JP7287592B1 - 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法 - Google Patents
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Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
Description
「質量%でC:0.16%以上0.72%以下、Si:3.0%以下、Mn:0.5%以上3.0%以下、P:0.1%以下、S:0.07%以下、Al:3.0%以下およびN:0.010%以下を含有し、かつSi+Alが0.7%以上を満足し、残部はFeおよび不可避不純物の組成になり、
鋼板組織として、マルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率が10%以上90%以下、残留オーステナイト量が5%以上50%以下、上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が5%以上であり、前記マルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率、前記残留オーステナイト量および前記上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの鋼板組織全体に対する面積率の合計が60%以上、ポリゴナルフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が10%以下(0%を含む)を満足し、かつ前記残留オーステナイト中の平均C量が0.70%以上2.00%以下であり、引張強さが980MPa以上であることを特徴とする高強度鋼板。」
が開示されている。
「質量%でC:0.17%以上0.73%以下、Si:3.0%以下、Mn:0.5%以上3.0%以下、P:0.1%以下、S:0.07%以下、Al:3.0%以下およびN:0.010%以下を含有し、かつSi+Alが0.7%以上を満足し、残部はFeおよび不可避不純物の組成になり、
鋼板組織として、下部ベイナイトおよび全マルテンサイトの合計量の鋼板組織全体に対する面積率が10%以上90%以下、残留オーステナイト量が5%以上50%以下、上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が5%以上であり、前記下部ベイナイトおよび全マルテンサイトの合計量のうち焼入れままのマルテンサイトが75%以下、ポリゴナルフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が10%以下(0%を含む)を満足し、かつ前記残留オーステナイト中の平均C量が0.70%以上であって、引張強さが980MPa以上であることを特徴とする高強度鋼板。」
が開示されている。
「引張強度が1180MPa以上の鋼板において、C:0.15~0.25%(質量%の意味。以下、成分について同じ。)、Si:1~2.5%、Mn:1.5~3%、P:0.015%以下、S:0.01%以下、Al:0.01~0.1%、N:0.01%以下を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
金属組織全体に対して、ベイナイト、ベイニティックフェライト、および焼戻しマルテンサイト:合計で85面積%以上、残留オーステナイト:1面積%以上、フレッシュマルテンサイト:5面積%以下(0面積%を含む)を満足することを特徴とする耐水素脆化特性に優れた高強度鋼板。」
が開示されている。
「質量%で、C:0.140%超、0.400%未満、Si:0.35%超、1.50%未満、Mn:1.50%超、4.00%未満、P:0.100%以下、S:0.010%以下、Al:0.100%以下、N:0.0100%以下、Ti:0%以上、0.050%未満、Nb:0%以上、0.050%未満、V:0%以上、0.50%以下、Cr:0%以上、1.00%以下、Mo:0%以上、0.50%以下、B:0%以上、0.0100%以下、Ca:0%以上、0.0100%以下、Mg:0%以上、0.0100%以下、REM:0%以上、0.0500%以下、Bi:0%以上、0.050%以下、を含有し、残部がFeおよび不純物からなる化学組成を有し、
表面から板厚の1/4の位置における組織が、体積率で、70.0%以上の焼戻しマルテンサイトと、3.0%超10.0%未満の残留オーステナイトと、合計で25.0%以下のフェライトおよびベイナイトと、5.0%以下のマルテンサイトと、を含み、
前記表面から25μmの位置における組織が、体積率で、合計で70%以上のフェライトおよびベイナイトと、合計で30%以下のマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトと、を含み、
前記表面から25μmの位置において、前記マルテンサイトおよび前記焼戻しマルテンサイトの平均粒径が5.0μm以下であり、
引張強度が1310MPa以上であり、均一伸びが5.0%以上であり、90°V曲げでの限界曲げ半径Rと板厚tの比であるR/tが5.0以下であることを特徴とする、高強度冷延鋼板。」
が開示されている。
また、本発明は、上記の鋼板を素材とする部材、および、その製造方法を提供することを目的とする。
i)TS:1470MPa以上の強度と、優れた成形性と、優れた耐遅れ破壊特性とを同時に実現するには、Si含有量を1.0%以下にするとともに、[C%]+[Si%]/24+[Mn%]/6で表される炭素当量Ceqを極力低減することが有効である。また、このような炭素当量Ceqが低い成分組成(以下、低Ceqの成分組成ともいう)において、TS:1470MPa以上であり、かつ、成形性、特には延性に優れる鋼板を得るためには、軟質相としてベイナイト、硬質相としてマルテンサイトを活用した複合組織とすることが有効である。
ii)そして、上記の複合組織において、以下の点を同時に満足させることが重要である。
・マルテンサイト、特に、焼戻しマルテンサイトの内部に存在する炭化物の粗大化を抑制する、具体的には、マルテンサイトの内部に存在する炭化物の最大径を400nm以下とする。
