JP7367893B1 - 高強度鋼板、高強度鋼板を用いてなる部材、部材からなる自動車の骨格構造部品用又は自動車の補強部品、ならびに高強度鋼板及び部材の製造方法 - Google Patents
高強度鋼板、高強度鋼板を用いてなる部材、部材からなる自動車の骨格構造部品用又は自動車の補強部品、ならびに高強度鋼板及び部材の製造方法 Download PDFInfo
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Abstract
Description
また、本発明は、上記の高強度鋼板を用いてなる部材をその製造方法とともに提供することを目的とする。
「部品強度に優れる」とは、後述する引張試験により求める降伏比(YR)が55%以上であることを意味する。
「延性に優れる」とは、後述する引張試験により求める全伸び(El)が10%以上であることを意味する。
「伸びフランジ性に優れる」とは、後述する穴広げ試験により求める穴広げ率(λ)が20%以上であることを意味する。
「剪断端面部の曲げ性に優れる」とは、後述する剪断端面部を有するサンプルの曲げ試験で求められる限界曲げ半径(Rs/t)と研削端面部を有するサンプルの曲げ試験で求められる限界曲げ半径(Rg/t)の比(Rs/Rg)が1.50以下を意味する。
「低温靭性に優れる」とは、後述するシャルピー衝撃試験において、低温靭性パラメータ(P)が3000以上であることを意味する。
すなわち、本発明の要旨は以下のとおりである。
(1)質量%で、
C:0.030%以上0.500%以下、
Si:0.01%以上2.50%以下、
Mn:0.10%以上5.00%以下、
P:0.100%以下、
S:0.0200%以下、
Al:1.000%以下、
N:0.0100%以下及び
O:0.0100%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、
板厚1/4位置において、
マルテンサイトの面積率が10%以上80%以下、
ベイナイトの面積率が2%以上70%以下、
フェライトの面積率が80%以下、
残留オーステナイトの面積率が15%以下、かつ
マルテンサイトブロック数に対する準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロック数の割合が2%以上である鋼組織と、
を有し、
板厚1/4位置において、225点以上のナノ硬度を測定したとき、ナノ硬度の平均値[Hn]aveに対して、ナノ硬度の標準偏差σnが0.60×[Hn]ave以下である、
高強度鋼板。
(2)前記準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロックにおける準安定炭化物の個数密度の平均値が1×106個/mm2以上である、上記(1)の高強度鋼板。
(3)前記成分組成は、さらに、質量%で、
Ti:0.200%以下、
Nb:0.200%以下、
V:0.200%以下、
Ta:0.10%以下、
W:0.10%以下、
B:0.0100%以下、
Cr:1.00%以下、
Mo:1.00%以下、
Ni:1.00%以下、
Co:0.010%以下、
Cu:1.00%以下、
Sn:0.200%以下、
Sb:0.200%以下、
Ca:0.0100%以下、
Mg:0.0100%以下、
REM:0.0100%以下、
Zr:0.100%以下、
Te:0.100%以下、
Hf:0.10%以下及び
Bi:0.200%以下
からなる群より選ばれる少なくとも1種の元素を含有する、上記(1)又は(2)の高強度鋼板。
(4)前記高強度鋼板の板厚1/4位置のビッカース硬さに対して、ビッカース硬さが85%以下の領域であって、前記高強度鋼板表面から板厚方向に200μm以内の領域である表層軟質層を有し、
前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの1/4位置及び板厚方向深さの1/2位置のそれぞれにおける板面の50μm×50μmの領域において、300点以上のナノ硬度を測定したとき、
前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの1/4位置の板面のナノ硬度が7.0GPa以上の測定数割合が、全測定数に対して0.10以下であり、
前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの1/4位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが1.8GPa以下であり、
さらに、前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの1/2位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが2.2GPa以下である、上記(1)~(3)のいずれかの高強度鋼板。
(5)前記高強度鋼板の片面又は両面の表面上において、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Ga、Ge、As、Ru、Rh、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Os、Ir、Rt、Au、Hg、Ti、Pb及びBiから選択される1種又は2種以上を合計で50質量%超含む金属めっき層を有する、上記(1)~(4)のいずれかの高強度鋼板。
(6)前記高強度鋼板の片面又は両面の最外層に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で50質量以上含む金属めっき層を有する、上記(1)~(5)のいずれかの高強度鋼板。
(7)上記(1)~(6)のいずれかの高強度鋼板を用いてなる、部材。
(8)上記(7)の部材からなる、自動車の骨格構造部品用又は自動車の補強部品。
(9)上記(1)又は(3)に記載の成分組成を有する鋼スラブに、
平均のひずみ速度が1×10-4/s以上1×10-1/s以下、総圧下率50%以上の条件で粗圧延を施した後、仕上げ圧延を施し、次いで巻取り処理を施して、熱延板を得る熱間圧延工程、
次いで、酸洗及び冷間圧延を施して、冷延板を得る酸洗及び冷間圧延工程と、
次いで、加熱温度が750℃以上の条件で第1加熱する第1加熱工程と、
次いで、T2以上750℃以下の温度域における第1冷却速度が2.0℃/s以上の条件で冷却する第1冷却工程と、
次いで、350℃以上550℃以下の滞留温度T2で下記式1で定義されるFが0.20以上0.90以下を満たす滞留時間t(s)の条件で滞炉させる滞炉工程と、
次いで、Ms-20℃以下まで冷却する工程であって、Ms-20℃以上Ms以下の温度域における第2平均冷却速度を5℃/s以上の条件とする第2冷却工程と、
次いで、下記式2を満たす温度X(℃)と保持時間Y(s)の条件で処理する第2加熱工程と
を含む、高強度鋼板の製造方法。
記
式1:F=1-exp(-ktn)
t:滞留時間(s)
k、n:前記スラブを第1冷却工程終了までの工程に付して得られる試験片に対して、350℃以上550℃以下の滞留温度T2で保持させて行われるフォーマスター試験の膨張曲線から求められる定数。
式2:7000≦(273+X)(20+log(Y/3600))≦13000
(10)前記第2加熱工程において、温度X(℃)が下記式3を満たす、上記(9)の高強度鋼板の製造方法。
記
式3:100≦X≦400
(11)前記第1加熱工程を露点-30℃以上の雰囲気下で行う,上記(9)又は(10)の高強度鋼板の製造方法。
(12)前記冷間圧延工程後、かつ前記焼鈍工程の前の鋼板の片面もしくは両面において、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Ga、Ge、As、Ru、Rh、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Os、Ir、Rt、Au、Hg、Ti、Pb及びBiから選択される1種又は2種以上を50質量%超含む金属めっきを施す工程を含む、上記(9)~(11)のいずれかの高強度鋼板の製造方法。
(13)前記第1加熱から第2加熱工程の鋼板に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で50質量%以上含む金属めっきを施す工程を含む、上記(9)~(12)のいずれかの製造方法。
(14)上記(1)~(6)のいずれかの高強度鋼板に、成形加工又は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。
さらに、本発明によれば、上記の高強度鋼板及び高強度鋼板を用いてなる部材の製造方法を提供することができる。
加えて、本発明によれば、上記の部材からなる部材からなる自動車の骨格構造部品用又は自動車の補強部品を提供することができる。
本発明の高強度鋼板(以下、便宜的に、「鋼板」ともいう。)は、後述する成分組成及び鋼組織を有する。
本発明の高強度鋼板の成分組成(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、特に明記しない限り「質量%」を意味する。
Cは、鋼の重要な基本成分の1つであり、特に本発明においては、マルテンサイトの面積率に影響する。C含有量が少なすぎると、マルテンサイトの面積率が減少し、780MPa以上のTSを実現することが困難になる。このため、C含有量は、0.030%以上であり、0.040%以上が好ましく、0.050%以上がより好ましい。
