる。なお、下記式中の各元素記号は、サンプルに含まれる各元素の含有量(質量%)を示す。
C A =(100×dγ-357.3-0.095×Mn+0.02×Ni-0.06×Cr-0.31×Mo-0.18×V-2.2×N-0.56×Al+0.04×Co-0.15×Cu-0.51×Nb-0.39×Ti-0.18×W)/3.3
なお、残留オーステナイト中の炭素濃度C A には、炭化物として存在する炭素の量はカウントされない。
炭化物の個数の測定は、走査型電子顕微鏡で撮影した組織画像に基づいて行なう。観察に先立ち、組織観察用のサンプルを、エメリー紙による湿式研磨及び1μmの平均粒子サイズをもつダイヤモンド砥粒により研磨し、観察面を鏡面に仕上げた後、飽和ピクリン酸アルコール溶液にて組織をエッチングしておく。観察の倍率を5000倍とし、板厚t/4の位置を中心とする視野を観察し、総面積が20000μm2となるように複数箇所ランダムに撮影する。三谷商事株式会社製(WinROOF)に代表される画像解析ソフトを用いて、得られた撮像を解析し、20000μm2の領域中に含まれる各炭化物の面積を詳細に測定する。各炭化物について、形状を円と仮定し、画像解析から求められた面積から炭化物の半径(円相当半径)を求め、半径が0.1μm以上の炭化物の個数を算出する。
JIS Z 2241(2011)に準拠し、鋼板の圧延方向に直角に採取した5号試験片を用いて、引張強さTS(MPa)および伸びEl(%)を求めた。
曲げ性については、ドイツ自動車工業会で規定されたVDA基準(VDA238-100)に基づいて以下の測定条件で評価を行った。本発明では曲げ試験で得られる最大荷重時の変位をVDA基準で角度に変換し、最大曲げ角αを求めた。最大曲げ角α(deg)が、2.37t2-14t+65以上であるものを合格と判断した。ここでtは板厚(mm)である。
試験片寸法:60mm(圧延方向)×60mm(圧延直角方向)
曲げ稜線:曲げ稜線が圧延直角方向になるようにポンチで押し込み
試験方法:ロール支持、ポンチ押し込み
ロール径:φ30mm
ポンチ形状:先端R=0.4mm
ロール間距離:2.0×板厚(mm)+0.5mm
押し込み速度:20mm/min
試験機:SIMADZU AUTOGRAPH 20kN
穴広げ率(λ)の測定では、まず、一辺の長さが90mm±10mmの短板を切り出し、短板の中央に直径10mmの穴を打ち抜き穴広げ用の試験片を作製した。打ち抜きのクリアランスは12.5%とした。円錐形状の穴広げ治具の頂点と、打ち抜き穴の中央部との距離が±1mm以内である位置に試験片を設置し、JIS Z 2256(2010)に準拠して穴広げ値を測定した。
耐衝突特性の評価については、最大曲げ角α(deg)が2.37t2-14t+65以上かつ、TS×Elが15000以上、かつ、TS×λが33000以上であるものを「○」とし、いずれか1つでも満たさないものは「×」とした。
Claims (2)
- 鋼板の表面からt/4(ただし、tは鋼板の厚さ)の位置における金属組織が、体積率で、
焼戻しマルテンサイト:85%以上、残留オーステナイト:5%以上15%未満、フェライト、パーライト、ベイナイト、焼入れままマルテンサイトの合計が10%未満であって、
化学組成が、質量%で、
C:0.18%以上、0.38%以下、
Si:0.80%以上、2.50%以下、
Mn:0.6%以上、5.0%以下、
P:0.0200%以下、
S:0.0200%以下、
N:0.0200%以下、
O:0.0200%以下、
Al:0%以上、1.000%以下、
Cr:0%以上、2.0%以下、
Mo:0%以上、0.50%以下、
Ti:0%以上、0.10%以下、
Nb:0%以上、0.10%以下、
B:0%以上、0.0100%以下、
V:0%以上、0.50%以下、
Cu:0%以上、0.50%以下、
W:0%以上、0.100%以下、
Ta:0%以上、0.100%以下、
Ni:0%以上、1.00%以下、
Co:0%以上、0.50%以下、
Sn:0%以上、0.050%以下、
Sb:0%以上、0.050%以下、
As:0%以上、0.050%以下、
Mg:0%以上、0.050%以下、
Ca:0%以上、0.050%以下、
Y:0%以上、0.050%以下、
Zr:0%以上、0.050%以下、
La:0%以上、0.050%以下、
Ce:0%以上、0.050%以下、
残部:Feおよび不純物であり、
残留オーステナイト中のMnの含有量およびCの含有量をそれぞれMnAおよびCA、マトリックス中のMnの含有量およびCの含有量をそれぞれMnMおよびCMとするとき、下記の(1)~(3)式を満足し、
前記鋼板の表面からt/4の位置を中心とする20000μm2の範囲内を観察したときに、円相当半径が0.1μm以上である炭化物の個数が、100個以下であり、引張強度が1100MPa以上である鋼板。
MnA/MnM≧1.2 ・・・(1)
CA/CM≦5.0 ・・・(2)
CA≦1.0 ・・・(3) - 溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層または電気亜鉛めっき層を表面に備える、
請求項1に記載の鋼板。
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