JPWO2018147400A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
[1]成分組成は、質量%で、C:0.08%以上0.35%以下、Si:0.50%以上2.50%以下、Mn:2.00%以上3.50%以下、P:0.001%以上0.100%以下、S:0.0200%以下、Al:0.010%以上1.000%以下、N:0.0005%以上0.0100%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、鋼組織は、焼戻しマルテンサイトが面積率で75.0%以上、焼入れマルテンサイトが面積率で1.0%以上20.0%以下、残留オーステナイトが面積率で5.0%以上20.0%以下であり、焼戻しマルテンサイトに対する焼入れマルテンサイトの硬度比が1.5以上3.0以下であり、焼戻しマルテンサイトでの平均KAM値に対する、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの異相界面近傍における焼戻しマルテンサイト側での最大KAM値の比が1.5以上30.0以下であり、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値が2.0以下である高強度鋼板。
[2]前記鋼組織は、さらに、面積率で10.0%以下のベイナイトを有し、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が0.2μm以上5.0μm以下である[1]に記載の高強度鋼板。
[3]前記成分組成に加えて、質量%で、Ti:0.001%以上0.100%以下、Nb:0.001%以上0.100%以下、V:0.001%以上0.100%以下、B:0.0001%以上0.0100%以下、Mo:0.01%以上0.50%以下、Cr:0.01%以上1.00%以下、Cu:0.01%以上1.00%以下、Ni:0.01%以上0.50%以下、As:0.001%以上0.500%以下、Sb:0.001%以上0.200%以下、Sn:0.001%以上0.200%以下、Ta:0.001%以上0.100%以下、Ca:0.0001%以上0.0200%以下、Mg:0.0001%以上0.0200%以下、Zn:0.001%以上0.020%以下、Co:0.001%以上0.020%以下、Zr:0.001%以上0.020%以下、REM:0.0001%以上0.0200%以下のうちから選ばれる少なくとも1種を含有する[1]または[2]に記載の高強度鋼板。
[4]鋼板表面にめっき層を有する[1]〜[3]のいずれかに記載の高強度鋼板。
[5][1]〜[3]のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、鋼素材を加熱し、次いで、仕上げ圧延入側温度:1020℃以上1180℃以下、仕上げ圧延出側温度:800℃以上1000℃以下とする熱間圧延を行い、次いで、巻取温度:600℃以下で巻き取り、次いで、冷間圧延を行い、次いで、(1)式で定義される温度をT1温度(℃)、(2)式で定義される温度をT2温度(℃)とするとき、加熱温度:T1温度以上で10s以上保熱した後、冷却停止温度:220℃以上((220℃+T2温度)/2)以下まで冷却した後、該冷却停止温度から再加熱温度:A以上560℃以下(A:(T2温度+20℃)≦A≦530℃を満たす任意の温度(℃))まで、平均加熱速度:10℃/s以上で再加熱した後、保持温度(A):(T2温度+20℃)以上530℃以下で10s以上保持、の焼鈍を行う高強度鋼板の製造方法。
T1温度(℃)=960−203×[%C]1/2+45×[%Si]−30×[%Mn]+150×[%Al]−20×[%Cu]+11×[%Cr]+400×[%Ti] ・・・(1)
なお、[%X]は、鋼中の成分元素Xの含有量(質量%)を示し、含有しない場合は0とする。
T2温度(℃)=560−566×[%C]−150×[%C]×[%Mn]−7.5×[%Si]+15×[%Cr]−67.6×[%C]×[%Cr] ・・・(2)
なお、[%X]は、鋼中の成分元素Xの含有量(質量%)を示し、含有しない場合は0とする。
[6]前記熱間圧延は、仕上げ圧延の最終パスの1パス前のパスの圧下率が15%以上25%以下である[5]に記載の高強度鋼板の製造方法。
[7]前記巻き取り後、巻き取り温度から200℃以下に冷却し、その後加熱して450℃以上650℃以下の温度域で900s以上保持する熱処理をした後、前記冷間圧延を行う[5]または[6]に記載の高強度鋼板の製造方法。
[8]前記焼鈍の後に、めっき処理を施す[5]〜[7]のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
YR=YS/TS・・・・(3)
また、本発明において、降伏応力(YS)の面内異方性に優れるとは、YSの面内異方性の指標である│ΔYS│の値が50MPa以下であることを意味する。なお、│ΔYS│は、次の(4)式で求められる。
│ΔYS│=(YSL−2×YSD+YSC)/2・・・・(4)
ただし、YSL、YSDおよびYSCとは、それぞれ、鋼板の圧延方向(L方向)、鋼板の圧延方向に対して45°方向(D方向)、鋼板の圧延方向に対して直角方向(C方向)の3方向から採取したJIS5号試験片を用いて、JIS Z 2241(2011年)の規定に準拠して、クロスヘッド速度10mm/分で引張試験を行って測定したYSの値である。