一方、C含有量が多すぎると、残留オーステナイトが過度に増加し、打ち抜き時に残留オーステナイトから生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する。その結果、穴広げ時の亀裂進展が促進され、穴広げ率が低下して、伸びフランジ性が低下する。また、残留オーステナイトが応力誘起変態することによってYRが低下し、部品強度が低下する。このため、C含有量は、0.500%以下であり、0.400%以下が好ましく、0.300%以下がより好ましい。
Siは、マルテンサイト中のセメンタイトの析出抑制や固溶強化によって、鋼板の強度を上昇させる成分である。この効果を得るため、Si含有量は、0.01%以上であり、0.05%以上が好ましく、0.10%以上がより好ましい。
一方、Si含有量が多すぎると、ベイナイト変態時の炭化物析出が著しく抑制され、残留オーステナイトが過度に増加し、打ち抜き時に残留オーステナイトから生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する。その結果、穴広げ時の亀裂進展が促進され、穴広げ率が低下して、伸びフランジ性が低下する。また、残留オーステナイトが応力誘起変態することによってYRが低下し、部品強度が低下する。このため、Si含有量は、2.50%以下であり、2.00%以下が好ましく、1.50%以下がより好ましい。
Mnは、鋼の重要な基本成分の1つであり、特に本発明においては、マルテンサイトの面積率に影響する。
Mn含有量が少なすぎると、マルテンサイトの面積率が減少し、780MPa以上のTSを実現することが困難になる。このため、Mn含有量は、0.10%以上であり、0.90%以上が好ましく、1.80%以上がより好ましい。
一方、Mn含有量が多すぎると、オーステナイトが安定化し、残留オーステナイトが過度に増加し、打ち抜き時に残留オーステナイトから生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する。その結果、穴広げ時の亀裂進展が促進され、穴広げ率が低下して、伸びフランジ性が低下する。また、残留オーステナイトが応力誘起変態することによってYRが低下し、部品強度が低下する。このため、Mn含有量は、5.00%以下であり、4.20%以下が好ましく、3.60%以下がより好ましい。
Pは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させるため、鋼板の極限変形能を低下させることから、λを低下させ、曲げ性を低下させ得る成分である。このため、Pの含有量は0.100%以下であり、好ましくは0.070%以下である。
Pの含有量の下限は特に限定されないが、Pは固溶強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることができることから、0.001%以上とすることが好ましい。
Sは、硫化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λを低下させ、曲げ性を低下させ得る成分である。このため、Sの含有量は0.0200%以下であり、好ましくは0.0050%以下である。
Sの含有量の下限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、0.0001%以上とすることが好ましい。
Alは、十分な脱酸を行ない、鋼中介在物を低減させるのに有効な成分であるが、Al含有量が多すぎると、フェライトが多量に生成し、穴広げ率が低下して、伸びフランジ性を低下させ得る。このため、Al含有量は、1.000%以下であり、0.500%以下が好ましく、0.100%以下がより好ましい。
一方、安定して脱酸を行なうためには、Al含有量は、0.010%以上が好ましく、0.015%以上がより好ましく、0.020%以上がさらに好ましい。
Nは、窒化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λを低下させ、曲げ性を低下させ得る成分である。このため、Nの含有量は0.0100%以下であり、好ましくは0.0050%以下である。
Nの含有量の下限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、Nの含有量は0.0001%以上とすることが好ましい。
Oは、酸化物として存在し、鋼板の極限変形能を低下させることから、λを低下させ、曲げ性を低下させ得る成分である。このため、Oの含有量は0.0100%以下であり、好ましくは0.0050%以下である。
Oの含有量の下限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、Oの含有量は0.0001%以上とすることが好ましい。
本発明の高強度鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、質量%で、
Ti:0.200%以下、Nb:0.200%以下、V:0.200%以下、
Ta:0.10%以下、W:0.10%以下、
B:0.0100%以下、
Cr:1.00%以下、Mo:1.00%以下、Ni:1.00%以下、
Co:0.010%以下、
Cu:1.00%以下、
Sn:0.200%以下、
Sb:0.200%以下、
Ca:0.0100%以下、Mg:0.0100%以下、REM:0.0100%以下、
Zr:0.020%以下、Te:0.020%以下、
Hf:0.10%以下及び
Bi:0.200%以下
からなる群より選ばれる少なくとも1種の元素を含有していてもよい。これらの元素は、単独でも、2種以上の組み合わせてでもよい。
本発明の高強度鋼板の鋼組織について説明する。
マルテンサイトを含有することにより、780MPa以上のTSを容易に実現できる。このため、マルテンサイトの面積率は、10%以上であり、15%以上が好ましく、20%以上がより好ましい。
一方、マルテンサイトが多すぎると、Elが低下し延性が劣化する。このため、マルテンサイトの面積率は、80%以下であり、75%以下が好ましく、70%以下がより好ましい。
マルテンサイトの観察位置は、後述するように、鋼板の板厚の1/4位置である。
ベイナイトを含有することにより、組織間の硬度差が軽減されλが上昇する。また、界面でのき裂進展を抑制することから低温靭性が向上する。このため、ベイナイトの面積率は、2%以上であり、3%以上が好ましく、4%以上がより好ましい。
一方、ベイナイトが多すぎると、十分な量のマルテンサイト量を確保できず、TSが低下する。このため、ベイナイトの面積率は、70%以下であり、60%以下が好ましく、50%以下がより好ましい。
ベイナイトの観察位置は、後述するように、鋼板の板厚の1/4位置である。
フェライトの面積率を80%以下とすることで、所望の強度を容易に得ることができる。フェライトの面積率は0%であっても本発明の効果は得られる。一方、フェライトが多すぎると、十分な量のマルテンサイト量を確保できずに、所望のTSが得られない。このため、フェライトの面積率は、80%以下であり、75%以下が好ましく、70%以下がより好ましい。一方、Elを上昇させ、延性をさらに向上するためには、フェライトの面積率は、10%以上が好ましく、15%以上がより好ましい。
フェライトの観察位置は、後述するように、鋼板の板厚の1/4位置である。
まず、鋼板から、その圧延方向に平行な板厚断面(板厚1/4位置のL断面)が観察面となるように、サンプルを切り出す。サンプルの観察面を、ダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用いて仕上げ研磨を施し、さらに1体積%ナイタールを用いてエッチングすることにより、組織を現出させる。
次いで、サンプルの観察面を、加速電圧10kVの条件で、走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて3000倍の倍率で観察し、3視野(1視野40μm×30μm)分のSEM画像を得る。
得られたSEM画像から、Adobe Photoshop(Adobe Systems社製)を用いて、各組織の面積率を算出する。具体的には、各組織の面積を測定面積で除して得られる値を、各組織の面積率とする。各組織の面積率を3視野分算出し、それらの平均値を各組織の面積率とする。
ベイナイトは灰色を呈する角状のベイニティックフェライトと白いコントラストを呈する鉄系炭化物、針状の形状の残留オーステナイトから構成される混合組織領域である。
マルテンサイトは内部に微細な凹凸を有する階層構造を持つ組織である。
これらは互いに識別できる。
残留オーステナイトを少なくすることにより、良好な部品強度及び伸びフランジ性が得られる。このため、残留オーステナイトの面積率は、15%以下であり、10%以下が好ましい。下限は特に限定されず、残留オーステナイトの面積率が0%であっても、この効果は得られる。
まず、鋼板を、その板厚1/4位置(鋼板表面から深さ方向で板厚の1/4に相当する位置)が測定面となるように研削し、その後、化学研磨によりさらに0.1mm研磨し、サンプルを得る。
サンプルの測定面について、X線回折装置により、CoのKα線源を用いて、fcc鉄(オーステナイト)の(200)面、(220)面及び(311)面、ならびに、bcc鉄の(200)面、(211)面及び(220)面の積分反射強度を測定する。
