JPWO2018026015A1 - 鋼板及びめっき鋼板 - Google Patents
鋼板及びめっき鋼板 Download PDFInfo
- Publication number
- JPWO2018026015A1 JPWO2018026015A1 JP2017562089A JP2017562089A JPWO2018026015A1 JP WO2018026015 A1 JPWO2018026015 A1 JP WO2018026015A1 JP 2017562089 A JP2017562089 A JP 2017562089A JP 2017562089 A JP2017562089 A JP 2017562089A JP WO2018026015 A1 JPWO2018026015 A1 JP WO2018026015A1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- crystal grains
- steel sheet
- less
- grains
- precipitates
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 176
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 176
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims abstract description 226
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 claims abstract description 79
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 41
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 38
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims abstract description 17
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 15
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims abstract description 8
- 238000012360 testing method Methods 0.000 claims description 39
- 239000000047 product Substances 0.000 claims description 23
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 8
- 238000000465 moulding Methods 0.000 claims description 7
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 230000008520 organization Effects 0.000 claims description 3
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 67
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 45
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 25
- 238000000034 method Methods 0.000 description 25
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 22
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 21
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 20
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 20
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 17
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 16
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 15
- 239000000523 sample Substances 0.000 description 15
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 12
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 12
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 12
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 12
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 description 12
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 10
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 description 10
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 10
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 10
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 9
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 description 8
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 8
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 8
- 239000000463 material Substances 0.000 description 8
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 8
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 8
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 8
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 8
- 238000010998 test method Methods 0.000 description 8
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 8
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 7
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 6
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 6
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 6
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 6
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 5
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 5
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 5
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000004080 punching Methods 0.000 description 5
- 229910001335 Galvanized steel Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 238000007598 dipping method Methods 0.000 description 4
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 4
- 238000001704 evaporation Methods 0.000 description 4
- 230000008020 evaporation Effects 0.000 description 4
- 239000008397 galvanized steel Substances 0.000 description 4
- 238000000691 measurement method Methods 0.000 description 4
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 4
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 4
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 3
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 3
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 3
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 3
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 3
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910007570 Zn-Al Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 2
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 2
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 2
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 2
- 230000008034 disappearance Effects 0.000 description 2
- 230000005684 electric field Effects 0.000 description 2
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 2
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 2
- 229910001385 heavy metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 2
- JEIPFZHSYJVQDO-UHFFFAOYSA-N iron(III) oxide Inorganic materials O=[Fe]O[Fe]=O JEIPFZHSYJVQDO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 2
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 2
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 2
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 2
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 2
- 229910001568 polygonal ferrite Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000002265 prevention Effects 0.000 description 2
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 2
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 2
- 229910018072 Al 2 O 3 Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000012935 Averaging Methods 0.000 description 1
- 229910000885 Dual-phase steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001035 Soft ferrite Inorganic materials 0.000 description 1
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 238000001514 detection method Methods 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 230000009977 dual effect Effects 0.000 description 1
- 238000010894 electron beam technology Methods 0.000 description 1
- 238000009713 electroplating Methods 0.000 description 1
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 description 1
- 238000005246 galvanizing Methods 0.000 description 1
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 1
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 1
- 230000008569 process Effects 0.000 description 1
- 238000004445 quantitative analysis Methods 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 1
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 1
- 230000004044 response Effects 0.000 description 1
- 238000010008 shearing Methods 0.000 description 1
- 238000004513 sizing Methods 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 description 1
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 150000003568 thioethers Chemical class 0.000 description 1
- 230000001131 transforming effect Effects 0.000 description 1
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000000007 visual effect Effects 0.000 description 1
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 1
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
- C23C2/36—Elongated material
- C23C2/40—Plates; Strips
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
- C21D2201/05—Grain orientation
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0236—Cold rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
鋼板は、特定の化学組成を有し、面積率で、フェライト:5〜95%、かつベイナイト:5〜95%、で表される組織を有する。方位差が15°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が0.3μm以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が5〜14°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で20〜100%である。前記結晶粒内に最大径が8nm以下の析出物又はクラスタが、1×1016〜1×1019個/cm3の個数密度で分散した硬質結晶粒Aと、前記結晶粒内に最大径が8nm以下の析出物又はクラスタが、1×1015個/cm3以下の個数密度で分散した軟質結晶粒Bとを含み、硬質結晶粒Aの体積%/(硬質結晶粒Aの体積%+軟質結晶粒Bの体積%)が0.1〜0.9である。
Description
本発明は、鋼板及びめっき鋼板に関する。
近年、自動車の燃費向上を目的とした各種部材の軽量化が要求されている。この要求に対し、各種部材に用いる鋼板の高強度化による薄肉化や、Al合金等の軽金属の各種部材への適用が進められている。Al合金等の軽金属は、鋼等の重金属と比較して、比強度が高い。しかし、軽金属は、重金属と比較して著しく高価である。そのため、Al合金等の軽金属の適用は特殊な用途に限られている。従って、各種部材の軽量化をより安価でかつ広い範囲に適用するために、鋼板の高強度化による薄肉化が要求されている。
自動車の各種部材に用いる鋼板では、部材の用途に応じて、強度だけでなく、延性、伸びフランジ加工性、バーリング加工性、疲労耐久性、耐衝撃性及び耐食性等の材料特性が要求される。しかし、鋼板を高強度化すると、一般的に成形性(加工性)等の材料特性が劣化する。そのため、高強度鋼板の開発においては、これら材料特性と強度とを両立させることが重要である。