Cは、鋼の重要な基本成分の1つである。特に本発明では、Cは、焼鈍後の焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの分率(面積率)、および残留オーステナイトの分率(面積率)に影響する重要な元素である。そして、得られる鋼板の強度等の機械的特性は、この焼戻しマルテンサイトおよび焼入れマルテンサイトの分率(面積率)、硬度、およびそれらの周囲に導入されるひずみによって大きく左右される。また、延性は、残留オーステナイトの分率(面積率)によって大きく左右される。C含有量が0.08%未満では、焼戻しマルテンサイトの硬度が減少し、所望の強度の確保が困難になる。また、残留オーステナイトの分率が減少し、鋼板の延性が低下する。さらに、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの硬度比を制御することができず、YSの制御性の指標であるYRを所望の範囲に制御することができない。一方、C含有量が0.35%を超えると、焼入れマルテンサイトの硬度が増大し、YSの制御性の指標であるYRが減少し、同時に、λが減少する。したがって、C含有量は、0.08%以上0.35%以下とする。好ましくは0.12%以上とする。好ましくは0.30%以下とする。より好ましくは0.15%以上とする。より好ましくは0.26%以下とする。さらに好ましくは0.16%以上とする。さらに好ましくは0.23%以下とする。
Siは、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することで、鋼板の延性を向上させるのに重要な元素である。また、Siは、残留オーステナイトが分解して炭化物の生成を抑制するのにも有効である。Si含有量が0.50%未満では、所望の残留オーステナイトの分率を確保できず、鋼板の延性が低下する。また、所望の焼入れマルテンサイトの分率を確保できず、YSの制御性の指標であるYRを所望の範囲に制御することができない。一方、Si含有量が2.50%を超えると、焼入れマルテンサイトの硬度が増大し、YSの制御性の指標であるYRが減少し、同時に、λが減少する。したがって、Si含有量は0.50%以上2.50%以下とする。好ましくは0.80%以上とする。好ましくは2.00%以下とする。より好ましくは1.00%以上とする。より好ましくは1.80%以下とする。さらに好ましくは1.20%以上とする。さらに好ましくは1.70%以下とする。
Mnは、鋼板の強度確保のために有効である。また、Mnは、焼鈍時の冷却過程でのパーライトやベイナイトの生成を抑制する作用があり、オーステナイトからマルテンサイトへの変態を容易にする。Mn含有量が2.00%未満では、焼鈍時の冷却過程でフェライト、パーライトまたはベイナイトが生成し、所望の焼戻しマルテンサイトおよび焼入れマルテンサイトの分率を確保することができず、TSが低下する。一方、Mn含有量が3.50%を超えると、板厚方向のMn偏析が顕著となり、焼鈍時に圧延方向に伸長したオーステナイトが生成する。その結果、焼鈍後の旧オーステナイト粒の平均アスペクト比(旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均)が増大し、YSの面内異方性の指標である│ΔYS│が増大する。また、鋳造性の低下を引き起こす。さらに、スポット溶接性およびめっき性を損なう。したがって、Mn含有量は2.00%以上3.50%以下とする。好ましくは2.30%以上とする。好ましくは3.20%以下とする。より好ましくは2.50%以上とする。より好ましくは3.00%以下とする。
Pは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて含有できる元素である。こうした効果を得るためには、P含有量を0.001%以上にする必要がある。一方、P含有量が0.100%を超えると、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させるため、局部伸びが低下し、全伸び(延性)が低下する。また、伸びフランジ性も低下する。さらに、溶接性の劣化を招く。さらに、溶融亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を大幅に遅延させてめっきの品質を損なう。したがって、P含有量は0.001%以上0.100%以下とする。好ましくは0.005%以上とする。好ましくは0.050%以下とする。
Sは、粒界に偏析して熱間圧延時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して局部変形能が低下し、延性が低下する。また、伸びフランジ性も低下する。そのため、S含有量は0.0200%以下とする必要がある。したがって、S含有量は0.0200%以下とする。好ましくは0.0050%以下とする。なお、S含有量の下限に特に限定は無いが、生産技術上の制約からは、S含有量は0.0001%以上が好ましい。
Alは、焼鈍時の冷却工程での炭化物の生成を抑制し、マルテンサイトの生成を促進することができる元素であり、鋼板の強度確保のために有効である。こうした効果を得るには、Al含有量を0.010%以上にする必要がある。一方、Al含有量が1.000%を超えると、鋼板中の介在物が多くなり、局部変形能が低下し、延性が低下する。従って、Al含有量は0.010%以上1.000%以下とする。好ましくは0.020%以上とする。好ましくは0.500%以下とする。
Nは、Alと結合してAlNを形成する。また、Nは、Bが含有された場合にはBNを形成する。N含有量が多いと粗大な窒化物が多量に生じるため、局部変形能が低下し、延性が低下する。また、伸びフランジ性も低下する。従って、N含有量は0.0100%以下とする。一方、生産技術上の制約から、N含有量は0.0005%以上にする必要がある。従って、N含有量は0.0005%以上0.0100%以下とする。好ましくは0.0010%以上とする。好ましくは0.0070%以下とする。より好ましくは0.0015%以上とする。より好ましくは0.0050%以下とする。
Ti、Nb、Vは、熱間圧延時あるいは焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るためには、Ti、Nb、Vの含有量は、それぞれ0.001%以上とする必要がある。一方、Ti、Nb、Vの含有量が、それぞれ0.100%を超えると、母相である焼戻しマルテンサイトの下部組織もしくは旧オーステナイト粒界に粗大な炭化物、窒化物もしくは炭窒化物が多量に析出し、局部変形能が低下し、延性が低下する。また、伸びフランジ性も低下する。したがって、Ti、Nb、Vを含有する場合、その含有量は、それぞれ0.001%以上0.100%以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ti、Nb、Vの含有量は、それぞれ0.005%以上0.050%以下とする。