bcc鉄の各面の積分反射強度に対するfcc鉄の各面の積分反射強度の強度比を求める。9つの強度比の平均値を、残留オーステナイトの体積率とする。。この残留オーステナイトの体積率を3次元的に均一であるとみなして、鋼板の板厚1/4位置での残留オーステナイトの面積率とする。
本発明の鋼組織は、上述したマルテンサイト、ベイナイト、フェライト及び残留オーステナイト以外の組織(残部組織)を有していてもよい。
残部組織としては、マルテンサイト、ベイナイト、フェライト及び残留オーステナイト以外の組織であって、鋼板の組織として公知の組織が挙げられ、例えば、パーライト、フェライト中に析出した合金炭窒化物等が挙げられる。
なお、ベイナイト中に存在する鉄系炭化物やマルテンサイト中に析出した準安定炭化物及びマルテンサイト中に析出したセメンタイト等の鉄系炭化物は、残部組織に含まれない。
残部組織の面積率は、本発明の効果が損なわれないという理由から、3%以下が好ましい。
マルテンサイトブロック中に析出した準安定炭化物によって、優れた部品強度、延性、剪断端面曲げ性、伸びフランジ性を保ちつつ、低温靭性が向上する。これはマルテンサイトブロック中に析出した準安定炭化物が低温でのき裂の発生、進展を抑制するためであると考えられる。
この効果を得るためには、マルテンサイトブロック数に対する準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロック数の割合(以下、「割合p」ともいう)は、2%以上であり、5%以上が好ましく、10%以上がより好ましく、20%以上がさらに好ましい。30%以上が特に好ましい。割合pの上限は、特に限定されず、100%であってもよい。
まず、鋼板を、その板厚1/4位置(鋼板表面から深さ方向で板厚の1/4に相当する位置)が観察面となるように研削し、その後、電解研磨して、サンプルを作製する。作製したサンプルの観察面を、透過型電子顕微鏡(TEM)を用いて、加速電圧200kVの条件で、観察する。
マルテンサイトブロックの[100]方位から電子線を入射すると、母相マルテンサイトの電子回折図形が得られる。隣接するマルテンサイトブロックどうしは、ブロック境界を介して結晶方位が異なるので、明視野像でコントラストが異なることから、互いに区別される。マルテンサイトとフェライト及びベイナイトどうしは、マルテンサイト中には高密度の転位が観察され、フェライト及びベイナイト中は転位密度が比較的低いことから互いに区別される。
観察した単一のマルテンサイトブロックに炭化物が存在する場合、図1に示すように、母相マルテンサイト(α)の電子回折図形に加えて、炭化物の電子回折図形が得られる。
図1中、黒丸は、電子線が[100]方位から入射した場合における、母相マルテンサイトの電子回折斑点、白丸は、炭化物の電子回折斑点を示す。
図1における母相マルテンサイトの電子回折斑点間の距離D1と、炭化物の電子回折斑点間の距離D2とから、炭化物の面間隔dcと母相マルテンサイトの面間隔dmとの比dc/dmを、下記式3を用いて計算する。
式3:dc/dm=D1/D2
例えば、炭化物がセメンタイトである場合、距離D2は距離D1と等しい。このため、比dc/dmの値は、1である(D1/D2=dc/dm=1)。
一方、準安定炭化物(ε炭化物など)の距離D2は、セメンタイトよりも短いので、比dc/dm(=D1/D2)値は1よりも大きい。このため、準安定炭化物が存在する場合における比dc/dmの下限値を「1.020」とする。
なお、比dc/dmの上限については、ε炭化物の距離D2に基づいて、「1.150」と定める。
低温靭性がより優れるという理由から、マルテンサイトブロックにおける準安定炭化物の数密度が高いことが好ましい。これは、準安定炭化物の数密度が高いと、低温でのマルテンサイト中のき裂の進展抵抗がより大きくなるためと考えられる。
具体的には、準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロックにおける準安定炭化物の数密度の平均値(以下、「数密度n」ともいう)は、1×106個/mm2以上が好ましく、10×106個/mm2以上がより好ましく、100×106個/mm2以上がさらに好ましい。
数密度nの上限は、特に限定されず、数密度n、例えば10000000×106個/mm2以下であることができ、1000000×106個/mm2以下が好ましく、100000×106個/mm2以下がより好ましく、10000×106個/mm2以下がさらに好ましい。
上述したTEMを用いた割合pの測定に際して、準安定炭化物が存在する単一のマルテンサイトブロックにおいて制限視野電子回折図形を取得し、準安定炭化物から得られた電子回折斑点を用いて、暗視野像を得る。暗視野像において、準安定炭化物は、白いコントラストを呈する。
準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロックの面積を、制限視野電子回折図形を得た単一のマルテンサイトブロックの面積と定義する。隣接するマルテンサイトブロックどうしは、ブロック境界を介して結晶方位が異なるので、明視野像でコントラストが異なることから、互いに区別される。
上記の測定を3視野で行ない、準安定炭化物の個数を、準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロックの面積で除した値(=準安定炭化物の個数/準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロックの面積)を3視野分求める。それらの平均値を、準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロックにおける準安定炭化物の数密度の平均値(数密度n)とする。
マルテンサイトブロックにおける準安定炭化物の円相当径の平均値が小さいほど、低温でマルテンサイト中でき裂が発生しにくくなるために、低温靭性がより優れる。このため、マルテンサイトブロックにおける準安定炭化物の円相当径の平均値は、20nm以下が好ましく、5nm以下がより好ましい。
上述したTEMを用いた割合pの測定に際して、準安定炭化物が存在する単一のマルテンサイトブロックにおいて制限視野電子回折図形を取得し、準安定炭化物から得られた電子回折斑点を用いて、暗視野像を得る。暗視野像において、準安定炭化物は、白いコントラストを呈する。
単一のマルテンサイトブロック内部で300nm×300nmの領域の暗視野像を撮影し、画像処理を実施して、準安定炭化物が区別できるように二値化画像を得る。二値化画像を粒子解析することにより、全ての準安定炭化物粒子それぞれについて、円相当径を求める。準安定炭化物どうしが暗視野像において重なっている場合は、二値化画像に対して、Watershed法を用いた分割を実施する。
300nm×300nmの領域に存在する全ての準安定炭化物それぞれについて、円相当径を求める(3視野分)。3視野分の円相当径の平均値を求め、これを、マルテンサイトブロックにおける準安定炭化物の円相当径の平均値とする。
鋼板のナノ硬度の標準偏差σnを低下させることで、優れた部品強度、延性、伸びフランジ性、低温靭性を保ちつつ、剪断端面曲げ性が向上する。これは局所領域での塑性変形抵抗が組織内で均一化することで、剪断加工部での塑性変形不均一性が抑制され、剪断加工部での曲げ変形能が向上するためと考えられる。
ここで、例えばビッカース硬さ試験といったナノインデンテーション法以外の硬さ試験法では、組織のサブミクロンレベルの局所領域での塑性変形抵抗は得られない。よって、ナノインデンテーション法を用いることで初めて本発明の課題を解決することができる。
鋼板の圧延方向に平行な板厚断面(L断面)が観察面となるよう試料を切り出した後、観察面をダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施す。ナノインデンテーション装置を用いて、荷重制御で、荷重速度及び除荷速度を50μN/s、最大荷重を500μN、データ採取ピッチを5msecとする条件で、試料について225点以上のナノ硬度を測定する。測定の際、高強度鋼板表面から板厚1/4位置を測定位置とし、圧痕間の距離は2μm以上空けることとする。
得られた225点以上のナノ硬度測定結果からヒストグラムを作成し、標準偏差を求め、その値をナノ硬度の標準偏差σnとする。得られた225点以上のナノ硬度測定結果の平均値を、[Hn]aveとする。
高強度鋼板には、素地鋼板の表層において表層軟質層が形成されていることが好ましい。プレス成形時及び車体衝突時に前記表層軟質層が曲げ割れ進展の抑制に寄与するため、耐曲げ破断特性を向上する。
ここで、素地鋼板は、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛めっき鋼板及びその他金属めっき鋼板といっためっき処理が施されている鋼板の場合は、前記の各種めっきの素地(下地)である高強度鋼板であり、めっき処理が施されていない場合は、高強度鋼板であることとする。
表層とは、素地鋼板表面から板厚方向深さ200μmまでの厚さ200μmに対応する領域をいう。
軟質層は、素地鋼板の板厚1/4位置の断面(鋼板表面に平行な面)のビッカース硬さに対して、85%以下のビッカース硬さの領域をいう。軟質層は、素地鋼板の表層における脱炭層を包含する。
表層軟質層は、表層に含まれる軟質層をいい、表層全体が軟質層であっても、表層の一部が軟質層であってもよい。表層軟質層は、素地鋼板表面から板厚方向に200μm以内の厚さに対応する領域であることができる。