・ベイナイトの形態および分布状態を制御する、特には、ベイナイトを構成する島状領域の個数密度を増加させるとともに、ベイナイトを構成する島状領域のうち、アスペクト比:1.8以上の島状領域の個数を増加させる。
これにより、TS:1470MPa以上の強度と優れた成形性に加えて、優れた耐遅れ破壊特性を実現することも可能となる。
iii)また、上記のようなベイナイトの形態および分布状態を実現するためには、製造過程において、特に、以下の点を同時に満足させることが重要である。
・焼鈍温度に到達するまでの加熱速度を比較的速める。
・焼鈍温度をオーステナイト単相域の中でも比較的低く、具体的にはA3点~A3点+40℃とする。
・焼鈍後の冷却過程において、ベイナイトが生成する650℃~500℃の温度域で一定時間保持し、その際の保持時間を短くする。
iv)さらに、炭素当量Ceqが低い成分組成において、マルテンサイトの内部に存在する炭化物の粗大化を抑制するには、上記の温度域での保持後、マルテンサイトが生成する500℃~50℃の温度域での冷却速度を高める必要がある。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
1.質量%で、
C:0.20%超え0.34%以下、
Si:1.0%以下、
Mn:1.6%以上2.4%以下、
P:0.050%以下、
S:0.0050%以下、
sol.Al:0.10%以下、
N:0.010%以下、
Ti:0%超え0.080%以下および
B:0%超え0.0050%以下
であり、かつ、次式(1)を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物である、成分組成を有し、
組織全体に対する面積率で、
マルテンサイト:60%超え90%以下、
ベイナイト:10%以上30%以下、
残留オーステナイト:5%未満および
残部:5%以下
であり、
前記マルテンサイトの内部に存在する炭化物の最大径が400nm以下であり、
前記ベイナイトを構成する島状領域の個数密度が120×10-4個/μm2以上であり、
前記ベイナイトを構成する島状領域のうち、アスペクト比:1.8以上の島状領域の個数が、前記ベイナイトを構成する島状領域の全個数に対する割合で60%以上であり、
引張強さが1470MPa以上であり、
均一伸びが5.5%以上である、鋼板。
[C%]+[Si%]/24+[Mn%]/6≦0.70・・・(1)
(A群)
Cu:1.00%以下、
Ni:1.00%以下、
Mo:0.50%以下、
Cr:1.00%以下、
Zr:0.100%以下、
Ca:0.0100%以下、
Nb:0.100%以下、
V:0.200%以下、
W:0.200%以下、
Sb:0.100%以下、
Sn:0.100%以下および
Mg:0.0100%以下
(B群)
Se、As、Pb、Bi、Zn、Cs、Rb、Co、La、Tl、Nd、Y、In、Be、Hf、Tc、Ta、O、La、CeおよびPrうちから選択される一種または二種以上:合計で0.02%以下
前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする、冷延工程と、
前記冷延鋼板を、50℃~焼鈍温度の温度域での平均加熱速度:3.5℃/s以上として加熱し、ついで、前記焼鈍温度:A3点~A3点+40℃、および、焼鈍時間:30秒以上として焼鈍する、焼鈍工程と、
ついで、前記冷延鋼板を、前記焼鈍温度~650℃の温度域での平均冷却速度:10℃/秒以上として冷却する、第1冷却工程と、
前記冷延鋼板を、650℃~500℃の温度域での保持時間:10秒以上200秒以下として保持する、保持工程と、
前記冷延鋼板を、500℃~50℃の温度域での平均冷却速度:70℃/s以上として、50℃以下の冷却停止温度まで冷却する、第2冷却工程と、
前記冷延鋼板を、焼戻し温度:150~250℃、および、焼戻し時間:30秒以上として焼戻す、焼戻し工程と、
を有する、鋼板の製造方法。
[1]鋼板
まず、本発明の一実施形態に従う鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量%」であるが、以下、特に断らない限り、単に「%」で示す。
Cは、マルテンサイトの強度を上昇させ、TS:1470MPa以上の強度を確保する観点から含有させる。C含有量が0.20%以下では、所定の強度を安定して得ることが困難となる。したがって、C含有量は0.20%超えとする。TS:1470MPa以上の強度を安定的に得る観点から、C含有量は好ましくは0.24%以上、より好ましくは0.27%以上である。一方、C含有量が0.34%を超えると、マルテンサイトが過度に高強度化し、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、C含有量は0.34%以下とする。
上述したように、Si含有量が1.0%を超えると、LME割れの懸念が高まる。したがって、Si含有量は1.0%以下とする。Si含有量は好ましくは0.9%以下、より好ましくは0.7%以下である。なお、Siは、固溶強化による強化元素として、また、ベイナイト変態時に炭化物やパーライトの生成を抑制するという点で有効な元素である。ただし、本発明の一実施形態に従う鋼板では、強度はC等の元素および組織制御により確保しており、炭化物やパーライトの生成は製造条件の制御により抑制している。そのため、Si含有量の下限は特に限定されず、0%であってもよい。Si含有量は好ましくは0.2%以上である。
Mnは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、マルテンサイトの面積率を所定量確保するために含有させる。上記の観点から、Mn含有量は1.6%以上とする。Mn含有量は、好ましくは1.8%以上である。一方、Mnを過剰に含有させると、粗大なMnSの形成やMn偏析を通じて耐遅れ破壊特性を劣化させるおそれがある。したがって、Mn含有量は2.4%以下とする。Mn含有量は、好ましくは2.2%以下、より好ましくは2.0%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、スポット溶接性や耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、P含有量は0.050%以下とする。上記の観点から、P含有量は、好ましくは0.020%以下である。なお、P含有量の下限は特に限定されない。ただし、P含有量を0.002%未満に低減するには多大なコストを要する。そのため、コストの観点からは、P含有量は0.002%以上が好ましい。