具体的には、鋼板を用いて複雑な形状の部品を製造する場合、例えば、以下に示す加工を行う。鋼板にせん断や打ち抜き加工を施し、ブランキングや穴開けを行った後、伸びフランジ加工やバーリング加工を主体としたプレス成形や、張り出し成形を行う。このような加工の施される鋼板には、良好な伸びフランジ性と延性が求められる。
また、自動車用部品の衝突時の変形を防ぐためには、部品の材料として高い降伏応力を有する鋼板を用いる必要がある。しかし、降伏応力の高い鋼板ほど、延性が劣る傾向にある。したがって、自動車の各種部材に用いる鋼板としては、降伏応力と延性の両立も求められている。
特許文献1には、鋼組織が面積率で95%以上のフェライト相を有し、鋼中に析出したTi炭化物の平均粒子径が10nm以下である延性、伸びフランジ性、材質均一性に優れる高強度熱延鋼板が記載されている。しかしながら、軟質のフェライト相を95%以上有する特許文献1に開示された鋼板において、480MPa以上の強度を確保した場合、十分な延性が得られない。
特許文献2には、Ce酸化物、La酸化物、Ti酸化物、Al2O3の介在物を含む伸びフランジ性と疲労特性に優れる高強度熱延鋼板が開示されている。また、特許文献2には、鋼板中のベイニティック・フェライト相の面積率が80〜100%である高強度熱延鋼板が記載されている。特許文献3には、フェライト相とベイナイト相の合計の面積率、フェライト相と第二相のビッカース硬度差の絶対値を規定した、強度のばらつきが小さく、かつ延性と穴広げ性とに優れる高強度熱延鋼板が開示されている。
また、従来、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相と、延性に優れたフェライトなどの軟質相とを組み合わせた複合組織鋼板がある。このような鋼板は、2相組織(Dual Phase)鋼板と呼ばれる。2相組織鋼板は、強度に対する一様伸びが良好であり、強度延性バランスの点において優れている。例えば、特許文献4には、ポリゴナルフェライト+上部ベイナイト組織とした、良好な伸びフランジ性及び衝撃特性を有する高強度熱延鋼板が記載されている。また、特許文献5には、組織がポリゴナルフェライト、ベイナイト、マルテンサイトの3相からなる低降伏比で強度−伸びバランス及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板が記載されている。
従来の高強度鋼板は、冷間プレス成形すると、成形中に伸びフランジ成形となる部位のエッジからき裂が発生する場合がある。これは、ブランク加工時に、打ち抜き端面に導入されるひずみにより、エッジ部のみ加工硬化が進んでしまうことによるものと考えられる。
鋼板の伸びフランジ性の試験評価方法としては、穴広げ試験が用いられている。しかしながら、穴広げ試験では、周方向のひずみ分布がほとんど存在しない状態で試験片が破断に至る。これに対し、実際に鋼板を部品形状に加工する場合、ひずみ分布が存在する。ひずみ分布は、部品の破断限界に影響を与える。このことにより、穴広げ試験で十分な伸びフランジ性を示す高強度鋼板であっても、冷間プレスを行うことにより、き裂が発生する場合があると推定される。
特許文献1〜5には、組織を規定することで、材料特性を向上させる技術が開示されている。しかしながら、特許文献1〜5に記載の鋼板が、ひずみ分布を考慮した場合にも十分な伸びフランジ性を確保できるかどうかは不明である。
本発明は、高強度で、延性及び伸びフランジ性が良好で、高い降伏応力を有する鋼板及びめっき鋼板を提供することを目的とする。
従来の知見によれば、高強度鋼板における伸びフランジ性(穴広げ性)の改善は、特許文献1〜3に示されるように、介在物制御、組織均質化、単一組織化及び/又は組織間の硬度差の低減などによって行われている。言い換えれば、従来、光学顕微鏡によって観察される組織を制御することによって、伸びフランジ性の改善が図られている。
しかしながら、光学顕微鏡で観察される組織だけを制御しても、ひずみ分布が存在する場合の伸びフランジ性を向上させることは困難である。そこで、本発明者らは、各結晶粒の粒内の方位差に着目し、鋭意検討を進めた。その結果、結晶粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の全結晶粒に占める割合を20〜100%に制御することで、伸びフランジ性を大きく向上させることができることを見出した。
また、本発明者らは、鋼板の組織を、結晶粒内の析出物の析出状態(個数密度及び大きさ)が異なる2種の結晶粒を含むものとすることで、強度と延性とのバランスに優れた鋼板を実現できることを見出した。この効果は、鋼板の組織を、相対的に硬度の小さい結晶粒と硬度の大きい結晶粒とを含むように構成することで、マルテンサイトが存在しなくても、実質的に2相組織(Dual Phase)のような機能が得られることによるものと推定される。
本発明は、上述した結晶粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の全結晶粒に占める割合に関する新たな知見と、鋼板の組織を、結晶粒内の析出物の個数密度及び大きさが異なる2種の結晶粒を含むものとすることによる新たな知見とに基づき、本発明者らが鋭意検討を重ね、完成に至ったものである。
本発明の要旨は以下の通りである。
(1)
質量%で、
C:0.008〜0.150%、
Si:0.01〜1.70%、
Mn:0.60〜2.50%、
Al:0.010〜0.60%、
Ti:0〜0.200%、
Nb:0〜0.200%、
Ti+Nb:0.015〜0.200%、
Cr:0〜1.0%、
B:0〜0.10%、
Mo:0〜1.0%、
Cu:0〜2.0%、
Ni:0〜2.0%、
Mg:0〜0.05%、
REM:0〜0.05%、
Ca:0〜0.05%、
Zr:0〜0.05%、
P:0.05%以下、
S:0.0200%以下、
N:0.0060%以下、かつ
残部:Fe及び不純物、
で表される化学組成を有し、
面積率で、
フェライト:5〜95%、かつ
ベイナイト:5〜95%、
で表される組織を有し、
方位差が15°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が0.3μm以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が5〜14°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で20〜100%であり、
前記結晶粒内に最大径が8nm以下の析出物又はクラスタが、1×1016〜1×1019個/cm3の個数密度で分散した硬質結晶粒Aと、前記結晶粒内に最大径が8nm以下の析出物又はクラスタが、1×1015個/cm3以下の個数密度で分散した軟質結晶粒Bとを含み、硬質結晶粒Aの体積%/(硬質結晶粒Aの体積%+軟質結晶粒Bの体積%)が0.1〜0.9であることを特徴とする鋼板。
質量%で、
C:0.008〜0.150%、
Si:0.01〜1.70%、
Mn:0.60〜2.50%、
Al:0.010〜0.60%、
Ti:0〜0.200%、
Nb:0〜0.200%、
Ti+Nb:0.015〜0.200%、
Cr:0〜1.0%、
B:0〜0.10%、
Mo:0〜1.0%、
Cu:0〜2.0%、
Ni:0〜2.0%、
Mg:0〜0.05%、
REM:0〜0.05%、
Ca:0〜0.05%、
Zr:0〜0.05%、
P:0.05%以下、
S:0.0200%以下、
N:0.0060%以下、かつ
残部:Fe及び不純物、
で表される化学組成を有し、
面積率で、
フェライト:5〜95%、かつ
ベイナイト:5〜95%、
で表される組織を有し、
方位差が15°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が0.3μm以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が5〜14°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で20〜100%であり、
前記結晶粒内に最大径が8nm以下の析出物又はクラスタが、1×1016〜1×1019個/cm3の個数密度で分散した硬質結晶粒Aと、前記結晶粒内に最大径が8nm以下の析出物又はクラスタが、1×1015個/cm3以下の個数密度で分散した軟質結晶粒Bとを含み、硬質結晶粒Aの体積%/(硬質結晶粒Aの体積%+軟質結晶粒Bの体積%)が0.1〜0.9であることを特徴とする鋼板。
(2)
引張強度が480MPa以上であり、
前記引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が19500mm・MPa以上であり、
降伏応力と延性との積が10000MPa・%以上であることを特徴とする(1)に記載の鋼板。
引張強度が480MPa以上であり、
前記引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が19500mm・MPa以上であり、
降伏応力と延性との積が10000MPa・%以上であることを特徴とする(1)に記載の鋼板。
(3)
前記化学組成が、質量%で、
Cr:0.05〜1.0%、及び
B:0.0005〜0.10%、
からなる群から選択される1種以上を含むことを特徴とする(1)又は(2)に記載の鋼板。
前記化学組成が、質量%で、
Cr:0.05〜1.0%、及び
B:0.0005〜0.10%、
からなる群から選択される1種以上を含むことを特徴とする(1)又は(2)に記載の鋼板。
(4)
前記化学組成が、質量%で、
Mo:0.01〜1.0%、
Cu:0.01〜2.0%、及び
Ni:0.01%〜2.0%、
からなる群から選択される1種以上を含むことを特徴とする(1)〜(3)のいずれかに記載の鋼板。
前記化学組成が、質量%で、
Mo:0.01〜1.0%、
Cu:0.01〜2.0%、及び
Ni:0.01%〜2.0%、
からなる群から選択される1種以上を含むことを特徴とする(1)〜(3)のいずれかに記載の鋼板。
(5)
前記化学組成が、質量%で、
Ca:0.0001〜0.05%、
Mg:0.0001〜0.05%、
Zr:0.0001〜0.05%、及び
REM:0.0001〜0.05%、
からなる群から選択される1種以上を含むことを特徴とする(1)〜(4)のいずれかに記載の鋼板。
前記化学組成が、質量%で、
Ca:0.0001〜0.05%、
Mg:0.0001〜0.05%、
Zr:0.0001〜0.05%、及び
REM:0.0001〜0.05%、
からなる群から選択される1種以上を含むことを特徴とする(1)〜(4)のいずれかに記載の鋼板。
(6)
(1)〜(5)のいずれかに記載の鋼板の表面に、めっき層が形成されていることを特徴とするめっき鋼板。
(1)〜(5)のいずれかに記載の鋼板の表面に、めっき層が形成されていることを特徴とするめっき鋼板。
(7)
前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする(6)に記載のめっき鋼板。
前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする(6)に記載のめっき鋼板。
(8)
前記めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする(6)に記載のめっき鋼板。
前記めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする(6)に記載のめっき鋼板。
本発明によれば、高強度で、延性及び伸びフランジ性が良好で、高い降伏応力を有する鋼板を提供できる。本発明の鋼板は、高強度でありながら厳しい延性及び伸びフランジ性が要求される部材に適用できる。
以下、本発明の実施形態について説明する。
「化学組成」
先ず、本発明の実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。以下の説明において、鋼板に含まれる各元素の含有量の単位である「%」は、特に断りがない限り「質量%」を意味する。本実施形態に係る鋼板は、C:0.008〜0.150%、Si:0.01〜1.70%、Mn:0.60〜2.50%、Al:0.010〜0.60%、Ti:0〜0.200%、Nb:0〜0.200%、Ti+Nb:0.015〜0.200%、Cr:0〜1.0%、B:0〜0.10%、Mo:0〜1.0%、Cu:0〜2.0%、Ni:0〜2.0%、Mg:0〜0.05%、希土類金属(rare earth metal:REM):0〜0.05%、Ca:0〜0.05%、Zr:0〜0.05%、P:0.05%以下、S:0.0200%以下、N:0.0060%以下、かつ残部:Fe及び不純物、で表される化学組成を有する。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
先ず、本発明の実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。以下の説明において、鋼板に含まれる各元素の含有量の単位である「%」は、特に断りがない限り「質量%」を意味する。本実施形態に係る鋼板は、C:0.008〜0.150%、Si:0.01〜1.70%、Mn:0.60〜2.50%、Al:0.010〜0.60%、Ti:0〜0.200%、Nb:0〜0.200%、Ti+Nb:0.015〜0.200%、Cr:0〜1.0%、B:0〜0.10%、Mo:0〜1.0%、Cu:0〜2.0%、Ni:0〜2.0%、Mg:0〜0.05%、希土類金属(rare earth metal:REM):0〜0.05%、Ca:0〜0.05%、Zr:0〜0.05%、P:0.05%以下、S:0.0200%以下、N:0.0060%以下、かつ残部:Fe及び不純物、で表される化学組成を有する。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
「C:0.008〜0.150%」
Cは、Nb、Ti等と結合して鋼板中で析出物を形成し、析出強化により鋼の強度向上に寄与する。C含有量が0.008%未満では、この効果を十分に得られない。このため、C含有量は0.008%以上とする。C含有量は、好ましくは0.010%以上とし、より好ましくは0.018%以上とする。一方、C含有量が0.150%超では、ベイナイト中の方位分散が大きくなりやすく、粒内の方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足する。また、C含有量が0.150%超では、伸びフランジ性にとって有害なセメンタイトが増加し、伸びフランジ性が劣化する。このため、C含有量は0.150%以下とする。C含有量は、好ましくは0.100%以下とし、より好ましくは0.090%以下とする。
Cは、Nb、Ti等と結合して鋼板中で析出物を形成し、析出強化により鋼の強度向上に寄与する。C含有量が0.008%未満では、この効果を十分に得られない。このため、C含有量は0.008%以上とする。C含有量は、好ましくは0.010%以上とし、より好ましくは0.018%以上とする。一方、C含有量が0.150%超では、ベイナイト中の方位分散が大きくなりやすく、粒内の方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足する。また、C含有量が0.150%超では、伸びフランジ性にとって有害なセメンタイトが増加し、伸びフランジ性が劣化する。このため、C含有量は0.150%以下とする。C含有量は、好ましくは0.100%以下とし、より好ましくは0.090%以下とする。
「Si:0.01〜1.70%」
Siは、溶鋼の脱酸剤として機能する。Si含有量が0.01%未満では、この効果を十分に得られない。このため、Si含有量は0.01%以上とする。Si含有量は、好ましくは0.02%以上とし、より好ましくは0.03%以上とする。一方、Si含有量が1.70%超では、伸びフランジ性が劣化したり、表面疵が発生したりする。また、Si含有量が1.70%超では、変態点が上がりすぎ、圧延温度を高くする必要が生じる。この場合、熱間圧延中の再結晶が著しく促進され、粒内の方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足する。また、Si含有量が1.70%超では、鋼板の表面にめっき層が形成されている場合に表面疵が生じやすい。このため、Si含有量は1.70%以下とする。Si含有量は、好ましくは1.60%以下とし、より好ましくは1.50%以下とし、更に好ましくは1.40%以下とする。
Siは、溶鋼の脱酸剤として機能する。Si含有量が0.01%未満では、この効果を十分に得られない。このため、Si含有量は0.01%以上とする。Si含有量は、好ましくは0.02%以上とし、より好ましくは0.03%以上とする。一方、Si含有量が1.70%超では、伸びフランジ性が劣化したり、表面疵が発生したりする。また、Si含有量が1.70%超では、変態点が上がりすぎ、圧延温度を高くする必要が生じる。この場合、熱間圧延中の再結晶が著しく促進され、粒内の方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足する。また、Si含有量が1.70%超では、鋼板の表面にめっき層が形成されている場合に表面疵が生じやすい。このため、Si含有量は1.70%以下とする。Si含有量は、好ましくは1.60%以下とし、より好ましくは1.50%以下とし、更に好ましくは1.40%以下とする。
「Mn:0.60〜2.50%」
Mnは、固溶強化により、又は鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度向上に寄与する。Mn含有量が0.60%未満では、この効果を十分に得られない。このため、Mn含有量は0.60%以上とする。Mn含有量は、好ましくは0.70%以上とし、より好ましくは0.80%以上とする。一方、Mn含有量が2.50%超では、焼入れ性が過剰になり、ベイナイト中の方位分散の程度が大きくなる。この結果、粒内の方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足し、伸びフランジ性が劣化する。このため、Mn含有量は2.50%以下とする。Mn含有量は、好ましくは2.30%以下とし、より好ましくは2.10%以下とする。
Mnは、固溶強化により、又は鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度向上に寄与する。Mn含有量が0.60%未満では、この効果を十分に得られない。このため、Mn含有量は0.60%以上とする。Mn含有量は、好ましくは0.70%以上とし、より好ましくは0.80%以上とする。一方、Mn含有量が2.50%超では、焼入れ性が過剰になり、ベイナイト中の方位分散の程度が大きくなる。この結果、粒内の方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足し、伸びフランジ性が劣化する。このため、Mn含有量は2.50%以下とする。Mn含有量は、好ましくは2.30%以下とし、より好ましくは2.10%以下とする。
「Al:0.010〜0.60%」
Alは、溶鋼の脱酸剤として有効である。Al含有量が0.010%未満では、この効果を十分に得られない。このため、Al含有量は0.010%以上とする。Al含有量は、好ましくは0.020%以上とし、より好ましくは0.030%以上とする。一方、Al含有量が0.60%超では、溶接性や靭性などが劣化する。このため、Al含有量は0.60%以下とする。Al含有量は、好ましくは0.50%以下とし、より好ましくは0.40%以下とする。
