JP7332062B1 - 鋼板、部材およびそれらの製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
特許文献1、2に記載のオーステンパー処理と特許文献3に記載のQ&P処理は、ともにTRIP鋼板を製造するための熱処理であるが、高強度化に寄与する焼戻しマルテンサイトが得られる分、より高強度な鋼板の製造ではQ&P処理が好適である。
[1]質量%で、
C:0.10~0.24%、
Si:0.4%以上1.60%未満、
Mn:2.0~3.6%、
P:0.02%以下、
S:0.01%以下、
sol.Al:1.0%未満、
N:0.015%未満を含有し、
且つ以下の式(1)を満たし、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
ポリゴナルフェライトの面積率:5%以上25%以下であり、
上部ベイナイトの面積率:5%以上50%以下であり、
残留オーステナイトの体積率:3%以上20%以下であり、
フレッシュマルテンサイトの面積率:12%以下(0%を含む)であり、
焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積率の合計:10%以上50%以下であり、且つ
残部組織の面積率:5%以下である組織を有し、
円相当径:0.8μm未満であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の合計の個数のフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の全粒子の個数に対する割合が50%以上であり、
且つアスペクト比が2.0以上で円相当径:0.8μm以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子が円相当径:0.8μm以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の個数に対する割合が30%以上である、鋼板。
Si/Mn<0.50・・・式(1)
ここで、式(1)中、Si、Mnは夫々、Si含有量(質量%)、Mn含有量(質量%)を示す。
[2]前記成分組成として、さらに、質量%で、
Nb:0.2%以下、
Ti:0.2%以下、
V:0.2%以下、
B:0.01%以下、
Cu:0.2%以下、
Ni:0.2%以下、
Cr:0.4%以下、
Mo:0.15%以下のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する、前記[1]に記載の鋼板。
[3]前記成分組成は、さらに、質量%で、
Mg:0.0050%以下、
Ca:0.0050%以下、
Sn:0.10%以下、
Sb:0.10%以下、
REM:0.0050%以下のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する、前記[1]または[2]に記載の鋼板。
[4]前記[1]~[3]のいずれかに記載の鋼板を用いてなる部材。
[5]前記[1]~[3]のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブに対して熱間圧延および酸洗を施した後、得られた熱延鋼板に対して冷間圧延処理を施すことで冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
前記冷延鋼板に対して焼鈍処理を施すことで鋼板を得る焼鈍工程と、を含み、
前記冷間圧延工程は、
累積冷間圧延率:30~85%とし、
1パス目の圧下率を5%以上25%未満とすることで、{111}<0-11>方位、{111}<11-2>方位、{211}<0-11>方位、および{100}<011>方位を有する組織の合計が、bcc相の全組織に対して、面積率で35%以上75%以下である前記冷延鋼板を得る前記冷間圧延処理を含み、
前記焼鈍工程は、
前記冷延鋼板に対して、500℃以上Ac1以下の温度範囲を平均加熱速度:0.5~15℃/secとし、840℃以下、かつ0.6≦(T-Ac1)/(Ac3-Ac1)<1.0となる温度Tまで加熱を行い、
該加熱後、露点Tdが-50℃以上-30℃以下である炉内雰囲気において前記焼鈍温度Tで均熱保持を行うことで、針状オーステナイト組織が数密度で5個/1000μm2以上である鋼板を得て、
次いで、750~550℃の温度範囲を平均冷却速度:6.0℃/sec以上とし、550℃以下400℃以上の第一冷却停止温度Tc1まで冷却する第一冷却を施し、
該第一冷却後、前記第一冷却停止温度Tc1において25秒以上保持する第一保持を施し、
該第一保持後、350℃以下200℃以上の温度範囲を平均冷却速度:3.0~80℃/sで冷却し、320℃以下150℃以上の第二冷却停止温度Tc2まで冷却する第二冷却を施し、
前記第二冷却停止温度Tc2において2~20秒保持する第二保持を施し、
該第二保持後、350~500℃の温度範囲で20~3000秒過時効保持を施し、該過時効保持後、冷却する第三冷却を施す前記焼鈍処理を含む、鋼板の製造方法。
[6]前記[1]~[3]のいずれかに記載の鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
本発明の鋼板は、自動車、家電等においてプレス成形工程を経て使用される複雑形状のプレス成形品用に好適である。
Si/Mn<0.50・・・式(1)
ここで、式(1)中、Si、Mnは夫々、Si含有量(質量%)、Mn含有量(質量%)を示す。
以下では、成分組成、鋼組織の順で本発明の鋼板を説明する。
Cは、鋼板の焼き入れ性と、マルテンサイトの強度と、残留γの体積率とを所望の範囲にする観点から含有する。C含有量が0.10%未満では鋼板の強度、鋼板の延性が十分に確保できないので、C含有量は0.10%以上とする。C含有量は、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。C含有量が0.24%を超えると溶接部の靭性が劣化する。そのため、C含有量は0.24%以下とする。延性やスポット溶接部の靭性向上の観点から、C含有量は0.22%以下とすることが好ましい。スポット溶接部の靭性をさらに改善する観点から、C含有量は0.20%以下にすることがより好ましい。
Siは、フェライト強度の向上と、マルテンサイトやベイナイト中の炭化物生成抑制と、残留γを安定化させて延性を向上させる効果を得るという観点から含有する。これらの観点から、Si含有量は0.4%以上にする。延性向上の観点から、Si含有量は0.5%以上とすることが好ましい。Si含有量は、より好ましくは0.6%以上である。Si含有量が1.60%以上となると、化成処理性が著しく劣化する。そのため、Si含有量は1.60%未満とする。好ましくは、Si含有量は1.30%以下であり、より好ましくは1.20%以下である。さらに好ましくは、Si含有量は1.0%未満である。
Mnは、所定の焼き入れ性を確保しフェライト変態を抑制し、所望の面積率の焼き戻しマルテンサイトおよび/またはベイナイトを確保して強度を確保する。また、Mnは、フェライト/γの2相域焼鈍時にγ中に濃化して残留γのMs点の低下により残留γを安定化させ延性を改善する。また、Mnは、Siと同様にベイナイト中の炭化物の生成を抑制して延性を向上させる。また、Mnは、残留γの体積率を増加させて延性を向上させる。これらの点から、Mnは本発明において重要な元素である。これらの効果を得るために、Mn含有量は2.0%以上とする。焼入れ性を向上させる観点から、Mn含有量は2.1%以上とすることが好ましい。Mn含有量は2.2%以上とすることがより好ましい。一方、Mn含有量が3.6%を超えるとベイナイト変態が著しく遅延するため、高い延性を確保することが困難になる。また、Mnの含有量が3.6%を超えると、塊状の粗大γや塊状の粗大マルテンサイトの生成を抑制することが難しくなり、伸びフランジ成形性も劣化する。したがって、Mn含有量は3.6%以下とする。ベイナイト変態を促進して高い延性を確保する観点からMn含有量は2.8%以下とすることが好ましい。