Sは、粗大なMnSの形成を通じて耐遅れ破壊特性を劣化させる。そのため、S含有量は0.0050%以下とする。上記の観点から、S含有量は、好ましくは0.0030%以下、より好ましくは0.0020%以下である。なお、S含有量の下限は特に限定されない。ただし、S含有量を0.0002%未満に低減するには多大なコストを要する。そのため、コストの観点からは、S含有量は0.0002%以上が好ましい。
Alは、十分な脱酸を行い、鋼中介在物を低減するために含有させることができる。sol.Al含有量の下限は特に限定されず0%であってもよい。ただし、安定して脱酸を行う観点からは、sol.Al含有量は0.005%以上が好ましく、0.01%以上がより好ましい。一方、sol.Al含有量が0.10%を超えると、Al系の粗大介在物が多量に生成し、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、sol.Al含有量は0.10%以下とする。
Nは、粗大な窒化物を形成し、プレス成形性や耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Nは0.010%以下とする。N含有量は、好ましくは0.0080%以下である。N含有量の下限は特に限定されず0%であってもよい。ただし、工業的に実施する観点からは、N含有量は0.0005%以上が好ましい。
Tiは、BNの形成に先んじてTiNを形成する。これにより、固溶Bが確保され、焼入れ性の安定化効果が得られる。このような効果を得る観点から、Ti含有量は0%超えとし、好ましくは0.002%以上、より好ましくは0.005%以上、さらに好ましくは0.0100%以上とする。一方、Tiを過剰に含有させると、粗大なTiNやTiC等の介在物が多量に生成し、耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ti含有量は0.080%以下とする。Ti含有量は、好ましくは0.060%以下、より好ましくは0.055%以下である。
Bは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、少ないMn含有量でもマルテンサイトの生成量を増加させる利点を有する。このような効果を得る観点から、B含有量は0%超えとし、好ましくは0.0002%以上、より好ましく0.0005%以上、さらに好ましくは0.0008%以上とする。一方、B含有量が0.0050%を超えると、その効果が飽和する。したがって、B含有量は0.0050%以下とする。B含有量は、好ましくは0.0040%以下、より好ましくは0.0035%以下である。
上述したように、上掲(1)式の左辺はCeqに相当するものであり、耐遅れ破壊特性との相関が認められる。そして、Ceqを0.70以下とすることにより、優れた耐遅れ破壊特性が得られる。したがって、上掲(1)式を満足させるものとする。Ceqの下限は特に限定されず、例えば、Ceqは0.47以上が好適であり得る。なお、Ceqが高くなると耐遅れ破壊特性が劣化する理由について、発明者らは、遅れ破壊の破壊形態として多い粒界破壊が、粒界へのC、SiおよびMnの偏析によって助長されるためと考えている。
Cu:1.00%以下、
Ni:1.00%以下、
Mo:0.50%以下、
Cr:1.00%以下、
Zr:0.100%以下、
Ca:0.0100%以下、
Nb:0.100%以下、
V:0.200%以下、
W:0.200%以下、
Sb:0.100%以下、
Sn:0.100%以下および
Mg:0.0100%以下
Cuは、耐食性を向上させる元素である。また、Cuは、腐食生成物により鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制し、耐遅れ破壊特性を向上させる効果も有する。上記の観点から、Cu含有量は好ましくは0%超え、より好ましくは0.01%以上である。特に、耐遅れ破壊特性の向上の観点からは、Cu含有量は0.05%以上がさらに好ましい。しかしながら、Cu含有量が多くなりすぎると表面欠陥の原因となる。したがって、Cuを含有させる場合、その含有量は1.00%以下が好ましい。
Niも、耐食性を向上させる元素である。上記の観点から、Ni含有量は好ましくは0%超え、より好ましくは0.01%以上である。しかしながら、Ni含有量が多くなりすぎると、加熱炉内でのスケール生成が不均一になり、表面欠陥の原因になる。また、コスト増にもなる。したがって、Niを含有させる場合、その含有量は1.00%以下が好ましい。
Moは、鋼の焼入れ性を向上させ、所定の強度を安定的に確保する効果を得る目的で含有させることができる。上記の効果を得る観点から、Mo含有量は好ましくは0%超え、より好ましくは0.001%以上、さらに好ましくは0.005%以上である。しかしながら、Mo含有量が0.50%を超えると、化成処理性の劣化を招く。したがって、Moを含有させる場合、その含有量は0.50%以下が好ましい。
Crは、鋼の焼入れ性を向上させる効果を得る目的で含有させることができる。上記の効果を得る観点から、Cr含有量は好ましくは0%超え、より好ましくは0.001%以上である。しかしながら、Cr含有量が1.00%を超えると、化成処理性の劣化を招く。したがって、Crを含有させる場合、その含有量は1.00%以下が好ましい。なお、化成処理性の劣化を防止する観点からは、Cr含有量は0.20%以下がより好ましい。
Zrは、旧γ粒径の微細化やそれによるマルテンサイトの内部構造の微細化を通じて高強度化に寄与する。このような観点から、Zr含有量は好ましくは0%超え、より好ましくは0.001%以上である。しかしながら、Zrを過剰に含有させると、Zr系の粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Zrを含有させる場合、その含有量は0.100%以下が好ましい。
