JP7276618B2 - 高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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-
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Description
自動車の燃費向上には、車体の軽量化を図ることが有効であるが、このとき、車体の強度を維持しつつ、車体の軽量化を図る必要がある。
例えば、特許文献1には、980MPa以上の引張強さを有する高強度鋼板が開示されている。
スポット溶接部の疲労強度の低下を抑制できれば、自動車全体の衝突強度を十分に維持できる。
[1]質量%で、C:0.150~0.350%、Si:0.80~3.00%、Mn:1.50~3.50%、P:0.100%以下、S:0.0200%以下、Al:0.100%以下、N:0.0100%以下、および、O:0.0100%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、ミクロ組織と、を有し、鋼中拡散性水素量が、0.50質量ppm以下であり、引張強さが、1320MPa以上であり、上記ミクロ組織において、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が、55~95%であり、残留オーステナイトの面積率が、5~30%であり、旧オーステナイト粒の平均円相当直径が、15.0μm以下であり、上記旧オーステナイト粒の周の長さをa、上記旧オーステナイト粒の周のうち、炭素濃度が0.6質量%以上である部分の長さをbとしたとき、比b/aが0.80以下である、高強度冷延鋼板。
[2]上記成分組成が、更に、質量%で、B:0.0050%以下、Ti:0.200%以下、Nb:0.200%以下、V:0.500%以下、W:0.500%以下、Mo:1.000%以下、Cr:1.000%以下、Sb:0.200%以下、Sn:0.200%以下、Zr:0.1000%以下、Cu:1.000%以下、Ni:1.000%以下、Ca:0.0050%以下、Mg:0.0050%以下、REM:0.0050%以下、Co:0.30%以下、Ta:0.10%以下、Hf:0.10%以下、As:0.100%以下、Pb:0.100%以下、Zn:0.100%以下、および、Bi:0.100%以下からなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を含有する、上記[1]に記載の高強度冷延鋼板。
[3]表面にめっき層を有する、上記[1]または[2]に記載の高強度冷延鋼板。
[4]上記めっき層が、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である、上記[1]~[3]のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
[5]上記[1]または[2]に記載の高強度冷延鋼板を製造する方法であって、上記[1]または[2]に記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、得られた熱延鋼板を、350~650℃の巻取温度で巻き取り、巻き取りされた上記熱延鋼板を冷間圧延して、冷延鋼板を得て、上記冷延鋼板を、750~950℃の加熱温度で10~500秒間加熱し、上記加熱温度から400℃まで10℃/s以上の平均冷却速度v1で冷却し、400℃から130~300℃の冷却停止温度まで下記(1)式を満たす平均冷却速度v2で冷却し、次いで、200~450℃の再加熱温度で10~500秒間再加熱し、その後、(Ms点-240)℃から50℃まで下記(2)式を満たす平均冷却速度v3で冷却する、高強度冷延鋼板の製造方法。
v2≧0.6(2[Mn]+0.8[Si])・・・(1)
v3≦2.8[Mn]+2.0[Si] ・・・(2)
ただし、上記式(1)および(2)中の[Mn]および[Si]は、それぞれ、上記成分組成におけるMnおよびSiの含有量であり、上記含有量の単位は質量%である。
[6]上記平均冷却速度v3で冷却された上記冷延鋼板に、めっき処理を施す、上記[5]に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
[7]上記めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理または電気亜鉛めっき処理である、上記[6]に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
本発明の高強度冷延鋼板は、後述する成分組成およびミクロ組織を有し、かつ、後述する鋼中拡散性水素量を満足する。
以下、「高強度冷延鋼板」を、単に、「冷延鋼板」または「鋼板」ともいう。
鋼板の板厚は、特に限定されず、例えば、0.5mm以上3.0mm以下である。
高強度とは、引張強さ(TS)が1320MPa以上であることを意味する。
本発明の高強度冷延鋼板は、1320MPa以上の引張強さを有し、かつ、スポット溶接部の疲労強度にも優れる。このため、衝突強度を十分に維持できるから、自動車等の輸送機に好適に使用される。
なお、本発明の高強度冷延鋼板を成形加工する方法としては、プレス加工等の一般的な加工方法を制限なく使用できる。本発明の高強度冷延鋼板を溶接する方法としては、スポット溶接、アーク溶接等の一般的な溶接方法を制限なく使用できる。
本発明の高強度冷延鋼板の成分組成(以下、便宜的に、「本発明の成分組成」ともいう)について説明する。
本発明の成分組成における「%」は、特に説明が無い限り、「質量%」を意味する。