化成処理性を著しく劣化させる鋼板の表面酸化物はSi系酸化物である。このため、酸液に対して易溶性を示すMn含有酸化物を形成させる目的でSi/Mnを0.50未満とする。すなわち、本発明では、式(1)として、Si/Mn<0.50とする。ここで、式(1)中、Si、Mnは夫々、Si含有量(質量%)、Mn含有量(質量%)を示す。この範囲であれば、-50℃以上-30℃以下の露点範囲において化成処理性を具備することができる。好ましくは、Si/Mnは、0.40以下であり、より好ましくは0.35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を劣化させる。したがって、P含有量は0.02%以下とする。スポット溶接性を改善する観点からはPは0.01%以下とすることが好ましい。なお、Pを含まなくてもよいが、P含有量は製造コストの観点から0.001%以上とすることが好ましい。
Sは熱延でのスケール剥離性を改善する効果、焼鈍時の窒化を抑制する効果があるが、スポット溶接性に加え、局部伸びを劣化させる元素である。これらの劣化を抑制するために、S含有量は0.01%以下とする。本発明では、C、Si、Mnの含有量が高いのでスポット溶接性が悪化しやすく、スポット溶接性を改善する観点から、S含有量は0.0020%以下とすることが好ましく、0.0010%未満とすることがより好ましい。なお、Sを含まなくてもよいが、S含有量は製造コストの観点から0.0001%以上とすることが好ましい。
Alは脱酸の目的で、あるいはSiの代替として残留γを安定化する目的で含有する。sol.Alの下限は特に規定しないが、安定して脱酸を行うために、0.01%以上とすることが好ましい。一方、sol.Al含有量が1.0%以上となると、素材の強度が極端に低下し、化成処理性も劣化する。そのため、sol.Al含有量は1.0%未満とする。高い強度を得るためにsol.Al含有量は0.20%未満とすることが好ましく、0.10%以下とすることがより好ましい。
Nは鋼中でBN、AlN、TiN等の窒化物を形成する元素であり、鋼の熱間延性を低下させ、表面品質を低下させる元素である。また、Bを含有する鋼では、BNの形成を通じてBの効果を消失させる弊害がある。N含有量が0.015%以上になると表面品質が著しく劣化する。したがって、N含有量は0.015%未満とする。なお、Nを含まなくてもよいが、N含有量は製造コストの点から0.0001%以上とすることが好ましい。
(A)質量%で、Nb:0.2%以下、Ti:0.2%以下、V:0.2%以下、B:0.01%以下、Cu:0.2%以下、Ni:0.2%以下、Cr:0.4%以下、Mo:0.15%以下のうちから選ばれる1種または2種以上
(B)質量%で、Mg:0.0050%以下、Ca:0.0050%以下、Sn:0.10%以下、Sb:0.10%以下、REM:0.0050%以下のうちから選ばれる1種または2種以上
Nbは、ミクロ組織を微細化してスポット溶接部の耐欠陥特性を向上させる観点から添加するのが好ましい。また、Nbは鋼組織を微細化し高強度化する効果、細粒化を通じてベイナイト変態を促進する効果、曲げ性を改善する効果、耐遅れ破壊特性を向上させる効果から含有することができる。これらの効果を得るために、下限はとくに規定しないが、Nb含有量は0.002%以上であることが好ましい。Nb含有量は、より好ましくは0.004%以上であり、さらに好ましくは0.010%以上である。ただし、Nbを多量に含有すると析出強化が強くなりすぎ延性が低下する。また、圧延荷重の増大、鋳造性の劣化を招く。そのため、Nbを含有する場合、Nb含有量は0.2%以下とする。Nb含有量は、好ましくは、0.1%以下であり、より好ましくは0.05%以下であり、さらに好ましくは0.03%以下である。
Tiは、ミクロ組織を微細化してスポット溶接部の耐欠陥特性を向上させる観点から添加するのが好ましい。また、鋼中のNをTiNとして固定し、熱間延性を向上させる効果やBの焼入れ性向上効果を生じさせる作用がある。これらの効果を得るために、下限はとくに規定しないが、Ti含有量を0.002%以上にすることが好ましい。Nを十分固定する観点から、Ti含有量は0.008%以上であることがさらに好ましい。より好ましくは0.010%以上である。一方、Ti含有量が0.2%を超えると圧延負荷の増大、析出強化量の増加による延性の低下を招くので、Tiを含有する場合、Ti含有量は0.2%以下にする。Ti含有量は、好ましくは0.1%以下であり、より好ましくは0.05%以下である。高い延性を確保するために、Ti含有量は0.03%以下とすることがさらに好ましい。
Vは、鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部/下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果、組織を微細化する効果、炭化物を析出させ耐遅れ破壊特性を改善する効果から含有することができる。これらの効果を得るために、下限はとくに規定しないが、V含有量は0.003%以上とすることが好ましい。V含有量は、より好ましくは0.005%以上であり、さらに好ましくは0.010%以上である。一方、Vを多量に含有すると鋳造性が著しく劣化するので、Vを含有する場合には、V含有量は0.2%以下とする。V含有量は、好ましくは0.1%以下である。V含有量は、より好ましくは0.05%以下である。
Bは、所定の面積率の焼き戻しマルテンサイトおよび/またはベイナイトを生成させやすい利点を有する。また、固溶Bの残存により耐遅れ破壊特性は向上する。このようなBの効果を得るために、B含有量を0.0002%以上にすることが好ましい。また、B含有量は0.0005%以上であることがより好ましい。B含有量は、さらに好ましくは0.0010%以上である。一方、B含有量が0.01%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間延性の著しい低下をもたらし表面欠陥を生じさせる。したがって、Bを含有する場合、B含有量は0.01%以下とする。B含有量は、好ましくは0.0050%以下である。B含有量は、さらに好ましくは0.0030%以下である。
Cuは、自動車の使用環境での耐食性を向上させる。また、Cuの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。Cuは、スクラップを原料として活用するときに混入する元素であり、Cuの混入を許容することでリサイクル資材を原料資材として活用でき、製造コストを低減することができる。そのため、下限はとくに規定しないが、さらに耐遅れ破壊特性向上の観点からは、Cuは0.05%以上含有させることが好ましい。Cu含有量は、より好ましくは0.10%以上である。一方、Cu含有量が多くなりすぎると表面欠陥の発生を招来するので、Cuを含有する場合、Cu含有量は0.2%以下とする。
Niも、Cuと同様、耐食性を向上する作用のある元素である。また、Niは、Cuを含有させる場合に生じやすい、表面欠陥の発生を抑制する作用がある。このような効果を得るために、下限はとくに規定しないが、Ni含有量は0.01%以上とすることが好ましい。Ni含有量は、より好ましくは0.04%以上であり、さらに好ましくは0.06%以上である。一方、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、却って表面欠陥を発生させる原因になる。また、コスト増も招く。そのため、Niを含有する場合、Ni含有量は0.2%以下とする。