Alは、溶鋼の脱酸剤として有効である。Al含有量が0.010%未満では、この効果を十分に得られない。このため、Al含有量は0.010%以上とする。Al含有量は、好ましくは0.020%以上とし、より好ましくは0.030%以上とする。一方、Al含有量が0.60%超では、溶接性や靭性などが劣化する。このため、Al含有量は0.60%以下とする。Al含有量は、好ましくは0.50%以下とし、より好ましくは0.40%以下とする。
「Ti:0〜0.200%、Nb:0〜0.200%、Ti+Nb:0.015〜0.200%」
Ti及びNbは、炭化物(TiC、NbC)として鋼中に微細に析出し、析出強化により鋼の強度を向上させる。また、Ti及びNbは、炭化物を形成することによってCを固定し、伸びフランジ性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制する。更に、Ti及びNbは、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合を著しく向上させ、鋼の強度を向上させつつ、伸びフランジ性を向上させることができる。Ti及びNbの合計含有量が0.015%未満では、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合が不足し、伸びフランジ性が劣化する。このため、Ti及びNbの合計含有量は0.015%以上とする。Ti及びNbの合計含有量は、好ましくは0.018%以上とする。また、Ti含有量は、好ましくは0.015%以上とし、より好ましくは0.020%以上とし、更に好ましくは0.025%以上とする。また、Nb含有量は、好ましくは0.015%以上とし、より好ましくは0.020%以上とし、更に好ましくは0.025%以上とする。一方、Ti及びNbの合計含有量が0.200%超では、延性及び加工性が劣化し、圧延中に割れる頻度が高くなる。このため、Ti及びNbの合計含有量は0.200%以下とする。Ti及びNbの合計含有量は、好ましくは0.150%以下とする。また、Ti含有量が0.200%超では、延性が劣化する。このため、Ti含有量は0.200%以下とする。Ti含有量は、好ましくは0.180%以下とし、より好ましくは0.160%以下とする。また、Nb含有量が0.200%超では、延性が劣化する。そのため、Nb含有量は0.200%以下とする。Nb含有量は、好ましくは0.180%以下とし、より好ましくは0.160%以下とする。
Ti及びNbは、炭化物(TiC、NbC)として鋼中に微細に析出し、析出強化により鋼の強度を向上させる。また、Ti及びNbは、炭化物を形成することによってCを固定し、伸びフランジ性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制する。更に、Ti及びNbは、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合を著しく向上させ、鋼の強度を向上させつつ、伸びフランジ性を向上させることができる。Ti及びNbの合計含有量が0.015%未満では、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合が不足し、伸びフランジ性が劣化する。このため、Ti及びNbの合計含有量は0.015%以上とする。Ti及びNbの合計含有量は、好ましくは0.018%以上とする。また、Ti含有量は、好ましくは0.015%以上とし、より好ましくは0.020%以上とし、更に好ましくは0.025%以上とする。また、Nb含有量は、好ましくは0.015%以上とし、より好ましくは0.020%以上とし、更に好ましくは0.025%以上とする。一方、Ti及びNbの合計含有量が0.200%超では、延性及び加工性が劣化し、圧延中に割れる頻度が高くなる。このため、Ti及びNbの合計含有量は0.200%以下とする。Ti及びNbの合計含有量は、好ましくは0.150%以下とする。また、Ti含有量が0.200%超では、延性が劣化する。このため、Ti含有量は0.200%以下とする。Ti含有量は、好ましくは0.180%以下とし、より好ましくは0.160%以下とする。また、Nb含有量が0.200%超では、延性が劣化する。そのため、Nb含有量は0.200%以下とする。Nb含有量は、好ましくは0.180%以下とし、より好ましくは0.160%以下とする。
「P:0.05%以下」
Pは不純物である。Pは、靭性、延性、溶接性などを劣化させるので、P含有量は低いほど好ましい。P含有量が0.05%超であると、伸びフランジ性の劣化が著しい。このため、P含有量は0.05%以下とする。P含有量は、好ましくは0.03%以下とし、より好ましくは0.02%以下とする。P含有量の下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくない。このため、P含有量は0.005%以上としてもよい。
Pは不純物である。Pは、靭性、延性、溶接性などを劣化させるので、P含有量は低いほど好ましい。P含有量が0.05%超であると、伸びフランジ性の劣化が著しい。このため、P含有量は0.05%以下とする。P含有量は、好ましくは0.03%以下とし、より好ましくは0.02%以下とする。P含有量の下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくない。このため、P含有量は0.005%以上としてもよい。
「S:0.0200%以下」
Sは不純物である。Sは、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、伸びフランジ性を劣化させるA系介在物を形成する。従って、S含有量は低いほど好ましい。S含有量が0.0200%超であると、伸びフランジ性の劣化が著しい。このため、S含有量は0.0200%以下とする。S含有量は、好ましくは0.0150%以下とし、より好ましくは0.0060%以下とする。S含有量の下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくない。このため、S含有量は0.0010%以上としてもよい。
Sは不純物である。Sは、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、伸びフランジ性を劣化させるA系介在物を形成する。従って、S含有量は低いほど好ましい。S含有量が0.0200%超であると、伸びフランジ性の劣化が著しい。このため、S含有量は0.0200%以下とする。S含有量は、好ましくは0.0150%以下とし、より好ましくは0.0060%以下とする。S含有量の下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくない。このため、S含有量は0.0010%以上としてもよい。
「N:0.0060%以下」
Nは不純物である。Nは、Cよりも優先的に、Ti及びNbと析出物を形成し、Cの固定に有効なTi及びNbを減少させる。従って、N含有量は低い方が好ましい。N含有量が0.0060%超であると、伸びフランジ性の劣化が著しい。このため、N含有量は0.0060%以下とする。N含有量は、好ましくは0.0050%以下とする。N含有量の下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくない。このため、N含有量は0.0010%以上としてもよい。
Nは不純物である。Nは、Cよりも優先的に、Ti及びNbと析出物を形成し、Cの固定に有効なTi及びNbを減少させる。従って、N含有量は低い方が好ましい。N含有量が0.0060%超であると、伸びフランジ性の劣化が著しい。このため、N含有量は0.0060%以下とする。N含有量は、好ましくは0.0050%以下とする。N含有量の下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくない。このため、N含有量は0.0010%以上としてもよい。
Cr、B、Mo、Cu、Ni、Mg、REM、Ca及びZrは、必須元素ではなく、鋼板に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
「Cr:0〜1.0%」
Crは、鋼の強度向上に寄与する。Crが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Cr含有量は好ましくは0.05%以上とする。一方、Cr含有量が1.0%超では、上記効果が飽和して経済性が低下する。このため、Cr含有量は1.0%以下とする。
Crは、鋼の強度向上に寄与する。Crが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Cr含有量は好ましくは0.05%以上とする。一方、Cr含有量が1.0%超では、上記効果が飽和して経済性が低下する。このため、Cr含有量は1.0%以下とする。
「B:0〜0.10%」
Bは、焼入れ性を高め、硬質相である低温変態生成相の組織分率を増加させる。Bが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、B含有量は好ましくは0.0005%以上とする。一方、B含有量が0.10%超では、上記効果が飽和して経済性が低下する。このため、B含有量は0.10%以下とする。
Bは、焼入れ性を高め、硬質相である低温変態生成相の組織分率を増加させる。Bが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、B含有量は好ましくは0.0005%以上とする。一方、B含有量が0.10%超では、上記効果が飽和して経済性が低下する。このため、B含有量は0.10%以下とする。
「Mo:0〜1.0%」
Moは、焼入性を向上させると共に炭化物を形成して強度を高める効果を有する。Moが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Mo含有量は好ましくは0.01%以上とする。一方、Mo含有量が1.0%超では、延性や溶接性が低下することがある。このため、Mo含有量は1.0%以下とする。
Moは、焼入性を向上させると共に炭化物を形成して強度を高める効果を有する。Moが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Mo含有量は好ましくは0.01%以上とする。一方、Mo含有量が1.0%超では、延性や溶接性が低下することがある。このため、Mo含有量は1.0%以下とする。
「Cu:0〜2.0%」
Cuは、鋼板の強度を上げると共に、耐食性やスケールの剥離性を向上させる。Cuが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Cu含有量は好ましくは0.01%以上とし、より好ましくは0.04%以上とする。一方、Cu含有量が2.0%超では、表面疵が発生することがある。このため、Cu含有量は2.0%以下とし、好ましくは1.0%以下とする。
Cuは、鋼板の強度を上げると共に、耐食性やスケールの剥離性を向上させる。Cuが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Cu含有量は好ましくは0.01%以上とし、より好ましくは0.04%以上とする。一方、Cu含有量が2.0%超では、表面疵が発生することがある。このため、Cu含有量は2.0%以下とし、好ましくは1.0%以下とする。
「Ni:0〜2.0%」
Niは、鋼板の強度を上げると共に、靭性を向上させる。Niが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Ni含有量は好ましくは0.01%以上とする。一方、Ni含有量が2.0%超では、延性が低下する。このため、Ni含有量は2.0%以下とする。
Niは、鋼板の強度を上げると共に、靭性を向上させる。Niが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Ni含有量は好ましくは0.01%以上とする。一方、Ni含有量が2.0%超では、延性が低下する。このため、Ni含有量は2.0%以下とする。
「Mg:0〜0.05%、REM:0〜0.05%、Ca:0〜0.05%、Zr:0〜0.05%」
Ca、Mg、Zr及びREMは、いずれも硫化物や酸化物の形状を制御して靭性を向上させる。Ca、Mg、Zr及びREMが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Ca、Mg、Zr及びREMからなる群から選択される1種以上の含有量は好ましくは0.0001%以上とし、より好ましくは0.0005%以上とする。一方、Ca、Mg、Zr又はREMのいずれかの含有量が0.05%超では、伸びフランジ性が劣化する。このため、Ca、Mg、Zr及びREMの含有量は、いずれも0.05%以下とする。
Ca、Mg、Zr及びREMは、いずれも硫化物や酸化物の形状を制御して靭性を向上させる。Ca、Mg、Zr及びREMが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Ca、Mg、Zr及びREMからなる群から選択される1種以上の含有量は好ましくは0.0001%以上とし、より好ましくは0.0005%以上とする。一方、Ca、Mg、Zr又はREMのいずれかの含有量が0.05%超では、伸びフランジ性が劣化する。このため、Ca、Mg、Zr及びREMの含有量は、いずれも0.05%以下とする。
「金属組織」
次に、本発明の実施形態に係る鋼板の組織(金属組織)について説明する。以下の説明において、各組織の割合(面積率)の単位である「%」は、特に断りがない限り「面積%」を意味する。本実施形態に係る鋼板は、フェライト:5〜95%、かつベイナイト:5〜95%、で表される組織を有する。
次に、本発明の実施形態に係る鋼板の組織(金属組織)について説明する。以下の説明において、各組織の割合(面積率)の単位である「%」は、特に断りがない限り「面積%」を意味する。本実施形態に係る鋼板は、フェライト:5〜95%、かつベイナイト:5〜95%、で表される組織を有する。
「フェライト:5〜95%」
フェライトの面積率が5%未満であると、延性が劣化し、一般に自動車用部材等で求められる特性の確保が困難となる。このため、フェライトの面積率は5%以上とする。一方、フェライトの面積率が95%超では、伸びフランジ性が劣化したり、十分な強度を得ることが困難となったりする。このため、フェライトの面積率は95%以下とする。
フェライトの面積率が5%未満であると、延性が劣化し、一般に自動車用部材等で求められる特性の確保が困難となる。このため、フェライトの面積率は5%以上とする。一方、フェライトの面積率が95%超では、伸びフランジ性が劣化したり、十分な強度を得ることが困難となったりする。このため、フェライトの面積率は95%以下とする。
「ベイナイト:5〜95%」
ベイナイトの面積率が5%未満では、伸びフランジ性が劣化する。このため、ベイナイトの面積率は5%以上とする。一方、ベイナイトの面積率が95%超では、延性が劣化する。このため、ベイナイトの面積率は95%以下とする。
ベイナイトの面積率が5%未満では、伸びフランジ性が劣化する。このため、ベイナイトの面積率は5%以上とする。一方、ベイナイトの面積率が95%超では、延性が劣化する。このため、ベイナイトの面積率は95%以下とする。
鋼板の組織に、例えば、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライト等が含まれてもよい。フェライト及びベイナイト以外の組織の面積率が合計で10%超では、伸びフランジ性の劣化が懸念される。このため、フェライト及びベイナイト以外の組織の面積率は、好ましくは合計で10%以下とする。言い換えれば、フェライト及びベイナイトの面積率は、好ましくは合計で90%以上とし、より好ましくは100%とする。
各組織の割合(面積率)は、以下の方法により求められる。まず、鋼板から採取した試料をナイタールでエッチングする。エッチング後に光学顕微鏡を用いて板厚の1/4深さの位置において300μm×300μmの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行う。この画像解析により、フェライトの面積率、パーライトの面積率、並びにベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率が得られる。次いで、レペラ腐食した試料を用い、光学顕微鏡を用いて板厚の1/4深さの位置において300μm×300μmの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行う。この画像解析により、残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率が得られる。さらに、圧延面法線方向から板厚の1/4深さまで面削した試料を用い、X線回折測定により残留オーステナイトの体積率を求める。残留オーステナイトの体積率は、面積率と同等であるので、これを残留オーステナイトの面積率とする。そして、残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率から残留オーステナイトの面積率を減じることでマルテンサイトの面積率が得られ、ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率からマルテンサイトの面積率を減じることでベイナイトの面積率が得られる。このようにして、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライトのそれぞれの面積率を得ることができる。
本実施形態に係る鋼板では、方位差が15°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が0.3μm以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が5〜14°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で20〜100%である。粒内の方位差は、結晶方位解析に多く用いられる電子ビーム後方散乱回折パターン解析(electron back scattering diffraction:EBSD)法を用いて求められる。粒内の方位差は、組織において、方位差が15°以上である境界を粒界とし、この粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義した場合の値である。
粒内の方位差が5〜14°である結晶粒は、強度と加工性とのバランスが優れる鋼板を得るために有効である。粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合を多くすることで、所望の鋼板強度を維持しつつ、伸びフランジ性を向上させることができる。粒内方位差が5〜14°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で20%以上であると、所望の鋼板強度と伸びフランジ性が得られる。粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合は、高くても構わないため、その上限は100%である。