Cは、マルテンサイトを生成させて、鋼板の強度を上昇させる。C量が少なすぎると、マルテンサイトの硬さが低くなり、また、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が低下するため、1320MPa以上の引張強さが得られない。このため、C量は、0.150%以上であり、0.180%以上が好ましく、0.200%以上がより好ましい。
一方、C量が多すぎると、熱影響部にセメンタイトが多量に生成して、スポット溶接部の靱性が低下し、スポット溶接部の疲労強度が低下する。また、旧オーステナイト粒の粒界に偏析するCが増えて、後述する比(b/a)の値が大きくなるため、スポット溶接部の靭性が低下する。このため、C量は、0.350%以下であり、0.330%以下が好ましく、0.310%以下がより好ましい。
Siは、固溶強化により鋼板の強度を高める。1320MPa以上の引張強さを得る観点から、Si量は、0.80%以上であり、1.00%以上が好ましく、1.10%以上がより好ましい。
一方、Si量が多すぎると、スポット溶接部の靭性が低下し、スポット溶接部の疲労強度が低下する。このため、Si量は、3.00%以下であり、2.60%以下が好ましく、2.40%以下がより好ましい。
Mnは、固溶強化により鋼板の強度を高める。1320MPa以上の引張強さを得る観点から、Mn量は、1.50%以上であり、1.90%以上が好ましく、2.30%以上がより好ましい。
一方、Mn量が多すぎると、焼戻しで多量なセメンタイト生成するとともに、スポット溶接部の靭性が低下し、スポット溶接部の疲労強度が低下する。このため、Mn量は、3.50%以下であり、3.30%以下が好ましく、3.10%以下がより好ましい。
Pは、粒界に偏析してスポット溶接部の靭性を低下させ、スポット溶接部の疲労強度を低下させる。このため、P量は、0.100%以下であり、0.030%以下が好ましく、0.010%以下がより好ましい。
Sは、Mnと結合して粗大なMnSを形成し、スポット溶接部の靭性を低下させ、スポット溶接部の疲労強度を低下させる。このため、S量は、0.0200%以下であり、0.0100%以下が好ましく、0.0020%以下がより好ましい。
Alは、脱酸剤として作用する。Al量が多すぎると、酸化物や窒化物が凝集粗大化することにより、スポット溶接部の靭性を低下させ、スポット溶接部の疲労強度が低下させる。このため、Al量は、0.100%以下であり、0.080%以下が好ましく、0.060%以下がより好ましい。
Al量の下限は、特に限定されないが、Alの添加効果を得る観点から、例えば、0.010%であり、0.020%が好ましい。
Nは、Tiと結合してTiNを形成する。N量が多すぎると、形成されるTiN量が多くなることに起因して、スポット溶接部の靭性が低下して、スポット溶接部の疲労強度が低下する。このため、N量は、0.0100%以下であり、0.0080%以下が好ましく、0.0060%以下がより好ましい。
Oは、酸化物を形成して、スポット溶接部の靭性を低下させて、スポット溶接部の疲労強度を低下させる。このため、O量は、0.0100%以下であり、0.0050%以下が好ましく、0.0020%以下がより好ましい。
本発明の成分組成は、更に、質量%で、以下に記載する成分からなる群から選ばれる少なくとも1種を含有してもよい。
Bは、オーステナイト粒界に偏析することで鋼板の焼入れ性を向上できる元素であり、鋼板の引張強さを上昇させるので、添加することが好ましい。
もっとも、B量が多すぎると、Fe23(CB)6を形成して、スポット溶接部の靭性を低下させて、スポット溶接部の疲労強度を低下させる。このため、B量は、0.0050%以下が好ましく、0.0040%以下がより好ましく、0.0030%以下が更に好ましい。
B量の下限は、特に限定されないが、Bの添加効果を得る観点からは、例えば、0.0005%であり、0.0010%が好ましい。
Tiは、熱間圧延時または焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することにより、鋼板の引張強さを上昇させるので、添加することが好ましい。
もっとも、Ti量が多すぎると、Nと結合して粗大な窒化物を形成することにより、スポット溶接部の靭性を低下させて、スポット溶接部の疲労強度を低下させる。このため、Ti量は、0.200%以下が好ましく、0.100%以下がより好ましく、0.050%以下が更に好ましい。
Ti量の下限は、特に限定されないが、Tiの添加効果を得る観点からは、例えば、0.005%であり、0.010%が好ましい。
Nb、VおよびWは、熱間圧延時または焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することにより、鋼板の引張強さを上昇させるので、添加することが好ましい。
もっとも、これらの元素の量が過度に多い場合、鋼スラブ加熱時に溶解しないで粗大な炭化物として残存する。粗大な炭化物は、スポット溶接部の靭性を低下させて、スポット溶接部の疲労強度を低下させる。
このため、Nb量は、0.200%以下が好ましく、0.100%以下がより好ましく、0.050%以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Nbの添加効果を得る観点からは、例えば、0.005%であり、0.010%が好ましい。
V量は、0.500%以下が好ましく、0.300%以下がより好ましく、0.100%以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Vの添加効果を得る観点からは、例えば、0.005%であり、0.010%が好ましい。