Crは鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部/下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果から含有することができる。このような効果を得るために、下限はとくに規定しないが、Cr含有量は0.01%以上とすることが好ましい。Cr含有量は、より好ましくは0.03%以上であり、さらに好ましくは0.06%以上である。一方、Crを過剰に含有すると耐孔食性が劣化するので、Crを含有する場合、Cr含有量は0.4%以下とする。
Moは、鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部/下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果から含有することができる。このような効果を得るために、Mo含有量は0.01%以上とすることが好ましい。Mo含有量は、より好ましくは0.03%以上であり、さらに好ましくは0.06%以上である。一方、Moは冷延鋼板の化成処理性を著しく劣化させるので、Moを含有する場合、Mo含有量は0.15%以下とする。
MgはMgOとしてOを固定し、耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Mg含有量は0.0002%以上とすることが好ましい。Mg含有量は、より好ましくは0.0004%以上であり、さらに好ましくは0.0006%以上である。一方、Mgを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化するので、Mgを含有する場合、Mg含有量は0.0050%以下とする。Mg含有量は、好ましくは0.0025%以下であり、より好ましくは0.0010%以下である。
Caは、SをCaSとして固定し、曲げ性の改善や耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ca含有量は0.0002%以上とすることが好ましい。Ca含有量は、より好ましくは0.0005%以上であり、さらに好ましくは0.0010%以上である。一方、Caは多量に添加すると表面品質や曲げ性を劣化させるので、Caを含有する場合、Ca含有量は0.0050%以下とする。Ca含有量は、好ましくは0.0035%以下であり、より好ましくは0.0020%以下である。
Snは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、それによるCやBの表層における含有量の低減を抑制する。また、CやBの含有量の上記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、高強度化するとともに、耐疲労特性が改善する。このような観点から、Sn含有量は0.002%以上とすることが好ましい。Sn含有量は、より好ましくは0.004%以上であり、さらに好ましくは0.006%以上である。
Sn含有量は、より好ましくは0.008%以上である。
一方、Sn含有量が0.10%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、耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、Snを含有する場合、Sn含有量は0.10%以下とする。Sn含有量は、好ましくは0.04%以下であり、より好ましくは0.03%以下である。
Sbは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、それによるCやBの表層における含有量の低減を抑制する。また、CやBの含有量の上記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、高強度化するとともに、耐疲労特性が改善する。このような観点から、Sb含有量は0.002%以上とすることが好ましい。Sb含有量は、より好ましくは0.004%以上であり、さらに好ましくは0.006%以上である。一方、Sb含有量が0.10%を超えると、鋳造性が劣化し、また、旧γ粒界に偏析して、耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、Sbを含有する場合、Sb含有量は0.10%以下とする。Sb含有量は、好ましくは0.04%以下であり、より好ましくは0.03%以下である。
REMは、硫化物の形状を球状化することで、伸びフランジ成形性に及ぼす硫化物の悪影響を抑制し、伸びフランジ成形性を改善する元素である。これらの効果を得るために、REM含有量を0.0005%以上にすることが好ましい。REM含有量は、より好ましくは0.0010%以上であり、さらに好ましくは0.0020%以上である。
一方、REM含有量が0.0050%を超えると、伸びフランジ成形性の改善効果が飽和するため、REMを含有する場合、REM含有量は0.0050%以下とする。
なお、本発明でいうREMとは、原子番号21番のスカンジウム(Sc)と原子番号39番のイットリウム(Y)及び、原子番号57番のランタン(La)から71番のルテチウム(Lu)までのランタノイドの元素のことを指す。本発明におけるREM濃度とは、上述のREMから選択された1種または2種以上の元素の総含有量である。
高い延性を確保するために、ポリゴナルフェライトは面積率で5%以上とする。ポリゴナルフェライトは、好ましくは8%以上であり、より好ましくは11%以上である。一方、所定の強度を得るために、ポリゴナルフェライトは面積率で25%以下とする。ポリゴナルフェライトは、より好ましくは23%以下である。
上部ベイナイトは炭化物析出の少ないベイナイトであり、周囲の未変態γ中にCを分配するため、加工安定性の高い残留γを形成させるために活用することができる。加えて、上部ベイナイトはフェライトとマルテンサイトの中間的な硬度を有し、これら中間的な硬度の組織を形成させることで、局部伸びは向上する。さらに、焼鈍により形成する針状γで上部ベイナイトが形成すると、アスペクト比の高い残留γの形成を促進する。従って、引張強度(TS)が980MPa以上である強度レベルにおいては5%以上の上部ベイナイトが必要となる。そのため、上部ベイナイトは、面積率で5%以上とする。好ましくは、上部ベイナイトの面積率は、6.0%以上であり、より好ましくは7.0%以上である。
一方、上部ベイナイトは、過度に形成すると強度が得られなくなるため、面積率で50%以下とする。好ましくは、上部ベイナイトの面積率は、45%以下であり、より好ましくは40%以下である。
高い延性を確保するために、鋼組織全体に対して残留γは体積率で3%以上とする。残留γの体積率(残留γ量)は、好ましくは3.0%以上であり、より好ましくは5%以上であり、さらに好ましくは7%以上である。この残留γ量には、上部ベイナイトに隣接して生成する残留γとマルテンサイトや下部ベイナイトに隣接して生成する残留γの両者を含む。残留γ量が増加しすぎると強度低下や著しい伸びフランジ成形性の低下を招く。したがって、残留γの体積率は20%以下とする。残留γの体積率は、好ましくは15%以下であり、より好ましくは13%以下である。また、「体積率」は「面積率」とみなすことができる。
フレッシュマルテンサイトは局部伸びを低減する組織であるが、曲げ性や穴広げ性を劣化させない範囲で形成させることで、強度を向上させることが可能である。この観点から、フレッシュマルテンサイトの面積率は上限を12%とし、0%を含む。フレッシュマルテンサイトの面積率は12.0%以下としてもよい。
本発明において、500℃以下350℃以上の過時効保持で生じる下部ベイナイト、320℃以下150℃以上の第二冷却停止温度Tc2まで冷却することで形成されるマルテンサイト組織が、その後、350~550℃の温度範囲で20~3000秒の過時効保持により焼き戻されることで生じる焼戻しマルテンサイトがある。
