JPWO2016067626A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
そのため、このような鋼板では、成形性に加え、加工後にスプリングバック等を起こりにくくする必要があり、そのためには、加工前にYR(降伏比)が低いことが重要となる。
加えて、特許文献1に記載された鋼板では、延性の向上を主目的としており、穴広げ性や曲げ性、降伏比については考慮が払われていない。
なお、本発明でいう高強度鋼板には、表面に溶融亜鉛めっき層をそなえる高強度鋼板(高強度溶融亜鉛めっき鋼板)や、表面に溶融アルミニウムめっき層をそなえる高強度鋼板(高強度溶融アルミニウムめっき鋼板)、表面に電気亜鉛めっき層をそなえる高強度鋼板(高強度電気亜鉛めっき鋼板)が含まれる。
・Mnを4.20質量%超6.00質量%以下の範囲で含有させるとともに、その他の成分組成を所定の範囲に調整する。
・鋼組織を、ポリゴナルフェライトとマルテンサイト、残留オーステナイトを適正量含むとともに、これらの構成相を微細化する。また、これらの構成相の結晶粒の平均アスペクト比や、残留オーステナイト中のMn量(質量%)をポリゴナルフェライト中のMn量(質量%)で除した値を、適正化する。
(2)さらに、このような組織を造り込むには、成分組成を所定の範囲に調整するとともに、製造条件、特に熱間圧延後の熱処理(熱延板焼鈍)条件および冷間圧延後の熱処理(冷延板焼鈍)条件を適正に制御することが重要である。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。
1.成分組成が、質量%でC:0.030%以上0.250%以下、Si:0.01%以上3.00%以下、Mn:4.20%超6.00%以下、P:0.001%以上0.100%以下、S:0.0001%以上0.0200%以下、N:0.0005%以上0.0100%以下およびTi:0.003%以上0.200%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
鋼組織が、面積率で、ポリゴナルフェライトが15%以上55%以下、マルテンサイトが15%以上30%以下であって、体積率で、残留オーステナイトが12%以上であり、
また、前記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が4μm以下、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が2μm以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が2μm以下であるとともに、前記ポリゴナルフェライト、前記マルテンサイトおよび前記残留オーステナイトの結晶粒の平均アスペクト比がそれぞれ2.0以下であり、
さらに、前記残留オーステナイト中のMn量(質量%)を前記ポリゴナルフェライト中のMn量(質量%)で除した値が2.0以上である、高強度鋼板。
0.04×[Mn量]+0.058−0.094≦[C量]≦0.04×[Mn量]+0.058+0.094
[C量] :残留オーステナイト中のC量(質量%)
[Mn量]:残留オーステナイト中のMn量(質量%)
を満足する、前記1または2に記載の高強度鋼板。
前記1または2に記載の成分組成を有する鋼スラブを、1100℃以上1300℃以下に加熱し、仕上げ圧延出側温度を750℃以上1000℃以下で熱間圧延し、平均巻き取り温度を300℃以上750℃以下で巻き取り、熱延板とする、熱間圧延工程と、
前記熱延板に、酸洗を施し、スケールを除去する、酸洗工程と、
前記熱延板を、Ac1変態点+20℃以上Ac1変態点+120℃以下の温度域で600s以上21600s以下保持する、熱延板焼鈍工程と、
前記熱延板を、圧下率:30%以上で冷間圧延して冷延板とする、冷間圧延工程と、
前記冷延板を、Ac1変態点以上Ac1変態点+100℃以下の温度域で900s超21600s以下保持した後、冷却する、冷延板焼鈍工程、
とをそなえる、高強度鋼板の製造方法。
また、本発明の高強度鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することにより、車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業的な利用価値は極めて大きい。
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、マルテンサイトなどの低温変態相を生成させて、強度を上昇させるために必要な元素である。また、残留オーステナイトの安定性を向上させ、鋼の延性を向上させるのに有効な元素である。