W量は、0.500%以下が好ましく、0.200%以下がより好ましく、0.050%以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Wの添加効果を得る観点からは、例えば、0.001%であり、0.002%が好ましい。
MoおよびCrは、鋼板の焼入れ性を高めることによって、鋼板の引張強さを上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、これらの元素の量が過度に多い場合、硬質なマルテンサイトが過剰に生成し、スポット溶接部の靭性が低下して、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
このため、Mo量は、1.000%以下が好ましく、0.700%以下がより好ましく、0.400%以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Moの添加効果を得る観点からは、例えば、0.005%であり、0.020%が好ましい。
Cr量は、1.000%以下が好ましく、0.700%以下がより好ましく、0.400%以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Crの添加効果を得る観点からは、例えば、0.005%であり、0.020%が好ましい。
SbおよびSnは、鋼板表面の脱炭を抑制することによって、鋼板の引張強さを上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、これらの元素の量が過度に多い場合、鋼が脆化して、熱影響部に亀裂が発生し、スポット溶接部の疲労強度を低下させる。
このため、Sb量は、0.200%以下が好ましく、0.080%以下がより好ましく、0.040%以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Sbの添加効果を得る観点から、例えば、0.001%であり、0.002%が好ましい。
Sn量は、0.200%以下が好ましく、0.080%以下がより好ましく、0.040%以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Snの添加効果を得る観点から、例えば、0.001%であり、0.002%が好ましい。
Zrは、析出物の形状を球状化して、スポット溶接部の靭性を上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、Zr量が過度に多い場合、熱間圧延の鋼スラブ加熱時に未固溶で残存する粗大な析出物が増加し、スポット溶接部の靭性が低下して、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
このため、Zr量は、0.1000%以下が好ましく、0.0700%以下がより好ましく、0.0400%以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Zrの添加効果を得る観点から、例えば、0.0005%であり、0.0010%が好ましい。
Cuは、鋼板の焼入れ性を高めることによって、鋼板の引張強さを上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、Cu量が過度に多い場合、Cuの介在物の増加によりスポット溶接部の靭性が低下して、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
このため、Cu量は、1.000%以下が好ましく、0.700%以下がより好ましく、0.400%以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Cuの添加効果を得る観点から、例えば、0.005%であり、0.010%が好ましい。
Niは、鋼板の焼入れ性を高めることによって、鋼板の引張強さを上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、Ni量が過度に多い場合、硬質なマルテンサイトが増加することによりスポット溶接部の靭性が低下して、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
このため、Ni量は、1.000%以下が好ましく、0.700%以下がより好ましく、0.400%以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Niの添加効果を得る観点から、例えば、0.003%であり、0.005%が好ましい。
Ca、MgおよびREM(Rare Earth Metal)は、硫化物や酸化物などの析出物の形状を球状化して、スポット溶接部の靭性を上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、これらの元素の量が過度に多い場合、硫化物の粗大化によりスポット溶接部の靭性が低下して、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
このため、Ca量は、0.0050%以下が好ましく、0.0045%以下がより好ましく、0.0040%以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Caの添加効果を得る観点から、例えば、0.0005%であり、0.0010%が好ましい。
Mg量は、0.0050%以下が好ましく、0.0048%以下がより好ましく、0.0045%以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Mgの添加効果を得る観点から、例えば、0.0005%であり、0.0010%が好ましい。