炭化物の析出の少ない上部ベイナイトに比べると、組織中に炭化物を析出する焼戻しマルテンサイトや下部ベイナイトでは、未変態γへの炭素分配が抑制される。しかしながら、焼戻しマルテンサイトや下部ベイナイトは、低温におけるT0組成の拡大による未変態γへの炭素濃化をもたらすため、あるいはさらに最終冷却時のフレッシュマルテンサイト量を低減させるため、これらの組織を制御し、加工安定性の高い残留γを得る必要がある。
焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積率の合計が50%を上回ると、炭化物析出が促進され、必要な残留γ量が得られず、所望の延性が得られない。そのため、本発明では、焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積率の合計を50%以下とする。
好ましくは、これらの面積率の合計は、45%以下であり、より好ましくは40%以下である。
一方、焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積率の合計が10%未満となると、強度が不足し、また最終冷却時に形成するフレッシュマルテンサイトが増加し、穴広げ性が劣化する。そのため、本発明では、焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積率の合計は10%以上とする。好ましくは、これらの面積率の合計は、13%以上であり、より好ましくは16%以上である。
残部組織はポリゴナルフェライト、上部ベイナイト、残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト以外の組織であり、例えば、パーライトが挙げられる。パーライト組織が形成されると、効率的な炭素分配が阻害され、残留γの形成が抑制されるため、延性が低下する。本発明では、残部組織の面積率が5%以下であれば、材質への影響は無視できるため、残部組織の面積率は、上限を5%とする。残部組織の面積率は0%であってもよい。
円相当径が0.8μm未満であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子は、局部変形時に応力集中が起こりにくく、ボイドの形成に寄与しないため、局部延性および穴広げ性を劣化させない組織である。
円相当径が0.8μm未満であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の合計の個数フレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の全粒子の個数に対して50%以上であれば、本発明では、優れた局部伸びおよび穴広げ性を得られる。
よって、本発明では、円相当径:0.8μm未満であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留γ粒子の合計の個数のフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の全粒子の個数に対する割合を50%以上とする。すなわち、以下の式(A)を満たすようにする。
100×(円相当径:0.8μm未満であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留γ粒子の合計の個数)/(フレッシュマルテンサイト粒子および残留γ粒子の全粒子の個数)≧50(%) ・・・式(A)
好ましくは、上記の式(A)で規定する左辺の割合は55%以上である。
なお、上記の組織を得るためには、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイトの内の1種または2種を組織中に形成させればよく、焼戻しマルテンサイトは320℃以下150℃以上の第二冷却停止温度Tc2まで冷却することで十分に得ることができ、下部ベイナイトは350~550℃の温度範囲で20~3000秒過時効保持することで十分得ることができる。
円相当径が0.8μm以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および/または残留オーステナイト粒子において、フレッシュマルテンサイト粒子および/または残留オーステナイト粒子のアスペクト比を高くすることで、局部変形時の応力集中を低減し、ボイド形成を抑制して局部延性および穴広げ性を向上させることができる。
このようなフレッシュマルテンサイト粒子および/または残留オーステナイト粒子については、加熱過程において形成される軟質なフェライト組織に囲まれた針状オーステナイトを、その後の冷却過程においてベイナイト変態させることで面積率を増加することができる。本発明では、円相当径が0.8μm以上であり、且つアスペクト比が2.0以上である粒子が、円相当径が0.8μm以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の総数に対して30%以上であることで、所望の成形性を具備することができる。
よって、本発明では、アスペクト比が2.0以上であって円相当径:0.8μm以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の合計の個数の円相当径:0.8μm以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の個数に対する割合を30%以上とする。すなわち、前述した式(A)と共に、さらに以下の式(B)を満たすようにする。好ましくは、以下の式(B)で規定する左辺の割合は35%以上である。
100×(アスペクト比が2.0以上であって円相当径:0.8μm以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留γ粒子の合計の個数)/(円相当径:0.8μm以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留γ粒子の個数)≧30(%) ・・・式(B)
鋼板から、鋼板表面に垂直であり、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう観察試料を切り出し、板厚断面を1体積%ナイタールで腐食現出し、走査電子顕微鏡(SEM)で2000倍に拡大して板厚t/4部で3000μm2以上の領域で組織写真を撮影する。そして、以下の項目(i)~(iv)をそれぞれ測定する。なお、tは板厚、wは板幅を示す。
ポリゴナルフェライト(再結晶F)と上部ベイナイト(UB)はいずれもSEM写真で灰色を示すが、形状により識別することが可能である。SEM写真の一例を温度Tで保持後に水冷した組織のSEM写真と合わせて図1に示す。図1(a)に破線で示す領域が、焼鈍工程で本発明範囲内の焼鈍温度Tでの均熱保持までの処理により形成された針状γ組織であり、その内部に上部ベイナイト(UB)が生成しており、その周囲にアスペクト比の高い残留γあるいはフレッシュマルテンサイト(M)が形成されている。同様の組織は焼鈍温度Tでの均熱保持までの処理で形成された塊状γ組織中にも観察される。ポリゴナルフェライトと上部ベイナイトの面積率は、ASTM E562-11(2014)に準拠して点算法により測定した。ポリゴナルフェライトの面積率と上部ベイナイトの面積率の夫々は、5箇所での測定値の平均値とする。
フレッシュマルテンサイトと残留γはいずれも、SEM写真で白色を示し、区別することができない。そこで、残留γは、後述する方法で別途測定した。また、フレッシュマルテンサイトと残留γの合計面積率をSEM写真からASTM E562-11(2014)に準拠して点算法により測定し、当該合計面積率から後述する方法で測定した残留γの面積率を引くことでフレッシュマルテンサイトの面積率を測定する。フレッシュマルテンサイトと残留γの合計面積率は点算法により測定し、5か所での測定値を平均した値から後述する方法で測定した残留γの体積率を引いた値を、フレッシュマルテンサイトの面積率とする。
焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとはSEM写真で白色の微細な組織で観察される炭化物を含む組織である。より微視的な観察では両者を区別することは可能であるが、SEM写真では判別が難しい。したがって、本発明では焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとを同一の組織として定義し、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの合計の面積率をASTM E562-11(2014)に準拠して点算法により測定する。5箇所での測定値を平均した値を、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの合計の面積率とする。
前記の方法で測定したポリゴナルフェライトと、上部ベイナイトと、フレッシュマルテンサイトと、残留γと、焼戻しマルテンサイトと、下部ベイナイトとの面積率を100%より引くことで残部組織の面積率と定義する。
鋼板を板厚1/4位置まで研磨後、化学研磨により更に0.1mm研磨した面について、X線回折装置でMoのKα線を用い、FCC鉄(γ)の(200)面、(220)面、(311)面と、BCC鉄(フェライト)の(200)面、(211)面、(220)面の積分反射強度を測定し、BCC鉄(フェライト)各面からの積分反射強度に対するFCC鉄(γ)各面からの積分反射強度の強度比から求めた残留γの体積率を測定する。本発明では、当該残留γの体積率は、残留γの面積率とすることができる。
鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう観察試料を切り出し、板厚断面の組織をレペラー腐食液で腐食現出し、レーザー顕微鏡(LM)で1000倍に拡大して板厚t/4部で10000μm2以上の領域で組織写真を撮影する。
レペラー腐食はカラーエッチングであり、フレッシュマルテンサイトおよび/または残留γを白色のコントラストで示すことで、フレッシュマルテンサイト粒子および/または残留γ粒子を抽出し、画像解析することでフレッシュマルテンサイト粒子および/または残留γ粒子の円相当径およびアスペクト比を測定する。
得られた全粒子の内、円相当径が0.8μm未満である粒子を対象として、粒子数を測定し、全粒子の粒子数に対する割合を算出する。
また、得られた全粒子の内、円相当径が0.8μm以上である粒子を対象として、このうちアスペクト比が2.0以上の粒子数を測定し、円相当径が0.8μm以上である全粒子に対するアスペクト比が2.0以上であり、且つ円相当径が0.8μm以上である粒子の割合を算出する。
本発明において、熱間圧延工程における熱間圧延としては、前述した成分組成を有する鋼スラブを再加熱後圧延する方法、連続鋳造後の鋼スラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後の鋼スラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などがある。熱間圧延は常法に従って実施すればよく、例えば、スラブ加熱温度を1100℃以上1300℃以下とし、均熱時間を20~30分とし、仕上げ圧延温度をAr3変態点(℃)以上、Ar3変態点(℃)+200℃以下、巻取り温度を400~720℃とすればよい。巻取り温度は板厚変動を抑制して、高い強度を安定して確保する観点から430~530℃とすることが好ましい。
酸洗処理工程とは、熱間圧延工程後の熱延鋼板に酸洗処理を施す工程である。酸洗処理条件は特に限定されず、公知の製造方法における酸洗処理条件を採用すれば良い。
累積冷間圧延率:30~85%
冷間圧延処理における圧下率(累積冷間圧延率)が30%未満になると、再結晶が十分に促進されず、本発明で言及する針状γの形成が十分に行われない。また、所望する冷間圧延の集合組織が発達せず、後述するような、{111}<0-11>方位、{111}<11-2>方位、{211}<0-11>方位、および{100}<011>方位を有する組織の合計がbcc相の全組織に対して35%以上とならない。よって、冷間圧延の圧下率は30%以上とする。圧下率(累積冷間圧延率)は、好ましくは、40%以上であり、より好ましくは50%以上である。一方、冷間圧延負荷の観点、あるいはさらに材質の観点から、圧下率(累積冷間圧延率)は85%以下である。
冷間圧延工程では、パス数は特に限定されないが、例えば、5パスとしてよい。累積冷間圧延率(板厚減少率)は、(1-(冷間圧延後(最終パス後)の板厚/冷間圧延前の板厚)×100のことを指す。
1パス目の圧下率は、操業性の観点から5%以上とする。一方、1パス目の圧下率が25%以上になると、1パス目の冷間圧延時の板温が低いため、冷間圧延材にせん断成分のひずみが付与され、所望の集合組織が発達せず、針状γが形成しない。そのため、1パス目の圧下率は5%以上25%未満とする。
なお、1パス目の圧下率(板厚減少率)は、(1-(1パス目の冷間圧延後の板厚)/(冷間圧延前の板厚))×100のことを指す。
針状γはその核生成サイトの周囲にあるフェライトと特定の結晶方位関係(Near Kurdjumov-Sachs関係)を有する。
冷延圧延後の冷延鋼板の組織において、{111}<0-11>方位、{111}<11-2>方位、{211}<0-11>方位、および{100}<011>方位といった規定方位を有する組織の合計がbcc相の全組織に対して、面積率で一定量以上であることで、上記の規定方位を有する逆変態γが、周囲のフェライト粒の間に形成されやすく、その結果、針状γが多く形成される。所望量の針状γを形成させるために、{111}<0-11>方位、{111}<11-2>方位、{211}<0-11>方位、および{100}<011>方位を有する組織の合計が、bcc相の全組織に対して、面積率で35%以上であることが必要となる。好ましくは、40%以上である。一方、{111}<0-11>方位、{111}<11-2>方位、{211}<0-11>方位、および{100}<011>方位を有する組織の合計が、bcc相の全組織に対して、面積率で75%より多くなると鋼板の材質異方性が生じる。そのため、上記の規定方位を有する組織の合計は、bcc相の全組織に対して、面積率で75%以下とする。好ましくは68%以下であり、より好ましくは65%以下である。
冷間圧延工程後の冷延鋼板から、圧延方向に平行な断面が測定面となる測定試料を切り出し、測定面を機械研磨あるいは電解研磨した後、SEM-EBSD法(測定条件:WD:20mm、加速電圧:20kV)により80000μm2以上の領域を測定する。圧延の{ND面}<RD方向>方位が{111}<0-11>方位、{111}<11-2>方位、{211}<0-11>方位、および{100}<011>方位となるbcc相の組織面積率を定量化し、すべての方位のbcc相の面積率との比を算出することで冷延鋼板の集合組織を評価する。
本発明の焼鈍工程は、上記冷間圧延工程後の冷延鋼板に対して、500℃以上Ac1以下の温度範囲を平均加熱速度(HR1):0.5~15℃/secとし、840℃以下、かつ0.6≦(T-Ac1)/(Ac3-Ac1)<1.0となる焼鈍温度Tまで加熱を行い、該加熱後、露点Tdが-50℃以上-30℃以下である炉内雰囲気において上記温度Tで均熱保持を行うことで、針状γ組織が数密度で5個/1000μm2以上である鋼板を得て、次いで、750~550℃の温度範囲を平均冷却速度:6.0℃/sec以上で550℃以下400℃以上の第一冷却停止温度Tc1まで冷却する第一冷却を施し、該第一冷却後、前記第一冷却停止温度Tc1において25秒以上保持する第一保持を施し、該第一保持後、350℃以下200℃以上の温度範囲を平均冷却速度:3.0~80℃/sで冷却し、320℃以下150℃以上の第二冷却停止温度Tc2まで冷却する第一冷却を施し、第二冷却停止温度Tc2において2~20秒保持する第二保持を施し、該第二保持後、350~500℃の温度範囲で20~3000秒過時効保持を施し、該過時効保持後、冷却する第三冷却を施す工程である。