本発明において、極めて重要な発明の構成要件である。焼戻しマルテンサイトを主相とすることは、本発明で目的とする所望の強度(引張強さ)を確保しつつ、所望の穴広げ性を確保するために有効である。また、焼戻しマルテンサイトに焼入れマルテンサイトを隣接させることができ、これにより、YRの制御が可能である。これらの効果を得るためには、焼戻しマルテンサイトの面積率を75.0%以上にする必要がある。なお、焼戻しマルテンサイトの面積率の上限は、特に限定しないが、焼入れマルテンサイトの面積率および残留オーステナイトの面積率の確保のために、焼戻しマルテンサイトの面積率は94.0%以下が好ましい。したがって、焼戻しマルテンサイトの面積率は75.0%以上とする。好ましくは76.0%以上とする。より好ましくは78.0%以上とする。好ましくは94.0%以下とする。より好ましくは92.0%以下とする。さらに好ましくは90.0%以下とする。なお、焼戻しマルテンサイトの面積率は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
本発明において、極めて重要な発明の構成要件である。焼戻しマルテンサイトに焼入れマルテンサイトを隣接させることで、所望の穴広げ性を確保しつつ、YRの制御が可能である。この効果を得るためには、焼入れマルテンサイトの面積率を1.0%以上にする必要がある。一方、焼入れマルテンサイトの面積率が20.0%を超えると、残留オーステナイトの面積率が減少してしまい、延性が低下する。また、伸びフランジ性も低下する。したがって、焼入れマルテンサイトの面積率は1.0%以上20.0%以下とする。好ましくは1.0%以上15.0%以下とする。なお、焼入れマルテンサイトの面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
ベイナイトの生成は、未変態オーステナイト中にCを濃化させ、加工時に高ひずみ域でTRIP効果を発現する残留オーステナイトを得るために有効である。このため、ベイナイトの面積率は10.0%以下が好ましい。また、YRの制御のために必要な焼入れマルテンサイトの面積率を確保する必要があることから、ベイナイトの面積率は8.0%以下とすることがより好ましい。ただし、ベイナイトの面積率が0%であっても、本発明の効果は得られる。なお、ベイナイトの面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
本発明において、極めて重要な発明の構成要件である。良好な延性、および引張強さと延性のバランスを確保するためには、残留オーステナイトの面積率を5.0%以上にする必要がある。一方、残留オーステナイトの面積率が20.0%を超えると、残留オーステナイトの粒径が増大し、穴広げ性が低下する。したがって、残留オーステナイトの面積率は5.0%以上20.0%以下とする。好ましくは6.0%以上とする。好ましくは18.0%以下とする。より好ましくは7.0%以上とする。より好ましくは16.0%以下とする。なお、残留オーステナイトの面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
良好な延性、および引張強さと延性のバランスを確保することが可能である残留オーステナイトは、打抜き加工時に焼入れマルテンサイトに変態することで、焼戻しマルテンサイトあるいはベイナイトとの界面にクラックが発生し、穴広げ性が低下する。この問題は残留オーステナイトの平均結晶粒径を5.0μm以下まで小さくすることで改善できる。また、残留オーステナイトの平均結晶粒径が5.0μmを超えると、引張変形時の加工硬化初期の時点で、残留オーステナイトがマルテンサイト変態してしまい、延性が低下する。一方、残留オーステナイトの平均結晶粒径が0.2μm未満では、引張変形時の加工硬化後期の時点であっても、残留オーステナイトがマルテンサイト変態しないため、延性への寄与が小さく、所望のElを確保することが困難である。したがって、残留オーステナイトの平均結晶粒径は0.2μm以上5.0μm以下が好ましい。より好ましくは0.3μm以上とする。より好ましくは2.0μm以下とする。なお、残留オーステナイトの平均結晶粒径は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
本発明において、極めて重要な発明の構成要件である。YSの制御性の指標であるYRを広範囲に亘って制御するためには、主相である焼戻しマルテンサイトの硬度と、それに隣接する硬質な焼入れマルテンサイトの硬度とを、適正に制御することが有効である。これにより、引張変形中の焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの両相間に生じる内部応力分配を制御することができ、YRを制御することが可能である。焼戻しマルテンサイトに対する焼入れマルテンサイトの硬度比が1.5未満では、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの硬度差に起因して生じる内部応力の分配が十分ではなく、YRが増大してしまう。一方、焼戻しマルテンサイトに対する焼入れマルテンサイトの硬度比が3.0を超えると、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの硬度差に起因して生じる内部応力の分配が増大し、YRが減少してしまう。また、伸びフランジ性も低下する。したがって、焼戻しマルテンサイトに対する焼入れマルテンサイトの硬度比は1.5以上3.0以下とする。好ましくは1.5以上2.8以下とする。なお、焼戻しマルテンサイトに対する焼入れマルテンサイトの硬度比は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