Caは、SをCaSとして固定し、耐遅れ破壊特性を改善する効果を有する。このような効果を得る観点から、Ca含有量は好ましくは0%超え、より好ましくは0.0001%以上である。しかしながら、Caを過剰に含有させると、表面品質が劣化する。したがって、Caを含有させる場合、その含有量は0.0100%以下が好ましい。Ca含有量は、より好ましくは0.0050%以下である。
Nbは、旧γ粒径の微細化やそれによるマルテンサイトの内部構造の微細化を通じて高強度化に寄与する。このような観点から、Nb含有量は好ましくは0%超え、より好ましくは0.002%以上である。しかしながら、Nbを過剰に含有させると、Nb系の粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Nbを含有させる場合、その含有量は0.100%以下が好ましい。
Vは、鋼の焼入れ性を向上させる効果、および、マルテンサイトの微細化による高強度化の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観点から、V含有量は好ましくは0%超え、より好ましくは0.001%以上である。しかしながら、V含有量が0.200%を超えると、鋳造性の劣化を招く。したがって、Vを含有させる場合、その含有量は0.200%以下が好ましい。
Wは、微細なW系炭化物・炭窒化物の形成を通じて、高強度化に寄与する。このような観点から、W含有量は好ましくは0%超え、より好ましくは0.001%以上である。しかしながら、Wを過剰に含有させると、熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存する粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Wを含有させる場合、その含有量は0.200%以下が好ましい。
Sbは、鋼板の表層での酸化や窒化を抑制し、これにより、CやBの低減を抑制する。CやBの低減が抑制されることによって、鋼板の表層でのフェライト生成が抑制され、高強度化に寄与する。このような観点から、Sb含有量は好ましくは0%超え、より好ましくは0.001%以上である。しかしながら、Sb含有量が0.100%を超えると、鋳造性が劣化する。また、旧γ粒界にSbが偏析して耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Sbを含有させる場合、その含有量は0.100%以下が好ましい。
Snは、鋼板の表層での酸化や窒化を抑制し、これにより、CやBの低減を抑制する。CやBの低減が抑制されることによって、鋼板の表層でのフェライト生成が抑制され、高強度化、さらには耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このような観点から、Sn含有量は好ましくは0%超え、より好ましくは0.001%以上である。しかしながら、Sn含有量が0.100%を超えると、鋳造性が劣化する。また、旧γ粒界にSnが偏析して耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Snを含有させる場合、その含有量は0.100%以下が好ましい。
Mgは、MgOとしてOを固定し、耐遅れ破壊特性を改善する。このような観点から、Mg含有量は好ましくは0%超え、より好ましくは0.0001%以上である。しかしながら、Mgを過剰に含有させると、表面品質や耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Mgを含有させる場合、その含有量は0.0100%以下が好ましい。
本発明の一実施形態に従う鋼板の組織は、
組織全体に対する面積率で、
マルテンサイト:60%超え90%以下、
ベイナイト:10%以上30%以下、
残留オーステナイト:5%未満および
残部:5%以下
であり、
前記マルテンサイトの内部に存在する炭化物の最大径が400nm以下であり、
前記ベイナイトを構成する島状領域の個数密度が120×10-4個/μm2以上であり、
前記ベイナイトを構成する島状領域のうち、アスペクト比:1.8以上の島状領域の個数が、前記ベイナイトを構成する島状領域の全個数に対する割合で60%以上である、
組織である。
以下、それぞれの限定理由について説明する。
所定の強度を得るためにマルテンサイトの面積率は60%超えとする。マルテンサイトの面積率が60%以下になると、ベイナイト、フェライト、残留γ等が増加し、所定の強度を得ることが難しくなる。なお、マルテンサイトの面積率が60%以下の組織構成で所定の強度を確保する方法としては、例えば、焼戻し温度の低温化やC量を増加させる方法がある。しかしながら、この場合、マルテンサイトが過剰に硬質化して耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、優れた耐遅れ破壊特性と所定の強度とを両立する観点から、マルテンサイトの面積率は60%超えとする。マルテンサイトの面積率は好ましくは62%以上、より好ましくは65%以上である。一方、マルテンサイトが90%を超えると、優れた延性が得られない。したがって、マルテンサイトの面積率は90%以下とする。マルテンサイトの面積率は好ましくは88%以下、より好ましくは85%以下である。
所定の強度と優れた延性とを両立するために、ベイナイトの面積率は10%以上30%以下とする。ベイナイトの面積率が10%以上30%以下の範囲外になると、所定の強度と優れた延性とを両立することができなくなる。ベイナイトの面積率は好ましくは12%以上、より好ましくは15%以上である。また、ベイナイトの面積率は好ましくは28%以下、より好ましくは25%以下である。
残留オーステナイトは延性に寄与するため。少量含むことは許容される。しかい、前述のように、残留オーステナイトはプレス成形時に硬質なマルテンサイトに変態し、遅れ破壊を助長するおそれがある。したがって、残留オーステナイトの面積率は5%未満とする。残留オーステナイトの面積率は好ましくは4%以下、より好ましくは3%以下である。なお、本発明の一実施形態に従う鋼板では、ベイナイトにより延性を確保しているため、残留オーステナイトの面積率は0%であってもよい。
マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイト以外の残部を構成する組織は、強度を低下させたり、遅れ破壊を助長するおそれがある。そのため、残部の面積率は5%以下とする。残部の面積率は、好ましくは4%以下、より好ましくは3%以下である。残部の面積率は0%であってもよい。なお、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイト以外の残部を構成する組織としては、例えば、パーライトが挙げられる。
すなわち、鋼板のL断面(圧延方向に平行な垂直断面)を研磨後、ナイタールで腐食し、鋼板のL断面を、鋼板の板厚1/4位置においてSEMにより2000倍の倍率にて4視野観察する。ついで、撮影した組織写真を画像解析し、以下のようにして、マルテンサイトおよびベイナイトを同定する。
・マルテンサイト
マルテンサイトは、灰色のコントラストを呈した領域である。ここで、マルテンサイトは、製造過程において焼戻しが生じた、いわゆる焼戻しマルテンサイトを主体として構成される。また、マルテンサイトの一部には、焼戻しが生じていない、いわゆるフレッシュマルテンサイトが面積率で5%以下含まれる場合がある(後述する実施例の発明例においても、(内部に炭化物が認められない)フレッシュマルテンサイトの面積率はいずれも、5%以下であった)。なお、焼戻しマルテンサイトには、連続冷却中に自己焼戻しを生じたマルテンサイトも含まれる。焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトはいずれも、灰色のコントラストを呈した領域である。ただし、焼戻しマルテンサイトでは、通常、内部に白いコントラストの炭化物を含む。一方、フレッシュマルテンサイトでは、内部に炭化物が認められない。なお、焼戻しマルテンサイトの内部において炭化物が占める領域は、マルテンサイトの面積に含めるものとする。
・ベイナイト
ベイナイトは、黒色のコントラストを呈した領域である。なお、フェライトも黒色のコントラストを呈した領域である。ただし、フェライトはその形態が等軸である一方、ベイナイトは比較的板状である。よって、これらの形態から両者を区別することも可能である。ただし、両者の区別が困難な場合もある。また、上記の成分組成により形成される組織では、一般的に、フェライトの面積率は少なく、具体的には10%以下となる。また、仮に、フェライトの面積率が多い場合にも、後述するアスペクト比:1.8以上の島状領域の個数の割合が所定の範囲外となる。よって、ここでは、黒色のコントラストを呈した領域を全てベイナイトと同定して、面積率を測定する。なお、ベイナイトの内部には、マルテンサイト(フレッシュマルテンサイト)やパーライトが含まれる場合がある。ここで、パーライトは、フェライトと板状の炭化物からなる層状組織である。この場合、マルテンサイトおよびパーライトはベイナイトとは別の組織として扱う。つまり、ベイナイトの内部においてマルテンサイトおよびパーライトの占める領域は、ベイナイトの面積に含めないものとする。また、ベイナイトは、内部に炭化物や窒化物、硫化物、酸化物を含む場合があるが、これらが占める領域は、ベイナイトの面積に含めるものとする。
すなわち、鋼板をその表面から200μmまでの深さまでシュウ酸により化学研磨する。ついで、化学研磨した面を観察面として、X線回折法により観察する。入射X線にはMoKα線を使用し、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る。ついで、各面の回折強度の比から、残留オーステナイトの体積率を算出する。そして、残留オーステナイトが三次元的に均質であるとみなして、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する。
[残部の面積率(%)]=100-[マルテンサイトの面積率(%)]-[ベイナイトの面積率(%)]-[残留オーステナイトの面積率(%)]
低Ceqの成分組成において、所定の強度を実現するためには、マルテンサイト、特に焼戻しマルテンサイトの内部に存在する炭化物を微細にすることが重要である。そのため、マルテンサイトの内部に存在する炭化物の最大径(以下、炭化物の最大径ともいう)は400nm以下とする。
上述したように、発明者らが、ベイナイトの分布状態と耐遅れ破壊特性との相関を鋭意検討したところ、ベイナイトを構成する島状領域の個数密度(以下、ベイナイトの個数密度ともいう)が重要であることを見出した。このメカニズムは必ずしも明らかではないが、発明者らは、異相界面が多くなることによって、遅れ破壊において破壊を助長する変形または応力の集中部が、分散するためと考えている。ここで、異相界面とはベイナイトとマルテンサイトの境界を意味する。ここで、ベイナイトの個数密度が120×10-4個/μm2未満になると、耐遅れ破壊特性が劣化する傾向であった。したがって、優れた耐遅れ破壊特性を得る観点から、ベイナイトの個数密度を120×10-4個/μm2以上とする。ベイナイトの個数密度は好ましくは150×10-4個/μm2以上、より好ましくは200×10-4個/μm2以上である。ベイナイトの個数密度の上限は特に限定されるものではないが、例えば、ベイナイトの個数密度は好ましくは450×10-4個/μm2以下である。
ベイナイトはマルテンサイトに比べ軟質なため、所望の強度を確保する観点からベイナイトの形態を制御する必要がある。ここで、ベイナイトは、複数の島状領域から構成される。このような島状領域のうち、アスペクト比が大きい島状領域、特にアスペクト比:1.8以上の島状領域は、その形態が板状に近いものと言える。そして、当該アスペクト比:1.8以上の島状領域の個数を増加させることにより、組織が微細化され、延性を向上させつつ、所望の強度を得る、すなわち、強度と延性のバランスを向上させることが可能となる。したがって、ベイナイトを構成する島状領域のうち、アスペクト比:1.8以上の島状領域の個数を、ベイナイトを構成する島状領域の全個数に対する割合(以下、アスペクト比:1.8以上のベイナイトの個数割合ともいう)で60%以上とする。アスペクト比:1.8以上のベイナイトの個数割合は、好ましくは65%以上、より好ましくは70%以上である。アスペクト比:1.8以上のベイナイトの個数割合の上限は特に限定されず、100%であってもよい。