後述するように、仕上げ圧延の後段3段の累積ひずみを制御すると、フェライトやベイナイトの粒内に結晶方位差が生じる。この原因を以下のように考える。累積ひずみを制御することによって、オーステナイト中の転位が増え、オーステナイト粒内に高密度で転位壁ができ、いくつかのセルブロックが形成される。これらのセルブロックは、異なる結晶方位をもつ。このように高い転位密度で、かつ異なる結晶方位のセルブロックが含まれるオーステナイトから変態することによって、フェライトやベイナイトも、同じ粒内であっても、結晶方位差があり、かつ転位密度も高くなるものと考えられる。したがって、粒内の結晶方位差は、その結晶粒に含まれる転位密度と相関があると考えられる。一般的に、粒内の転位密度の増加は、強度の向上をもたらす一方、加工性を低下させる。しかし、粒内の方位差が5〜14°に制御された結晶粒では、加工性を低下させることなく強度を向上させることができる。そのため、本実施形態に係る鋼板では、粒内の方位差が5〜14°の結晶粒の割合を20%以上とする。粒内の方位差が5°未満の結晶粒は、加工性に優れるが高強度化が困難である。粒内の方位差が14°超の結晶粒は、結晶粒内で変形能が異なるので、伸びフランジ性の向上に寄与しない。
粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合は、以下の方法で測定できる。まず、鋼板表面から板厚tの1/4深さ位置(1/4t部)の圧延方向垂直断面について、圧延方向に200μm、圧延面法線方向に100μmの領域を0.2μmの測定間隔でEBSD解析して結晶方位情報を得る。ここでEBSD解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡(JEOL製JSM−7001F)とEBSD検出器(TSL製HIKARI検出器)で構成された装置を用い、200〜300点/秒の解析速度で実施する。次に、得られた結晶方位情報に対して、方位差15°以上かつ円相当径で0.3μm以上の領域を結晶粒と定義して、結晶粒の粒内の平均方位差を計算し、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合を求める。上記で定義した結晶粒や粒内の平均方位差は、EBSD解析装置に付属のソフトウェア「OIM Analysis(登録商標)」を用いて算出できる。
本実施形態おける「粒内方位差」とは、結晶粒内の方位分散である「Grain Orientation Spread(GOS)」を表す。粒内方位差の値は「EBSD法及びX線回折法によるステンレス鋼の塑性変形におけるミスオリエンテーションの解析」、木村英彦他、日本機械学会論文集(A編)、71巻、712号、2005年、p.1722−1728に記載されているように、同一結晶粒内において基準となる結晶方位と全ての測定点間のミスオリエンテーションの平均値として求められる。本実施形態において、基準となる結晶方位は、同一結晶粒内の全ての測定点を平均化した方位である。GOSの値は、EBSD解析装置に付属のソフトウェア「OIM Analysis(登録商標)Version 7.0.1」を用いて算出できる。
本実施形態に係る鋼板において、フェライトやベイナイトなどの光学顕微鏡組織で観察される各組織の面積率と、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合とは、直接関係するものではない。言い換えれば、例えば、同一のフェライトの面積率及びベイナイトの面積率を有する鋼板があったとしても、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合が同一であるとは限らない。従って、フェライトの面積率及びベイナイトの面積率を制御しただけでは、本実施形態に係る鋼板に相当する特性を得ることはできない。
本実施形態に係る鋼板では、結晶粒内に最大径が8nm以下の析出物又はクラスタが、1×1016〜1×1019個/cm3の個数密度で分散した硬質結晶粒Aと、結晶粒内に最大径が8nm以下の析出物又はクラスタが、1×1015個/cm3以下の個数密度で分散した軟質結晶粒Bとを含み、硬質結晶粒Aの体積%/(硬質結晶粒Aの体積%+軟質結晶粒Bの体積%)が0.1〜0.9である。また、硬質結晶粒Aの体積%及び軟質結晶粒Bの体積%は、好ましくは合計で70%以上とし、より好ましくは80%以上とする。言い換えれば、1×1015個/cm3超1×1016個/cm3未満の個数密度で分散した結晶粒の体積%が30%超では、本実施形態に係る鋼板に相当する特性を得にくいことがある。従って、1×1015個/cm3超1×1016個/cm3未満の個数密度で分散した結晶粒の体積%は、好ましくは30%以下とし、より好ましくは20%以下とする。
硬質結晶粒A及び軟質結晶粒Bにおける「析出物又はクラスタ」の大きさは、後述する測定方法により複数の析出物についてそれぞれ最大径を測定し、その平均値を求めることにより得られた値である。析出物の最大径とは、析出物又はクラスタが球状の場合は直径であり、板状の場合は対角長と定義する。
結晶粒内の析出物又はクラスタは、鋼板の強化向上に寄与する。しかし、析出物の最大径が8nmを超えると、鋼板の加工時にフェライト組織中の析出物に歪みが集中し、ボイドの発生源となって延性が劣化する可能性が高くなるため、好ましくない。析出物の最大径の下限は、特に限定する必要はないが、結晶粒内での転位のピンニング力による鋼板強度の向上効果を安定して十分に発揮させるためには、0.2nm以上とすることが好ましい。
本実施形態における析出物又はクラスタは、Ti、Nb、Mo及びVからなる群から選択される1種以上の析出物形成元素の炭化物、窒化物、又は炭窒化物で形成されていることが好ましい。ここで炭窒化物とは、炭化物中に窒素が混入した炭化物と、炭化物の複合析出物を意味する。また、本実施形態では、上記析出物形成元素の炭化物、窒化物、又は炭窒化物以外のその他の析出物を、本実施形態に係る鋼板に相当する特性を阻害しない範囲で含有することが許容される。
本実施形態に係る鋼板では、目的とする鋼板の引張強度及び延性を共に高めるために、硬質結晶粒A及び軟質結晶粒Bの結晶粒中の析出物又はクラスタの個数密度を以下のメカニズムに基づいて限定する。
硬質結晶粒A及び軟質結晶粒Bの何れも、結晶粒内の析出物の個数密度が高くなるほど、各結晶粒の硬度が増加するものと考えられる。反対に、硬質結晶粒A及び軟質結晶粒Bの何れも、結晶粒内の析出炭化物の個数密度が低くなるほど、各結晶粒の硬度が小さくなるものと考えられる。この場合、各結晶粒の伸び(全伸び、一様伸び)は上昇するが、強度への寄与は小さくなる。
硬質結晶粒Aと軟質結晶粒Bとの結晶粒内の析出物の個数密度がほぼ同じであると、引張強度に対する伸びが小さくなり、十分な強度延性バランス(YP×El)が得られない。一方、硬質結晶粒Aと軟質結晶粒Bとにおける結晶粒内の析出物の個数密度差が大きい場合、引張強度に対する伸びが大きくなり、良好な強度延性バランスが得られる。硬質結晶粒Aは、主として強度を高める作用を担う。軟質結晶粒Bは、主として延性を高める作用を担う。本発明者らは、強度延性バランス(YP×El)が良好な鋼板を得るためには、硬質結晶粒A中の析出物の個数密度を1×1016〜1×1019個/cm3とし、軟質結晶粒B中の析出物の個数密度を1×1015個/cm3以下とする必要があることを実験的に見出した。
硬質結晶粒Aの析出物の個数密度が1×1016個/cm3未満であると、鋼板の強度が不十分となり、強度延性バランスが十分に得られない。また、硬質結晶粒Aの析出物の個数密度が1×1019個/cm3を超えると、硬質結晶粒Aによる鋼板の強度向上効果が飽和し、析出物形成元素の添加量によるコスト増加の原因となったり、フェライトやベイナイトの靭性が劣化して伸びフランジ性が劣化したりする。
軟質結晶粒Bの析出物の個数密度が1×1015個/cm3を超えると、鋼板の延性が不十分となり、強度延性バランスが十分に得られない。以上の理由から、本実施形態では、硬質結晶粒Aの析出物の個数密度を1×1016〜1×1019個/cm3とし、軟質結晶粒Bの析出物の個数密度を1×1015個/cm3以下とする。
本実施形態における組織は、鋼板組織の全体積に占める硬質結晶粒Aの体積%の比{硬質結晶粒Aの体積%/(硬質結晶粒Aの体積%+軟質結晶粒Bの体積%)」}が0.1〜0.9の範囲である。鋼板組織の全体積に占める硬質結晶粒Aの体積%を0.1〜0.9とすることで、目標とする鋼板の強度延性バランスが安定して得られる。鋼板組織の全体積に占める硬質結晶粒Aの体積%の比が0.1未満であると、鋼板の強度が低下し、引張強度480MPa以上の強度を確保することが困難となる。硬質結晶粒Aの体積%の比が0.9を超えると、鋼板の延性が不足する。
なお、本実施形態に係る鋼板において、組織が硬質結晶粒A又は軟質結晶粒Bであることと、ベイナイト又はフェライトであることとは、対応している訳ではない。例えば、本実施形態に係る鋼板が熱延鋼板である場合、硬質結晶粒Aが主にベイナイトであり、軟質結晶粒Bが主にフェライトであるものとなりやすい。しかし、熱延鋼板の硬質結晶粒Aにフェライトが多く含まれていてもよいし、軟質結晶粒Bにベイナイトが多く含まれていてもよい。組織中のベイナイト又はフェライトの面積率、及び硬質結晶粒Aと軟質結晶粒Bとの割合は、焼鈍などにより調整できる。
本実施形態に係る鋼板の組織における結晶粒内の析出物又はクラスタの最大径、及び最大径が8nm以下の析出物又はクラスタの個数密度は、以下の方法を用いて測定できる。
結晶粒内の最大径が8nm以下の析出物は、組織中の欠陥密度にも依存するが、一般に透過型電子顕微鏡(TEM)による観察でその定量をすることは難しい。このため、最大径が8nm以下の析出物を観察するのに適している3次元アトムプローブ(3D−AP)法を用いて結晶粒内の析出物の最大径及び個数密度を測定するのが好ましい。さらに、析出物のうちでも、よりサイズが小さいクラスタの最大径と個数密度を精度良く測定するためには3D−APによる観察法が好ましい。
結晶粒内の析出物又はクラスタの最大径及び個数密度は、3D−APによる観察法を用いて、例えば、以下のようにして測定できる。先ず、測定対象となる鋼板から0.3mm×0.3mm×10mmの棒状試料を切り出し、電解研磨法によって針状加工し、試料とする。この試料を用い、結晶粒内の任意方向に3D−APによって50万原子以上の測定を行い、3次元マップにより可視化して定量解析する。このような任意方向の測定を、異なる結晶粒10個以上について行い、各結晶粒に含まれる析出物の最大径と、最大径が8nm以下の析出物の個数密度(観察領域の体積当りの析出物の個数)とを平均値として求める。結晶粒内の析出物の最大径については、形状が明らかな析出物について、棒状のものは棒の長さ、板状のものは対角長、球形のものは直径とする。析出物のうち、特にサイズの小さいクラスタは、その形状が明らかではない場合が多いため、電界イオン顕微鏡(FIM)の電解蒸発を利用した精密なサイズ測定法等によって、析出物及びクラスタの最大径を決定するのが好ましい。
以上の任意結晶粒、任意方向の測定結果から、各結晶粒内の析出物の析出状態を知ることができ、析出物の析出状態の異なる結晶粒の区別と、これらの体積比率を知ることができる。
また、上記の測定法に加え、さらに広い視野が可能となる、電界イオン顕微鏡(FIM)法を組み合わせて用いることも可能である。FIMは、針状にした試料に高い電圧を印加し、不活性ガスを導入することで、表面の電界分布を2次元的に映し出す方法である。一般に、鉄鋼材料中の析出物は、フェライトマトリックスより明るいか、または暗いコントラストを与える。特定の原子面の電界蒸発を1原子面ずつ行い、析出物のコントラストの発生消滅を観察することで、析出物の深さ方向のサイズを精度良く見積もることができる。
本実施形態において、伸びフランジ性は鞍型成形品を用いた、鞍型伸びフランジ試験法で評価する。図1A及び図1Bは、本実施形態における鞍型伸びフランジ試験法で用いられる鞍型成形品を示す図であり、図1Aは斜視図、図1Bは平面図である。鞍型伸びフランジ試験法では、具体的には、図1A及び図1Bに示すような直線部と円弧部とからなる伸びフランジ形状を模擬した鞍型成形品1をプレス加工し、そのときの限界成形高さを用いて伸びフランジ性を評価する。本実施形態における鞍型伸びフランジ試験法では、コーナー部2の曲率半径Rを50〜60mm、コーナー部2の開き角θを120°とした鞍型成形品1を用いて、コーナー部2を打ち抜く際のクリアランスを11%としたときの限界成形高さH(mm)を測定する。ここで、クリアランスとは、打ち抜きダイスとパンチの間隙と試験片の厚さとの比を示す。クリアランスは、実際には打ち抜き工具と板厚の組み合わせによって決まるので、11%とは、10.5〜11.5%の範囲を満足することを意味する。限界成形高さHの判定は、成形後に目視にて板厚の1/3以上の長さを有するクラックの存在の有無を観察し、クラックが存在しない限界の成形高さとする。
従来、伸びフランジ成形性に対応した試験法として用いられている穴広げ試験は、周方向のひずみがほとんど分布せずに破断に至る。このため、実際の伸びフランジ成形時とは破断部周辺のひずみや応力勾配が異なる。また、穴広げ試験は、板厚貫通の破断が発生した時点での評価となるなど、本来の伸びフランジ成形を反映した評価になっていない。一方、本実施形態で用いた鞍型伸びフランジ試験では、ひずみ分布を考慮した伸びフランジ性を評価できるため、本来の伸びフランジ成形を反映した評価が可能である。
本実施形態に係る鋼板によれば、480MPa以上の引張強度が得られる。つまり、優れた引張強度が得られる。引張強度の上限は、特に限定されない。ただし、本実施形態における成分範囲において、実質的な引張強度の上限は1180MPa程度である。引張強度は、JIS−Z2201に記載の5号試験片を作製し、JIS−Z2241に記載の試験方法に従って引張試験を行うことによって、測定することができる。
本実施形態に係る鋼板によれば、19500mm・MPa以上の引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が得られる。つまり、優れた伸びフランジ性が得られる。この積の上限は、特に限定されない。ただし、本実施形態における成分範囲において、実質的なこの積の上限は25000mm・MPa程度である。
本実施形態に係る鋼板によれば、10000MPa・%以上の降伏応力と延性との積が得られる。つまり、優れた強度延性バランスを得ることができる。
次に、本発明の実施形態に係る鋼板を製造する方法について説明する。この方法では、熱間圧延、第1の冷却及び第2の冷却をこの順で行う。
「熱間圧延」
熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延とを含む。熱間圧延では、上述した化学成分を有するスラブ(鋼片)を加熱し、粗圧延を行う。スラブ加熱温度は、下記式(1)で表されるSRTmin℃以上1260℃以下とする。
SRTmin=[7000/{2.75−log([Ti]×[C])}−273)+10000/{4.29−log([Nb]×[C])}−273)]/2・・・(1)
ここで、式(1)中の[Ti]、[Nb]、[C]は、質量%でのTi、Nb、Cの含有量を示す。
熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延とを含む。熱間圧延では、上述した化学成分を有するスラブ(鋼片)を加熱し、粗圧延を行う。スラブ加熱温度は、下記式(1)で表されるSRTmin℃以上1260℃以下とする。
SRTmin=[7000/{2.75−log([Ti]×[C])}−273)+10000/{4.29−log([Nb]×[C])}−273)]/2・・・(1)
ここで、式(1)中の[Ti]、[Nb]、[C]は、質量%でのTi、Nb、Cの含有量を示す。
スラブ加熱温度がSRTmin℃未満であると、Ti及び/又はNbが十分に溶体化しない。スラブ加熱時にTi及び/又はNbが溶体化しないと、Ti及び/又はNbを炭化物(TiC、NbC)として微細析出させて、析出強化により鋼の強度を向上させることが困難となる。また、スラブ加熱温度がSRTmin℃未満であると、炭化物(TiC、NbC)の形成によってCを固定して、バーリング性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制することが困難となる。また、スラブ加熱温度がSRTmin℃未満であると、粒内の結晶方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足しやすい。このため、スラブ加熱温度はSRTmin℃以上とする。一方、スラブ加熱温度が1260℃超であると、スケールオフにより歩留が低下する。このため、スラブ加熱温度は1260℃以下とする。
粗圧延により粗バーが得られる。その後、仕上げ圧延により熱延鋼板が得られる。粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合を20%以上にするために、仕上げ圧延において後段3段(最終3パス)での累積ひずみを0.5〜0.6とした上で、後述する冷却を行う。これは、以下に示す理由による。粒内の方位差が5〜14°である結晶粒は、比較的低温にてパラ平衡状態で変態することにより生成する。このため、熱間圧延において変態前のオーステナイトの転位密度をある範囲に限定するとともに、その後の冷却速度をある範囲に限定することによって、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の生成を制御できる。
すなわち、仕上げ圧延の後段3段での累積ひずみ及びその後の冷却を制御することで、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の核生成頻度及びその後の成長速度を制御できる。その結果、冷却後に得られる鋼板における粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の面積率を制御できる。より具体的には、仕上げ圧延によって導入されるオーステナイトの転位密度が主に核生成頻度に関わり、圧延後の冷却速度が主に成長速度に関わる。
仕上げ圧延の後段3段の累積ひずみが0.5未満では、導入されるオーステナイトの転位密度が十分でなく、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合が20%未満となる。このため、後段3段の累積ひずみは0.5以上とする。一方、仕上げ圧延の後段3段の累積ひずみが0.6を超えると、熱間圧延中にオーステナイトの再結晶が起こり、変態時の蓄積転位密度が低下する。この結果、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合が20%未満となる。このため、後段3段の累積ひずみは0.6以下とする。
仕上げ圧延の後段3段の累積ひずみ(εeff.)は、以下の式(2)によって求められる。
εeff.=Σεi(t,T)・・・(2)
ここで、
εi(t,T)=εi0/exp{(t/τR)2/3}、
τR=τ0・exp(Q/RT)、
τ0=8.46×10−9、
Q=183200J、
R=8.314J/K・mol、であり、
εi0は圧下時の対数ひずみを示し、tは当該パスでの冷却直前までの累積時間を示し、Tは当該パスでの圧延温度を示す。
εeff.=Σεi(t,T)・・・(2)
ここで、
εi(t,T)=εi0/exp{(t/τR)2/3}、
τR=τ0・exp(Q/RT)、
τ0=8.46×10−9、
Q=183200J、
R=8.314J/K・mol、であり、
εi0は圧下時の対数ひずみを示し、tは当該パスでの冷却直前までの累積時間を示し、Tは当該パスでの圧延温度を示す。
圧延終了温度をAr3℃未満にすると、変態前のオーステナイトの転位密度が過度に高まり、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒を20%以上とすることが困難となる。このため、仕上げ圧延の終了温度はAr3℃以上とする。