本発明において、極めて重要な発明の構成要件である。YSの制御性の指標であるYRを広範囲に亘って制御するためには、主相である焼戻しマルテンサイトの平均KAM値と、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの異相界面近傍における焼戻しマルテンサイト側での最大KAM値とを、適正に制御することが有効である。これにより、引張変形中の焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの両相間に生じる塑性ひずみ分配を制御することができ、YRを制御することが可能である。焼戻しマルテンサイトでの平均KAM値に対する、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの異相界面近傍における焼戻しマルテンサイト側での最大KAM値の比が1.5未満では、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの両相間での塑性ひずみの差が小さいため、YRが増大してしまう。一方、焼戻しマルテンサイトでの平均KAM値に対する、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの異相界面近傍における焼戻しマルテンサイト側での最大KAM値の比が30.0を超えると、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの両相間での塑性ひずみの差が大きいため、YRが減少してしまう。したがって、焼戻しマルテンサイトでの平均KAM値に対する、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの異相界面近傍における焼戻しマルテンサイト側での最大KAM値の比は、1.5以上30.0以下とする。好ましくは1.6以上とする。好ましくは25.0以下とする。より好ましくは1.6以上20.0以下とする。なお、焼戻しマルテンサイトの平均KAM値、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの異相界面近傍における焼戻しマルテンサイト側での最大KAM値は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
本発明において、極めて重要な発明の構成要件である。YSの面内異方性を制御するためには、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比(旧オーステナイト粒のアスペクト比)を、適正に制御することが有効である。旧オーステナイト粒を等軸に近い形状にすることで、引張方向によるYSの変化を狭小化することが可能となる。この効果を得るためには、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比を平均で2.0以下にする必要がある。なお、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の下限は、特に限定しないが、YSの面内異方性を制御するためには平均で0.5以上とすることが好ましい。したがって、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比は平均で2.0以下とする。好ましくは0.5以上とする。なお、旧オーステナイト粒の各方向の粒径は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
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、仕上げ圧延入側温度が1180℃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、デスケーリング時や、酸洗時のスケール剥離性が低下し、焼鈍後の鋼板の表面品質が劣化する。また、酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが鋼板表面の一部に存在すると、延性および穴広げ性に悪影響を及ぼす。さらに、仕上げ圧延の出側において、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が小さくなり、オーステナイトの結晶粒径が過度に粗大となることから、焼鈍時に旧オーステナイト粒径を制御できず、最終製品におけるYSの面内異方性が大きくなる。一方、仕上げ圧延入側温度が1020℃未満では、仕上げ圧延出側温度が低下してしまい、熱間圧延中の圧延荷重が増大し圧延負荷が大きくなる。また、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が高くなり、圧延方向に伸長した異常な組織が発達し、最終製品におけるYSの面内異方性が顕著に大きくなり、材質の均一性や材質安定性が損なわれる。また、延性および穴広げ性の低下を招く。したがって、熱間圧延の仕上げ圧延入側温度は1020℃以上1180℃以下とする。好ましくは1020℃以上1160℃以下とする。
本発明では、仕上げ圧延の最終パスの1パス前のパスの圧下率を、15%以上25%以下とすることで、強度、および、YSの面内異方性をより適正に制御することができる。最終パスの1パス前のパスの圧下率が15%未満では、最終パスの1パス前のパスで圧延したとしても、圧延後のオーステナイト粒が非常に粗大になる恐れがある。このため、たとえ最終パスで圧延したとしても、最終パス後の冷却中に生成する相の粒径が不揃いとなる、いわゆる混粒組織となってしまう場合がある。その結果、焼鈍時に旧オーステナイト粒径を制御できず、最終製品板におけるYSの面内異方性が大きくなる恐れがある。一方、最終パスの1パス前のパスの圧下率が25%を超えると、最終パスを経て生成した熱間圧延時のオーステナイトの結晶粒径が微細化し、冷間圧延およびその後の焼鈍を経て生成した最終製品板の結晶粒径が微細となった結果、強度、特に降伏強度が上昇し、YRが増加する恐れがある。さらに、焼戻しマルテンサイトの結晶粒径が小さくなると、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの両相間での塑性ひずみの差が小さくなることから、YRが増大する恐れがある。したがって、仕上げ圧延の最終パスの1パス前のパスの圧下率は、15%以上25%以下とする。