なお、個々の島状領域は、ベイナイト以外の組織により、他のベイナイトの島状領域と分離される。すなわち、個々の島状領域は、その全周がベイナイト以外の相と接する。また、個々の島状領域の具体的な形状については特に限定されず、例えば円形、楕円形、多角形、アメーバ形(複数の不規則方向に延伸した形状)などのいずれであってもよい。
すなわち、上記の組織写真をImageJにより画像解析し、ベイナイトとその他の組織で2値化する。この際、面積が1μm2未満の島状領域は計算から除外する。ついで、ImageJの粒子解析機能により個々の島状領域のアスペクト比を算出する。そして、観察されたベイナイトを構成する島状領域の個数、および、そのうちのアスペクト比が1.8以上の島状領域の個数をカウントし、アスペクト比:1.8以上のベイナイトの個数割合およびベイナイトの個数密度を算出する。
本発明の一実施形態に従う鋼板は、TS:1470MPa以上でも、耐遅れ破壊特性および成形性に優れる点を特徴の一つとするものである。したがって、TSは1470MPa以上とする。TSの上限については特に限定されないが、例えば、TSは2500MPa以下が好適であり得る。なお、TSは、JIS Z 2241に準拠する引張試験により測定する。詳細は後述する実施例に記載するとおりである。
延性の指標としては全伸びが多く用いられるが、全伸びには局部伸びも含まれる。実際に自動車部品を成形する際は、鋼板にネッキングが生じるような加工は施さないため、プレス成形性の指標としては均一伸びがより重要である。特に、均一伸びが5.5%以上であれば、多種多様な自動車部品に適用が可能になる。したがって、均一伸びは5.5%以上とする。均一伸びの上限については特に限定されないが、例えば、均一伸びは12.0%以下が好適であり得る。なお、均一伸びは、JIS Z 2241に準拠する引張試験により測定する。詳細は後述する実施例に記載するとおりである。
つぎに、本発明の一実施形態に従う部材について、説明する。
本発明の一実施形態に従う部材は、上記の鋼板を用いてなる(素材とする)部材である。例えば、素材である鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方、好適には、冷間プレスを施して部材とする。
ここで、上記の鋼板は、TS:1470MPa以上の強度と、優れた成形性と、優れた耐遅れ破壊特性とを同時に実現している。また、上記の鋼板は、上記の特性により、より複雑な形状を有する部品に対しても冷間プレスでの適用が可能となるので、コストや生産性の点でより有利に、部品強度の向上および軽量化に貢献することができる。そのため、本発明の一実施形態に従う部材は、自動車や家電製品等に使用される部材に適用して特に好適である。
つぎに、本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法について、説明する。
上記の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする、熱延工程と、
前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする、冷延工程と、
前記冷延鋼板を、50℃~焼鈍温度の温度域での平均加熱速度:3.5℃/s以上として加熱し、ついで、前記焼鈍温度:A3点~A3点+40℃、および、焼鈍時間:30秒以上として焼鈍する、焼鈍工程と、
ついで、前記冷延鋼板を、前記焼鈍温度~650℃の温度域での平均冷却速度:10℃/秒以上として冷却する、第1冷却工程と、
前記冷延鋼板を、500℃~650℃の温度域で10秒以上200秒以下保持する、保持工程と、
前記冷延鋼板を、500℃~50℃の温度域での平均冷却速度:70℃/s以上として、50℃以下の冷却停止温度まで冷却する、第2冷却工程と、
前記冷延鋼板を、焼戻し温度:150~250℃、および、焼戻し時間:30秒以上として焼戻す、焼戻し工程と、
を有する、というものである。
なお、上記の各温度は、特に説明がない限り、鋼スラブおよび鋼板の表面温度を意味する。
まず、鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする。鋼スラブの準備方法(製造条件)および熱間圧延条件は特に限定されず、常法に従い行えばよい。なお、熱延工程後の熱延鋼板に、任意に酸洗を施してもよい。酸洗条件についても特に限定されず、常法に従えばよい。
ついで、熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする。冷間圧延条件は特に限定されず、常法に従い行えばよい。なお、冷延工程後の冷延鋼板に、任意に酸洗を施してもよい。酸洗条件についても特に限定されず、常法に従えばよい。
ついで、上記のようにして得られた冷延鋼板を、50℃~焼鈍温度の温度域での平均加熱速度:3.5℃/s以上として加熱し、ついで、焼鈍温度:A3点~A3点+40℃、および、焼鈍時間:30秒以上として焼鈍する。
最終製品の鋼板の組織において、上記のようなベイナイトの形態および分布状態を実現するためには、50℃~焼鈍温度の温度域での平均加熱速度(以下、加熱速度ともいう)を高めることが重要である。加熱速度を高めることにより、オーステナイト粒の核生成頻度が増加し、オーステナイト粒径を微細にできる。その結果、粒界を核生成サイトとしたベイナイト変態が促進され、ベイナイトの個数密度が増加する。加熱速度は、好ましくは3.8℃/s以上、より好ましくは4.0℃/s以上である。加熱速度の上限は特に限定されないが、例えば、100℃/s以下とすることが好ましい。
最終製品の鋼板の組織において、上記のようなベイナイトの形態および分布状態を実現するためには、焼鈍温度をオーステナイト単相域の中でも比較的低く、具体的にはA3点~A3点+40℃とすることが重要である。