本発明では、前述した冷間圧延工程後の組織を有する冷間圧延板を適切な昇温速度で加熱することで再結晶を十分に促進し、その後、温度Tまでの加熱、あるいは温度Tでの保持により針状オーステナイトを形成させる。そのため、500℃以上でオーステナイト変態が生じないAc1以下の温度範囲において、15℃/sec以下の平均加熱速度とする。平均加熱速度は、好ましくは10℃/sec以下である。
また、操業上の観点から平均加熱速度の下限は0.5℃/sec以上とする。平均加熱速度は、好ましくは1.0℃/sec以上であり、より好ましくは1.5℃/sec以上である。
ここで、平均加熱速度(℃/s)は、((Ac1(℃)-500℃)/(500℃からAc1(℃)までの加熱時間(sec))から算出される。
該加熱後、露点Tdが-50℃以上-30℃以下である炉内雰囲気において焼鈍温度Tで焼鈍
本発明では、後述する温度T(焼鈍温度T)までの加熱、あるいはさらに焼鈍温度Tでの保持により、後述するような針状オーステナイトを形成させることができる。この点、Ac3(℃)以上のオーステナイト単相域まで加熱すると針状オーステナイトが隣接するオーステナイトと合体し、オーステナイトの形態は等軸となる。そのため、本発明では、二相域焼鈍を施す必要がある。
また、焼鈍温度Tに関して、(T-Ac1)/(Ac3-Ac1)が0.6を下回ると、オーステナイトへの逆変態が十分に起こらず、針状オーステナイトが形成されず、再結晶フェライト粒界に沿って等軸のオーステナイトのみが形成される。また、フェライト組織が多いために、980MPa以上の強度が得られない場合がある。
そのため、焼鈍温度Tに関し、0.6≦(T-Ac1)/(Ac3-Ac1)<1とする。また、温度Tが840℃よりも高いと良好な化成処理性が得られない。そのため、温度Tは、840℃以下とする。
また、露点Tdが-50℃未満であると良好な化成処理性が得られない。また、露点Tdは、-30℃超であると、良好な化成処理性が得られない。そのため、露点Tdは-50℃以上-30℃以下とする。露点Tdは、好ましくは-48℃以上であり、より好ましくは-45℃以上である。また、露点Tdは、好ましくは-32℃以下であり、より好ましくは-34℃以下である。
Ac1(℃)=723+22×[Si%]-18×[Mn%]+17×[Cr%]+4.5[Mo%]+16×[V%]
Ac3(℃)は、経験則に基づく、次式により算出すればよい。
Ac3(℃)=910-203×[C%]1/2+44.7×[Si%]-30×[Mn%]+700×[P%]+400×[sol.Al%]-20×[Cu%]+31.5×[Mo%]+104×[V%]+400×[Ti%]
なお、上記式中の[X%]は、鋼板の成分元素Xの含有量(質量%)であり、含有しないときは“0”とする。
本発明では、所望の成形性を具備させるために針状γを活用する。針状オーステナイト(針状γ)が多く形成されるとアスペクト比の高い残留γを多量に形成されやすい。本発明で、所望の成形性を具備させるためには、焼鈍温度Tまでの昇温、均熱保持により形成される針状γ組織が数密度で5個/1000μm2以上であることが必要となる。針状γの性質上、上限はなく、針状γの粒子数は多いことが好ましい。
高温で形成される組織を評価する際、水冷することで組織を凍結して形成された組織を評価することは一般的である。本発明では、焼鈍工程において、焼鈍温度Tでの均熱保持までの処理で形成される針状γが、その後の冷却過程でアスペクト比が高く、加工安定性の高い残留γの形成に寄与することが重要な点であり、この針状γ組織の数密度を測定する。鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう観察試料を切り出し、板厚断面を1体積%ナイタールで腐食現出し、走査電子顕微鏡(SEM)で2000倍に拡大して板厚t/4部で3000μm2以上の領域で組織写真を撮影する。図1(b)に示すSEM写真は、焼鈍工程において本発明範囲内の温度Tで保持した後に水冷した組織の写真であり、針状γと塊状γ、フェライト組織が形成されている。図2に、針状γのアスペクト比の測定方法の模式図を示す。ここで、同一の方位を有する再結晶フェライトにより囲まれたアスペクト比が3.0以上のオーステナイトを針状γと定義する。なお、針状オーステナイトの先端は他のオーステナイト粒と接していても構わないが、その場合、電子線後方散乱回折法(EBSD)により、隣接するフェライト粒が同一方位であることを確認すればよい。この定義に従い、焼鈍工程において、焼鈍温度Tでの均熱保持までの処理が施された鋼板における針状γの数を5視野で行い、針状γの数を観察した全面積で割ることで針状γの数密度(個/1000μm2)を測定する。
第一保持:第一冷却後、第一冷却停止温度Tc1において25秒以上保持
第一冷却において、750~550℃の温度範囲では、フェライト変態が支配的に生じる。フェライト変態が過度に生じると、針状γがフェライト変態するため、750~550℃の温度範囲を平均冷却速度:6.0℃/sec以上として、フェライト変態を抑制する。平均冷却速度は、好ましくは8.0℃/sec以上であり、より好ましくは10.0℃/sec以上である。
ここで、平均冷却速度(℃/sec)は、(750℃(冷却開始温度)-550℃(冷却停止温度))/(冷却開始温度から冷却停止温度までの冷却時間(sec))から算出される。
また、第一冷却後の第一保持として、第一冷却停止温度Tc1における保持時間はベイナイト変態を十分に行うために、25秒以上とする。第一保持での保持時間は、好ましくは30秒以上であり、より好ましくは35秒以上である。また、第一保持での保持時間は、好ましくは60秒以下であり、より好ましくは55秒以下である。
なお、第一冷却後の第一保持として、第一却停止温度Tc1における温度変調は、550℃以下400℃以上の範囲内であれば許容される。
上記の第一保持後、第二冷却として、まず、350℃以下200℃以上の温度範囲の平均冷却速度を3.0~80℃/sとする。350℃以下200℃以上の温度範囲の平均冷却速度が80℃/s超であると、過度な急速冷却となるため、板形状が劣化する。一方、この平均冷却速度が3.0℃/s未満であると、マルテンサイト変態と炭素分配が競合して生じるため、未変態γが安定化することで最終冷却後にフレッシュマルテンサイトが多く形成される。よって、本発明では、350℃以下200℃以上の温度範囲の平均冷却速度を3.0~80℃/sとする。この平均冷却速度は、好ましくは、60℃/sec以下であり、より好ましくは50℃/sec以下である。また、この平均冷却速度は、好ましくは、5.0℃/sec以上であり、より好ましくは10.0℃/sec以上である。
ここで、平均冷却速度(℃/sec)は、(350℃(冷却開始温度)-200℃(冷却停止温度))/(冷却開始温度から冷却停止温度までの冷却時間(sec))から算出される。
第二冷却後の第二保持として、第二冷却停止温度Tc2での保持時間を2秒以上とすることで、第二冷却停止温度Tc2までの冷却によりマルテンサイト変態が十分に生じて、板幅方向、板厚方向で均一なマルテンサイト組織が得られ、材質のバラつきを低減できる。一方、第二保持における保持時間は、操業上の観点から20秒以下とする。第二保持での保持時間は、好ましくは4秒以上であり、より好ましくは6秒以上である。また、第二保持での保持時間は、好ましくは17秒以下であり、より好ましくは14秒以下である。
なお、第二冷却後の第二保持として、第二却停止温度Tc2における温度変調は、320℃以下150℃以上の範囲内であれば許容される。