ここで、C量が0.030%未満では所望のマルテンサイトの面積率を確保することが難しく、所望の強度が得られない。また、十分な残留オーステナイトの体積率を確保することが難しく、良好な延性が得られない。一方、Cを、0.250%を超えて過剰に添加すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となって、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加する。このため、曲げ試験時および穴広げ試験時に亀裂の伝播が進行しやすくなって、曲げ性や伸びフランジ性が低下する。また、溶接部および熱影響部の硬化が著しくなって、溶接部の機械的特性が低下するため、スポット溶接性やアーク溶接性なども劣化する。
こうした観点から、C量は0.030%以上0.250%以下の範囲とする。好ましくは、0.080%以上0.200%以下の範囲である。
Siはフェライトの加工硬化能を向上させるため、良好な延性の確保に有効な元素である。しかしながら、Si量が0.01%に満たないとその添加効果が乏しくなるため、その下限は0.01%とする。一方、3.00%を超えるSiの過剰な添加は、鋼の脆化を引き起こすばかりか赤スケールなどの発生による表面性状の劣化を引き起こす。そのため、Si量は0.01%以上3.00%以下の範囲とする。好ましくは、0.20%以上2.00%以下の範囲である。
Mnは、本発明において極めて重要な元素である。すなわち、Mnは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、良好な延性の確保に有効であり、さらに、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。また、残留オーステナイト中のMn濃化により、残留オーステナイトを体積率で12%以上と多量に確保することが可能となる。このような効果は、Mn量が4.20%超で認められる。一方、Mn量が6.00%を超える過剰な添加は、コストアップの要因になる。こうした観点から、Mn量は4.20%超6.00%以下の範囲とする。好ましくは4.80%以上である。
Pは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて添加できる元素である。また、フェライト変態を促進し、鋼板の複合組織化にも有効な元素である。こうした効果を得るためには、P量を0.001%以上にする必要がある。一方、P量が0.100%を超えると、溶接性の劣化を招く。また、亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を低下させ、亜鉛めっきの品質を損なわせる。したがって、P量は0.001%以上0.100%以下の範囲とする。好ましくは0.005%以上0.050%以下の範囲である。
Sは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して鋼板の局部変形能を低下させる。そのため、S量は0.0200%以下、好ましくは0.0100%以下、より好ましくは0.0050%以下にする必要がある。しかしながら、生産技術上の制約から、S量は0.0001%以上にする。したがって、S量は0.0001%以上0.0200%以下の範囲とする。好ましくは0.0001%以上0.0100%以下の範囲、より好ましくは0.0001%以上0.0050%以下の範囲である。
Nは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、N量が0.0100%を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。N量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、N量は0.0005%以上にする。したがって、N量は0.0005%以上0.0100%以下の範囲とする。好ましくは0.0010%以上0.0070%以下の範囲である。
Tiは、本発明において極めて重要な元素である。すなわち、Tiは、鋼の析出強化に有効であり、その効果はTiを0.003%以上添加することにより得られる。しかし、Ti量が0.200%を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加する。このため、曲げ試験時および穴広げ試験時に亀裂の伝播が進行しやすくなって、曲げ性や伸びフランジ性が低下する。したがって、Ti量は0.003%以上0.200%以下の範囲とする。好ましくは、0.010%以上0.100%以下の範囲とする。
Alは、フェライトとオーステナイトの二相域を拡大させ、焼鈍温度依存性の低減、つまり、材質安定性に有効な元素である。また、Alは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素でもある。しかしながら、Al量が0.01%に満たないとその添加効果に乏しいので、その下限は0.01%とする。一方、Alの2.00%を超える多量の添加は、連続鋳造時の鋼片割れ発生の危険性が高まり、製造性を低下させる。したがって、Alを添加する場合、その量は0.01%以上2.00%以下の範囲とする。好ましくは、0.20%以上1.20%以下の範囲である。