すなわち、焼鈍温度をオーステナイト単相域の中でも比較的低くすることにより、旧オーステナイト粒径を微細にできる。これにより、粒界を核生成サイトとしたベイナイト変態が促進され、ベイナイトの個数密度が増加する。また、熱間圧延時に生成した炭化物が焼鈍時に溶解せずそのまま残存し、ベイナイト変態の核生成サイトとして働く。これにより、ベイナイトの個数密度が増加する。その結果、優れた耐遅れ破壊特性を得ることが可能となる。したがって、焼鈍温度はA3点+40℃以下とする。焼鈍温度がA3+40℃点を超えると、所定のベイナイトの個数密度が得られず、優れた耐遅れ破壊特性が得られない。
また、所定量のマルテンサイトを生成してTS:1470MPa以上を得るために、焼鈍温度はA3点以上とする。焼鈍温度がA3点未満になると、焼鈍時に十分なオーステナイトが生成せず、最終製品において所定量のマルテンサイト、ひいてはTS:1470MPa以上が得られない。
なお、焼鈍温度は、焼鈍工程での最高到達温度であり、焼鈍における保持中の温度はA3点~A3点+40℃の温度域内であれば、一定であっても、変動してもよい。また、A3点は次式により求める。
A3点(℃)=910-203×[C%]0.5+44.7×[Si%]+
31.5×[Mo%]-30×[Mn%]-11×[Cr%]+700×[P%]+
400×[Al%]+400×[Ti%]
所定量のマルテンサイトを生成してTS:1470MPa以上を得るために、焼鈍時間は30秒以上とする。焼鈍時間が30秒未満になると、焼鈍時に十分なオーステナイトが生成せず、最終製品において所定量のマルテンサイト、ひいてはTS:1470MPa以上が得られない。焼鈍時間は好ましくは60秒以上、より好ましくは90秒以上である。なお、焼鈍時間の上限は特に限定されないが、焼鈍時間が一定以上になると、製造コストの増加を招くおそれがある。したがって、焼鈍時間は900秒以下が好ましい。
なお、焼鈍時間とは、A3点~A3点+40℃の温度域での保持時間(滞留時間)である。
ついで、上記のようにして焼鈍を施した冷延鋼板を、焼鈍温度~650℃の温度域での平均冷却速度:10℃/秒以上として、冷却する。
フェライトの生成を低減し、強度の低下を回避するためには、焼鈍温度~650℃の温度域での平均冷却速度(以下、第1冷却速度ともいう)を高める、具体的には、10℃/s以上とする必要がある。第1冷却速度が10℃/s未満になると、フェライトが過剰に生成し、強度の低下を招く。したがって、第1冷却速度は10℃/s以上とする。第1冷却速度は、好ましくは15℃/s以上、より好ましくは20℃/s以上である。なお、第1冷却速度の上限は特に限定されるものではないが、第1冷却速度は100℃/s以下が好ましい。
ついで、冷延鋼板を、650℃~500℃の温度域で10秒以上200秒以下保持する。
ベイナイトを所定量確保したうえで、上記のようなベイナイトの形態および分布状態を実現するためには、650℃~500℃の温度域での保持(滞留)時間(以下、単に保持時間ともいう)を10秒以上200秒以下とすることが重要である。保持時間を10秒以上200秒以下の範囲に制御することにより、ベイナイトを所定量生成し、かつ、上記のようなベイナイトの形態および分布状態を実現することが可能となる。ここで、保持時間が10秒未満になると、ベイナイトを所定量生成させることができなくなる。一方、保持時間が200秒を超えると、所定のベイナイトの個数密度が得られない。また、製造コストの増加を招く。したがって、保持時間は10秒以上200秒以下とする。保持時間は、好ましくは15秒以上、より好ましくは20秒以上である。また、保持時間は、好ましくは180秒以下、より好ましくは160秒以下である。
なお、650℃~500℃の温度域での保持時間を規定した理由は、以下のとおりである。すなわち、この温度域より高温での保持では、フェライトが生成し易い。一方、この温度域より低温になると、所定のベイナイトの面積率を得るためにより長時間の保持が必要となる。換言すれば、この温度域での保持が、上記のようなベイナイトの形態および分布状態を実現することに適しており、この温度域以外の温度域での保持では、上記のようなベイナイトの形態および分布状態を実現することが困難となるからである。また、保持中の温度は、650℃~500℃の温度域内であれば、一定であっても、変動してもよい。
ついで、冷延鋼板を、500~50℃の温度域での平均冷却速度:70℃/s以上として、50℃以下の冷却停止温度まで冷却する。
上述したように、炭素当量Ceqが低い成分組成において、マルテンサイトの内部に存在する炭化物の粗大化を抑制するには、上記の保持工程後、500~50℃の温度域での冷却速度を高める必要がある。具体的には、当該温度域での平均冷却速度(以下、第2冷却速度ともいう)を70℃/s以上にする必要がある。第2冷却速度が70℃/s未満になると、自己焼戻しが顕著に生じ、炭化物が粗大化し、所定の強度が得られなくなる。したがって、第2冷却速度は70℃/s以上とする。第2冷却速度は、好ましくは100℃/s以上、より好ましくは150℃/s以上である。なお、第2冷却速度の上限は特に限定されるものではないが、第2冷却速度は2000℃/s以下が好ましい。
上述した第2冷却速度の制御を行い、炭素当量Ceqが低い成分組成において、マルテンサイトの内部に含まれる炭化物の粗大化を抑制する観点から、冷却停止温度は50℃以下とする。なお、冷却停止温度の下限は特に限定されるものではないが、冷却停止温度は5℃以上が好ましい。
ついで、冷延鋼板を、焼戻し温度:150~250℃、および、焼戻し時間:30秒以上として焼戻す。
硬質なマルテンサイトを適度に軟質化し、耐遅れ破壊特性を向上させるため、上記の第2冷却工程後、再加熱を行い、150~250℃の温度域で20秒以上保持する焼戻し処理を施す必要がある。ここで、焼戻し温度が150℃未満の場合、マルテンサイトが硬質なままとなり、遅れ破壊が助長される。一方、焼戻し温度が250℃超えの場合、マルテンサイトの内部の炭化物が粗大になり、所定の強度が得られない。したがって、焼戻し温度は150~250℃とする。なお、焼戻し温度は、焼戻し工程での最高到達温度であり、焼戻しにおける保持中の温度は150~250℃の温度域内であれば、一定であっても、変動してもよい。
また、焼戻し時間が30秒未満の場合、マルテンサイトが硬質なままとなり、遅れ破壊が助長される。したがって、焼戻し時間は30秒以上とする。焼戻し時間は、好ましくは120秒以上、より好ましくは300秒以上である。なお、焼戻し時間の上限は特に限定されるものではないが、製造コストの増大を回避する観点から、1500秒以下とすることが好ましい。