350~500℃の温度範囲での過時効保持は、未変態のオーステナイトをベイナイト変態させ、加えて第二冷却停止温度Tc2までの冷却により生じたマルテンサイト組織を焼き戻しすることで、未変態オーステナイトへの炭素分配を促進する目的で行う。過時効保持の温度が500℃を上回ると、残留オーステナイトの分解が生じ、セメンタイトの析出、あるいはさらに一部組織にパーライト変態が生じ、延性が低下する。一方、過時効保持の温度が350℃を下回ると、未変態のオーステナイトが変態せず、加えて、第二冷却停止温度Tc2で形成されたマルテンサイトからの炭素分配が起こらず、機械的安定性の低い残留オーステナイトが最終冷却時に形成される。したがって、過時効保持を行う温度範囲は350~500℃とする。また、過時効保持での保持時間は20秒以上あれば、未変態のオーステナイトのベイナイト変態および第二冷却停止温度Tc2で形成されたマルテンサイトからの炭素分配が生じ、所望の成形性を確保できる。一方、過時効保持での保持時間は、操業性を鑑みて、3000秒以下とする。
上記の過時効保持後は、室温(10~30℃)まで冷却し、本発明の鋼板を得る。
次に、当該冷延鋼板を、連続焼鈍ラインにて表2に示す条件で焼鈍した後、伸長率0.2~0.4%の調質圧延を施し、評価に供する鋼板を製造した。なお、過時効保持(等温保持)後は、第三冷却として室温(20℃)まで冷却した。
鋼板から、鋼板表面に垂直であり、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう観察試料を切り出し、板厚断面を1体積%ナイタールで腐食現出し、走査電子顕微鏡(SEM)で2000倍に拡大して板厚t/4部で3000μm2以上の領域で組織写真を撮影した。以下の項目(i)~(iv)をそれぞれ測定した。結果を表3に示す。なお、tは板厚、wは板幅を示す。
ポリゴナルフェライト(再結晶F)と上部ベイナイト(UB)はいずれもSEM写真で灰色を示すが、形状により識別することが可能である。SEM写真の一例を温度Tで保持後に水冷した組織のSEM写真と合わせて図1に示す。図1(a)に破線で示す領域が、焼鈍工程で本発明範囲内の焼鈍温度Tでの均熱保持までの処理により形成された針状γ組織であり、その内部に上部ベイナイト(UB)が生成しており、その周囲にアスペクト比の高い残留γあるいはフレッシュマルテンサイト(M)が形成されている。同様の組織は焼鈍温度Tでの均熱保持までの処理で形成された塊状γ組織中にも観察される。ポリゴナルフェライトと上部ベイナイトの面積率は、ASTM E562-11(2014)に準拠して点算法により測定した。ポリゴナルフェライトの面積率と上部ベイナイトの面積率の夫々は、5箇所での測定値の平均値とした。
フレッシュマルテンサイトと残留γはいずれも、SEM写真で白色を示し、区別することができない。そこで、残留γは、後述する方法で別途測定した。また、フレッシュマルテンサイトと残留γの合計面積率をSEM写真からASTM E562-11(2014)に準拠して点算法により測定し、当該合計面積率から後述する方法で測定した残留γの面積率を引くことでフレッシュマルテンサイトの面積率を測定した。フレッシュマルテンサイトと残留γの合計面積率は点算法により測定し、5か所での測定値を平均した値から後述する方法で測定した残留γの体積率を引いた値を、フレッシュマルテンサイトの面積率とした。
焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとはSEM写真で白色の微細な組織で観察される炭化物を含む組織である。より微視的な観察では両者を区別することは可能であるが、SEM写真では判別が難しい。したがって、本発明では焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとを同一の組織として定義し、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの合計の面積率をASTM E562-11(2014)に準拠して点算法により測定した。5箇所での測定値を平均した値を、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの合計の面積率とした。
前記の方法で測定したポリゴナルフェライトと、上部ベイナイトと、フレッシュマルテンサイトと、残留γと、焼戻しマルテンサイトと、下部ベイナイトとの面積率を100%より引くことで残部組織の面積率と定義した。
鋼板を板厚1/4位置まで研磨後、化学研磨により更に0.1mm研磨した面について、X線回折装置でMoのKα線を用い、FCC鉄(γ)の(200)面、(220)面、(311)面と、BCC鉄(フェライト)の(200)面、(211)面、(220)面の積分反射強度を測定し、BCC鉄(フェライト)各面からの積分反射強度に対するFCC鉄(γ)各面からの積分反射強度の強度比から求めた残留γの体積率を測定した。本発明では、当該残留γの体積率を、残留γの面積率とすることができる。
高温で形成される組織を評価する際、水冷することで組織を凍結して形成された組織を評価することは一般的である。本発明では、焼鈍工程において、温度Tでの保持処理までに形成される針状γが、その後の冷却過程でアスペクト比が高く、加工安定性の高い残留γの形成に寄与することが重要な点であり、この針状γ組織の数密度を測定した。鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう観察試料を切り出し、板厚断面を1体積%ナイタールで腐食現出し、走査電子顕微鏡(SEM)で2000倍に拡大して板厚t/4部で3000μm2以上の領域で組織写真を撮影した。図1(b)に示すSEM写真は、焼鈍工程において本発明範囲内の温度Tで保持した後に水冷した組織の写真であり、針状γと塊状γ、フェライト組織が形成されている。図2に、針状γのアスペクト比の測定方法の模式図を示す。ここで、同一の方位を有する再結晶フェライトにより囲まれたアスペクト比が3.0以上のオーステナイトを針状オーステナイトと定義する。なお、針状オーステナイトの先端は他のオーステナイト粒と接していても構わないが、その場合、電子線後方散乱回折法(EBSD)により、隣接するフェライト粒が同一方位であることを確認すればよい。この定義に従い、焼鈍温度Tでの均熱保持までの処理が施された鋼板における針状γの数を5視野で行い、針状γの数を観察した全面積で割ることで針状γの数密度(個/1000μm2)を測定した。結果を表3に示す。
鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう観察試料を切り出し、板厚断面の組織をレペラー腐食液で腐食現出し、レーザー顕微鏡(LM)で1000倍に拡大して板厚t/4部で10000μm2以上の領域で組織写真を撮影した。
レペラー腐食はカラーエッチングであり、フレッシュマルテンサイトおよび/または残留γを白色のコントラストで示すことで、フレッシュマルテンサイト粒子および/または残留γ粒子を抽出し、画像解析することでフレッシュマルテンサイト粒子および/または残留γ粒子の円相当径およびアスペクト比を測定した。
得られた全粒子の内、円相当径が0.8μm未満である粒子を対象として、粒子数を測定し、全粒子の粒子数に対する割合を算出した。
また、得られた全粒子の内、円相当径が0.8μm以上である粒子を対象として、このうちアスペクト比が2.0以上の粒子数を測定し、円相当径が0.8μm以上である全粒子に対するアスペクト比が2.0以上であり、且つ円相当径が0.8μm以上である粒子の割合を算出する。結果を表3に示す。
冷間圧延工程後の冷延鋼板から、圧延方向に平行な断面が測定面となる測定試料を切り出し、測定面を機械研磨あるいは電解研磨した後、SEM-EBSD法(測定条件:WD:20mm、加速電圧:20kV)により80000μm2以上の領域を測定した。圧延の{ND面}<RD方向>方位が{111}<0-11>方位、{111}<11-2>方位、{211}<0-11>方位、および{100}<011>方位となるbcc相の組織面積率を定量化し、すべての方位のbcc相の面積率との比を算出することで冷延鋼板の集合組織を評価した。
得られた鋼板から圧延方向に対して垂直方向に引張方向をもつJIS5号引張試験片を作製した。各試験片に対して、JIS Z 2241(2011)の規定に準拠した引張試験を行った。引張試験のクロスヘッドスピードは10mm/minとした。なお、測定は2回実施し、平均することで測定値を求め、各鋼板の引張強度(TS)とした。
100mm×100mmの試験片を採取し、JFST 1001(鉄連規格)に準拠した穴広げ試験を各採取位置にて3回行い、3回の平均値(3回の合計値(%)/3)を穴広げ率λ(%)とした。
本発明では、引張強度(TS)が980MPa以上である鋼板を高強度であると評価した。
引張強度(TS)×全伸び(T.El)≧18000MPa・%以上である場合、延性Elに優れていると評価し、穴広げ率λ(%)≧45%を、伸びフランジ成形性λに優れていると評価した。
焼鈍後の鋼板に対して、20~35A/dm2の電流密度で2秒間の硫酸電解酸洗を施し、脱脂、表面調整を行い、その後にリン酸亜鉛化成処理液を用いて化成処理を行った。脱脂工程:処理温度40℃、処理時間120秒、スプレー脱脂、表面調整工程:pH9.5、処理温度室温、処理時間20秒、化成処理工程:化成処理液の温度35℃、処理時間120秒で化成処理とした。なお、脱脂工程、表面調整工程、化成処理工程夫々における、処理剤として、順に、日本パーカライジング社製の脱脂剤:FC-E2011、表面調整剤:PL-X、及び化成処理液:パルボンドPB-L3065を用いた。倍率:2000倍にて10000μm2以上の領域でSEM観察することで表面化成組織を観察し、化成被膜組織が全面で観察されたものを〇、目視で一部でも化成被膜組織が形成していないものを×として評価した。その結果を表3に示す。
Claims (5)
- 質量%で、
C:0.10~0.24%、
Si:0.4%以上1.60%未満、
Mn:2.0~3.6%、
P:0.02%以下、
S:0.01%以下、
sol.Al:1.0%未満、
N:0.015%未満を含有し、
且つ以下の式(1)を満たし、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
ポリゴナルフェライトの面積率:5%以上25%以下であり、
上部ベイナイトの面積率:5%以上50%以下であり、
残留オーステナイトの体積率:3%以上20%以下であり、
フレッシュマルテンサイトの面積率:12%以下(0%を含む)であり、
焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積率の合計:10%以上50%以下であり、且つ
残部組織の面積率:5%以下である組織を有し、
円相当径:0.8μm未満であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の合計の個数のフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の全粒子の個数に対する割合が50%以上であり、
且つ円相当径:0.8μm以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の個数に対する、アスペクト比が2.0以上で円相当径:0.8μm以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の個数の割合が30%以上である、鋼板。
Si/Mn<0.50・・・式(1)
ここで、式(1)中、Si、Mnは夫々、Si含有量(質量%)、Mn含有量(質量%)を示す。 - 前記成分組成として、さらに、以下の(A)群、(B)群から選ばれる1つ以上を含有する、請求項1に記載の鋼板。
(A)群:質量%で、Nb:0.2%以下、Ti:0.2%以下、V:0.2%以下、B:0.01%以下、Cu:0.2%以下、Ni:0.2%以下、Cr:0.4%以下、Mo:0.15%以下のうちから選ばれる1種または2種以上
(B)群:質量%で、Mg:0.0050%以下、Ca:0.0050%以下、Sn:0.10%以下、Sb:0.10%以下、REM:0.0050%以下のうちから選ばれる1種または2種以上 - 請求項1または2に記載の鋼板を用いてなる部材。
- 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対して熱間圧延および酸洗を施した後、得られた熱延鋼板に対して冷間圧延処理を施すことで冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
前記冷延鋼板に対して焼鈍処理を施すことで鋼板を得る焼鈍工程と、を含み、
前記冷間圧延工程は、
累積冷間圧延率:30~85%とし、
1パス目の圧下率を5%以上25%未満とすることで、{111}<0-11>方位、{111}<11-2>方位、{211}<0-11>方位、および{100}<011>方位を有する組織の合計が、bcc相の全組織に対して、面積率で35%以上75%以下である前記冷延鋼板を得る前記冷間圧延処理を含み、
前記焼鈍工程は、
前記冷延鋼板に対して、500℃以上Ac1以下の温度範囲を平均加熱速度:0.5~15℃/secとし、840℃以下、かつ0.6≦(T-Ac1)/(Ac3-Ac1)<1.0となる焼鈍温度Tまで加熱を行い、
該加熱後、露点Tdが-50℃以上-30℃以下である炉内雰囲気において前記焼鈍温度Tで均熱保持を行うことで、針状オーステナイト組織が数密度で5個/1000μm2以上である鋼板を得て、
次いで、750~550℃の温度範囲を平均冷却速度:6.0℃/sec以上とし、550℃以下400℃以上の第一冷却停止温度Tc1まで冷却する第一冷却を施し、
該第一冷却後、前記第一冷却停止温度Tc1において25秒以上保持する第一保持を施し、
該第一保持後、350℃以下200℃以上の温度範囲を平均冷却速度:3.0~80℃/sで冷却し、320℃以下150℃以上の第二冷却停止温度Tc2まで冷却する第二冷却を施し、
前記第二冷却停止温度Tc2において2~20秒保持する第二保持を施し、
該第二保持後、350~500℃の温度範囲で20~3000秒過時効保持を施し、該過時効保持後、冷却する第三冷却を施す前記焼鈍処理を含む、ポリゴナルフェライトの面積率:5%以上25%以下であり、上部ベイナイトの面積率:5%以上50%以下であり、
残留オーステナイトの体積率:3%以上20%以下であり、フレッシュマルテンサイトの面積率:12%以下(0%を含む)であり、焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積率の合計:10%以上50%以下であり、且つ残部組織の面積率:5%以下である組織を有し、円相当径:0.8μm未満であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の合計の個数のフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の全粒子の個数に対する割合が50%以上であり、且つ円相当径:0.8μm以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の個数に対する、アスペクト比が2.0以上で円相当径:0.8μm以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の個数の割合が30%以上である、鋼板の製造方法。 - 請求項1または2に記載の鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
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