また本発明では、仕上げ圧延の最終パスの1パス前のパスの圧下率を適正に制御した上で、さらに仕上げ圧延の最終パスの圧下率を制御することで、強度、および、YSの面内異方性をより適正に制御することができるため、仕上げ圧延の最終パスの圧下率を制御することが好ましい。仕上げ圧延の最終パスの圧下率が5%未満では、最終パス後の冷却中に生成する相の粒径が不揃いとなる、いわゆる混粒組織となってしまう。その結果、焼鈍時に旧オーステナイト粒径を制御できず、最終製品板におけるYSの面内異方性が大きくなる恐れがある。一方、仕上げ圧延の最終パスの圧下率が15%を超えると、熱間圧延時のオーステナイトの結晶粒径が微細化し、冷間圧延およびその後の焼鈍を経て生成した最終製品板の結晶粒径が微細となった結果、強度、特に降伏強度が上昇し、YRが増加する恐れがある。さらに、焼戻しマルテンサイトの結晶粒径が小さくなると、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの両相間での塑性ひずみの差が小さくなることから、YRが増大する恐れがある。したがって、仕上げ圧延の最終パスの圧下率は5%以上15%以下とすることが好ましい。より好ましくは仕上げ圧延の最終パスの圧下率は6%以上14%以下とする。
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。また、酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが鋼板表面の一部に存在すると、延性および穴広げ性に悪影響を及ぼす。さらに、仕上げ圧延の出側において、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が小さくなり、オーステナイトの結晶粒径が過度に粗大となることから、焼鈍時に旧オーステナイト粒径を制御できず、最終製品におけるYSの面内異方性が大きくなる。一方、仕上げ圧延出側温度が800℃未満では圧延荷重が増大し、圧延負荷が大きくなる。また、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が高くなり、圧延方向に伸長した異常な組織が発達し、最終製品におけるYSの面内異方性が顕著に大きくなり、材質の均一性や材質安定性が損なわれる。また、延性および穴広げ性の低下を招く。したがって、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度は800℃以上1000℃以下とする。好ましくは820℃以上とする。好ましくは950℃以下とする。
熱間圧延後の巻取温度が600℃を超えると、熱延板(熱延鋼板)の鋼組織がフェライトおよびパーライトとなり、焼鈍中のオーステナイトの逆変態がパーライトから優先的に生じるため、旧オーステナイト粒の粒径が不均一となり、最終製品におけるYSの面内異方性が増大する。なお、巻取温度の下限は、特に限定しないが、熱間圧延後の巻取温度が300℃未満では、熱延板強度が上昇し、冷間圧延における圧延負荷が増大し、生産性が低下する。また、マルテンサイトを主体とする硬質な熱延鋼板に冷間圧延を施すと、マルテンサイトの旧オーステナイト粒界に沿った微小な内部割れ(脆性割れ)が生じやすく、最終焼鈍板の延性および伸びフランジ性が低下する恐れがある。したがって、巻取温度は600℃以下とする。好ましくは300℃以上とする。好ましくは590℃以下とする。
巻き取り後、巻き取り温度から200℃以下に冷却し、その後加熱することにより、最終組織での焼入れマルテンサイトの面積率を適正に制御することができるため、所望のYRおよび穴広げ性を確保することができる。この巻き取り温度からの冷却温度が200℃を超えたままで450℃以上650℃以下の熱処理をすると、最終組織での焼入れマルテンサイトが増加した結果、YRが減少する上に、所望の穴広げ性の確保が困難となる恐れがある。
焼鈍工程での加熱温度が、T1温度未満の場合、フェライトとオーステナイトの2相域での焼鈍処理になるため、最終組織にフェライト(ポリゴナルフェライト)を含有するため、所望の穴広げ性の確保が困難となる。また、YSが低下するため、YRが減少する。なお、焼鈍工程での加熱温度の上限は、特に限定しないが、加熱温度が950℃を超えると、焼鈍中のオーステナイトの結晶粒が粗大化して、最終的に微細な残留オーステナイトが生成されずに、所望の延性かつ伸びフランジ性(穴広げ性)の確保が困難となる恐れがある。したがって、焼鈍工程での加熱温度はT1温度以上とする。好ましくはT1温度以上950℃以下とする。
ここで、T1温度(℃)は、次式によって算出することができる。
T1温度(℃)=960−203×[%C]1/2+45×[%Si]−30×[%Mn]+150×[%Al]−20×[%Cu]+11×[%Cr]+400×[%Ti]…(1)
なお、[%X]は、鋼中の成分元素Xの含有量(質量%)を示し、含有しない場合は0とする。
焼鈍工程での保持時間が10s未満の場合、オーステナイトの逆変態が十分に進行しないまま冷却するため、旧オーステナイト粒が圧延方向に伸長した組織となり、YSの面内異方性が増大する。また、焼鈍中にフェライトが残存した場合、冷却中にフェライトが成長し、最終組織にフェライト(ポリゴナルフェライト)を含有するため、YRが減少し、かつ、所望の穴広げ性の確保が困難となる。なお、焼鈍工程における加熱温度での保持時間の上限は、特に限定しないが、生産性の観点から600s以下が好ましい。したがって、加熱温度での保持時間は10s以上とする。好ましくは30s以上とする。好ましくは600s以下とする。
冷却停止温度が220℃未満では、冷却中に存在していたオーステナイトの大部分がマルテンサイトに変態し、続く再加熱で焼戻しマルテンサイトとなる。そのため、構成相中に焼入れマルテンサイトを含有できなくなるため、YRが増加し、YSの制御性が困難になる。一方、冷却停止温度が((220℃+T2温度)/2)を超えると、冷却中に存在していたオーステナイトの大半がマルテンサイトに変態せずに再加熱されてしまい、最終組織での焼入れマルテンサイトが増加する。その結果、YRが減少し、また、所望の穴広げ性の確保が困難となる。したがって、冷却停止温度は、220℃以上((220℃+T2温度)/2)以下とする。好ましくは240℃以上とする。ただし、((220℃+T2温度)/2)が250℃以下の場合には、冷却停止温度220℃以上250℃以下の範囲において、適正なマルテンサイト量が得ることができる。そのため、((220℃+T2温度)/2)が250℃以下のときには、冷却停止温度を220℃以上250℃以下とする。ここで、T2温度(℃)は、次式によって算出することができる。
T2温度(℃)=560−566×[%C]−150×[%C]×[%Mn]−7.5×[%Si]+15×[%Cr]−67.6×[%C]×[%Cr] …(2)
なお、[%X]は、鋼中の成分元素Xの含有量(質量%)を示し、含有しない場合は0とする。
本発明において、極めて重要な制御因子である。冷却時に存在するマルテンサイトおよびオーステナイトを再加熱することで、マルテンサイトを焼戻し、かつ、マルテンサイト中に過飽和に固溶したCをオーステナイトへ拡散させることで、室温で安定なオーステナイトの生成が可能となる。この効果を得るためには、焼鈍工程での再加熱温度を後述の保持温度以上とする必要がある。再加熱温度が保持温度未満では、再加熱時に存在する未変態オーステナイトにCが濃化されず、その後の保持中にベイナイトが生成されることから、YSが上昇し、YRが増加する。
本発明において、極めて重要な制御因子である。冷却停止温度以上再加熱温度以下での平均加熱速度が10℃/s未満では、再加熱中にベイナイトが生成し、最終組織での焼入れマルテンサイトが減少する。その結果、YRが増加する。なお、冷却停止温度以上再加熱温度以下での平均加熱速度の上限は、特に限定しないが、生産性の観点から200℃/s以下が好ましい。したがって、焼鈍工程における冷却停止温度以上再加熱温度以下での平均加熱速度は、10℃/s以上とする。好ましくは10℃/s以上200℃/s以下とする。より好ましくは10℃/s以上100℃/s以下とする。
本発明において、極めて重要な制御因子である。再加熱時に存在するマルテンサイトを十分に焼戻すことで、所望の穴広げ性を確保することができる。また、焼戻しマルテンサイトの硬さと焼入れマルテンサイトの硬さを制御することで、YSの制御性の指標であるYRを制御することが可能となる。この効果を得るためには、保持温度を(T2温度+20℃)以上とする必要がある。保持温度が(T2温度+20℃)未満では、再加熱時に存在するマルテンサイトが十分に焼戻されず、TSが上昇し、結果として延性が低下する。また、焼戻しマルテンサイトの硬さと焼入れマルテンサイトの硬さの差が小さくなるため、YRが増加する。一方、保持温度が530℃を超えると、マルテンサイトの焼戻しが促進され、所望の強度の確保が困難となる。また、オーステナイトのパーライトへの分解が生じた場合、YRが増加し、延性が低下する恐れがある。したがって、焼鈍工程での保持温度(A)は(T2温度+20℃)以上530℃以下とする。好ましくは(T2温度+20℃)以上500℃以下とする。
焼鈍工程における保持温度での保持時間が10s未満の場合、再加熱時に存在するマルテンサイトの焼戻しが十分に進行しないまま冷却するため、焼入れマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの硬さの差が小さくなり、YRが増加する。なお、保持温度での保持時間の上限は、特に限定しないが、生産性の観点から1000s以下が好ましい。したがって、保持温度での保持時間は10s以上とする。好ましくは10s以上1000s以下とする。より好ましくは10s以上700s以下とする。
本発明のめっき鋼板の製造方法は、冷延鋼板(薄鋼板)にめっきを施す方法である。めっき処理として、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき後に合金化を行う処理を例示できる。また、焼鈍と亜鉛めっきを1ラインで連続して行ってもよい。その他、Zn−Ni合金めっき等の電気めっきにより、めっき層を形成してもよい。また、溶融亜鉛−アルミニウム−マグネシウム合金めっきを施してもよい。なお、亜鉛めっきの場合を中心に説明したが、Znめっき、Alめっき等のめっき金属の種類は特に限定されない。
調質圧延を行う場合には、めっき処理後のスキンパス圧延での圧下率は、0.1%以上2.0%以下の範囲が好ましい。スキンパス圧延での圧下率は0.1%未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが良好範囲の下限となる。また、スキンパス圧延での圧下率は2.0%を超えると、生産性が著しく低下し、かつ、YRが増加するので、これを良好範囲の上限とする。スキンパス圧延は、オンラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
T1温度(℃)=960−203×[%C]1/2+45×[%Si]−30×[%Mn]+150×[%Al]−20×[%Cu]+11×[%Cr]+400×[%Ti]…(1)
また、表1−1、表1−2に示すT2温度(℃)は、以下の(2)式を用いて求めた。
T2温度(℃)=560−566×[%C]−150×[%C]×[%Mn]−7.5×[%Si]+15×[%Cr]−67.6×[%C]×[%Cr]…(2)
ここで、[%X]は、鋼中の成分元素Xの含有量(質量%)を示し、成分元素Xを含有しない場合は、[%X]を0として計算する。
焼戻しマルテンサイト、焼入れマルテンサイト、ベイナイトの面積率の測定方法は、以下の通りである。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう試料を切り出した後、観察面をダイヤモンドペーストを用いて鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施し、さらに、3vol.%ナイタールでエッチングして組織を現出させる。加速電圧が1kVの条件で、InLens検出器によるSEM(Scanning Electron Microscope;走査電子顕微鏡)を用いて、5000倍の倍率で、17μm×23μmの視野範囲で3視野観察し、得られた組織画像を、Adobe Systems社のAdobe Photoshopを用いて、各構成組織(焼戻しマルテンサイト、焼入れマルテンサイト、ベイナイト)の面積を測定面積で除した面積率を3視野分算出し、それらの値を平均して各組織の面積率として求めた。また、上記の組織画像において、焼戻しマルテンサイトは凹部の基地組織で微細な炭化物を含む組織であり、焼入れマルテンサイトは凸部でかつ組織内部が微細な凹凸を有した組織であり、ベイナイトは凹部で組織内部が平坦な組織である。なお、ここで求めた焼戻しマルテンサイトの面積率をTMの面積率、焼入れマルテンサイトの面積率をFMの面積率、ベイナイトの面積率をBの面積率として、それぞれ表3−1、表3−2に示す。
残留オーステナイトの面積率は、鋼板を板厚方向に板厚の1/4まで研削・研磨し、X線回折測定により求めた。入射X線には、Co−Kαを用い、フェライトの(200)、(211)各面の積分強度法による回折強度に対するオーステナイトの(200)、(220)、(311)各面の積分強度法による回折強度の強度比から残留オーステナイト量を計算した。なお、ここで求めた残留オーステナイト量を、RAの面積率として表3−1、表3−2に示す。
残留オーステナイトの平均結晶粒径の測定方法は、以下の通りである。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう試料を切り出した後、観察面をダイヤモンドペーストで鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施し、さらに、3vol.%ナイタールでエッチングして組織を現出させる。加速電圧が1kVの条件で、InLens検出器によるSEMを用いて、5000倍の倍率で、17μm×23μmの視野範囲で3視野観察し、得られた組織画像を、Adobe Systems社のAdobe Photoshopを用いて、残留オーステナイトの平均結晶粒径を3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、残留オーステナイトは凸部でかつ組織内部が平坦な組織である。なお、ここで求めた残留オーステナイトの平均結晶粒径を、RAの平均結晶粒径として表3−1、表3−2に示す。
焼戻しマルテンサイトに対する焼入れマルテンサイトの硬度比は、鋼板の圧延面を研削後、鏡面研磨をした後、過塩素酸アルコールで電解研磨をした板厚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、ナノインデンテーション装置(Hysitron社製 TI−950 TriboIndenter)を用い、荷重250μNの条件で、焼戻しマルテンサイトおよび焼入れマルテンサイトの硬度を5点測定し、それぞれの組織の平均硬度を求めた。ここで求めた各組織の平均硬度から硬度比を算出した。なお、ここで求めた焼戻しマルテンサイトの平均硬度に対する焼入れマルテンサイトの平均硬度の比を、TMに対するFMの硬度比として表3−1、表3−2に示す。
鋼板の圧延方向に平行な板厚断面(L断面)を湿式研磨およびコロイダルシリカ溶液を用いたバフ研磨により表面を平滑化した後、0.1vol.%ナイタールで腐食することで、試料表面の凹凸を極力低減し、かつ、加工変質層を完全に除去し、次いで、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−EBSD(Electron Back−Scatter Diffraction;電子線後方散乱回折)法を用いて、ステップサイズ0.05μmの条件で結晶方位を測定した。次に、AMETEK EDAX社のOIM Analysisを用いて、上記結晶方位の元データをGrain Dilation法(Grain Tolerance Angle:5、Minimum Grain Size:2)を用いてクリーンアップ処理を1回処理した後、CI(Confidence Index)>0.1、GS(Grain Size)>0.2、および、IQ>200を閾値と設定して、KAM値を求めた。ここで、KAM(Kernel Average Misorientation)値とは測定したピクセルとその第1近接のピクセルとの間の平均方位差を数値化したものである。
焼戻しマルテンサイトの平均KAM値は、焼入れマルテンサイトに隣接する焼戻しマルテンサイト内で有するKAM値を平均化することで求めた。
焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの異相界面近傍における焼戻しマルテンサイト側での最大KAM値とは、焼戻しマルテンサイトとそれに隣接する焼入れマルテンサイトの異相界面から焼戻しマルテンサイト側へ0.2μm以内の範囲におけるKAM値の最大値である。
旧オーステナイト粒の粒径は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう試料を切り出した後、観察面をダイヤモンドペーストで鏡面研磨し、その後、ピクリン酸飽和水溶液に、スルホン酸、シュウ酸および塩化第一鉄を加えた腐食液でエッチングして、旧オーステナイト粒界を現出させた。光学顕微鏡を用いて、400倍の倍率で、169μm×225μmの視野範囲で3視野観察し、得られた組織画像を、Adobe Systems社のAdobe Photoshopを用いて、旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比を3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。なお、ここで求めた旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比(アスペクト比)を、旧A粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比として表3−1、表3−2に示す。
機械特性(引張強さTS、降伏応力YS、全伸びEl)の測定方法は、以下の通りである。引張試験は、引張試験片の長手が、鋼板の圧延方向(L方向)、鋼板の圧延方向に対して45°方向(D方向)、鋼板の圧延方向に対して直角方向(C方向)の3方向となるようにサンプルを採取したJIS5号試験片を用いて、JIS Z 2241(2011年)に準拠して行い、YS(降伏応力)、TS(引張強さ)およびEl(全伸び)を測定した。引張強さと全伸びの積(TS×El)を算出して、強度と加工性(延性)のバランスを評価した。なお、本発明では、延性すなわちEl(全伸び)に優れるとは、TS×Elの値が16500MPa・%以上の場合を良好と判断した。また、YSの制御性に優れるとは、YSの制御性の指標である降伏比:YR=(YS/TS)×100の値が65%以上95%以下の場合を良好と判断した。さらに、YSの面内異方性に優れるとは、YSの面内異方性の指標である│ΔYS│の値が50MPa以下の場合を良好と判断した。なお、表3−1、表3−2に示すYS、TSおよびElは、C方向の試験片の測定結果を示した。│ΔYS│は上述の計算方法で算出した。
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、本発明では、伸びフランジ性に優れるとは、伸びフランジ性の指標であるλの値が鋼板の強度に関係なく30%以上の場合を良好と判断した。
Claims (8)
- 成分組成は、質量%で、
C:0.08%以上0.35%以下、
Si:0.50%以上2.50%以下、
Mn:2.00%以上3.50%以下、
P:0.001%以上0.100%以下、
S:0.0200%以下、
Al:0.010%以上1.000%以下、
N:0.0005%以上0.0100%以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
鋼組織は、
焼戻しマルテンサイトが面積率で75.0%以上、
焼入れマルテンサイトが面積率で1.0%以上20.0%以下、
残留オーステナイトが面積率で5.0%以上20.0%以下であり、
焼戻しマルテンサイトに対する焼入れマルテンサイトの硬度比が1.5以上3.0以下であり、
焼戻しマルテンサイトでの平均KAM値に対する、焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの異相界面近傍における焼戻しマルテンサイト側での最大KAM値の比が1.5以上30.0以下であり、
旧オーステナイト粒の板厚方向の粒径に対する圧延方向の粒径の比の平均値が2.0以下である高強度鋼板。 - 前記鋼組織は、さらに、
面積率で10.0%以下のベイナイトを有し、
前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が0.2μm以上5.0μm以下である請求項1に記載の高強度鋼板。 - 前記成分組成に加えて、質量%で、
Ti:0.001%以上0.100%以下、
Nb:0.001%以上0.100%以下、
V:0.001%以上0.100%以下、
B:0.0001%以上0.0100%以下、
Mo:0.01%以上0.50%以下、
Cr:0.01%以上1.00%以下、
Cu:0.01%以上1.00%以下、
Ni:0.01%以上0.50%以下、
As:0.001%以上0.500%以下、
Sb:0.001%以上0.200%以下、
Sn:0.001%以上0.200%以下、
Ta:0.001%以上0.100%以下、
Ca:0.0001%以上0.0200%以下、
Mg:0.0001%以上0.0200%以下、
Zn:0.001%以上0.020%以下、
Co:0.001%以上0.020%以下、
Zr:0.001%以上0.020%以下、
REM:0.0001%以上0.0200%以下
のうちから選ばれる少なくとも1種を含有する請求項1または2に記載の高強度鋼板。 - 鋼板表面にめっき層を有する請求項1〜3のいずれか1項に記載の高強度鋼板。
- 請求項1〜3のいずれか1項に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
鋼素材を加熱し、
次いで、仕上げ圧延入側温度:1020℃以上1180℃以下、仕上げ圧延出側温度:800℃以上1000℃以下とする熱間圧延を行い、
次いで、巻取温度:600℃以下で巻き取り、
次いで、冷間圧延を行い、
次いで、(1)式で定義される温度をT1温度(℃)、(2)式で定義される温度をT2温度(℃)とするとき、
加熱温度:T1温度以上で10s以上保熱した後、
冷却停止温度:220℃以上((220℃+T2温度)/2)以下まで冷却した後、
該冷却停止温度から再加熱温度:A以上560℃以下(A:(T2温度+20℃)≦A≦530℃を満たす任意の温度(℃))まで、平均加熱速度:10℃/s以上で再加熱した後、
保持温度(A):(T2温度+20℃)以上530℃以下で10s以上保持、の焼鈍を行う高強度鋼板の製造方法。
T1温度(℃)=960−203×[%C]1/2+45×[%Si]−30×[%Mn]+150×[%Al]−20×[%Cu]+11×[%Cr]+400×[%Ti] ・・・(1)
なお、[%X]は、鋼中の成分元素Xの含有量(質量%)を示し、含有しない場合は0とする。
T2温度(℃)=560−566×[%C]−150×[%C]×[%Mn]−7.5×[%Si]+15×[%Cr]−67.6×[%C]×[%Cr] ・・・(2)
なお、[%X]は、鋼中の成分元素Xの含有量(質量%)を示し、含有しない場合は0とする。 - 前記熱間圧延は、仕上げ圧延の最終パスの1パス前のパスの圧下率が15%以上25%以下である請求項5に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記巻き取り後、巻き取り温度から200℃以下に冷却し、その後加熱して450℃以上650℃以下の温度域で900s以上保持する熱処理をした後、前記冷間圧延を行う請求項5または6に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍の後に、めっき処理を施す請求項5〜7のいずれか1項に記載の高強度鋼板の製造方法。
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