なお、焼戻し時間とは、150~250℃の温度域での保持時間(滞留時間)である。
また、得られた鋼板に、めっき処理を施してもよい。めっき処理を施すことにより、表面にめっき層を有する鋼板が得られる。めっき処理方法は特に限定されず、例えば、溶融めっきや電気めっきが挙げられる。また、溶融めっき後に合金化を施すめっき処理でもよい。また、めっきの種類も特に限定されず、例えば、亜鉛めっきや亜鉛以外の金属のめっきが挙げられる。めっき処理の条件は特に限定されず、常法に従えばよい。なお、めっき浴は、亜鉛等の主となる成分以外の成分を含んでもよい。また、めっき処理を行う場合に、上記したスキンパス圧延を行う場合は、めっき処理後にスキンパス圧延を行うことが好ましい。
つぎに、本発明の一実施形態に従う部材の製造方法について、説明する。
本発明の一実施形態に従う部材の製造方法は、上記の鋼板(例えば、上記の鋼板の製造方法により製造された鋼板)に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程、好適には、冷間プレスを施して部材とする工程を有する。
ここで、成形加工方法は、特に限定されず、例えば、プレス加工等の一般的な加工方法を用いることができる。また、接合加工方法も、特に限定されず、例えば、スポット溶接、レーザー溶接、アーク溶接等の一般的な溶接や、リベット接合、かしめ接合等を用いることができる。なお、成形条件および接合条件については特に限定されず、常法に従えばよい。冷間プレス条件についても特に限定されず、常法に従えばよい。
・TS
合格:1470MPa以上
不合格:1470MPa未満
・均一伸び
合格:5.5%以上
不合格:5.5%未満
一方、比較例では、引張強さ(TS)、均一伸びおよび耐遅れ破壊特性の少なくとも1つが十分ではなかった。
Claims (8)
- 質量%で、
C:0.20%超え0.34%以下、
Si:1.0%以下、
Mn:1.6%以上2.4%以下、
P:0.050%以下、
S:0.0050%以下、
sol.Al:0.10%以下、
N:0.010%以下、
Ti:0%超え0.080%以下および
B:0%超え0.0050%以下
であり、かつ、次式(1)を満足し、残部がFeおよび不可避的不純物である、成分組成を有し、
組織全体に対する面積率で、
マルテンサイト:60%超え90%以下、
ベイナイト:10%以上30%以下、
残留オーステナイト:5%未満および
残部:5%以下
であり、
前記マルテンサイトの内部に存在する炭化物の最大径が400nm以下であり、
前記ベイナイトを構成する島状領域の個数密度が120×10-4個/μm2以上であり、
前記ベイナイトを構成する島状領域のうち、アスペクト比:1.8以上の島状領域の個数が、前記ベイナイトを構成する島状領域の全個数に対する割合で60%以上であり、
引張強さが1470MPa以上であり、
均一伸びが5.5%以上である、鋼板。
[C%]+[Si%]/24+[Mn%]/6≦0.70・・・(1) - 前記成分組成が、さらに、質量%で、以下のA群およびB群のうちの少なくとも一方を含有する、請求項1に記載の鋼板。
(A群)
Cu:1.00%以下、
Ni:1.00%以下、
Mo:0.50%以下、
Cr:1.00%以下、
Zr:0.100%以下、
Ca:0.0100%以下、
Nb:0.100%以下、
V:0.200%以下、
W:0.200%以下、
Sb:0.100%以下、
Sn:0.100%以下および
Mg:0.0100%以下
(B群)
Se、As、Pb、Bi、Zn、Cs、Rb、Co、La、Tl、Nd、Y、In、Be、Hf、Tc、Ta、O、La、CeおよびPrうちから選択される一種または二種以上:合計で0.02%以下 - 表面にめっき層を有する、請求項1に記載の鋼板。
- 表面にめっき層を有する、請求項2に記載の鋼板。
- 請求項1~4のいずれか一項に記載の鋼板を用いてなる、部材。
- 鋼板の製造方法であって、
前記鋼板は、
組織全体に対する面積率で、
マルテンサイト:60%超え90%以下、
ベイナイト:10%以上30%以下、
残留オーステナイト:5%未満および
残部:5%以下
であり、
前記マルテンサイトの内部に存在する炭化物の最大径が400nm以下であり、
前記ベイナイトを構成する島状領域の個数密度が120×10 -4 個/μm 2 以上であり、
前記ベイナイトを構成する島状領域のうち、アスペクト比:1.8以上の島状領域の個数が、前記ベイナイトを構成する島状領域の全個数に対する割合で60%以上であり、
引張強さが1470MPa以上であり、
均一伸びが5.5%以上であり、
前記鋼板の製造方法は、
請求項1または2に記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする、熱延工程と、
前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする、冷延工程と、
前記冷延鋼板を、50℃~焼鈍温度の温度域での平均加熱速度:3.5℃/s以上として加熱し、ついで、前記焼鈍温度:A3点~A3点+40℃、および、焼鈍時間:30秒以上として焼鈍する、焼鈍工程と、
ついで、前記冷延鋼板を、前記焼鈍温度~650℃の温度域での平均冷却速度:10℃/秒以上として冷却する、第1冷却工程と、
前記冷延鋼板を、650℃~500℃の温度域での保持時間:10秒以上200秒以下として保持する、保持工程と、
前記冷延鋼板を、500℃~50℃の温度域での平均冷却速度:70℃/s以上として、50℃以下の冷却停止温度まで冷却する、第2冷却工程と、
前記冷延鋼板を、焼戻し温度:150~250℃、および、焼戻し時間:30秒以上として焼戻す、焼戻し工程と、
を有する、鋼板の製造方法。 - 前記焼戻し工程後、前記冷延鋼板にめっき処理を行う、めっき処理工程を、さらに有する、請求項6に記載の鋼板の製造方法。
- 請求項1~4のいずれか一項に記載の鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する、部材の製造方法。
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