REM量は、0.0050%以下が好ましく、0.0040%以下がより好ましく、0.0030%以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、REMの添加効果を得る観点から、例えば、0.0005%であり、0.0010%が好ましい。
Coは、析出物の形状を球状化して、スポット溶接部の靭性を上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、Co量が過度に多い場合、硬質なマルテンサイトが増加することによりスポット溶接部の靭性が低下して、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
このため、Co量は、0.30%以下が好ましく、0.20%以下がより好ましく、0.10%以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Coの添加効果を得る観点から、例えば、0.01%であり、0.02%が好ましい。
Taは、析出物の形状を球状化して、スポット溶接部の靭性を上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、Ta量が過度に多い場合、粗大な炭化物が増加することによりスポット溶接部の靭性が低下して、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
このため、Ta量は、0.10%以下が好ましく、0.08%以下がより好ましく、0.06%以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Taの添加効果を得る観点から、例えば、0.01%であり、0.02%が好ましい。
Hfは、析出物の形状を球状化して、スポット溶接部の靭性を上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、Hf量が過度に多い場合、粗大な炭化物が増加することによりスポット溶接部の靭性が低下して、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
このため、Hf量は、0.10%以下が好ましく、0.08%以下がより好ましく、0.06%以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Hfの添加効果を得る観点から、例えば、0.01%であり、0.02%が好ましい。
As、Pb、ZnおよびBiは、析出物の形状を球状化して、スポット溶接部の靭性を上昇させるので、添加することが好ましい。もっとも、これらの元素の量が過度に多い場合は、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、これにより、スポット溶接部の靭性が低下して、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
このため、As量は、0.100%以下が好ましく、0.050%以下がより好ましく、0.010%以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Asの添加効果を得る観点から、例えば、0.001%であり、0.002%が好ましい。
Pb量は、0.100%以下が好ましく、0.050%以下がより好ましく、0.010%以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Pbの添加効果を得る観点から、例えば、0.001%であり、0.002%が好ましい。
Zn量は、0.100%以下が好ましく、0.050%以下がより好ましく、0.010%以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Znの添加効果を得る観点から、例えば、0.001%であり、0.002%が好ましい。
Bi量は、0.100%以下が好ましく、0.050%以下がより好ましく、0.010%以下が更に好ましい。下限は、特に限定されないが、Biの添加効果を得る観点から、例えば、0.001%であり、0.002%が好ましい。
本発明の成分組成における残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
次に、本発明の高強度冷延鋼板のミクロ組織(以下、便宜的に、「本発明のミクロ組織」ともいう)を説明する。
本発明の効果を得るためには、上述した本発明の成分組成を満足するだけでは不十分であり、以下に説明する本発明のミクロ組織を満足することを要する。
以下、面積率は、ミクロ組織全体に対する面積率である。各組織の面積率は、後述する実施例に記載する方法により求める。
1320MPa以上の引張強さを安定して確保する観点から、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率は、55%以上であり、58%以上が好ましく、60%以上がより好ましい。
一方、この合計面積率が高すぎると、残留オーステナイトの面積率が低くなり、鋼板の延性が低下する。このため、この合計面積率は、95%以下であり、92%以下が好ましく、88%以下がより好ましい。
残留オーステナイトは鋼板の延性を向上させる。このため、残留オーステナイトの面積率は、5%以上であり、6%以上が好ましく、8%以上がより好ましい。
一方、残留オーステナイトの面積率が高すぎると、応力を受ける際にマルテンサイト変態する残留オーステナイトが増加し、熱影響部に亀裂が発生し、スポット溶接部の疲労強度を低下する。このため、残留オーステナイトの面積率は、30%以下であり、20%以下が好ましく、18%以下がより好ましい。