Nbは、鋼の析出強化に有効で、その添加効果は0.005%以上で得られる。しかし、Nb量が0.200%を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となって、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加する。このため、曲げ試験時および穴広げ試験時に亀裂の伝播が進行しやすくなって、曲げ性や伸びフランジ性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。したがって、Nbを添加する場合、その量は0.005%以上0.200%以下の範囲とする。好ましくは0.010%以上0.100%以下の範囲である。
Bは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成および成長を抑制する作用を有し、臨機応変な組織制御が可能なため、必要に応じて添加することができる。その添加効果は、0.0003%以上で得られる。一方、B量が0.0050%を超えると、成形性が低下する。したがって、Bを添加する場合、その量は0.0003%以上0.0050%以下の範囲とする。好ましくは、0.0005%以上0.0030%以下の範囲である。
Niは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、良好な延性の確保に有効であり、さらに、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。その添加効果は、0.005%以上で得られる。一方、Ni量が1.000%を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加する。このため、曲げ試験時および穴広げ試験時に亀裂の伝播が進行しやすくなって、曲げ性や伸びフランジ性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。したがって、Niを添加する場合、その量は0.005%以上1.000%以下の範囲とする。
Cr、VおよびMoは、強度と延性のバランスを向上させる作用を有するので、必要に応じて添加することができる元素である。その添加効果は、Cr:0.005%以上、V:0.005%以上およびMo:0.005%以上で得られる。しかしながら、それぞれCr:1.000%、V:0.500%およびMo:1.000%を超えて過剰に添加すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加する。このため、曲げ試験時および穴広げ試験時に亀裂の伝播が進行しやすくなって、曲げ性や伸びフランジ性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。したがって、これらの元素を添加する場合、その量はそれぞれCr:0.005%以上1.000%以下、V:0.005%以上0.500%以下およびMo:0.005%以上1.000%以下の範囲とする。
Cuは、鋼の強化に有効な元素であり、上記の範囲内であれば鋼の強化に使用して差し支えない。また、その添加効果は0.005%以上で得られる。一方、Cu量が1.000%を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加する。このため、曲げ試験時および穴広げ試験時に亀裂の伝播が進行しやすくなって、曲げ性や伸びフランジ性が低下する。したがって、Cuを添加する場合、その量は0.005%以上1.000%以下の範囲とする。
SnおよびSbは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる鋼板表層の数十μm程度の厚み領域の脱炭を抑制する観点から、必要に応じて添加することができる元素である。このような窒化や酸化を抑制することで、鋼板表面においてマルテンサイトの面積率が減少するのを防止できるため、SnおよびSbは強度や材質安定性の確保に有効である。一方、SnおよびSbをそれぞれ0.200%を超えて過剰に添加すると、靭性の低下を招く。したがって、Sn、Sbを添加する場合、その量はそれぞれ0.002%以上0.200%以下の範囲とする。
Taは、TiやNbと同様に、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して高強度化に寄与する。加えて、Taは、Nb炭化物やNb炭窒化物に一部固溶し、(Nb,Ta)(C,N)のような複合析出物を生成することで析出物の粗大化を抑制し、析出強化による強度向上への寄与を安定化させる効果があると考えられる。このため、Taを含有させることが好ましい。ここで、前述の析出物安定化の効果は、Taの含有量を0.001%以上とすることで得られる。一方、Taを過剰に添加してもその添加効果が飽和する上、合金コストも増加する。したがって、Taを添加する場合、その量は0.001%以上0.010%以下の範囲とする。