仕上げ圧延は、複数の圧延機を直線的に配置し、1方向に連続圧延して所定の厚みを得るタンデム圧延機を用いて行うことが好ましい。また、タンデム圧延機を用いて仕上げ圧延を行う場合、圧延機と圧延機との間で冷却(スタンド間冷却)を行って、仕上げ圧延中の鋼板温度がAr3℃以上〜Ar3+150℃以下の範囲となるように制御する。仕上げ圧延時の鋼板の最高温度がAr3+150℃を超えると、粒径が大きくなりすぎるために靭性が劣化することが懸念される。
上記のような条件の熱間圧延を行うことで、変態前のオーステナイトの転位密度範囲を限定し、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒を所望の割合で得ることができる。
Ar3は、鋼板の化学成分に基づき、圧下による変態点への影響を考慮した下記式(3)で算出する。
Ar3=970−325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]−92×([Mn]+[Mo]+[Cu])−46×([Cr]+[Ni])・・・(3)
ここで、[C]、[Si]、[P]、[Al]、[Mn]、[Mo]、[Cu]、[Cr]、[Ni]は、それぞれ、C、Si、P、Al、Mn、Mo、Cu、Cr、Niの質量%での含有量を示す。含有されていない元素については、0%として計算する。
Ar3=970−325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]−92×([Mn]+[Mo]+[Cu])−46×([Cr]+[Ni])・・・(3)
ここで、[C]、[Si]、[P]、[Al]、[Mn]、[Mo]、[Cu]、[Cr]、[Ni]は、それぞれ、C、Si、P、Al、Mn、Mo、Cu、Cr、Niの質量%での含有量を示す。含有されていない元素については、0%として計算する。
「第1の冷却、第2の冷却」
熱間圧延後、熱延鋼板の第1の冷却及び第2の冷却をこの順で行う。第1の冷却では、10℃/s以上の冷却速度で600〜750℃の第1の温度域まで熱延鋼板を冷却する。第2の冷却では、30℃/s以上の冷却速度で450〜650℃の第2の温度域まで熱延鋼板を冷却する。第1の冷却と第2の冷却との間には、第1の温度域に熱延鋼板を1〜10秒間保持する。第2の冷却後には熱延鋼板を空冷することが好ましい。
熱間圧延後、熱延鋼板の第1の冷却及び第2の冷却をこの順で行う。第1の冷却では、10℃/s以上の冷却速度で600〜750℃の第1の温度域まで熱延鋼板を冷却する。第2の冷却では、30℃/s以上の冷却速度で450〜650℃の第2の温度域まで熱延鋼板を冷却する。第1の冷却と第2の冷却との間には、第1の温度域に熱延鋼板を1〜10秒間保持する。第2の冷却後には熱延鋼板を空冷することが好ましい。
第1の冷却の冷却速度が10℃/s未満であると、粒内の結晶方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足する。また、第1の冷却の冷却停止温度が600℃未満であると、面積率で5%以上のフェライトを得ることが困難となるとともに、粒内の結晶方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足する。また、第1の冷却の冷却停止温度が750℃超であると、面積率で5%以上のベイナイトを得ることが困難となるとともに、粒内の結晶方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足する。
600〜750℃での保持時間が10秒を超えると、バーリング性に有害なセメンタイトが生成しやすくなる。また、600〜750℃での保持時間が10秒を超えると、面積率で5%以上のベイナイトを得ることが困難となる場合が多く、さらに粒内の結晶方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足する。600〜750℃での保持時間が1秒未満であると、フェライトを面積率で5%以上得ることが困難になるとともに、粒内の結晶方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足する。
第2の冷却の冷却速度が30℃/s未満であると、バーリング性に有害なセメンタイトが生成しやすくなるとともに、粒内の結晶方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足する。第2の冷却の冷却停止温度が450℃未満であったり、650℃超であったりすると、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合が不足する。
第1の冷却及び第2の冷却における冷却速度の上限は、特に限定しないが、冷却設備の設備能力を考慮して200℃/s以下としてもよい。
第1の冷却の冷却停止温度と第2の冷却の冷却停止温度との温度差を、30〜250℃とすることが有効である。第1の冷却の冷却停止温度と第2の冷却の冷却停止温度との温度差が30℃未満であると、鋼板組織の全体積に占める硬質結晶粒Aの体積%{硬質結晶粒Aの体積%/(硬質結晶粒Aの体積%+軟質結晶粒Bの体積%)}が0.1未満となる。このため、第1の冷却の冷却停止温度と第2の冷却の冷却停止温度との温度差は30℃以上とし、好ましくは40℃以上とし、より好ましくは50℃以上とする。第1の冷却の冷却停止温度と第2の冷却の冷却停止温度との温度差が250℃を超えると、鋼板組織の全体積に占める硬質結晶粒Aの体積%が0.9超となる。このため、第1の冷却の冷却停止温度と第2の冷却の冷却停止温度との温度差は250℃以下とし、好ましくは230℃以下とし、より好ましくは220℃以下とする。
また、第1の冷却の冷却停止温度と第2の冷却の冷却停止温度との温度差を、30〜250℃とすることで、組織が、結晶粒内に最大径が8nm以下の析出物又はクラスタが1×1016〜1×1019個/cm3の個数密度で分散した硬質結晶粒Aと、結晶粒内に最大径が8nm以下の析出物又はクラスタが1×1015個/cm3以下の個数密度で分散した軟質結晶粒Bとを含むものとなる。
このようにして本実施形態に係る鋼板を得ることができる。
上述の製造方法では、熱間圧延の条件を制御することにより、オーステナイトに加工転位を導入する。そうした上で、冷却条件を制御することにより、導入された加工転位を適度に残すことが重要である。すなわち、熱間圧延の条件又は冷却の条件を単独で制御したとしても、本実施形態に係る鋼板を得ることはできず、熱間圧延及び冷却の条件の両方を適切に制御することが重要である。上記以外の条件については、例えば、第2の冷却の後に公知の方法で巻き取るなど、公知の方法を用いればよく、特に限定しない。また、析出させる温度域を分けることによって、上述した硬質結晶粒Aと軟質結晶粒Bを分散させることができる。
表面のスケールをとるために、酸洗してもよい。熱間圧延及び冷却の条件が上記のとおりであれば、その後に、冷間圧延、熱処理(焼鈍)、めっきなどを行っても同様の効果を得ることができる。
冷間圧延では、圧下率を90%以下とすることが好ましい。冷間圧延における圧下率が90%を超えると、延性が低下することがある。これは、冷間圧延によって硬質結晶粒A及び軟質結晶粒Bが大きく潰れ、冷間圧延後の焼鈍時の再結晶粒が、熱間圧延後に硬質結晶粒A及び軟質結晶粒Bであった部分の両者を蚕食し、2種の硬さを持つ結晶粒でなくなってしまうためと考えられる。冷間圧延を行わなくてもよく、冷間圧延における圧下率の下限は0%である。上記のとおり、熱延原板のままで、優れた成形性を有する。一方で、冷間圧延により導入された転位上に、固溶ままのTi、Nb、Mo等が集まり、析出することによって、降伏点(YP)や引張強度(TS)を向上させることができる。従って、強度の調整のために冷間圧延を使用できる。冷間圧延により冷延鋼板が得られる。
冷間圧延後の熱処理(焼鈍)の温度は840℃以下とすることが好ましい。焼鈍時には、熱間圧延の段階で析出しきれなかったTiやNbが析出することによる強化、転位の回復、析出物の粗大化による軟質化等の複雑な現象が生じる。焼鈍温度が840℃を超えると、析出物の粗大化の効果が大きく、最大径が8nm以下の析出物が少なくなるとともに、粒内の結晶方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足する。焼鈍温度は、より好ましくは820℃以下とし、更に好ましくは800℃以下とする。焼鈍温度の下限は特に設けない。上述の通り、焼鈍を行わない熱延原板のままで、優れた成形性を有するためである。
本実施形態の鋼板の表面に、めっき層が形成されていてもよい。つまり、本発明の他の実施形態としてめっき鋼板が挙げられる。めっき層は、例えば電気めっき層、溶融めっき層又は合金化溶融めっき層である。溶融めっき層及び合金化溶融めっき層としては、例えば、亜鉛及びアルミニウムの少なくともいずれか一方からなる層が挙げられる。具体的には、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層、合金化溶融アルミニウムめっき層、溶融Zn−Alめっき層、及び合金化溶融Zn−Alめっき層などが挙げられる。特に、めっきのし易さや防食性の観点から、溶融亜鉛めっき層及び合金化溶融亜鉛めっき層が好ましい。
溶融めっき鋼板や合金化溶融めっき鋼板は、前述した本実施形態に係る鋼板に対して溶融めっき又は合金化溶融めっきを施すことによって製造される。ここで、合金化溶融めっきとは、溶融めっきを施して表面に溶融めっき層を形成し、次いで、合金化処理を施して溶融めっき層を合金化溶融めっき層とすることを言う。めっきを施す鋼板は熱延鋼板であってもよく、熱延鋼板に冷間圧延と焼鈍とを施した鋼板であってもよい。溶融めっき鋼板や合金化溶融めっき鋼板は、本実施形態に係る鋼板を有し、かつ表面に溶融めっき層や合金化溶融めっき層が設けられているため、本実施形態に係る鋼板の作用効果と共に、優れた防錆性が達成できる。めっきを施す前に、プレめっきとして、Ni等を表面につけてもよい。
鋼板に熱処理(焼鈍)を施す場合、熱処理行った後に、そのまま溶融亜鉛めっき浴に浸漬させて、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。この場合、熱処理の原板は、熱延鋼板であってもよいし、冷延鋼板であってもよい。溶融亜鉛めっき層を形成した後、再加熱し、めっき層と地鉄とを合金化させる合金化処理を行って、合金化溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。
本発明の実施形態に係るめっき鋼板は、鋼板の表面にめっき層が形成されているので、優れた防錆性を有する。したがって、例えば、本実施形態のめっき鋼板を用いて、自動車の部材を薄肉化した場合に、部材の腐食により自動車の使用寿命が短くなることを防止できる。
なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
表1及び表2に示す化学組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造し、得られた鋼片を表3及び表4に示す加熱温度に加熱して、熱間で粗圧延を行い、引き続いて、表3及び表4に示す条件で仕上げ圧延を行った。仕上げ圧延後の熱延鋼板の板厚は、2.2〜3.4mmであった。表1及び表2の空欄は、分析値が検出限界未満であったことを意味する。表1及び表2中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示し、表4中の下線は、本発明の鋼板の製造に適した範囲から外れていることを示す。
Ar3(℃)は表1及び表2に示した成分より式(3)を用いて求めた。
Ar3=970−325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]−92×([Mn]+[Mo]+[Cu])−46×([Cr]+[Ni])・・・(3)
Ar3=970−325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]−92×([Mn]+[Mo]+[Cu])−46×([Cr]+[Ni])・・・(3)
仕上げ3段の累積ひずみは式(2)より求めた。
εeff.=Σεi(t,T)・・・(2)
ここで、
εi(t,T)=εi0/exp{(t/τR)2/3}、
τR=τ0・exp(Q/RT)、
τ0=8.46×10−9、
Q=183200J、
R=8.314J/K・mol、であり、
εi0は圧下時の対数ひずみを示し、tは当該パスでの冷却直前までの累積時間を示し、Tは当該パスでの圧延温度を示す。
εeff.=Σεi(t,T)・・・(2)
ここで、
εi(t,T)=εi0/exp{(t/τR)2/3}、
τR=τ0・exp(Q/RT)、
τ0=8.46×10−9、
Q=183200J、
R=8.314J/K・mol、であり、
εi0は圧下時の対数ひずみを示し、tは当該パスでの冷却直前までの累積時間を示し、Tは当該パスでの圧延温度を示す。
次いで、表5及び表6に示す条件で第1の冷却、第1の温度域での保持、第2の冷却を行い、試験No.1〜44の熱延鋼板を得た。
試験No.21の熱延鋼板には、表5に示す圧下率で冷間圧延を施し、表5に示す熱処理温度で熱処理を施した後、溶融亜鉛めっき層を形成し、さらに合金化処理を行い、表面に合金化溶融亜鉛めっき層(GA)を形成した。試験No.18〜20、44の熱延鋼板には、表5及び表6に示す熱処理温度で熱処理を施した。試験No.18〜20の熱延鋼板は、熱処理を施した後、表面に溶融亜鉛めっき層(GI)を形成した。表6中の下線は、本発明の鋼板の製造に適した範囲から外れていることを示す。
そして、各鋼板(試験No.1〜17、22〜43の熱延鋼板、熱処理を施した試験No.18〜20、44の熱延鋼板、熱処理を施した試験No.21の冷延鋼板)について、以下に示す方法により、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトの組織分率(面積率)、及び粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合を求めた。その結果を表7及び表8に示す。マルテンサイト及び/又はパーライトが含まれる場合、表中の「ベイナイト面積率」の欄に括弧書きで記載した。表8中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
「フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトの組織分率(面積率)」
まず、鋼板から採取した試料をナイタールでエッチングした。エッチング後に光学顕微鏡を用いて板厚の1/4深さの位置において300μm×300μmの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行った。この画像解析により、フェライトの面積率、パーライトの面積率、並びにベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率を得た。次いで、レペラ腐食した試料を用い、光学顕微鏡を用いて板厚の1/4深さの位置において300μm×300μmの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行った。この画像解析により、残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率を得た。さらに、圧延面法線方向から板厚の1/4深さまで面削した試料を用い、X線回折測定により残留オーステナイトの体積率を求めた。残留オーステナイトの体積率は、面積率と同等であるので、これを残留オーステナイトの面積率とした。そして、残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率から残留オーステナイトの面積率を減じることでマルテンサイトの面積率を得、ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率からマルテンサイトの面積率を減じることでベイナイトの面積率を得た。このようにして、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライトのそれぞれの面積率を得た。
まず、鋼板から採取した試料をナイタールでエッチングした。エッチング後に光学顕微鏡を用いて板厚の1/4深さの位置において300μm×300μmの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行った。この画像解析により、フェライトの面積率、パーライトの面積率、並びにベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率を得た。次いで、レペラ腐食した試料を用い、光学顕微鏡を用いて板厚の1/4深さの位置において300μm×300μmの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行った。この画像解析により、残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率を得た。さらに、圧延面法線方向から板厚の1/4深さまで面削した試料を用い、X線回折測定により残留オーステナイトの体積率を求めた。残留オーステナイトの体積率は、面積率と同等であるので、これを残留オーステナイトの面積率とした。そして、残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率から残留オーステナイトの面積率を減じることでマルテンサイトの面積率を得、ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率からマルテンサイトの面積率を減じることでベイナイトの面積率を得た。このようにして、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライトのそれぞれの面積率を得た。
「粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合」
鋼板表面から板厚tの1/4深さ位置(1/4t部)の圧延方向垂直断面について、圧延方向に200μm、圧延面法線方向に100μmの領域を0.2μmの測定間隔でEBSD解析して結晶方位情報を得た。ここで、EBSD解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡(JEOL製JSM−7001F)とEBSD検出器(TSL製HIKARI検出器)で構成された装置を用い、200〜300点/秒の解析速度で実施した。次に、得られた結晶方位情報に対して、方位差15°以上かつ円相当径で0.3μm以上の領域を結晶粒と定義し、結晶粒の粒内の平均方位差を計算し、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合を求めた。上記で定義した結晶粒や粒内の平均方位差は、EBSD解析装置に付属のソフトウェア「OIM Analysis(登録商標)」を用いて算出した。
鋼板表面から板厚tの1/4深さ位置(1/4t部)の圧延方向垂直断面について、圧延方向に200μm、圧延面法線方向に100μmの領域を0.2μmの測定間隔でEBSD解析して結晶方位情報を得た。ここで、EBSD解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡(JEOL製JSM−7001F)とEBSD検出器(TSL製HIKARI検出器)で構成された装置を用い、200〜300点/秒の解析速度で実施した。次に、得られた結晶方位情報に対して、方位差15°以上かつ円相当径で0.3μm以上の領域を結晶粒と定義し、結晶粒の粒内の平均方位差を計算し、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合を求めた。上記で定義した結晶粒や粒内の平均方位差は、EBSD解析装置に付属のソフトウェア「OIM Analysis(登録商標)」を用いて算出した。