残部組織の面積率は、35%以下が好ましく、25%以下がより好ましく、15%以下が更に好ましい。残部組織の面積率がこの範囲であれば、本発明の効果が損なわれない。
旧オーステナイト粒径が粗大になると、スポット溶接部の靭性が低下し、スポット溶接部の疲労強度が低下する。このため、旧オーステナイト粒の平均円相当直径は、15.0μm以下であり、14.0μm以下が好ましく、13.0μm以下がより好ましい。
下限は、特に限定されず、例えば、2.0μmであり、4.0μmが好ましい。
旧オーステナイト粒の平均円相当直径は、後述する実施例に記載の方法により求める。
旧オーステナイト粒の粒界上に存在する炭素濃度が高い領域(この領域における組織等は、特に限定されない)は、隣接する組織よりも硬い。スポット溶接部に応力が繰り返し負荷される場合、この硬さの差によって、熱影響部にボイドが発生し、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
具体的には、比(b/a)は、0.80以下であり、0.76以下が好ましく、0.72以下がより好ましい。
比(b/a)の下限は、特に限定されず、例えば、0.20であり、0.30が好ましい。
比(b/a)は、後述する実施例に記載の方法により求める。
鋼中拡散性水素量が高すぎると、溶接する際にスポット溶接部が割れやすく、スポット溶接部の疲労強度が低下する。このため、鋼中拡散性水素量は、0.50質量ppm以下であり、0.30質量ppm以下が好ましく、0.20質量ppm以下がより好ましい。
鋼中拡散性水素量は、後述する実施例に記載の方法により求める。
本発明の高強度冷延鋼板は、耐食性などを向上させる観点から、その表面に、さらに、めっき層を有していてもよい。めっき層としては、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が挙げられる。めっき層は、後述するめっき処理によって形成される。
次に、本発明の高強度冷延鋼板の製造方法(以下、便宜的に、「本発明の製造方法」ともいう)を説明する。本発明の製造方法は、上述した本発明の高強度冷延鋼板を製造する方法でもある。
以下に示す鋼スラブ、鋼板などを加熱または冷却する際の温度は、特に説明が無い限り、鋼スラブ、鋼板などの表面温度を意味する。
熱間圧延するに際して、加熱炉で鋼スラブを再加熱した後に圧延してもよい。鋼スラブが所定温度以上の温度を保持している場合には、鋼スラブを加熱することなく直送圧延してもよい。
粗圧延前に、鋼スラブを加熱して、鋼スラブ中の炭化物を溶解させることが好ましい。
炭化物を溶解させたり、圧延荷重の増大を防止したりする観点から、鋼スラブを加熱する際の温度(鋼スラブ加熱温度)は、1100℃以上が好ましく、1150℃以上がより好ましい。
一方、スケールロスの増大を防止する観点から、鋼スラブ加熱温度は、1300℃以下が好ましく、1280℃以下がより好ましい。
上述したように、粗圧延前の鋼スラブが所定温度以上の温度を保持しており、鋼スラブ中の炭化物が溶解している場合には、粗圧延前の鋼スラブの加熱は省略できる。
次に、鋼スラブの熱間圧延によって得られた熱延鋼板を巻き取りする。
熱延鋼板が巻き取りされる際の温度(巻取温度)が低すぎると、硬質なマルテンサイトが生成して、その後の冷間圧延において、圧延負荷が増大し、生産性が低下する。また、旧オーステナイト粒の粒界上に炭素濃度が高いマルテンサイトが増えて、上述した比(b/a)の値が大きくなるため、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
このため、巻取温度は、350℃以上であり、360℃以上が好ましく、370℃以上がより好ましい。
このため、巻取温度は、650℃以下であり、630℃以下が好ましく、600℃以下がより好ましい。
冷間圧延の圧延率は、30%以上が好ましく、35%以上がより好ましい。上限は、特に限定されず、例えば、70%以下であり、65%以下が好ましい。
次に、冷間圧延によって得られた冷延鋼板に熱処理を施す。
具体的には、まず、冷延鋼板を、加熱する。
このとき、冷延鋼板の加熱温度が低すぎたり、加熱時間(加熱温度での保持時間)が短すぎたりする場合、フェライトおよびオーステナイトの2相域での加熱になるため、最終的なミクロ組織がフェライトを含有し、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が低下するため、所望の引張強さの確保が困難となる。
このため、加熱温度は、750℃以上であり、800℃以上が好ましく、850℃以上がより好ましい。加熱時間は、10秒以上であり、50秒以上が好ましく、80秒以上がより好ましい。
また、加熱時間が長すぎると、旧オーステナイト粒径が粗大化することにより、スポット溶接部の靭性が低下して、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
このため、加熱温度は、950℃以下であり、930℃以下が好ましく、900℃以下がより好ましい。加熱時間は、500秒以下であり、300秒以下が好ましく、200秒以下がより好ましい。
次に、加熱された冷延鋼板を、加熱温度から後述する冷却停止温度まで冷却する。
ここで、加熱温度から400℃までの平均冷却速度をv1とする。
平均冷却速度v1が低すぎると、冷却中にフェライト変態が起きて、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が低下するため、所望する引張強さの確保が困難となる。このため、平均冷却速度v1は、10℃/s以上であり、11℃/s以上が好ましく、13℃/s以上がより好ましい。
平均冷却速度v1の上限は、特に限定されず、例えば、45℃/sであり、30℃/sが好ましい。
400℃から冷却停止温度までの平均冷却速度をv2とする。
本発明の製造方法においては、平均冷却速度v2が、下記式(1)を満たす。
v2≧0.6(2[Mn]+0.8[Si])・・・(1)
式(1)中、[Mn]および[Si]は、それぞれ、上述した成分組成(本発明の成分組成)におけるMnおよびSiの含有量(単位:質量%)である。
冷却停止温度が低すぎると、旧オーステナイト粒の粒界上に炭素濃度が高いマルテンサイトが増えて、上述した比(b/a)の値が大きくなるため、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
このため、冷却停止温度は、130℃以上であり、140℃以上が好ましく、150℃以上がより好ましい。
次に、冷却停止温度まで冷却した冷延鋼板を、再加熱する。
このとき、冷延鋼板の再加熱温度が低すぎたり、再加熱時間(再加熱温度での保持時間)が短すぎたりする場合、旧オーステナイト粒の粒界上に炭素濃度が高いマルテンサイトが増えて、上述した比(b/a)の値が大きくなるため、スポット溶接部の疲労強度が低下する。また、鋼中拡散性水素が抜けにくいため、鋼中拡散性水素量が高くなる。
このため、再加熱温度は、200℃以上であり、250℃以上が好ましく、270℃以上がより好ましい。再加熱時間は、10秒以上であり、30秒以上が好ましく、50秒以上がより好ましい。
また、再加熱時間が長すぎると、マルテンサイト中に過飽和に固溶した炭素がオーステナイトに拡散することにより、炭素濃度が高いマルテンサイトが生成しやすくなる。それにより、上述した比(b/a)の値が大きくなり、スポット溶接部の疲労強度が低下する。更に、鉄炭化物の多量の析出により、引張強さが低下すると共に、スポット溶接部の靭性が低下して、スポット溶接部の疲労強度が低下する。
このため、再加熱温度は、450℃以下であり、380℃以下が好ましく、350℃以下がより好ましい。再加熱時間は、500秒以下であり、300秒以下が好ましく、260秒以下がより好ましい。
なお、再加熱温度については、上記温度範囲内であれば、一定温度で保持してもよく、温度変動してもよい。
次に、再加熱された冷延鋼板を、再加熱温度から、少なくとも50℃まで冷却する。
この冷却(「再冷却」ともいう)において、(Ms点-240)℃から50℃までの平均冷却速度をv3とする。
本発明の製造方法においては、平均冷却速度v3が、下記式(2)を満たす。
v3≦2.8[Mn]+2.0[Si] ・・・(2)
式(2)中、[Mn]および[Si]は、それぞれ、上述した成分組成(本発明の成分組成)におけるMnおよびSiの含有量(単位:質量%)である。
Ms=550-350×[C]-40×[Mn]-35×[V]-20×[Cr]-17×[Ni]-10×[Cu]-10×[Mo]-5×[W]+15×[Co]+30×[Al]・・・(3)
上記式(3)中、[X]は、上述した成分組成(本発明の成分組成)における元素Xの含有量(単位:質量%)である。
めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理または電気亜鉛めっき処理が好ましい。
溶融亜鉛めっき処理を実施するに際しては、上述した熱処理と溶融亜鉛めっき処理とを連続して実施できるように構成された装置を用いてもよい。
溶融亜鉛めっき処理を実施する場合、例えば、鋼板を、浴温が440~500℃である亜鉛浴中に浸漬させて溶融亜鉛めっき処理を施す。その後、ガスワイピング等によって、めっき層の付着量を調整することが好ましい。
亜鉛浴としては、Al含有量が0.10~0.23質量%であり、残部がZnおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する亜鉛浴が好ましい。
電気亜鉛めっき処理を施すことによって、電気亜鉛めっき層を形成する。
電気亜鉛めっき層としては、特に限定されず、従来公知の電気亜鉛めっき層が好適に用いられる。電気亜鉛めっき層は、Znに、Fe、Cr、Ni、Mn、Co、Sn、PbまたはMoなどの元素を目的に応じて適宜量添加した亜鉛合金めっき層であってもよい。
この圧延は、上述した亜鉛めっき処理を実施するため装置(めっき装置)と連続した装置上で実施してもよいし、めっき装置とは不連続な装置上で実施してもよい。また、1回の圧延で目的の伸長率を達成してもよいし、複数回の圧延を実施して合計で目的の伸長率を達成してもよい。
なお、ここで記載した圧延は、一般的には調質圧延を指すが、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、レベラーを用いた加工等による圧延であってもよい。
下記表1~表2(表2は、表1の続きである)に示す成分組成を有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法によって鋼スラブを得た。なお、下記表1~表2中の下線は、本発明の範囲外を意味する(他の表についても同様)。
得られた鋼スラブを下記表3に示す条件で熱間圧延して、熱延鋼板を得た。具体的には、鋼スラブを1250℃に加熱して、粗圧延した。次いで、仕上げ圧延終了温度900℃で仕上げ圧延を施し、下記表3に示す巻取温度で巻き取りした。
巻き取りされた熱延鋼板を、下記表3に示す圧延率で冷間圧延することにより、冷延鋼板を得た。
得られた冷延鋼板に対して、下記表3に示す条件で熱処理を施した。
溶融亜鉛めっき浴として、GIを製造する場合は、Al:0.20質量%を含有し、残部がZnおよび不可避的不純物からなる亜鉛浴を使用し、GAを製造する場合は、Al:0.14質量%を含有し、残部がZnおよび不可避的不純物からなる亜鉛浴を使用した。
浴温は、GIおよびGAのいずれを製造する場合においても、470℃とした。
めっき層の付着量は、GIを製造する場合は、片面あたり45~72g/m2とし、GAを製造する場合は、片面あたり45g/m2とした。
GAを製造する場合、合金化温度は、500℃とした。
GIのめっき層の組成は、Fe:0.1~1.0質量%、Al:0.2~1.0質量%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成であった。GAのめっき層の組成は、Fe:7~15質量%、Al:0.1~1.0質量%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成であった。
EGを製造するに際しては、電気亜鉛めっきラインを用いて、めっき層の付着量が片面あたり30g/m2となるように、電気亜鉛めっき処理を施した。
得られた鋼板について、以下のようにして、ミクロ組織を観察した。結果を下記表4に示す。
得られた鋼板について、圧延方向に平行な断面(L断面)が観察面となるように、研磨した。観察面を、1体積%ナイタールを用いて腐食させてから、走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて3000倍に拡大して観察した。鋼板の表面から、板厚の1/4に相当する位置のL断面まで、10視野分を観察し、SEM画像を得た。
得られたSEM画像について、各組織の面積率を求め、10視野の平均面積率を、各組織の面積率とした。SEM画像の解析には、解析ソフトとして、Media Cybernetics社製のImage-Proを用いた。
SEM画像において、例えば、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトは、暗灰色を呈するとされる。暗灰色の部分を、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトと判定した。
残留オーステナイトについては、以下のようにして、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。
まず、鋼板を、板厚方向(深さ方向)に、板厚の1/4に相当する位置まで機械研削し、その後、シュウ酸を用いて化学研磨して、観察面を得た。この観察面を、X線回折法により観察した。入射X線としては、CoのKα線源を用いた。bcc鉄の(200)、(211)および(220)各面の回折強度に対する、fcc鉄(オーステナイト)の(200)、(220)および(311)各面の回折強度の比を求めた。求めた比を、残留オーステナイトの体積率とした。
旧オーステナイト粒の平均円相当直径は、JIS G 0551の規定に準拠して、次のように求めた。
まず、得られた鋼板について、圧延方向に平行な断面(L断面)が観察面となるように、研磨した。観察面を、ピクリン酸腐食液を用いて腐食させてから、SEMを用いて1000倍に拡大して観察した。鋼板の表面から、板厚1/4に相当する位置のL断面まで、10視野分を観察し、SEM画像を得た。
得られたSEM画像について、旧オーステナイト粒を識別し、その面積を求めた。求めた面積から、旧オーステナイト粒の円相当直径を求めた。10視野の平均値を、旧オーステナイト粒の平均円相当直径とした。
まず、得られた鋼板について、圧延方向に平行な断面(L断面)が観察面となるように、ダイヤモンドペーストを用いて研磨した。観察面を、アルミナ研磨によって鏡面に仕上げ、次いで、観察面の炭化水素の汚染(カーボンコンタミネーション、以下、「コンタミ」と称す)を排除するため、プラズマクリーナーを用いて清浄化した。
清浄化した観察面について、電界放出型(Field Emission)電子銃を搭載した電子線マイクロアナライザ(FE-EPMA:Field Emission Electron Probe Micro Analyzer)を用いた測定を実施して、元素マッピング画像を得るためのデータを取得した。測定条件は、非特許文献(T.Yamashita,Y.Tanaka,M.Nagoshi and K.Ishida:Sci.Rep.,6(2016),DOI:10.1038/srep29825.)に従って、加速電圧7kV、電流50nAとした。このとき、試料である鋼板を加熱して100℃に保持し、コンタミが付かない条件で測定した。測定後のデータを、検量法により炭素濃度に変換し、炭素の元素マッピング画像を得た。得られた元素マッピング画像において、炭素濃度が0.6質量%以上である領域(便宜的に、「高炭素領域」と呼ぶ)を特定した。
より詳細には、元素マッピング画像と同視野のSEM画像を参照して、旧オーステナイト粒を識別し、その旧オーステナイト粒の粒界上に存在する高炭素領域を特定した。
そして、旧オーステナイト粒の周の長さ(a)と、その旧オーステナイト粒の周のうち、高炭素領域と重なる部分の長さ(b)とを求め、比(b/a)を算出した。
鋼板ごとに、EPMAによる面分析を30回実施した。30回の平均値を、その鋼板における比(b/a)の値とした。
得られた鋼板を、以下の方法により評価した。結果を下記表4に示す。
得られた鋼板から、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号試験片を採取した。採取した試験片を用いて、JIS Z 2241に準拠した引張試験を5回実施して、5回の平均値から、引張強さ(TS)および突合せ伸び(EL)を求めた。
得られた鋼板から、長さ30mm、幅5mmの試験片を採取した。採取した試験片について、昇温脱離分析法により、鋼中拡散性水素量を測定した。昇温速度は、200℃/hrとした。室温(25℃)から210℃未満の温度域で検出された水素量の累積値を、鋼中拡散性水素量(単位:質量ppm)とした。
めっき層が形成された鋼板については、ルータ(精密グラインダ)を使用して、めっき層を除去した後、同様に測定した。
得られた鋼板を用いて、JIS Z 3138に基づいて、スポット溶接部を有する十字引張試験片を作製し、疲労試験を実施した。
まず、電極:DR6mm-40R、加圧力:4802N(490kgf)、通電時間:17cyclesの条件でスポット溶接を実施し、ナゲット径が6.5mmになるように電流値を調整して、十字引張試験片を作製した。
最小最大荷重比0.05、周波数20Hz、繰り返し数107回の条件で、荷重を負荷し、その後、5mm/minの引張速度で十字引張試験を実施した。試験片の剥離が生じなかった最大の十字引張強さから、スポット溶接部の疲労強度を評価した。
具体的には、十字引張強さが250N以上であった場合は「◎」、180N以上250N未満であった場合は「○」、180N未満であった場合は「×」を下記表4に記載した。
「◎」または「○」であれば、スポット溶接部の疲労強度に優れると評価できる。
上記表1~表4に示すように、No.1~3、6~7、10、15~17、22、30および33~42の鋼板は、いずれも、引張強さが1320MPa以上であり、かつ、スポット溶接部の疲労強度にも優れていた。
これに対して、No.4~5、8~9、11~14、18~21、23~29、31~32の鋼板は、引張強さおよびスポット溶接部の疲労強度の少なくともいずれかが不十分であった。
Claims (7)
- 質量%で、
C:0.150~0.350%、
Si:0.80~3.00%、
Mn:1.50~3.50%、
P:0.100%以下、
S:0.0020%以下、
Al:0.100%以下、
N:0.0100%以下、および、
O:0.0100%以下を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、ミクロ組織と、を有し、
鋼中拡散性水素量が、0.30質量ppm以下であり、
引張強さが、1320MPa以上であり、
前記ミクロ組織において、
焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が、55~95%であり、
残留オーステナイトの面積率が、5~20%であり、
旧オーステナイト粒の平均円相当直径が、14.0μm以下であり、
前記旧オーステナイト粒の周の長さをa、前記旧オーステナイト粒の周のうち、炭素濃度が0.6質量%以上である部分の長さをbとしたとき、比b/aが0.76以下である、高強度冷延鋼板。 - 前記成分組成が、更に、質量%で、
B:0.0050%以下、
Ti:0.100%以下、
Nb:0.050%以下、
V:0.100%以下、
W:0.024%以下、
Mo:0.198%以下、
Cr:0.400%以下、
Sb:0.015%以下、
Sn:0.010%以下、
Zr:0.0400%以下、
Cu:0.700%以下、
Ni:0.125%以下、
Ca:0.0012%以下、
Mg:0.0020%以下、
REM:0.0010%以下、
Co:0.05%以下、
Ta:0.03%以下、
Hf:0.03%以下、
As:0.005%以下、
Pb:0.005%以下、
Zn:0.004%以下、および、
Bi:0.013%以下からなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を含有する、請求項1に記載の高強度冷延鋼板。 - 表面にめっき層を有する、請求項1または2に記載の高強度冷延鋼板。
- 前記めっき層が、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である、請求項1~3のいずれか1項に記載の高強度冷延鋼板。
- 請求項1または2に記載の高強度冷延鋼板を製造する方法であって、
請求項1または2に記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、得られた熱延鋼板を、350~650℃の巻取温度で巻き取り、
巻き取りされた前記熱延鋼板を冷間圧延して、冷延鋼板を得て、
前記冷延鋼板を、750~950℃の加熱温度で10~500秒間加熱し、前記加熱温度から400℃まで10℃/s以上の平均冷却速度v1で冷却し、400℃から130~300℃の冷却停止温度まで下記(1)式を満たす平均冷却速度v2で冷却し、次いで、200~450℃の再加熱温度で10~500秒間再加熱し、その後、(Ms点-240)℃から50℃まで下記(2)式を満たす平均冷却速度v3で冷却し、
前記再加熱温度は、前記冷却停止温度よりも、70℃以上高い、高強度冷延鋼板の製造方法。
v2≧0.6(2[Mn]+0.8[Si])・・・(1)
v3≦2.8[Mn]+2.0[Si] ・・・(2)
ただし、前記式(1)および(2)中の[Mn]および[Si]は、それぞれ、前記成分組成におけるMnおよびSiの含有量であり、前記含有量の単位は質量%である。 - 前記平均冷却速度v3で冷却された前記冷延鋼板に、めっき処理を施す、請求項5に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
- 前記めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理または電気亜鉛めっき処理である、請求項6に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
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