Ca、MgおよびREMは、硫化物の形状を球状化し、穴広げ性(伸びフランジ性)への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この効果を得るためには、それぞれ0.0005%以上の添加が必要である。一方、Ca、MgおよびREMのそれぞれ0.0050%を超える過剰な添加は、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。したがって、Ca、MgおよびREMを添加する場合、その量はそれぞれ0.0005%以上0.0050%以下の範囲とする。
ポリゴナルフェライトの面積率:15%以上55%以下
本発明の高強度鋼板では、十分な延性を確保するため、ポリゴナルフェライトの面積率を15%以上にする必要がある。一方、980MPa以上のTSを確保するため、軟質なポリゴナルフェライトの面積率を55%以下にする必要がある。好ましくは、20%以上50%以下の範囲である。なお、ここでいうポリゴナルフェライトとは、比較的軟質で延性に富むフェライトのことである。
また、980MPa以上のTSを達成するためには、マルテンサイトの面積率を15%以上にする必要がある。一方、良好な延性の確保のためには、マルテンサイトの面積率を30%以下にする必要がある。好ましくは17%以上25%以下の範囲である。
すなわち、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面(L断面)を研磨後、3vol.%ナイタールで腐食し、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)について、SEM(走査型電子顕微鏡)を用いて2000倍の倍率で10視野観察し、組織画像を得る。この得られた組織画像を用いて、Media Cybernetics社のImage−Proにより各組織(ポリゴナルフェライト、マルテンサイト)の面積率を10視野分算出し、それらの値を平均して求めることが出来る。また、上記の組織画像において、ポリゴナルフェライトは灰色の組織(下地組織)、マルテンサイトは白色の組織を呈していることで識別される。
本発明の高強度鋼板では、十分な延性を確保するため、残留オーステナイトの体積率を12%以上にする必要がある。好ましくは14%以上である。また、残留オーステナイトの体積率の上限は、特に限定はされないが、延性向上の効果が小さい残留オーステナイト、すなわちCやMnなどの成分が希薄ないわゆる不安定な残留オーステナイトが増加することから、65%程度とすることが好ましい。より好ましくは55%以下である。
ポリゴナルフェライトの結晶粒の微細化は、TS(引張強さ)の向上や曲げ性と伸びフランジ性(穴広げ性)の向上に寄与する。ここに、所望のTSを確保し、高曲げ性、高伸びフランジ性(高穴広げ性)を確保するためには、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径を4μm以下にする必要がある。好ましくは3μm以下である。
なお、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径の下限値は特に限定されるものではないが、工業的には0.2μm程度とすることが好ましい。
マルテンサイトの結晶粒の微細化は、曲げ性と伸びフランジ性(穴広げ性)の向上に寄与する。ここに、高曲げ性、高伸びフランジ性(高穴広げ性)を確保するためには、マルテンサイトの平均結晶粒径を2μm以下にする必要がある。好ましくは、1.5μm以下である。
なお、マルテンサイトの平均結晶粒径の下限値は特に限定されるものではないが、工業的には0.05μm程度とすることが好ましい。
残留オーステナイトの結晶粒の微細化は、延性の向上や曲げ性と伸びフランジ性(穴広げ性)の向上に寄与する。ここに、良好な延性、曲げ性、伸びフランジ性(穴広げ性)を確保するためには、残留オーステナイトの平均結晶粒径を2μm以下にする必要がある。好ましくは、1.5μm以下である。
なお、残留オーステナイトの平均結晶粒径の下限値は特に限定されるものではないが、工業的には0.05μm程度とすることが好ましい。
なお、上記の平均結晶粒径を求める際には、いずれも、粒径が0.01μm以上の結晶粒を測定することとする。
ポリゴナルフェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの結晶粒の平均アスペクト比を2.0以下とすることは、本発明において極めて重要である。
すなわち、結晶粒のアスペクト比が小さいことは、冷間圧延後の熱処理(冷延板焼鈍)における保持中に、フェライトおよびオーステナイトが回復および再結晶を起こした後に粒成長し、等軸粒に近い結晶粒が生成したことを意味している。このような低アスペクト比の結晶粒は、YR(降伏比)の低下に大きく寄与する。また、このような結晶粒により構成される組織では、マイクロボイドが発生し難く、曲げ試験時および穴広げ試験時に亀裂の伝播方向を分散させることにより、亀裂の進展が抑制される。その結果、曲げ性や伸びフランジ性の向上にも寄与する。
したがって、ポリゴナルフェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの結晶粒の平均アスペクト比は2.0以下とする。好ましくは1.8以下、さらに好ましくは1.6以下である。
なお、ポリゴナルフェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの結晶粒の平均アスペクト比の下限値は特に限定されるものではないが、1.1程度とすることが好ましい。
すなわち、上述のImage−Proを用いて、面積率の測定と同様にして得られる組織画像から、ポリゴナルフェライト粒、マルテンサイト粒および残留オーステナイト粒の各々において、30個の結晶粒の長軸長さと短軸長さを算出し、結晶粒ごとにその長軸長さを短軸長さで除し、それらの値を平均して求めることができる。
残留オーステナイト中のMn量(質量%)をポリゴナルフェライト中のMn量(質量%)で除した値が2.0以上であることは、本発明において極めて重要である。というのは、良好な延性を確保するためには、Mnが濃化した安定な残留オーステナイトを多くする必要があるからである。
なお、残留オーステナイト中のMn量(質量%)をポリゴナルフェライト中のMn量(質量%)で除した値の上限値は特に限定されるものではないが、伸びフランジ性の観点から、16.0程度とすることが好ましい。
すなわち、EPMA(Electron Probe Micro Analyzer;電子プローブマイクロアナライザ)を用いて、板厚1/4位置における圧延方向断面の各相へのMnの分布状態を定量化する。ついで、30個の残留オーステナイト粒および30個のポリゴナルフェライト粒のMn量を分析し、分析結果より得られる各残留オーステナイト粒およびポリゴナルフェライト粒のMn量をそれぞれ平均することにより、求めることができる。
また、hcp構造を有するε相が面積率で2%以上含まれることが好ましい。hcp構造を有するε相を多量に含む鋼には脆化の危険性があるが、面積率で2%以上のhcp構造を有するε相をフェライト粒界および粒内に微細分散させると良好な強度と延性のバランスを確保しつつ、優れた制振性能を示す。一方、上限については35%程度とすることが好ましい。
なお、hcp構造を有するε相とマルテンサイトおよび残留オーステナイトは、上述のEBSD(Electron BackScatter Diffraction;電子線後方散乱回折法)のPhase Mapにより識別できる。
0.04×[Mn量]+0.058−0.094≦[C量]≦0.04×[Mn量]+0.058+0.094
[C量] :残留オーステナイト中のC量(質量%)
[Mn量]:残留オーステナイト中のMn量(質量%)
を満足することが好適である。
その結果、鋼中に存在する残留オーステナイトには、プレス成形や加工を加えたときに、すぐにマルテンサイト変態してしまうもの(いわゆる不安定な残留オーステナイト)と、加工量が大きくなるまで残留オーステナイトとして存在し、加工量が大きくなってからマルテンサイト変態してTRIP現象を生じるもの(いわゆる安定な残留オーステナイト)があることを見出した。そして、加工量が大きくなってからマルテンサイト変態する安定な残留オーステナイトが多いと、特に効果的に、良好な伸びが得られることを究明した。
図1に示したように、伸びが良好な鋼板では、加工度を上げたときの残留オーステナイトの減少の仕方が緩やかであることが分かる。なお、ここでいう加工度とは、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるように採取したJIS 5号試験片を用いて引張試験を行ったときの伸び値である。
そして、伸び値で10%の引張加工を付与した後の残留オーステナイトの体積率を、引張加工前の残留オーステナイトの体積率で除した値(すなわち、[伸び値で10%の引張加工を付与した後の残留オーステナイトの体積率]/[引張加工前の残留オーステナイトの体積率])が、鋼板の伸びに与える影響について調査した。その結果を図2に示す。
すなわち、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるように採取したJIS 5号試験片を用いて引張試験を行い、当該試験片の伸び値が10%のときに試験を中断することによって、伸び値で10%となる引張加工を付与するものである。
また、図2の鋼板の伸びとは、引張加工前の鋼板に対し、後述する実施例と同様の引張試験を行って求めた全伸びである。
0.04×[Mn量]+0.058−0.094≦[C量]≦0.04×[Mn量]+0.058+0.094
[C量] :残留オーステナイト中のC量(質量%)
[Mn量]:残留オーステナイト中のMn量(質量%)
を満足する場合に、加工を加えたときに高い加工硬化能を示すTRIP現象を生じて一層の良好な伸びを示すことがわかった。
すなわち、上記の残留オーステナイト中のC量を、残留オーステナイト中のMn量との関係で適正に制御することにより、延性向上の主要因である加工誘起変態(TRIP)現象を鋼板の加工終盤まで断続的に発現させる、いわゆる安定な残留オーステナイトが多く得られ、これによって、高い強度とともに、一層の良好な伸びを達成できるのである。
すなわち、上述したEPMAを用いて、板厚1/4位置における圧延方向断面の各相へのCの分布状態を定量化する。ついで、30個の残留オーステナイト粒のC量を分析し、分析結果より得られる各残留オーステナイト粒のC量をそれぞれ平均することにより、求めることができる。
本発明の高強度鋼板の製造方法は、上記の成分組成を有する鋼スラブを、1100℃以上1300℃以下に加熱し、仕上げ圧延出側温度を750℃以上1000℃以下で熱間圧延し、平均巻き取り温度を300℃以上750℃以下で巻き取り、熱延板とする、熱間圧延工程と、前記熱延板に、酸洗を施し、スケールを除去する、酸洗工程と、前記熱延板を、Ac1変態点+20℃以上Ac1変態点+120℃以下の温度域で600s以上21600s以下保持する、熱延板焼鈍工程と、前記熱延板を、圧下率:30%以上で冷間圧延して冷延板とする、冷間圧延工程と、前記冷延板を、Ac1変態点以上Ac1変態点+100℃以下の温度域で900s超21600s以下保持した後、冷却する、冷延板焼鈍工程、とをそなえるものである。
以下、これらの製造条件の限定理由について、説明する。
鋼スラブの加熱段階で存在している析出物は、最終的に得られる鋼板内では粗大な析出物として存在し、強度に寄与しないため、鋳造時に析出したTi、Nb系析出物を再溶解させる必要がある。
ここに、鋼スラブの加熱温度が1100℃未満では、炭化物の十分な溶解が困難であり、さらに、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大するなどの問題が生じる。そのため、鋼スラブの加熱温度は1100℃以上にする必要がある。
また、スラブ表層の気泡、偏析などの欠陥をスケールオフし、鋼板表面の亀裂や凹凸を減少し、平滑な鋼板表面を達成する観点からも、鋼スラブの加熱温度は1100℃以上にする必要がある。
一方、鋼スラブの加熱温度が1300℃超では、酸化量の増加に伴いスケールロスが増大してしまう。そのため、鋼スラブの加熱温度は1300℃以下にする必要がある。
したがって、鋼スラブの加熱温度は1100℃以上1300℃以下の範囲とする。好ましくは、1150℃以上1250℃以下の範囲である。
加熱後の鋼スラブは、粗圧延および仕上げ圧延により熱間圧延され熱延鋼板となる。このとき、仕上げ圧延出側温度が1000℃を超えると、酸化物(スケール)の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の鋼板の表面品質が劣化する傾向にある。また、酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが一部に存在すると、延性や伸びフランジ性に悪影響を及ぼす。さらに、結晶粒径が過度に粗大となり、加工時にプレス品の表面荒れを生じる場合がある。
一方、仕上げ圧延出側温度が750℃未満では、圧延荷重が増大し、圧延負荷が大きくなることや、オーステナイトが未再結晶の状態での圧下率が高くなる。その結果、異常な集合組織が発達し、最終製品における面内異方性が顕著となり、材質の均一性が損なわれるだけでなく、延性そのものも低下する。
したがって、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度を750℃以上1000℃以下の範囲にする必要がある。好ましくは800℃以上950℃以下の範囲である。
熱間圧延後の平均巻き取り温度が750℃を超えると、熱延板組織のフェライトの結晶粒径が大きくなり、所望の強度確保が困難となる。一方、熱間圧延後の平均巻き取り温度が300℃未満では、熱延板強度が上昇して、冷間圧延における圧延負荷が増大したり、板形状の不良が発生したりするため、生産性が低下する。したがって、熱間圧延後の平均巻き取り温度を300℃以上750℃以下の範囲にする必要がある。好ましくは400℃以上650℃以下の範囲である。
熱延板焼鈍において、Ac1変態点+20℃以上Ac1変態点+120℃以下の温度域で600s以上21600s以下保持することは、本発明において極めて重要である。
すなわち、熱延板焼鈍の焼鈍温度(保持温度)がAc1変態点+20℃未満またはAc1変態点+120℃超となる場合や、保持時間が600s未満となる場合、オーステナイト中へのMnの濃化が進行せず、また最終焼鈍(冷延板焼鈍)後に十分な量の残留オーステナイトを確保することが困難となり、延性が低下する。一方、保持時間が21600sを超えると、オーステナイト中へのMnの濃化が飽和し、最終焼鈍後に得られる鋼板における延性への効き代が小さくなるだけでなく、コストアップの要因にもなる。
また、Ac1変態点+20℃以上Ac1変態点+120℃以下の温度域で600s以上21600s以下保持することは、鋼組織における残留オーステナイト中のC量が、残留オーステナイト中のMn量との関係で次式を満足するためにも重要である。
0.04×[Mn量]+0.058−0.094≦[C量]≦0.04×[Mn量]+0.058+0.094
[C量] :残留オーステナイト中のC量(質量%)
[Mn量]:残留オーステナイト中のMn量(質量%)