例えば、素地鋼板の板厚1/4位置の断面(鋼板表面に平行な面)のビッカース硬さに対して85%以下の領域が、素地鋼板表面から板厚方向に所定の深さで形成されているとして、所定の深さが板厚方向に200μm以内の場合、表面から板厚方向の所定の深さまでの厚さに対応する領域が表層軟質層であり、所定の深さが板厚方向に200μm超の場合、素地鋼板表面から板厚方向深さ200μmまでの厚さ200μmに対応する領域が表層軟質層である。
表層軟質層を有する場合、表層軟質層の厚さの下限は特に限定されず、8μm以上が好ましく、17μm超がより好ましい。
ビッカース硬さは、JIS Z 2244-1(2020)に基づいて、荷重を10gfとして測定する。
まず、めっき層が形成されている場合は、めっき層剥離後、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの1/4位置まで機械研磨を実施し、ダイヤモンド及びアルミナでのバフ研磨を実施し、さらにコロイダルシリカ研磨を実施する。バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、荷重:500μN、測定領域:50μm×50μm、打点間隔:2μmの条件でナノ硬度を測定する。
また、表層軟質層の板厚方向深さの1/2位置まで機械研磨を実施し、ダイヤモンド及びアルミナでのバフ研磨を実施、さらにコロイダルシリカ研磨を実施する。そして、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、荷重:500μN、測定領域:50μm×50μm、打点間隔:2μmの条件でナノ硬度を測定する。
本発明の一実施形態に伴う高強度鋼板は、素地鋼板の片面又は両面の表面上において、金属めっき層である第一めっき層を有することが好ましい。第一めっき層は、素地鋼板表面に直接形成されており、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Ga、Ge、As、Ru、Rh、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Os、Ir、Rt、Au、Hg、Ti、Pb及びBiから選択される1種又は2種以上を合計で50質量%超含む金属めっき層であり、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層の亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層は除かれる。第一めっき層は、金属電気めっき層が好ましく、以下では、金属電気めっき層を例に説明する。
本発明の一実施形態に従う高強度鋼板は、高強度鋼板の片面又は両面の最外層として、金属めっき層である第二めっき層を有していてもよい。第二めっき層は、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で50質量%以上含み、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層等であることができる。
また、アルミニウムめっき鋼板のめっき層は、Al(アルミニウム)を主成分(Al含有量が50.0質量%以上)とするめっき層をいう。
合金化溶融亜鉛めっき層は、例えば、20質量%以下のFe、0.001質量%以上1.0質量%以下のAlにより構成することが好適である。また、合金化溶融亜鉛めっき層には、任意に、Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi及びREMからなる群から選ばれる1種又は2種以上の元素を合計で0質量%超3.5質量%以下含有させてもよい。合金化溶融亜鉛めっき層のFe含有量は、より好ましくは7.0質量%以上、さらに好ましくは8.0質量%以上である。また、合金化溶融亜鉛めっき層のFe含有量は、より好ましくは15.0質量%以下、さらに好ましくは12.0質量%以下である。なお、前記の元素以外の残部は、不可避的不純物である。
高強度鋼板の板厚は特に限定されず、0.3mm以上3.0mm以下とすることができる。
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法(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鋼板を製造する方法でもある。ここで、製造方法に関する温度は、特に断らない限り、いずれも鋼スラブ又は鋼板の表面温度を基準とする。
本発明の製造方法においては、まず、上述した本発明の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延、酸洗及び冷間圧延を施すことにより、冷延板を得る。
鋼スラブとしては、例えば、鋼素材を溶製して本発明の成分組成を有する溶鋼とし、得られた溶鋼を固めたものを用いることができる。溶鋼方法は、特に限定されず、転炉溶鋼、電気炉溶鋼等の公知の溶製方法を用いることができる。溶鋼から鋼スラブを製造する方法は特に限定されず、連続鋳造法、造塊法、薄スラブ鋳造法等の公知の方法を用いることができる。マクロ偏析を防止する点から、連続鋳造法で製造することが好ましい。
製造された鋼スラブを、例えば、一旦室温まで冷却した後、再び加熱して熱間圧延(粗圧延及び仕上げ圧延)を施し、その後、巻き取りする。こうして、熱延板が得られる。ただし、製造した鋼スラブを、室温まで冷却しないで温片のまま加熱炉に装入してもよいし、わずかに保熱した後に直ちに粗圧延してもよい。
鋼スラブを以下の条件で粗圧延することにより、粗圧延板が得られる。
鋼スラブを加熱する温度(スラブ加熱温度)は、炭化物の溶解や圧延荷重の低減の観点から、1100℃以上が好ましい。一方、スケールロスの増大を防止するため、スラブ加熱温度は、1300℃以下が好ましい。スラブ加熱温度まで加熱した鋼スラブに対して、粗圧延を行う。
一方、粗圧延中の平均のひずみ速度が1×10-4/s未満のときは、オーステナイト粒の転位の回復が促進され、再結晶の駆動力が低下し動的再結晶が抑制されることでSiやMnといった溶質原子の拡散が不十分となり、ナノ硬度の標準偏差が0.60×[Hn]ave超となる。
よって、粗圧延は、平均のひずみ速度は1×10-4/s以上1×10-1/s以下、総圧下率50%以上の条件で行うこととする。粗圧延中の平均のひずみ速度は好ましくは1×10-3/s以上1×10-2/s以下である。粗圧延中の総圧下率は好ましくは60%以上である。
スラブ加熱温度を低めにした場合は、熱間圧延におけるトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延の前に、バーヒーター等を用いて粗圧延板を加熱することが好ましい。
仕上げ圧延を実施する際の温度(仕上げ圧延温度)は、Ar3変態点以上が好ましい。これにより、圧延負荷が低減する。さらに、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が低下し、圧延方向に伸長した異常な組織の発達が抑制され、加工性が優れる。
仕上げ圧延後に巻き取りを行い、熱延板が得られる。熱間圧延後の巻取温度は、後述する冷間圧延及び焼鈍に際しての通板性を良好にする観点から、300℃以上700℃以下が好ましい。
熱間圧延により得られた熱延板を酸洗する。酸洗により、熱延板の表面の酸化物が除去されて、最終製品である高強度鋼板において、優れた化成処理性及びめっき層の品質等を得ることができる。酸洗は、一回でもよいし、複数回に分けても実施してもよい。
本発明の一実施形態においては、熱間圧延工程後(冷間圧延を施す場合は、冷間圧延工程後)、かつ焼鈍工程の前の鋼板の片面又は両面において、金属めっき層である第一めっき層を形成する第一めっき工程を含んでいてもよい。第一めっき工程は、金属電気めっき工程であることが好ましい。
また、Fe系電気めっき浴中にはFeイオンに加えて、B、C、P、N、O、Ni、Mn、Mo、Zn、W、Pb、Sn、Cr、V及びCoからなる群から選ばれる少なくとも一種の元素を含有することができる。Fe系電気めっき浴中でのこれらの元素の合計含有量は、焼鈍前Fe系電気めっき層中でこれらの元素の合計含有量が10質量%以下となるようにすることが好ましい。なお、金属元素は金属イオンとして含有すればよく、非金属元素はホウ酸、リン酸、硝酸、有機酸等の一部として含有することができる。また、硫酸鉄めっき液中には、硫酸ナトリウム、硫酸カリウム等の伝導度補助剤や、キレート剤、pH緩衝剤が含まれていてもよい。
酸洗処理においては、硫酸、塩酸、硝酸及びこれらの混合物等各種の酸が使用できる。中でも、硫酸、塩酸及びこれらの混合物が好ましい。酸の濃度は特に限定されないが、酸化皮膜の除去能力及び過酸洗による肌荒れ(表面欠陥)防止等の観点から、1質量%以上20質量%以下が好ましい。
また、酸洗処理液には、消泡剤、酸洗促進剤、酸洗抑制剤等を含有してもよい。
次いで、得られた冷延板を750℃以上で第1加熱を施す。冷延板は、電気めっき処理されたものであってもよいが、当該処理を施されていなくてもよい。
加熱温度の上限は、特に限定されないが、操業性等の観点から、950℃以下が好ましい。
加熱時間の上限は、特に限定されず、例えば、6000s以下とすることができ、3000s以下が好ましい。ここで、「s」は、秒を意味する。
次いで加熱した冷延板を冷却するが、その際、T2以上750℃以下の温度域T1を経る。冷延板を、温度域T1において、以下に説明する第1平均冷却速度v1で冷却することにより、パーライト変態が抑制され、続く滞留工程においてベイナイト変態を活用することができる。
第1平均冷却速度v1の上限は特に限定されないが、設備投資負担の軽減の観点から、60.0℃/s以下が好ましい。
温度域T1での冷却は、連続冷却が好ましい。
第1加熱温度から750℃までの冷却速度は特に限定されない。
温度域T1を経た冷延板は、次いで、350℃以上550℃以下の滞留温度T2で保持する滞炉工程を行う。第1冷却工程後の冷延板を、350℃以上550℃以下の滞留温度T2で、式1で定義されるFが0.20以上0.90以下を満たす滞留時間t2(s)の条件で滞炉することにより、ベイナイト変態が生じる。この滞留時間t2(s)をフォーマスター試験から得られる膨張曲線から求め、適用することで、ベイナイト変態とそれに伴う鉄炭化物の析出や未変態オーステナイト中へのCの分配が適正化する。膨張曲線は鋼成分及び第1冷却までの熱履歴に依存するため、鋼成分及び第1加熱温度からT2℃になるまでの熱履歴ごとに膨張曲線を求め、適切な滞留時間t2を選択する必要がある。
式1:F=1-exp(-ktn)
t:滞留時間(s)
k、n:フォーマスター試験の膨張曲線から求められる定数
一方、冷延板が滞留温度T2に滞留する時間(滞留時間t2)が長すぎると、ベイナイト変態が過度に進行し、マルテンサイト量が減少し、TSが低下する。また、未変態オーステナイト中にセメンタイトが析出し、続く第2加熱工程で準安定炭化物が析出しにくくなり、マルテンサイトブロック数に対する準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロック数の割合が低下し、低温靭性が劣化する。このため、滞留時間t2はFが0.90となる時間t以下であり、好ましくはFが0.80となる時間t以下である。
上記鋼スラブを第1冷却までの工程に付し、次いで350℃以上550℃以下の滞留温度T2で滞留させる。第1冷却までの工程は、熱間圧延工程、酸洗及び冷間圧延工程、第1加熱工程及び第1冷却までの工程である。
フォーマスター試験機を用いて、滞留温度T2での滞留中の膨張曲線を取得する。T2での滞留は膨張が停留するまで実施する。滞留温度T2での滞炉開始時の膨張量を0、停留時の膨張量を1とし、膨張曲線を式1でフィッティングを行い、定数kとnを算出する。これにより、滞留温度T2におけるFとtの関係が求まる。
式1:F=1-exp(-ktn)
t:滞留時間(s)
k、n:フォーマスター試験の膨張曲線から求められる定数
次いで、滞留工程を経た冷延板を冷却する。冷却停止温度は、Ms-20℃以下である。これにより、マルテンサイト変態が十分に進行する。冷却停止温度がMs-20℃超である場合、未変態オーステナイトがマルテンサイト変態せずに、残留オーステナイト量が過大となり、良好な部品強度及び伸びフランジ性が得られない。冷却停止温度は室温でもよい。ここで、Msは、マルテンサイト変態が起こり始める温度(Ms点)であり、後述する試験により、測定した値を用いる。
このため、第2平均冷却速度v2は、5℃/s以上であり、8℃/s以上が好ましい。第2平均冷却速度v2の上限は特に限定されないが、設備投資負担の軽減の観点から、60.0℃/s以下が好ましい。
温度域T3以外の冷却速度は特に限定されない。
フォーマスター試験機を用いて、上記鋼スラブを滞留工程終了までの工程に付し、次いで第2平均冷却速度5℃/s以上で室温まで冷却する。第2冷却中にマルテンサイト変態が起こり膨張が始める温度をMs点とする。第2平均冷却速度の上限は、特に限定されないが、例えば100℃/s以下とすることができる。
冷却停止温度まで冷却した冷延板に、次いで、第2加熱を施す。
第2加熱を実施することにより、上述した冷却中に生成したマルテンサイトブロックにおいて、低温靭性を向上させる準安定炭化物が析出する。これにより、良好な部品強度、伸びフランジ性及び剪断端面部曲げ性を有しつつ、低温靭性に優れる、TSが780MPa以上の高強度鋼板が得られる。
ここで、XとYは、下記式2を満たすこととする。
式2:7000≦(273+X)×(20+log(Y/3600))≦13000
ここで、温度X(℃)は室温より高い値とする。
第2冷却工程の冷却停止温度より第2加熱の温度X(℃)が高い場合、冷却停止温度から第2加熱の温度X(℃)まで加熱を行う。
第2冷却工程の冷却停止温度と第2加熱の温度X(℃)が同じであってもよく、この場合、第2加熱の温度X(℃)である冷却停止温度で保持することを意味する。
一方、変数部Zの値が高すぎる場合、すなわち、温度Xが高すぎるか、かつ/又は、保持時間Yが長すぎる場合、準安定炭化物のセメンタイトへの遷移が起こり、割合pが低くなる。このため、割合pが高くなるという観点から、変数部Zの値は、13000以下であり、12000以下が好ましい。
式3:100≦X≦400
一方、同様の観点から、温度Xは、400℃以下が好ましく、380℃以下がより好ましく、350℃以下がさらに好ましい。
こうして、本発明の製造方法により、本発明の高強度鋼板が得られる。
本発明の製造方法において、後述するめっき処理を施す場合、得られる本発明の高強度鋼板は、めっき層を有するめっき鋼板である。
本発明の一実施形態においては、前記第1加熱から第2加熱工程の鋼板にめっき処理を施し、金属めっき層である第二めっき層を形成する第二めっき工程を含んでいてもよい。
第二めっき工程は亜鉛めっき工程又は溶融アルミニウムめっき処理とすることが好ましく、亜鉛めっき工程における亜鉛めっき処理としては、例えば、溶融亜鉛めっき処理、合金化亜鉛めっき処理、電気亜鉛めっき処理、アルミニウムめっき処理が挙げられる。
得られた高強度鋼板にスキンパス圧延を実施してもよい。スキンパス圧延後は、めっき処理後に行ってもよい。
スキンパス圧延での圧下率は、降伏強さを上昇させる観点から、0.05%以上が好ましい。圧下率の上限は、特に限定されないが、生産性の観点から1.50%が好ましい。
スキンパス圧延は、オンラインで実施してもよいし、オフラインで実施してもよい。
一度に目的の圧下率のスキンパスを実施してもよいし、数回に分けて実施してもよい。
本発明の部材及びその製造方法について説明する。
本発明の部材は、上記した本発明の高強度鋼板を用いてなる部材である。部材は、例えば、本発明の高強度鋼板を、プレス加工等により、目的の形状に成形することにより製造することができる。
〈鋼板の製造〉
下記表1に示す成分組成(残部はFe及び不可避的不純物からなる)を有する溶鋼を転炉において溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブを得た。
得られた鋼スラブに熱間圧延を施して、熱延板を得た。具体的には、鋼スラブを、1250℃に加熱して表2に示す条件で粗圧延し、次いで、仕上げ圧延温度900℃で仕上げ圧延を施してから、500℃の条件で巻き取り、その後、室温まで冷却して、熱延板を得た。
得られた熱延板に、酸洗を施した後、500℃の条件で軟質化熱処理を施し、次いで、圧延率50%の条件で冷間圧延を施した。こうして、板厚1.6mmの冷延板を得た。
次いで、温度域T1(750℃以下T2以上)の平均冷却速度が表2に示す第1平均冷却速度v1となるように冷却し、引き続き、その冷却速度で滞留温度T2まで冷却しT2にて表2に示す滞留時間t2で滞炉させた。
式1:F=1-exp(-ktn)
t:保持時間(s)
k、n:フォーマスター試験の膨張曲線から求められる定数
得られた冷延板を、幅10mm×長さ3mmに切断し、フォーマスター試験に供した。フォーマスター試験には、富士電波工機株式会社製のFTM―100を用いた。各実施例において、表2に示す第1加熱温度まで加熱し、200s保持した。次いで、温度域T1(750℃以下T2以上)の平均冷却速度が表2に示す第1平均冷却速度v1となるように冷却し、引き続き、その冷却速度で滞留温度T2まで冷却し、T2にて1000s滞留して膨張曲線を取得した。例えば、実施例1では第1加熱温度800℃で200s保持し、次いで平均冷却速度が18℃/sの条件で480℃まで冷却し、次いで、480℃で1000s滞留して得られた膨張曲線を式1でフィッティングし、kとnを求めた。
得られた冷延板を、幅10mm×長さ3mmに切断し、フォーマスター試験に供した。フォーマスター試験には、富士電波工機株式会社製のFTM―100を用いた。各実施例において、表2に示す第1加熱温度まで加熱し、200s保持した。次いで、温度域T1(750℃以下T2以上)の平均冷却速度が表2に示す第1平均冷却速度v1となるように冷却し、引き続き、その冷却速度で滞留温度T2まで冷却し、T2にてt秒滞留し、次いで、30℃/sで室温まで最終冷却し、最終冷却中の膨張曲線を作成し、膨張が認められた温度をMs点とした。例えば、実施例1では第1加熱温度800℃で200s保持し、次いで、第1平均冷却速度が18℃/sの条件で480℃まで冷却し、次いで、480℃で30s滞留し、次いで、30℃/sで室温まで最終冷却して得られた膨張曲線からMs点を求めた。
一部の冷延板に対しては、滞留温度T2の滞炉後に、溶融亜鉛めっき処理を実施して、両面にめっき層(溶融亜鉛めっき層)を形成した。すなわち、溶融亜鉛めっき鋼板(GI)を得た。その後、第2平均冷却速度v2にて、冷却停止温度まで冷却した。
溶融亜鉛めっき処理には、Al:0.20質量%を含有し、残部がZn及び不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき浴(浴温:470℃)を使用した。
溶融亜鉛めっき層の片面あたりの付着量は、45~72g/m2程度とした。
形成した溶融亜鉛めっき層の組成は、Fe:0.1~1.0質量%及びAl:0.2~1.0質量%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成であった。
溶融亜鉛めっき処理には、Al:0.14質量%を含有し、残部がZn及び不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき浴(浴温:470℃)を使用した。
合金化処理温度は、550℃とした。
合金化溶融亜鉛めっき層の片面あたりの付着量は、45g/m2程度とした。
形成した合金化溶融亜鉛めっき層の組成は、Fe:7~15質量%及びAl:0.1~1.0質量%を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成であった。
得られた鋼板について、上述した方法にしたがって、マルテンサイト、ベイナイト、フェライト及び残留オーステナイトの面積率、マルテンサイトブロック数に対する準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロック数の割合(割合p)、準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロックにおける準安定炭化物の数密度の平均値(数密度n)、ナノ硬度の標準偏差(測定点225点)を測定した。結果を下記表3に示す。
残部組織についても、一般的な公知の方法により面積率を測定した。残部組織に関して、下記表3中の「θ」は、フェライト中に析出したセメンタイトを意味する。
得られた鋼板について、以下に説明する試験を実施して、各種特性を評価した。結果を下記表3に示す。
引張試験は、JIS Z 2241に準拠して実施した。
具体的には、得られた鋼板から、鋼板の圧延方向に対して直角方向が長手方向となるように、JIS5号試験片を採取した。採取した試験片を用いて、クロスヘッド速度が1.67×10-1mm/sの条件で、引張試験を実施して、降伏強さ(YS)[MPa]、引張強さ(TS)[MPa]及び全伸び(El)[%]を測定した。さらに、降伏比(YR)(=100×YS/TS)[%]を算出した。
引張強さ(TS)が780MPa以上である場合、高強度であると判断した。
降伏比(YR)が55%以上である場合、部品強度に優れると判断した。
全伸び(El)が10%以上である場合、延性に優れると判断した。
穴広げ試験は、JIS Z 2256に準拠して実施した。
具体的には、得られた鋼板を剪断して、100mm×100mmのサイズの試験片を採取した。採取した試験片に、クリアランス12.5%で直径10mmの穴を打ち抜いた。その後、内径75mmのダイスを用いて、しわ押さえ力9ton(88.26kN)で抑えた状態で、頂角60°の円錐ポンチを穴に押し込み、亀裂発生限界における穴直径Df[mm]を測定した。初期の穴直径をD0[mm]として、下記の式から、穴広げ率λ[%]を求めた。
λ={(Df-D0)/D0}×100
穴広げ率(λ)が20%以上である場合、伸びフランジ性に優れると判断した。
曲げ試験は、JIS Z 2248に準拠して実施した。
具体的には、得られた鋼板から、鋼板の圧延方向に対して平行方向が曲げ試験の軸方向となるように、幅30mm、長さ100mmの短冊状の試験片を採取した。なお、剪断端面サンプルの曲げ試験では、長手方向の端面を剪断端面とし、研削端面サンプルの曲げ試験では、長手方向の端面を研削端面とした。
採取した試験片を用いて、押込み荷重100kN、押付け保持時間5秒の条件で、90°V曲げ試験を実施した。
適当な曲げ半径Rで、5つの試験片について、曲げ試験を実施した。次いで、曲げ頂点の稜線部における亀裂発生の有無を確認した。
亀裂発生の有無は、曲げ頂点の稜線部を、デジタルマイクロスコープ(RH-2000、ハイロックス社製)を用いて、40倍の倍率で観察することにより、確認した。
5つの試験片のいずれにも亀裂が発生しなかった最小の曲げ半径Rを求め、板厚tで割った値(R/t)を限界曲げ半径とした。剪断端面サンプルの限界曲げ半径(Rs/t)と研削端面サンプルの限界曲げ半径(Rg/t)をそれぞれ求め、剪断端面サンプルの限界曲げ半径(Rs/t)と研削端面サンプルの限界曲げ半径(Rg/t)の比(Rs/Rg)が1.50以下の場合、剪断端面部の曲げ性に優れると判断した。
得られた鋼板(1.6mmt鋼板)を6枚重ね合わせて接着し、9.6mmt厚さのシャルピー衝撃試験片を作成した。ノッチは2mmのUノッチとした。この試験片を用いて、-40℃でシャルピー衝撃試験を行い、これによって得られるシャルピー吸収エネルギーを測定した。また、試験後の破面を観察することで、延性破面率を測定した。
低温靭性パラメータPをシャルピー吸収エネルギー(単位:J)と延性破面率(%)の積(シャルピー吸収エネルギー(J)×延性破面率(%))と定義し、算出した。
低温靭性パラメータPが3000以上であるとき、低温靭性に優れると判断した。
表1に示す成分組成を有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼スラブ(鋼素材)を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブを得た。得られた鋼スラブを1250℃に加熱して、粗圧延し、シートバーを得た。次いで、得られたシートバーに、仕上げ圧延温度:900℃で仕上げ圧延を施し、表4に示す条件で巻取りを行い、熱延板を得た。得られた熱延板に酸洗を施した後、表4に示す条件で冷間圧延を施し、板厚:1.2mmの冷延板を得た。
亜鉛めっき浴温は、GI及びGAいずれを製造する場合も、470℃とした。
亜鉛めっき付着量は、GIを製造する場合は、片面あたり45~75g/m2(両面めっき)し、GAを製造する場合は、片面あたり40~65g/m2(両面めっき)した。
なお、最終的に得られた鋼板の亜鉛めっき層の組成は、GIでは、Fe:0.1~1.0質量%、Al:0.20~0.33質量%を含有し、残部がZn及び不可避的不純物であった。また、GAでは、Fe:7.0~12.0質量%、Al:0.10~0.23質量%を含有し、残部がZn及び不可避的不純物であった。
また、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層はいずれも、素地鋼板の両面に形成した。
表層軟質層の測定方法は、以下のとおりである。めっき層(溶融亜鉛めっき層又は合金化亜鉛めっき層、場合により金属電気めっき層)剥離後、素地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85%以下に減少した領域を軟質層(表層軟質層)と定義し、当該領域の板厚方向の厚さを軟質層の厚さとした。
めっき層(溶融亜鉛めっき層又は合金化亜鉛めっき層、場合により金属電気めっき層)剥離後、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの1/4位置まで機械研磨、ダイヤモンド及びアルミナでのバフ研磨及びコロイダルシリカ研磨を実施した。ナノインデンテーション装置(Hysitron社のtribo-950)を用いて、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、
荷重速度及び除荷速度:50μN/s
最大荷重:500μN
測定領域:50μm×50μm
データ採取ピッチ:5msec
打点間隔:2μm
の条件で計512点のナノ硬度を測定した。
次いで、前記表層軟質層の板厚方向深さの1/2位置まで機械研磨、ダイヤモンド及びアルミナでのバフ研磨及びコロイダルシリカ研磨を実施した。Hysitron社のtribo-950を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、上記と同様の条件で計512点のナノ硬度を測定した。
さらに、以下の試験方法に従い、V曲げ+直交VDA曲げ試験、軸圧壊破断試験を行った。結果を表5に併記する。
なお、板厚1.2mm超の溶融亜鉛めっき鋼板のV曲げ+直交VDA曲げ試験及び軸圧壊試験では、板厚の影響を考慮し、全て板厚1.2mmの鋼板で実施した。板厚1.2mm超の鋼板は片面研削し、板厚を1.2mmにした。一方、板厚1.2未満の溶融亜鉛めっき鋼板のV曲げ+直交VDA曲げ試験及び軸圧壊試験では、板厚の影響が小さいため、研削処理無しで試験を行った。
V曲げ+直交VDA曲げ試験は以下のようにして実施した。
得られた鋼板から、60mm×65mmの試験片を剪断・端面研削加工により採取した。ここで、60mmの辺は圧延(L)方向に平行とする。曲率半径/板厚:4.2で幅(C)方向を軸に圧延(L)方向に90°曲げ加工(一次曲げ加工)を施し、試験片を準備した。90°曲げ加工(一次曲げ加工)では、図2(a)に示すように、V溝を有するダイA1の上に載せた鋼板に対して、パンチB1を押し込んで試験片T1を得た。次に、図2(b)に示すように、支持ロールA2の上に載せた試験片T1に対して、曲げ方向が圧延直角方向となるようにして、パンチB2を押し込んで直交曲げ(二次曲げ加工)を施した。図2(a)及び図2(b)において、D1は幅(C)方向、D2は圧延(L)方向を示している。
試験方法:ダイ支持、パンチ押し込み
成型荷重:10ton
試験速度:30mm/min
保持時間:5s
曲げ方向:圧延(L)方向
試験方法:ロール支持、パンチ押し込み
ロール径:φ30mm
パンチ先端R:0.4mm
ロール間距離:(板厚×2)+0.5mm
ストローク速度:20mm/min
試験片サイズ:60mm×60mm
曲げ方向:圧延直角(C)方向
軸圧壊試験は、以下のようにして実施した。
得られた鋼板から、150mm×100mmの試験片を剪断加工により採取した。ここで、150mmの辺は圧延(L)方向に平行とする。パンチ肩半径が5.0mmであり、ダイ肩半径が5.0mmである金型を用いて、深さ40mmとなるように成形加工(曲げ加工)して、図3(a)及び図3(b)に示すハット型部材10を作製した。
また、ハット型部材の素材として用いた鋼板を、80mm×100mmの大きさに別途切り出した。次に、その切り出した後の鋼板20と、ハット型部材10とをスポット溶接し、図3(a)及び図3(b)に示すような試験用部材30を作製した。図3(a)は、ハット型部材10と鋼板20とをスポット溶接して作製した試験用部材30の正面図である。図3(b)は、試験用部材30の斜視図である。スポット溶接部40の位置は、図3(b)に示すように、鋼板の端部と溶接部が10mm、溶接部間が20mmの間隔となるようにした。次に、図3(c)に示すように、試験用部材30を地板50とTIG溶接により接合して軸圧壊試験用サンプルを作製した。次に、作製した軸圧壊試験用サンプルにインパクター60を衝突速度10mm/minで等速衝突させ、軸圧壊試験用のサンプルを70mm圧壊した。図3(c)に示すように、圧壊方向D3は、試験用部材30の長手方向と平行な方向とした。
試験後の試験体30の外観を観察し、軸圧壊破断(外観割れ)の有無を確認した。
外観割れが認められなかった場合は「A」を、外観割れが1箇所以下で認められた場合は「B」を、外観割れが2箇所以上で認められた場合は「C」を、下記表5に記載した。「A」又は「B」の場合、衝突時の耐破断性(軸圧壊破断に対する耐性)に優れると判断した。
A2 支持ロール
B1 パンチ
B2 パンチ
T1 試験片
D1 幅(C)方向
D2 圧延(L)方向
D3 圧壊方向
10 ハット型部材
20 鋼板
30 試験用部材
40 スポット溶接部
50 地板
60 インパクター
Claims (36)
- 質量%で、
C:0.030%以上0.500%以下、
Si:0.01%以上2.50%以下、
Mn:0.10%以上5.00%以下、
P:0.100%以下、
S:0.0200%以下、
Al:1.000%以下、
N:0.0100%以下及び
O:0.0100%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、
板厚1/4位置において、
マルテンサイトの面積率が10%以上80%以下、
ベイナイトの面積率が2%以上70%以下、
フェライトの面積率が80%以下、
残留オーステナイトの面積率が15%以下、かつ
マルテンサイトブロック数に対する準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロック数の割合が2%以上である鋼組織と、
を有し、
板厚1/4位置において、225点以上のナノ硬度を測定したとき、ナノ硬度の平均値[Hn]aveに対して、ナノ硬度の標準偏差σnが0.60×[Hn]ave以下である、
高強度鋼板。 - 前記準安定炭化物が存在するマルテンサイトブロックにおける準安定炭化物の個数密度の平均値が1×106個/mm2以上である、請求項1に記載の高強度鋼板。
- 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Ti:0.200%以下、
Nb:0.200%以下、
V:0.200%以下、
Ta:0.10%以下、
W:0.10%以下、
B:0.0100%以下、
Cr:1.00%以下、
Mo:1.00%以下、
Ni:1.00%以下、
Co:0.010%以下、
Cu:1.00%以下、
Sn:0.200%以下、
Sb:0.200%以下、
Ca:0.0100%以下、
Mg:0.0100%以下、
REM:0.0100%以下、
Zr:0.100%以下、
Te:0.100%以下、
Hf:0.10%以下及び
Bi:0.200%以下
からなる群より選ばれる少なくとも1種の元素を含有する、請求項1又は2に記載の高強度鋼板。 - 前記高強度鋼板の板厚1/4位置のビッカース硬さに対して、ビッカース硬さが85%以下の領域であって、前記高強度鋼板表面から板厚方向に200μm以内の領域である表層軟質層を有し、
前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの1/4位置及び板厚方向深さの1/2位置のそれぞれにおける板面の50μm×50μmの領域において、300点以上のナノ硬度を測定したとき、
前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの1/4位置の板面のナノ硬度が7.0GPa以上の測定数割合が、全測定数に対して0.10以下であり、
前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの1/4位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが1.8GPa以下であり、
さらに、前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの1/2位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが2.2GPa以下である、請求項1又は2に記載の高強度鋼板。 - 前記高強度鋼板の板厚1/4位置のビッカース硬さに対して、ビッカース硬さが85%以下の領域であって、前記高強度鋼板表面から板厚方向に200μm以内の領域である表層軟質層を有し、
前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの1/4位置及び板厚方向深さの1/2位置のそれぞれにおける板面の50μm×50μmの領域において、300点以上のナノ硬度を測定したとき、
前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの1/4位置の板面のナノ硬度が7.0GPa以上の測定数割合が、全測定数に対して0.10以下であり、
前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの1/4位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが1.8GPa以下であり、
さらに、前記高強度鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの1/2位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが2.2GPa以下である、請求項3に記載の高強度鋼板。 - 前記高強度鋼板の片面又は両面の表面上において、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Ga、Ge、As、Ru、Rh、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Os、Ir、Rt、Au、Hg、Ti、Pb及びBiから選択される1種又は2種以上を合計で50質量%超含む第1の金属めっき層を有する、請求項1又は2に記載の高強度鋼板。
- 前記高強度鋼板の片面又は両面の表面上において、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Ga、Ge、As、Ru、Rh、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Os、Ir、Rt、Au、Hg、Ti、Pb及びBiから選択される1種又は2種以上を合計で50質量%超含む第1の金属めっき層を有する、請求項3に記載の高強度鋼板。
- 前記高強度鋼板の片面又は両面の表面上において、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Ga、Ge、As、Ru、Rh、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Os、Ir、Rt、Au、Hg、Ti、Pb及びBiから選択される1種又は2種以上を合計で50質量%超含む第1の金属めっき層を有する、請求項4に記載の高強度鋼板。
- 前記高強度鋼板の片面又は両面の表面上において、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Ga、Ge、As、Ru、Rh、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Os、Ir、Rt、Au、Hg、Ti、Pb及びBiから選択される1種又は2種以上を合計で50質量%超含む第1の金属めっき層を有する、請求項5に記載の高強度鋼板。
- 前記高強度鋼板の片面又は両面の最外層に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で50質量%以上含む第2の金属めっき層を有する、請求項1又は2に記載の高強度鋼板。
- 前記高強度鋼板の片面又は両面の最外層に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で50質量%以上含む第2の金属めっき層を有する、請求項3に記載の高強度鋼板。
- 前記高強度鋼板の片面又は両面の最外層に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で50質量%以上含む第2の金属めっき層を有する、請求項4に記載の高強度鋼板。
- 前記高強度鋼板の片面又は両面の最外層に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で50質量%以上含む第2の金属めっき層を有する、請求項5に記載の高強度鋼板。
- 前記高強度鋼板の片面又は両面の最外層に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で50質量%以上含む第2の金属めっき層を有する、請求項6に記載の高強度鋼板。
- 前記高強度鋼板の片面又は両面の最外層に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で50質量%以上含む第2の金属めっき層を有する、請求項7に記載の高強度鋼板。
- 前記高強度鋼板の片面又は両面の最外層に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で50質量%以上含む第2の金属めっき層を有する、請求項8に記載の高強度鋼板。
- 前記高強度鋼板の片面又は両面の最外層に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で50質量%以上含む第2の金属めっき層を有する、請求項9に記載の高強度鋼板。
- 請求項1又は2に記載の高強度鋼板を用いてなる、部材。
- 請求項18に記載の部材からなる、自動車の骨格構造部品又は自動車の補強部品。
- 請求項1に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
請求項1に記載の成分組成を有する鋼スラブに、
平均のひずみ速度が1×10-4/s以上1×10-1/s以下、総圧下率50%以上の条件で粗圧延を施した後、仕上げ圧延を施し、次いで巻取り処理を施して、熱延板を得る熱間圧延工程、
次いで、酸洗及び冷間圧延を施して、冷延板を得る酸洗及び冷間圧延工程と、
次いで、加熱温度が750℃以上の条件で第1加熱する第1加熱工程と、
次いで、T2以上750℃以下の温度域における第1冷却速度が2.0℃/s以上の条件で冷却する第1冷却工程と、
次いで、350℃以上550℃以下の滞留温度T2で下記式1で定義されるFが0.20以上0.90以下を満たす滞留時間t(s)の条件で滞炉させる滞炉工程と、
次いで、Ms-20℃以下まで冷却する工程であって、Ms-20℃以上Ms以下の温度域における第2平均冷却速度を5℃/s以上の条件とする第2冷却工程と、
次いで、下記式2を満たす温度X(℃)と保持時間Y(s)の条件で処理する第2加熱工程と
を含む、高強度鋼板の製造方法。
記
式1:F=1-exp(-ktn)
t:滞留時間(s)
k、n:前記スラブを前記第1冷却工程終了までの工程に付して得られる試験片に対して、350℃以上550℃以下の滞留温度T2で保持させて行われるフォーマスター試験の膨張曲線から求められる定数。
式2:7000≦(273+X)(20+log(Y/3600))≦13000 - 請求項3に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
請求項3に記載の成分組成を有する鋼スラブに、
平均のひずみ速度が1×10-4/s以上1×10-1/s以下、総圧下率50%以上の条件で粗圧延を施した後、仕上げ圧延を施し、次いで巻取り処理を施して、熱延板を得る熱間圧延工程、
次いで、酸洗及び冷間圧延を施して、冷延板を得る酸洗及び冷間圧延工程と、
次いで、加熱温度が750℃以上の条件で第1加熱する第1加熱工程と、
次いで、T2以上750℃以下の温度域における第1冷却速度が2.0℃/s以上の条件で冷却する第1冷却工程と、
次いで、350℃以上550℃以下の滞留温度T2で下記式1で定義されるFが0.20以上0.90以下を満たす滞留時間t(s)の条件で滞炉させる滞炉工程と、
次いで、Ms-20℃以下まで冷却する工程であって、Ms-20℃以上Ms以下の温度域における第2平均冷却速度を5℃/s以上の条件とする第2冷却工程と、
次いで、下記式2を満たす温度X(℃)と保持時間Y(s)の条件で処理する第2加熱工程と
を含む、高強度鋼板の製造方法。
記
式1:F=1-exp(-ktn)
t:滞留時間(s)
k、n:前記スラブを前記第1冷却工程終了までの工程に付して得られる試験片に対して、350℃以上550℃以下の滞留温度T2で保持させて行われるフォーマスター試験の膨張曲線から求められる定数。
式2:7000≦(273+X)(20+log(Y/3600))≦13000 - 前記第2加熱工程において、温度X(℃)が下記式3を満たす、請求項20記載の高強度鋼板の製造方法。
記
式3:100≦X≦400 - 前記第2加熱工程において、温度X(℃)が下記式3を満たす、請求項21に記載の高強度鋼板の製造方法。
記
式3:100≦X≦400 - 前記第1加熱工程を露点-30℃以上の雰囲気下で行う、請求項20に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記第1加熱工程を露点-30℃以上の雰囲気下で行う、請求項21に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記冷間圧延工程後、かつ前記第1加熱工程の前の鋼板の片面もしくは両面において、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Ga、Ge、As、Ru、Rh、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Os、Ir、Rt、Au、Hg、Ti、Pb及びBiから選択される1種又は2種以上を合計で50質量%超含む金属めっきを施す工程を含む、請求項20に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記冷間圧延工程後、かつ前記第1加熱工程の前の鋼板の片面もしくは両面において、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Ga、Ge、As、Ru、Rh、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Os、Ir、Rt、Au、Hg、Ti、Pb及びBiから選択される1種又は2種以上を合計で50質量%超含む金属めっきを施す工程を含む、請求項21に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記第1加熱から第2加熱工程の鋼板に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で50質量%以上含む金属めっきを施す工程を含む、請求項20記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記第1加熱から第2加熱工程の鋼板に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で50質量%以上含む金属めっきを施す工程を含む、請求項21に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記第1加熱から第2加熱工程の鋼板に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で50質量%以上含む金属めっきを施す工程を含む、請求項22に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記第1加熱から第2加熱工程の鋼板に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で50質量%以上含む金属めっきを施す工程を含む、請求項23に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記第1加熱から第2加熱工程の鋼板に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で50質量%以上含む金属めっきを施す工程を含む、請求項24に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記第1加熱から第2加熱工程の鋼板に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で50質量%以上含む金属めっきを施す工程を含む、請求項25に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記第1加熱から第2加熱工程の鋼板に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で50質量%以上含む金属めっきを施す工程を含む、請求項26に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記第1加熱から第2加熱工程の鋼板に、亜鉛及びアルミニウムの少なくとも一方を合計で50質量%以上含む金属めっきを施す工程を含む、請求項27に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 請求項1又は2に記載の高強度鋼板に、成形加工又は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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