各鋼板(試験No.1〜17、22〜43の熱延鋼板、熱処理を施した試験No.18〜20、44の熱延鋼板、熱処理を施した試験No.21の冷延鋼板)について、以下に示す方法により、
結晶粒内の析出物又はクラスタの最大径と、最大径が8nm以下の析出物又はクラスタの個数密度とを測定した。また、得られた測定値を用いて、硬質結晶粒Aの体積%と軟質結晶粒Bの体積%とを算出し、硬質結晶粒Aの体積%/(硬質結晶粒Aの体積%+軟質結晶粒Bの体積%){体積比率A/(A+B)}を求めた。その結果を表7および表8に示す。
結晶粒内の析出物又はクラスタの最大径と、最大径が8nm以下の析出物又はクラスタの個数密度とを測定した。また、得られた測定値を用いて、硬質結晶粒Aの体積%と軟質結晶粒Bの体積%とを算出し、硬質結晶粒Aの体積%/(硬質結晶粒Aの体積%+軟質結晶粒Bの体積%){体積比率A/(A+B)}を求めた。その結果を表7および表8に示す。
「結晶粒内の析出物又はクラスタの最大径、及び最大径が8nm以下の析出物又はクラスタの個数密度の測定」
結晶粒内の析出物又はクラスタの最大径及び個数密度は、3D−APによる観察法を用いて、以下のようにして測定した。測定対象となる鋼板から0.3mm×0.3mm×10mmの棒状試料を切り出し、電解研磨法によって針状加工し、試料とした。この試料を用い、結晶粒内の任意方向に3D−APによって50万原子以上の測定を行い、3次元マップにより可視化して定量解析した。このような任意方向の測定を、異なる結晶粒10個以上について行い、各結晶粒に含まれる析出物の最大径と、最大径が8nm以下の析出物の個数密度(観察領域の体積当りの析出物の個数)とを平均値として求めた。結晶粒内の析出物の最大径については、形状が明らかな析出物について、棒状のものは棒の長さ、板状のものは対角長、球形のものは直径とした。析出物のうち、特にサイズの小さいクラスタは、その形状が明らかではない場合が多いため、電界イオン顕微鏡(FIM)の電解蒸発を利用した精密なサイズ測定法によって、析出物及びクラスタの最大径を決定した。
結晶粒内の析出物又はクラスタの最大径及び個数密度は、3D−APによる観察法を用いて、以下のようにして測定した。測定対象となる鋼板から0.3mm×0.3mm×10mmの棒状試料を切り出し、電解研磨法によって針状加工し、試料とした。この試料を用い、結晶粒内の任意方向に3D−APによって50万原子以上の測定を行い、3次元マップにより可視化して定量解析した。このような任意方向の測定を、異なる結晶粒10個以上について行い、各結晶粒に含まれる析出物の最大径と、最大径が8nm以下の析出物の個数密度(観察領域の体積当りの析出物の個数)とを平均値として求めた。結晶粒内の析出物の最大径については、形状が明らかな析出物について、棒状のものは棒の長さ、板状のものは対角長、球形のものは直径とした。析出物のうち、特にサイズの小さいクラスタは、その形状が明らかではない場合が多いため、電界イオン顕微鏡(FIM)の電解蒸発を利用した精密なサイズ測定法によって、析出物及びクラスタの最大径を決定した。
また、上記の測定法に加え、さらに広い視野が可能となる、電界イオン顕微鏡(FIM)法を組み合わせて用いた。FIMは、針状にした試料に高い電圧を印加し、不活性ガスを導入することで、表面の電界分布を2次元的に映し出す方法である。フェライトマトリックスより明るいか、または暗いコントラストを析出物とした。特定の原子面の電界蒸発を1原子面ずつ行い、析出物のコントラストの発生消滅を観察することで、析出物の深さ方向のサイズを見積もった。
試験No.1〜17、22〜43の熱延鋼板、熱処理を施した試験No.18〜20、44の熱延鋼板、熱処理を施した試験No.21の冷延鋼板について、引張試験において、降伏強度と引張強度とを求め、鞍型伸びフランジ試験によって、フランジの限界成形高さを求めた。そして、引張強度(MPa)と限界成形高さ(mm)との積を伸びフランジ性の指標とし、積が19500mm・MPa以上の場合に、伸びフランジ性に優れると判断した。また、引張強度(TS)が480MPa以上である場合に、高強度であると判断した。また、降伏応力(YP)と延性(EL)の積が10000MPa・%以上である場合に、強度延性バランスが良好であると判断した。それらの結果を表9及び表10に示す。表10中の下線は、その数値が望ましい範囲から外れていることを示す。
引張試験は、JIS5号引張試験片を圧延方向に対して直角方向から採取し、この試験片を用いて、JISZ2241に準じて試験を行った。
鞍型伸びフランジ試験は、コーナーの曲率半径をR60mm、開き角θを120°とした鞍型成形品を用いて、コーナー部を打ち抜く際のクリアランスを11%として行った。限界成形高さは、成形後に目視にて、板厚の1/3以上の長さを有するクラックの存在の有無を観察し、クラックが存在しない限界の成形高さとした。
本発明例(試験No.1〜21)では、480MPa以上の引張強度、19500mm・MPa以上の引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積、及び10000MPa・%以上の降伏応力と延性との積が得られた。
試験No.22〜28は、化学成分が本発明の範囲外の比較例である。試験No.22〜24及び試験No.28は、伸びフランジ性の指標が目標値を満足しなかった。試験No.25は、Ti及びNbの合計含有量が少ないため、伸びフランジ性及び降伏応力(YP)と延性(EL)との積が目標値を満足しなかった。試験No.26は、Ti及びNbの合計含有量が多いため、加工性が劣化し、圧延中に割れが発生した。
試験No.28〜44は、製造条件が望ましい範囲から外れた結果、光学顕微鏡で観察される組織、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合、硬質結晶粒A中の析出物の個数密度、軟質結晶粒B中の析出物の個数密度、体積比率{硬質結晶粒Aの体積%/(硬質結晶粒Aの体積%+軟質結晶粒Bの体積%)}のいずれか1つ又は複数が本発明の範囲を満たさなかった比較例である。試験No.29〜41及び試験No.44は、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合が少ないため、降伏応力(YP)と延性(EL)との積及び/又は伸びフランジ性の指標が目標値を満足しなかった。試験No.42〜43は、体積比率{A/(A+B)}が大きいため、降伏応力(YP)と延性(EL)との積及び伸びフランジ性の指標が目標値を満足しなかった。
本発明によれば、高強度で、延性及び伸びフランジ性が良好で、高い降伏応力を有する鋼板を提供できる。本発明の鋼板は、高強度でありながら厳しい伸びフランジ性が要求される部材への適用が可能である。本発明の鋼板は、自動車の部材の薄肉化による軽量化に適した素材であり、自動車の燃費向上等に寄与するため、産業上の利用可能性が高い。
(1)
質量%で、
C:0.008〜0.150%、
Si:0.01〜1.70%、
Mn:0.60〜2.50%、
Al:0.010〜0.60%、
Ti:0〜0.200%、
Nb:0〜0.200%、
Ti+Nb:0.015〜0.200%、
Cr:0〜1.0%、
B:0〜0.10%、
Mo:0〜1.0%、
Cu:0〜2.0%、
Ni:0〜2.0%、
Mg:0〜0.05%、
REM:0〜0.05%、
Ca:0〜0.05%、
Zr:0〜0.05%、
P:0.05%以下、
S:0.0200%以下、
N:0.0060%以下、かつ
残部:Fe及び不純物、
で表される化学組成を有し、
面積率で、
フェライト:5〜95%、
ベイナイト:5〜95%、かつ
残部:10%以下、
で表される組織を有し、
方位差が15°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が0.3μm以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が5〜14°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で20〜100%であり、
前記結晶粒内に最大径が8nm以下の析出物又はクラスタが、1×1016〜1×1019個/cm3の個数密度で分散した硬質結晶粒Aと、前記結晶粒内に最大径が8nm以下の析出物又はクラスタが、1×1015個/cm3以下の個数密度で分散した軟質結晶粒Bとを含み、硬質結晶粒Aの体積%/(硬質結晶粒Aの体積%+軟質結晶粒Bの体積%)が0.1〜0.9であることを特徴とする鋼板。
質量%で、
C:0.008〜0.150%、
Si:0.01〜1.70%、
Mn:0.60〜2.50%、
Al:0.010〜0.60%、
Ti:0〜0.200%、
Nb:0〜0.200%、
Ti+Nb:0.015〜0.200%、
Cr:0〜1.0%、
B:0〜0.10%、
Mo:0〜1.0%、
Cu:0〜2.0%、
Ni:0〜2.0%、
Mg:0〜0.05%、
REM:0〜0.05%、
Ca:0〜0.05%、
Zr:0〜0.05%、
P:0.05%以下、
S:0.0200%以下、
N:0.0060%以下、かつ
残部:Fe及び不純物、
で表される化学組成を有し、
面積率で、
フェライト:5〜95%、
ベイナイト:5〜95%、かつ
残部:10%以下、
で表される組織を有し、
方位差が15°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が0.3μm以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が5〜14°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で20〜100%であり、
前記結晶粒内に最大径が8nm以下の析出物又はクラスタが、1×1016〜1×1019個/cm3の個数密度で分散した硬質結晶粒Aと、前記結晶粒内に最大径が8nm以下の析出物又はクラスタが、1×1015個/cm3以下の個数密度で分散した軟質結晶粒Bとを含み、硬質結晶粒Aの体積%/(硬質結晶粒Aの体積%+軟質結晶粒Bの体積%)が0.1〜0.9であることを特徴とする鋼板。
Claims (8)
- 質量%で、
C:0.008〜0.150%、
Si:0.01〜1.70%、
Mn:0.60〜2.50%、
Al:0.010〜0.60%、
Ti:0〜0.200%、
Nb:0〜0.200%、
Ti+Nb:0.015〜0.200%、
Cr:0〜1.0%、
B:0〜0.10%、
Mo:0〜1.0%、
Cu:0〜2.0%、
Ni:0〜2.0%、
Mg:0〜0.05%、
REM:0〜0.05%、
Ca:0〜0.05%、
Zr:0〜0.05%、
P:0.05%以下、
S:0.0200%以下、
N:0.0060%以下、かつ
残部:Fe及び不純物、
で表される化学組成を有し、
面積率で、
フェライト:5〜95%、かつ
ベイナイト:5〜95%、
で表される組織を有し、
方位差が15°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が0.3μm以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が5〜14°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で20〜100%であり、
前記結晶粒内に最大径が8nm以下の析出物又はクラスタが、1×1016〜1×1019個/cm3の個数密度で分散した硬質結晶粒Aと、前記結晶粒内に最大径が8nm以下の析出物又はクラスタが、1×1015個/cm3以下の個数密度で分散した軟質結晶粒Bとを含み、硬質結晶粒Aの体積%/(硬質結晶粒Aの体積%+軟質結晶粒Bの体積%)が0.1〜0.9であることを特徴とする鋼板。 - 引張強度が480MPa以上であり、
前記引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が19500mm・MPa以上であり、
降伏応力と延性との積が10000MPa・%以上であることを特徴とする請求項1に記載の鋼板。 - 前記化学組成が、質量%で、
Cr:0.05〜1.0%、及び
B:0.0005〜0.10%、
からなる群から選択される1種以上を含むことを特徴とする請求項1又は2に記載の鋼板。 - 前記化学組成が、質量%で、
Mo:0.01〜1.0%、
Cu:0.01〜2.0%、及び
Ni:0.01%〜2.0%、
からなる群から選択される1種以上を含むことを特徴とする請求項1乃至3のいずれか1項に記載の鋼板。 - 前記化学組成が、質量%で、
Ca:0.0001〜0.05%、
Mg:0.0001〜0.05%、
Zr:0.0001〜0.05%、及び
REM:0.0001〜0.05%、
からなる群から選択される1種以上を含むことを特徴とする請求項1乃至4のいずれか1項に記載の鋼板。 - 請求項1乃至5のいずれか1項に記載の鋼板の表面に、めっき層が形成されていることを特徴とするめっき鋼板。
- 前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項6に記載のめっき鋼板。
- 前記めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項6に記載のめっき鋼板。
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2016155090 | 2016-08-05 | ||
JP2016155090 | 2016-08-05 | ||
PCT/JP2017/028478 WO2018026015A1 (ja) | 2016-08-05 | 2017-08-04 | 鋼板及びめっき鋼板 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP6358406B2 JP6358406B2 (ja) | 2018-07-18 |
JPWO2018026015A1 true JPWO2018026015A1 (ja) | 2018-08-02 |
Family
ID=61073642
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2017562089A Active JP6358406B2 (ja) | 2016-08-05 | 2017-08-04 | 鋼板及びめっき鋼板 |
Country Status (9)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US10889879B2 (ja) |
EP (1) | EP3495529B1 (ja) |
JP (1) | JP6358406B2 (ja) |
KR (1) | KR102205432B1 (ja) |
CN (1) | CN109563586B (ja) |
BR (1) | BR112019000422B1 (ja) |
MX (1) | MX2019000051A (ja) |
TW (1) | TWI629367B (ja) |
WO (1) | WO2018026015A1 (ja) |
Families Citing this family (15)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR101957078B1 (ko) | 2015-02-20 | 2019-03-11 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 열연 강판 |
WO2016132549A1 (ja) | 2015-02-20 | 2016-08-25 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
PL3263729T3 (pl) * | 2015-02-25 | 2020-05-18 | Nippon Steel Corporation | Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco |
WO2016135898A1 (ja) | 2015-02-25 | 2016-09-01 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
US11230755B2 (en) * | 2016-08-05 | 2022-01-25 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet and plated steel sheet |
KR102186320B1 (ko) * | 2016-08-05 | 2020-12-03 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 강판 및 도금 강판 |
EP3495529B1 (en) * | 2016-08-05 | 2021-03-03 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet and plated steel sheet |
EP3495527A4 (en) * | 2016-08-05 | 2019-12-25 | Nippon Steel Corporation | STEEL SHEET, AND PLATED STEEL SHEET |
EP3301197B1 (en) * | 2016-09-29 | 2021-10-27 | Outokumpu Oyj | Method for cold deformation of an austenitic steel |
KR102031451B1 (ko) * | 2017-12-24 | 2019-10-11 | 주식회사 포스코 | 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재 및 그 제조방법 |
EP3919637B1 (en) * | 2019-01-29 | 2023-11-15 | JFE Steel Corporation | High-strength steel sheet and method for producing same |
WO2021193829A1 (ja) * | 2020-03-27 | 2021-09-30 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板および熱処理部材ならびにそれらの製造方法 |
KR20220146646A (ko) * | 2020-09-17 | 2022-11-01 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 핫 스탬프용 강판 및 핫 스탬프 성형체 |
MX2023005835A (es) * | 2021-02-26 | 2023-06-02 | Nippon Steel Corp | Lamina de acero y metodo de fabricacion de la misma. |
CN113215485B (zh) * | 2021-04-15 | 2022-05-17 | 首钢集团有限公司 | 一种780MPa级热基镀层双相钢及其制备方法 |
Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2007247046A (ja) * | 2006-03-20 | 2007-09-27 | Nippon Steel Corp | 強度延性バランスに優れた高強度鋼板 |
JP2007247049A (ja) * | 2006-03-20 | 2007-09-27 | Nippon Steel Corp | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 |
WO2008056812A1 (fr) * | 2006-11-07 | 2008-05-15 | Nippon Steel Corporation | Plaque en acier à module de young élevé et procédé de production de celle-ci |
JP2009019265A (ja) * | 2007-06-12 | 2009-01-29 | Nippon Steel Corp | 穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板及びその製造方法 |
WO2014014120A1 (ja) * | 2012-07-20 | 2014-01-23 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼材 |
Family Cites Families (115)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4501626A (en) | 1980-10-17 | 1985-02-26 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength steel plate and method for manufacturing same |
JPS5770257A (en) | 1980-10-17 | 1982-04-30 | Kobe Steel Ltd | High strength steel plate |
JPS5842726A (ja) | 1981-09-04 | 1983-03-12 | Kobe Steel Ltd | 高強度熱延鋼板の製造方法 |
JPS61217529A (ja) | 1985-03-22 | 1986-09-27 | Nippon Steel Corp | 延性のすぐれた高強度鋼板の製造方法 |
JPH02149646A (ja) | 1988-11-30 | 1990-06-08 | Kobe Steel Ltd | 加工性、溶接性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法 |
JP2609732B2 (ja) | 1989-12-09 | 1997-05-14 | 新日本製鐵株式会社 | 加工性とスポット溶接性に優れた熱延高強度鋼板とその製造方法 |
JP2840479B2 (ja) | 1991-05-10 | 1998-12-24 | 株式会社神戸製鋼所 | 疲労強度と疲労亀裂伝播抵抗の優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
JP2601581B2 (ja) | 1991-09-03 | 1997-04-16 | 新日本製鐵株式会社 | 加工性に優れた高強度複合組織冷延鋼板の製造方法 |
JP2548654B2 (ja) | 1991-12-13 | 1996-10-30 | 新日本製鐵株式会社 | 複合組織鋼材のエッチング液およびエッチング方法 |
JP3037855B2 (ja) | 1993-09-13 | 2000-05-08 | 新日本製鐵株式会社 | 耐疲労亀裂進展特性の良好な鋼板およびその製造方法 |
JP3489243B2 (ja) * | 1995-02-16 | 2004-01-19 | 住友金属工業株式会社 | フェライト・ベイナイト二相鋼 |
JPH0949026A (ja) | 1995-08-07 | 1997-02-18 | Kobe Steel Ltd | 強度−伸びバランス及び伸びフランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板の製造方法 |
JP3333414B2 (ja) | 1996-12-27 | 2002-10-15 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸びフランジ性に優れる加熱硬化用高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
TW454040B (en) | 1997-12-19 | 2001-09-11 | Exxon Production Research Co | Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness |
US6254698B1 (en) | 1997-12-19 | 2001-07-03 | Exxonmobile Upstream Research Company | Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness and method of making thereof |
KR100430987B1 (ko) | 1999-09-29 | 2004-05-12 | 제이에프이 엔지니어링 가부시키가이샤 | 박강판 및 박강판의 제조방법 |
JP4258934B2 (ja) | 2000-01-17 | 2009-04-30 | Jfeスチール株式会社 | 加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
JP4306076B2 (ja) | 2000-02-02 | 2009-07-29 | Jfeスチール株式会社 | 伸びフランジ性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法 |
JP4445095B2 (ja) | 2000-04-21 | 2010-04-07 | 新日本製鐵株式会社 | バーリング加工性に優れる複合組織鋼板およびその製造方法 |
EP1201780B1 (en) | 2000-04-21 | 2005-03-23 | Nippon Steel Corporation | Steel plate having excellent burring workability together with high fatigue strength, and method for producing the same |
EP1176217B1 (en) | 2000-07-24 | 2011-12-21 | KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. | High-strength hot-rolled steel sheet superior in strech flange formability and method for production thereof |
JP3790135B2 (ja) | 2000-07-24 | 2006-06-28 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
JP3882577B2 (ja) | 2000-10-31 | 2007-02-21 | Jfeスチール株式会社 | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法 |
KR100486753B1 (ko) | 2000-10-31 | 2005-05-03 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고장력 열연강판 및 그 제조방법 |
JP3888128B2 (ja) | 2000-10-31 | 2007-02-28 | Jfeスチール株式会社 | 材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法 |
JP4205853B2 (ja) | 2000-11-24 | 2009-01-07 | 新日本製鐵株式会社 | バーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
JP2002226943A (ja) | 2001-02-01 | 2002-08-14 | Kawasaki Steel Corp | 加工性に優れた高降伏比型高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
JP2002317246A (ja) | 2001-04-19 | 2002-10-31 | Nippon Steel Corp | 切り欠き疲労強度とバーリング加工性に優れる自動車用薄鋼板およびその製造方法 |
JP4062118B2 (ja) | 2002-03-22 | 2008-03-19 | Jfeスチール株式会社 | 伸び特性および伸びフランジ特性に優れた高張力熱延鋼板とその製造方法 |
JP4205893B2 (ja) | 2002-05-23 | 2009-01-07 | 新日本製鐵株式会社 | プレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
KR100962745B1 (ko) | 2002-12-24 | 2010-06-10 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판 및그 제조 방법 |
JP4288146B2 (ja) | 2002-12-24 | 2009-07-01 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板の製造方法 |
JP4116901B2 (ja) | 2003-02-20 | 2008-07-09 | 新日本製鐵株式会社 | バーリング性高強度薄鋼板およびその製造方法 |
JP2004315857A (ja) | 2003-04-14 | 2004-11-11 | Nippon Steel Corp | 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
JP4580157B2 (ja) | 2003-09-05 | 2010-11-10 | 新日本製鐵株式会社 | Bh性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板およびその製造方法 |
EP1553202A1 (en) | 2004-01-09 | 2005-07-13 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Ultra-high strength steel sheet having excellent hydrogen embrittlement resistance, and method for manufacturing the same |
JP4412727B2 (ja) | 2004-01-09 | 2010-02-10 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素脆化特性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法 |
JP4470701B2 (ja) | 2004-01-29 | 2010-06-02 | Jfeスチール株式会社 | 加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
JP4333379B2 (ja) | 2004-01-29 | 2009-09-16 | Jfeスチール株式会社 | 加工性、表面性状および板平坦度に優れた高強度薄鋼板の製造方法 |
JP2005256115A (ja) | 2004-03-12 | 2005-09-22 | Nippon Steel Corp | 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板 |
JP4926406B2 (ja) | 2004-04-08 | 2012-05-09 | 新日本製鐵株式会社 | 疲労き裂伝播特性に優れた鋼板 |
JP4460343B2 (ja) | 2004-04-13 | 2010-05-12 | 新日本製鐵株式会社 | 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
KR100942087B1 (ko) | 2005-03-28 | 2010-02-12 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 확공 가공성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그의 제조방법 |
JP3889766B2 (ja) | 2005-03-28 | 2007-03-07 | 株式会社神戸製鋼所 | 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
JP5070732B2 (ja) | 2005-05-30 | 2012-11-14 | Jfeスチール株式会社 | 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
JP4840567B2 (ja) | 2005-11-17 | 2011-12-21 | Jfeスチール株式会社 | 高強度薄鋼板の製造方法 |
JP4854333B2 (ja) | 2006-03-03 | 2012-01-18 | 株式会社中山製鋼所 | 高強度鋼板、未焼鈍高強度鋼板およびそれらの製造方法 |
KR20080110904A (ko) | 2006-05-16 | 2008-12-19 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 신장 특성, 신장 플랜지 특성 및 인장 피로 특성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조 방법 |
JP4969915B2 (ja) | 2006-05-24 | 2012-07-04 | 新日本製鐵株式会社 | 耐歪時効性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及び高強度ラインパイプ用鋼板並びにそれらの製造方法 |
US8157933B2 (en) | 2007-03-27 | 2012-04-17 | Nippon Steel Corporation | High-strength hot rolled steel sheet being free from peeling and excellent in surface properties and burring properties, and method for manufacturing the same |
JP5339765B2 (ja) | 2007-04-17 | 2013-11-13 | 株式会社中山製鋼所 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
JP5087980B2 (ja) | 2007-04-20 | 2012-12-05 | 新日本製鐵株式会社 | 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
JP4980163B2 (ja) | 2007-07-20 | 2012-07-18 | 新日本製鐵株式会社 | 成形性に優れる複合組織鋼板およびその製造方法 |
JP5359296B2 (ja) * | 2008-01-17 | 2013-12-04 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
JP5194858B2 (ja) | 2008-02-08 | 2013-05-08 | Jfeスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
KR101103203B1 (ko) | 2008-03-26 | 2012-01-05 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 피로 특성과 신장 플랜지성이 우수한 열연 강판 및 그 제조 방법 |
AU2009234667B2 (en) | 2008-04-10 | 2012-03-08 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel sheets which are extremely excellent in the balance between burring workability and ductility and excellent in fatigue endurance, zinc-coated steel sheets, and processes for production of both |
JP5200653B2 (ja) | 2008-05-09 | 2013-06-05 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間圧延鋼板およびその製造方法 |
JP5042914B2 (ja) | 2008-05-12 | 2012-10-03 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度鋼およびその製造方法 |
JP5438302B2 (ja) | 2008-10-30 | 2014-03-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
JP2010168651A (ja) | 2008-12-26 | 2010-08-05 | Nakayama Steel Works Ltd | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
JP4853575B2 (ja) | 2009-02-06 | 2012-01-11 | Jfeスチール株式会社 | 耐座屈性能及び溶接熱影響部靭性に優れた低温用高強度鋼管およびその製造方法 |
JP4977184B2 (ja) | 2009-04-03 | 2012-07-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
EP2415891A4 (en) | 2009-04-03 | 2014-11-19 | Kobe Steel Ltd | COLD-ROLLED STEEL PLATE AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF |
JP5240037B2 (ja) | 2009-04-20 | 2013-07-17 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
CN102333899B (zh) | 2009-05-11 | 2014-03-05 | 新日铁住金株式会社 | 冲裁加工性和疲劳特性优良的热轧钢板、热浸镀锌钢板及它们的制造方法 |