したがって、熱延板焼鈍では、Ac1変態点+20℃以上Ac1変態点+120℃以下(好ましくは、Ac1変態点+30℃以上Ac1変態点+100℃以下)の温度域で、600s以上21600s以下(好ましくは、1000s以上18000s以下)の時間、保持するものとする。
冷間圧延では、圧下率を30%以上とする。30%以上の圧下率で冷間圧延を施すことにより、熱処理時にオーステナイトが微細に生成する。その結果、最終的に微細な残留オーステナイトおよびマルテンサイトが得られ、強度−延性バランスが向上するだけでなく、曲げ性と伸びフランジ性(穴広げ性)も向上する。
なお、冷間圧延の圧下率の上限値は特に限定されるものではないが、冷間圧延の荷重負荷の点から、85%程度とすることが好ましい。
冷延板焼鈍において、Ac1変態点以上Ac1変態点+100℃以下の温度域で900s超21600s以下保持することは、本発明において、極めて重要である。
すなわち、冷延板焼鈍の焼鈍温度(保持温度)が、Ac1変態点未満またはAc1変態点+100℃超となる場合、オーステナイト中へのMnの濃化が進行せず、また十分な量の残留オーステナイトを確保することが困難となり、延性が低下する。
加えて、保持時間が900s以下となる場合、未再結晶フェライトが残存し、フェライトと硬質第2相(マルテンサイトおよび残留オーステナイト)の異相界面量が低下し、また、各構成相における結晶粒のアスペクト比も増大する。その結果、YP(降伏強度)が上昇し、YR(降伏比)が高くなる。一方、保持時間が21600sを超えると、リードタイムコストが高くなり、生産性が低下する。
したがって、冷延板焼鈍では、Ac1変態点以上Ac1変態点+100℃以下(好ましくは、Ac1変態点+20℃以上Ac1変態点+80℃以下)の温度域で、900s超21600s以下(好ましくは、1200s以上18000s以下)の時間、保持するものとする。
なお、鋼組織における残留オーステナイト中のC量が、残留オーステナイト中のMn量との関係で次式:
0.04×[Mn量]+0.058−0.094≦[C量]≦0.04×[Mn量]+0.058+0.094
[C量] :残留オーステナイト中のC量(質量%)
[Mn量]:残留オーステナイト中のMn量(質量%)
を満足するためには、上記の冷延板焼鈍条件も重要であり、特に、Ac1変態点+20℃以上Ac1変態点+80℃以下の温度域で保持することが好適である。
なお、その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきの合金化処理などの一連の処理は、溶融亜鉛めっきラインであるCGL(Continuous Galvanizing Line)で行うのが好ましい。
なお、溶融亜鉛めっき浴は、GIでは、Al:0.19質量%含有亜鉛浴を使用し、GAでは、Al:0.14質量%含有亜鉛浴を使用し、浴温はいずれも465℃とした。また、めっき付着量は片面あたり45g/m2(両面めっき)とし、GAは、めっき層中のFe濃度を9質量%以上12質量%以下とした。さらに、溶融アルミニウムめっき鋼板用の溶融アルミニウムめっき浴の浴温は700℃とした。
Ac1変態点(℃)=
751−16×(%C)+11×(%Si)−28×(%Mn)−5.5×(%Cu)−16×(%Ni)+13×(%Cr)+3.4×(%Mo)
ここで、(%C)、(%Si)、(%Mn)、(%Cu)、(%Ni)、(%Cr)、(%Mo)は、それぞれの元素の鋼中含有量(質量%)である。
なお、YR<68%、TS≧980MPa以上でかつ、TS×EL≧22000MPa・%であり、さらにTS980MPa級ではEL≧26%、TS1180MPa級ではEL≧22%、TS1470MPa級ではEL≧18%である場合を良好と判断した。
また、TS:980MPa級とは、TSが980MPa以上1180MPa未満の鋼板であり、TS:1180MPa級は、TSが1180MPa以上1470MPa未満の鋼板であり、TS:1470MPa級は、TSが1470MPa以上1760MPa未満の鋼板である。
なお、90°V曲げにおいて、R/t≦2.0(t:鋼板の板厚)を満足する場合を、曲げ性が良好と判定した。
限界穴広げ率λ(%)={(Df−D0)/D0}×100
ただし、Dfは亀裂発生時の穴径(mm)、D0は初期穴径(mm)である。
なお、TS980MPa級ではλ≧20%、TS1180MPa級ではλ≧15%、TS1470MPa級ではλ≧10%の場合を良好と判断した。
ここで、生産性については、
(1)熱延板の形状不良が発生し、
(2)次工程に進むために熱延板の形状矯正が必要であるときや、
(3)焼鈍処理の保持時間が長いとき、
などのリードタイムコストを評価した。そして、(1)〜(3)のいずれにも該当しない場合を「良好」、(1)〜(3)のいずれかに該当する場合を「不良」と判断した。
同様に、冷間圧延の通板性も、圧延荷重の増大によって、圧延時のトラブル発生の危険が増大する場合を不良と判断した。
これらの評価結果を表4に示す。
一方、比較例では、引張強さ、降伏比、延性、強度と延性のバランス、曲げ性、穴広げ性のいずれか一つ以上について、所望の特性が得られていない。
Claims (11)
- 成分組成が、質量%でC:0.030%以上0.250%以下、Si:0.01%以上3.00%以下、Mn:4.20%超6.00%以下、P:0.001%以上0.100%以下、S:0.0001%以上0.0200%以下、N:0.0005%以上0.0100%以下およびTi:0.003%以上0.200%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
鋼組織が、面積率で、ポリゴナルフェライトが15%以上55%以下、マルテンサイトが15%以上30%以下であって、体積率で、残留オーステナイトが12%以上であり、
また、前記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が4μm以下、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が2μm以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が2μm以下であるとともに、前記ポリゴナルフェライト、前記マルテンサイトおよび前記残留オーステナイトの結晶粒の平均アスペクト比がそれぞれ2.0以下であり、
さらに、前記残留オーステナイト中のMn量(質量%)を前記ポリゴナルフェライト中のMn量(質量%)で除した値が2.0以上である、高強度鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、Al:0.01%以上2.00%以下、Nb:0.005%以上0.200%以下、B:0.0003%以上0.0050%以下、Ni:0.005%以上1.000%以下、Cr:0.005%以上1.000%以下、V:0.005%以上0.500%以下、Mo:0.005%以上1.000%以下、Cu:0.005%以上1.000%以下、Sn:0.002%以上0.200%以下、Sb:0.002%以上0.200%以下、Ta:0.001%以上0.010%以下、Ca:0.0005%以上0.0050%以下、Mg:0.0005%以上0.0050%以下およびREM:0.0005%以上0.0050%以下のうち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に記載の高強度鋼板。
- 前記残留オーステナイト中のC量が、前記残留オーステナイト中のMn量との関係で、次式:
0.04×[Mn量]+0.058−0.094≦[C量]≦0.04×[Mn量]+0.058+0.094
[C量] :残留オーステナイト中のC量(質量%)
[Mn量]:残留オーステナイト中のMn量(質量%)
を満足する、請求項1または2に記載の高強度鋼板。 - 請求項1〜3のいずれかに記載の高強度鋼板であって、伸び値で10%の引張加工を付与した後の残留オーステナイトの体積率を、該引張加工前の残留オーステナイトの体積率で除した値が0.3以上である、高強度鋼板。
- 請求項1〜4のいずれかに記載の高強度鋼板であって、溶融亜鉛めっき層をさらにそなえる、高強度鋼板。
- 請求項1〜4のいずれかに記載の高強度鋼板であって、溶融アルミニウムめっき層をさらにそなえる、高強度鋼板。
- 請求項1〜4のいずれかに記載の高強度鋼板であって、電気亜鉛めっき層をさらにそなえる、高強度鋼板。
- 請求項1〜7のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、
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、1100℃以上1300℃以下に加熱し、仕上げ圧延出側温度を750℃以上1000℃以下で熱間圧延し、平均巻き取り温度を300℃以上750℃以下で巻き取り、熱延板とする、熱間圧延工程と、
前記熱延板に、酸洗を施し、スケールを除去する、酸洗工程と、
前記熱延板を、Ac1変態点+20℃以上Ac1変態点+120℃以下の温度域で600s以上21600s以下保持する、熱延板焼鈍工程と、
前記熱延板を、圧下率:30%以上で冷間圧延して冷延板とする、冷間圧延工程と、
前記冷延板を、Ac1変態点以上Ac1変態点+100℃以下の温度域で900s超21600s以下保持した後、冷却する、冷延板焼鈍工程、
とをそなえる、高強度鋼板の製造方法。 - 前記冷延板焼鈍工程後、前記冷延板に、亜鉛めっき処理を施す、または溶融亜鉛めっき処理を施したのち、450℃以上600℃以下の温度域で合金化処理を施す工程をさらにそなえる、請求項8に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記冷延板焼鈍工程後、前記冷延板に溶融アルミニウムめっき処理を施す工程をさらにそなえる、請求項8に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記冷延板焼鈍工程後、前記冷延板に電気亜鉛めっき処理を施す工程をさらにそなえる、請求項8に記載の高強度鋼板の製造方法。
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