JP4772927B2 (ja) | 2009-05-27 | 2011-09-14 | 新日本製鐵株式会社 | 疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた高強度鋼板、溶融めっき鋼板、合金化溶融めっき鋼板およびそれらの製造方法 |
JP5423191B2 (ja) | 2009-07-10 | 2014-02-19 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
JP5482204B2 (ja) | 2010-01-05 | 2014-05-07 | Jfeスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
EP2530180B1 (en) | 2010-01-29 | 2018-11-14 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel sheet and method for manufacturing the steel sheet |
KR101420554B1 (ko) | 2010-03-10 | 2014-07-16 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법 |
JP5510025B2 (ja) | 2010-04-20 | 2014-06-04 | 新日鐵住金株式会社 | 伸びと局部延性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
CN103038381B (zh) * | 2010-05-27 | 2015-11-25 | 新日铁住金株式会社 | 钢板及其制造方法 |
JP5765080B2 (ja) | 2010-06-25 | 2015-08-19 | Jfeスチール株式会社 | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
EP2599887B1 (en) | 2010-07-28 | 2021-12-01 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet, cold-rolled steel sheet and galvanized steel sheet |
JP5719545B2 (ja) | 2010-08-13 | 2015-05-20 | 新日鐵住金株式会社 | 伸びとプレス成形安定性に優れた高強度薄鋼板 |
JP5126326B2 (ja) | 2010-09-17 | 2013-01-23 | Jfeスチール株式会社 | 耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
ES2750361T3 (es) * | 2010-10-18 | 2020-03-25 | Nippon Steel Corp | Chapa de acero laminada en caliente, laminada en frío y chapada que tiene una ductilidad local y uniforme mejorada a una tasa de tensión alta |
JP5776398B2 (ja) | 2011-02-24 | 2015-09-09 | Jfeスチール株式会社 | 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
JP5667471B2 (ja) | 2011-03-02 | 2015-02-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 温間での深絞り性に優れた高強度鋼板およびその温間加工方法 |
ES2665982T3 (es) | 2011-03-28 | 2018-04-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Lámina de acero laminada en frío y su procedimiento de producción |
KR101539162B1 (ko) | 2011-03-31 | 2015-07-23 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 등방 가공성이 우수한 베이나이트 함유형 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법 |
JP5408386B2 (ja) * | 2011-04-13 | 2014-02-05 | 新日鐵住金株式会社 | 局部変形能に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法 |
KR101540877B1 (ko) | 2011-04-13 | 2015-07-30 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 가스 연질화용 열연 강판 및 그 제조 방법 |
JP5459441B2 (ja) | 2011-04-13 | 2014-04-02 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板及びその製造方法 |
US9631265B2 (en) * | 2011-05-25 | 2017-04-25 | Nippon Steel | Hot-rolled steel sheet and method for producing same |
JP5640898B2 (ja) | 2011-06-02 | 2014-12-17 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
JP5780210B2 (ja) | 2011-06-14 | 2015-09-16 | 新日鐵住金株式会社 | 伸びと穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
TWI467027B (zh) | 2011-09-30 | 2015-01-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | High strength galvanized steel sheet |
CA2850332C (en) | 2011-09-30 | 2016-06-21 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength hot-dip galvanized steel sheet and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet excellent in mechanical cutting property, and manufacturing method thereof |
IN2014KN01251A (ja) | 2011-12-27 | 2015-10-16 | Jfe Steel Corp | |
IN2014DN06757A (ja) | 2012-02-17 | 2015-05-22 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | |
TWI463018B (zh) | 2012-04-06 | 2014-12-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 具優異裂縫阻滯性之高強度厚鋼板 |
CN104254633B (zh) | 2012-04-26 | 2016-10-12 | 杰富意钢铁株式会社 | 具有良好的延展性、延伸凸缘性、材质均匀性的高强度热轧钢板及其制造方法 |
US9803266B2 (en) | 2012-06-26 | 2017-10-31 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength hot-rolled steel sheet and method for producing the same |
BR112015000178B1 (pt) | 2012-08-03 | 2020-03-17 | Tata Steel Ijmuiden Bv | Processo para produzir tira de aço laminado a quente e tira de aço laminado a quente |
JP5825225B2 (ja) | 2012-08-20 | 2015-12-02 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板の製造方法 |
BR112015006077B1 (pt) | 2012-09-26 | 2020-01-28 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | folha de aço bifásico e método de fabricação da mesma |
IN2015DN02550A (ja) | 2012-09-27 | 2015-09-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | |
JP5821861B2 (ja) | 2013-01-23 | 2015-11-24 | 新日鐵住金株式会社 | 外観に優れ、伸びと穴拡げ性のバランスに優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
WO2014171427A1 (ja) | 2013-04-15 | 2014-10-23 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
JP5713135B1 (ja) * | 2013-11-19 | 2015-05-07 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板 |
JP6241274B2 (ja) | 2013-12-26 | 2017-12-06 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板の製造方法 |
JP6369537B2 (ja) | 2014-04-23 | 2018-08-08 | 新日鐵住金株式会社 | テーラードロールドブランク用熱延鋼板、テーラードロールドブランク、及びそれらの製造方法 |
JP6292022B2 (ja) | 2014-05-15 | 2018-03-14 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
JP6390273B2 (ja) | 2014-08-29 | 2018-09-19 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板の製造方法 |
EP3216892B1 (en) * | 2014-11-05 | 2019-08-14 | Nippon Steel Corporation | Hot-dip galvanized steel sheet |
WO2016132549A1 (ja) | 2015-02-20 | 2016-08-25 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
MX2017010537A (es) | 2015-02-20 | 2017-12-14 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Chapa de acero laminada en caliente. |
KR101957078B1 (ko) * | 2015-02-20 | 2019-03-11 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 열연 강판 |
WO2016135898A1 (ja) | 2015-02-25 | 2016-09-01 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
PL3263729T3 (pl) * | 2015-02-25 | 2020-05-18 | Nippon Steel Corporation | Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco |
EP3495529B1 (en) * | 2016-08-05 | 2021-03-03 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet and plated steel sheet |
EP3495527A4 (en) * | 2016-08-05 | 2019-12-25 | Nippon Steel Corporation | STEEL SHEET, AND PLATED STEEL SHEET |
KR102186320B1 (ko) * | 2016-08-05 | 2020-12-03 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 강판 및 도금 강판 |
-
2017
- 2017-08-04 EP EP17837116.7A patent/EP3495529B1/en active Active
- 2017-08-04 US US16/312,222 patent/US10889879B2/en active Active
- 2017-08-04 CN CN201780047871.0A patent/CN109563586B/zh active Active
- 2017-08-04 JP JP2017562089A patent/JP6358406B2/ja active Active
- 2017-08-04 BR BR112019000422-0A patent/BR112019000422B1/pt active IP Right Grant
- 2017-08-04 WO PCT/JP2017/028478 patent/WO2018026015A1/ja unknown
- 2017-08-04 MX MX2019000051A patent/MX2019000051A/es unknown
- 2017-08-04 TW TW106126478A patent/TWI629367B/zh not_active IP Right Cessation
- 2017-08-04 KR KR1020197000430A patent/KR102205432B1/ko active IP Right Grant
Patent Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2007247046A (ja) * | 2006-03-20 | 2007-09-27 | Nippon Steel Corp | 強度延性バランスに優れた高強度鋼板 |
JP2007247049A (ja) * | 2006-03-20 | 2007-09-27 | Nippon Steel Corp | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 |
WO2008056812A1 (fr) * | 2006-11-07 | 2008-05-15 | Nippon Steel Corporation | Plaque en acier à module de young élevé et procédé de production de celle-ci |
JP2009019265A (ja) * | 2007-06-12 | 2009-01-29 | Nippon Steel Corp | 穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板及びその製造方法 |
WO2014014120A1 (ja) * | 2012-07-20 | 2014-01-23 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼材 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
WO2018026015A1 (ja) | 2018-02-08 |
US20190233926A1 (en) | 2019-08-01 |
US10889879B2 (en) | 2021-01-12 |
TWI629367B (zh) | 2018-07-11 |
CN109563586B (zh) | 2021-02-09 |
BR112019000422A2 (pt) | 2019-04-30 |
JP6358406B2 (ja) | 2018-07-18 |
TW201807213A (zh) | 2018-03-01 |
KR102205432B1 (ko) | 2021-01-20 |
BR112019000422B1 (pt) | 2023-03-28 |
MX2019000051A (es) | 2019-04-01 |
EP3495529A1 (en) | 2019-06-12 |
EP3495529A4 (en) | 2020-01-01 |
EP3495529B1 (en) | 2021-03-03 |
CN109563586A (zh) | 2019-04-02 |
KR20190012262A (ko) | 2019-02-08 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP6358406B2 (ja) | 鋼板及びめっき鋼板 | |
JP6358407B2 (ja) | 鋼板及びめっき鋼板 | |
JP6354916B2 (ja) | 鋼板及びめっき鋼板 | |
JP6365758B2 (ja) | 熱延鋼板 | |
US10689737B2 (en) | Hot-rolled steel sheet | |
JP6354917B2 (ja) | 鋼板及びめっき鋼板 | |
JP6358386B2 (ja) | 熱延鋼板 | |
JPWO2020195605A1 (ja) | 鋼板、鋼板の製造方法およびめっき鋼板 | |
WO2023063010A1 (ja) | 熱間圧延鋼板 | |
EP3868910A1 (en) | Thin steel sheet and method for manufacturing same | |
JP7348574B2 (ja) | 熱延鋼板 | |
JP7216933B2 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
JP6668662B2 (ja) | 疲労特性と成形性に優れた鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20180522 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20180604 |
|
R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 6358406 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |