JPWO2019151017A1 - 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
ただし、
Ms(℃)=539−423×{[%C]/(1−[%α]/100)}−30×[%Mn]−12×[%Cr]−18×[%Ni]−8×[%Mo]
T1温度(℃)=751−27×[%C]+18×[%Si]−12×[%Mn]−169×[%Al]−6×[%Ti]+24×[%Cr]−895×[%B]
T2温度(℃)=937−477×[%C]+56×[%Si]−20×[%Mn]+198×[%Al]+136×[%Ti]−5×[%Cr]+3315×[%B]
である。なお、上記式において[%X]は鋼板の成分元素Xの含有量(質量%)、[%α]は冷却中のMs点到達時のフェライト分率とする。
Cは、鋼の基本成分の1つであり、本発明における焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの硬質相形成にも寄与し、特に、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率に影響するため、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、このマルテンサイトの分率、形状および平均サイズによって大きく左右される。ここで、Cの含有量が0.060%未満では必要なベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト又はマルテンサイトの分率を確保できず、鋼板の強度と伸びの良好なバランスを確保することが難しい。そこで、C含有量は0.060%以上であり、好ましくは0.070%以上であり、より好ましくは0.080%以上である。一方で、Cの含有量が0.250%を超えると粗大な炭化物が生成して局部延性が低下するため、延性と伸びフランジ性が低下する。従って、C含有量は0.250%以下であり、好ましくは0.220%以下であり、より好ましくは0.200%以下である。
Siはベイナイト変態時に炭化物生成を抑制することで、残留オーステナイトの形成に寄与する重要な元素である。必要な分率の残留オーステナイトを形成するためには、Siの含有量が0.50%以上であり、好ましくは0.80%以上であり、より好ましくは1.00%以上である。一方で、Siを過剰に含有させると化成処理性が低下することに加えて、固溶強化により延性が低下するため、Siの含有量は1.80%以下であり、好ましくは1.60%以下であり、より好ましくは1.50%以下である。
Mnは固溶強化しつつ、硬質相の生成を促進することで高強度化に寄与する重要な元素である。また、Mnはオーステナイトを安定化させる元素であり、硬質相の分率制御に寄与する。そのために必要なMnの含有量は1.00%以上であり、好ましくは1.30%以上であり、より好ましくは1.50%以上である。一方、Mnを過剰に含有させると、マルテンサイト分率が過剰に増加し、引張強度が上昇して伸びフランジ性が低下することから、Mn含有量は2.80%以下であり、好ましくは、2.70%以下であり、より好ましくは2.60%以下である。
Pは含有量が0.100%を超えると、フェライト粒界またはフェライトとマルテンサイトの相界面に偏析して、粒界を脆化させるため、耐衝撃性が劣化するとともに、局部伸びが低下し、延性および伸びフランジ性が低下する。従って、P含有量の範囲は0.100%以下であり、好ましくは0.050%以下である。なお、P含有量の下限は特に限定されず、P含有量は少ないほど好ましいが、P含有量を過剰に低下させるには多大なコストを要するため、製造コスト等を考慮すればP含有量は0.0003%以上が好ましい。
Sは、MnSなどの硫化物として存在して局部変形能を低下させ、延性および伸びフランジ性を低下させる元素である。そのため、S含有量の範囲は0.0100%以下であり、好ましくは0.0050%以下である。なお、S含有量の下限は特に限定されず、S含有量は少ないほど好ましいが、S含有量を過剰に低下させるには多大なコストを要するため、製造コスト等を考慮すればS含有量は0.0001%以上が好ましい。
Alは製鋼工程で脱酸剤として添加される元素である。この効果を得るにはAl含有量を0.010%以上にする必要があり、好ましくは0.020%以上である。一方、Al含有量が0.100%を超えるとアルミナ等の介在物の増加により鋼板表面と内部に欠陥が生じるため、延性が低下する。そのため、Al含有量は0.100%以下であり、好ましくは0.070%以下である。
Nは、時効劣化を引き起こすとともに粗大な窒化物を形成し、延性と伸びフランジ性が低下する。従って、N含有量の範囲は0.0100%以下であり、好ましくは0.0070%以下である。N含有量の下限は、特に定めないが、溶製上のコストの面から、0.0005%以上であることが好ましい。
Moは、化成処理性を損なわずに硬質相の生成を促進することで高強度化に寄与する元素である。そのために必要なMoの含有量は0.01%以上とすることが好ましい。一方、Moを過剰に含有させると、介在物が増加し延性および伸びフランジ性が低下する。そこで、Mo含有量は0.01〜0.50%の範囲とすることが好ましい。
Tiは、時効劣化を引き起こすC、Nと結合して微細な炭窒化物を形成し、強度上昇に寄与する。この効果を得るためには、Tiの含有量を0.001%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.005%以上である。一方で、Ti含有量が0.100%を超えると、炭窒化物等の介在物が過剰に生成して延性および伸びフランジ性が低下する。従って、Ti含有量は0.100%以下とすることが好ましい。
Cuは固溶強化しつつ、硬質相の生成を促進することで高強度化に寄与する元素である。この効果を得るためには、Cuの含有量を0.01%以上とすることが好ましい。Cu含有量が1.00%を超えると過剰にマルテンサイトが生成して延性が低下するため、Cu含有量は1.00%以下とすることが好ましい。
フェライトの分率(面積率)が50%未満では、軟質なフェライトが少ないため伸びが低下する。このため、フェライトの分率は50%以上であり、好ましくは55%以上である。一方、フェライトの分率が80%を超えると、硬質相の硬度が上昇し、母相の軟質なフェライトとの硬度差が増大するため、伸びフランジ性が低下する。このため、フェライトの分率は80%以下であり、好ましくは75%以下である。
良好な伸びフランジ性を確保するためには、軟質なフェライト母相と硬質相の硬度差を減少させる必要があり、硬質相の大部分を硬いマルテンサイトを占めると軟質なフェライト母相と硬質相の硬度差が大きくなってしまうため、マルテンサイトの分率(面積率)は8%以下とする必要がある。このため、マルテンサイトの分率は8%以下、好ましくは6%以下とする。なお、マルテンサイトの分率の下限は特に限定されず、1%以上となる場合が多い。
残留オーステナイトの分率(面積率)が6%未満では伸びが低下するため、良好な伸びを確保するために、残留オーステナイトの分率は6%以上とする。好ましくは8%以上である。一方、残留オーステナイトの分率が15%を超えると、打抜き加工時にマルテンサイト変態する残留オーステナイト量が増加し、穴広げ試験時の亀裂の起点が増加することから、伸びフランジ性が劣化するため、残留オーステナイトの分率は15%以下とする。好ましくは13%以下とする。
良好な伸びフランジ性を確保するためには、硬いマルテンサイトの分率(面積率)を減少させる必要があり、焼戻しマルテンサイトを、マルテンサイトに対して相対的に一定量以上含有することが必要である。このため、焼戻しマルテンサイトの面積率は3%以上、好ましくは6%以上とする。一方、焼戻しマルテンサイトの面積率が40%を超えると、残留オーステナイトおよびフェライト分率が減少し延性が低下する。従って、焼戻しマルテンサイト分率は40%以下、好ましくは35%以下とする。
高強度で高い延性と伸びフランジ性を両立するためには、鋼板の鋼組織中のマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの量を制御する必要がある。マルテンサイトの面積率fMと、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率fM+TMの比fM/fM+TMが50%超の場合、マルテンサイトが過剰に存在するため、伸びフランジ性が低下する。そのため、この指標は50%以下、好ましくは45%以下、より好ましくは40%以下とする。本発明において、この指標は伸びフランジ性と非常に密接な関係がある。比fM/fM+TMの下限は特に限定されないが、5%以上になることが多い。
マルテンサイトの結晶粒径のばらつきは伸びフランジ性の面内安定性に影響を及ぼすため、本発明において重要な要素である。板幅方向の中央である幅中央部、板幅方向両端から板幅方向中央に50mmの両端部、前記幅中央部と前記両端部の間の中央部の計5箇所でのマルテンサイトの結晶粒径の標準偏差が0.7μmを超えると、伸びフランジ性の面内ばらつきが大きくなるため、マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差は0.7μm以下、好ましくは0.6μm以下、より好ましくは0.5μm以下とする。上記標準偏差の下限は特に限定されないが、0.2μm以上になることが多い。
熱間圧延に先立って、上記鋼スラブを鋼スラブ加熱温度まで加熱する。組織中に微細に分布したTi、Nb系析出物は焼鈍過程の加熱時の再結晶を抑制して組織を微細化する効果があるが、鋼スラブの加熱段階で存在している析出物は、最終的に得られる鋼板内では粗大な析出物として存在するため、組織を構成する相が全体的に粗大となり、伸びフランジ性が低下する。したがって、鋳造時に析出したTi、Nb系析出物を加熱によって再溶解させる必要がある。鋼スラブ加熱温度が1100℃未満では析出物を鋼中に十分に溶解させることはできない。一方、鋼スラブ加熱温度が1300℃を超えると酸化量の増加によるスケールロスが増大する。そのため、鋼スラブ加熱温度は1100〜1300℃とする。
次いで、加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板とする。この熱間圧延工程では、鋼板内の組織均一化、材質の異方性低減により、焼鈍後の伸びおよび伸びフランジ性を向上させるため、オーステナイト単相域にて熱間圧延を終了する必要がある。そのため、仕上げ圧延出側温度は800℃以上とする。一方、仕上げ圧延終了温度が950℃超えでは熱延組織の結晶粒径が粗大になり、焼鈍後の強度と延性が低下する。そのため、仕上げ圧延出側温度は950℃以下とする。
次いで、上記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板をコイル状に巻き取る。その際、巻取温度が700℃を超えると、熱延鋼板の鋼組織に含まれるフェライトの結晶粒径が大きくなり、焼鈍後に所望の強度を確保することが困難となる。そのため、巻取温度は700℃以下とする。一方、巻取温度が300℃未満では、熱延鋼板の強度が上昇し、後続の冷間圧延工程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、焼鈍板の延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、巻取温度は300℃以上とする。
板幅方向の温度分布において巻取温度の差が70℃を超えると、巻取温度が低いところで熱延組織中のマルテンサイトが増加し、焼鈍後のマルテンサイトの結晶粒径のばらつきが大きくなってしまう。したがって、板幅方向の温度分布において巻取温度の差は70℃以下、好ましくは60℃以下、より好ましくは50℃以下とする。ここで、板幅方向の温度分布は、走査式放射温度計で確認することができる。「巻取温度の差」とは、上記温度分布における最大値と最小値の差である。また、板幅方向の温度分布の調整は、例えば、エッジヒーターを用いて調整できる。なお、板幅方向の温度分布における上記巻取温度の差は小さい方が好ましいが、得られる効果のみならず調整の容易性を考慮すると、巻取温度差は、15℃以上が好ましい。
上記巻取り後の熱延鋼板は、巻き戻して後述する冷間圧延に供されるが、冷間圧延に先だって、脱スケール処理を行うことが好ましい。脱スケール処理により、鋼板表層のスケールを除去することができる。脱スケール処理としては、酸洗や研削など任意の方法を用いることができるが、酸洗を用いることが好ましい。酸洗条件に特別な制限はなく、常法に従って実施すればよい。
熱延鋼板を所定の板厚に冷間圧延し、冷延鋼板を得る。ここで、圧下率が30%に満たない場合には、表層と内部にひずみの差が生じ、次工程の焼鈍時において、オーステナイトへの逆変態の核となる粒界や転位の数に斑が生じてしまい、その結果、マルテンサイトの粒径の不均一を招く。したがって、冷間圧延の圧下率は30%以上、好ましくは40%以上とする。冷間圧延の圧下率に上限は特に規定しないが、板形状の安定性などの観点から80%以下とすることが好ましい。
下記式で規定されたT1温度はフェライトからオーステナイトへの変態開始温度を示し、T2温度は鋼組織がオーステナイト単相になる温度を示す。均熱温度T1温度未満では、強度確保のために必要な硬質相が得られない。一方、均熱温度T2温度超では、良好な延性確保のために必要なフェライトを含有しない。従って、第1均熱処理条件を均熱温度T1以上T2以下とし、フェライトとオーステナイトが混在する二相域焼鈍を実施する。
T1温度(℃)=751−27×[%C]+18×[%Si]−12×[%Mn]−169×[%Al]−6×[%Ti]+24×[%Cr]−895×[%B]
T2温度(℃)=937−477×[%C]+56×[%Si]−20×[%Mn]+198×[%Al]+136×[%Ti]−5×[%Cr]+3315×[%B]
Ms(℃)=539−423×{[%C]/(1−[%α]/100)}−30×[%Mn]−12×[%Cr]−18×[%Ni]−8×[%Mo]
なお、上記式において[%X]は鋼板の成分元素Xの含有量(質量%)、[%α]は冷却中のMs点到達時のフェライト分率とする。また、Ms点に関する上記式は、Andrewsの式(K.W.Andrews : J.Iron Steel Inst., 203 (1965), 721.)に基づくものである。冷却中のMs点到達時のフェライト分率はフォーマスター試験で確認することができる。
平均冷却速度は、第1均熱温度から500℃までの平均の冷却速度を意味する。平均冷却速度は、第1均熱温度と500℃との温度差を、第1均熱温度から500℃までの冷却に要した時間で除して算出する。
マルテンサイト変態開始温度Msに対して、冷却停止温度が(Ms−100℃)未満の場合、冷却停止温度で生成するマルテンサイト量が増加するため未変態オーステナイト量が減少し、焼鈍後の組織中の残留オーステナイト量が減少するため、延性が低下してしまう。このため、冷却停止温度の下限は(Ms−100℃)とする。また、冷却停止温度がMs℃を超える場合、冷却停止温度でマルテンサイトが生成しないため、焼戻しマルテンサイト量が本発明の規定量を確保できなくなり、伸びフランジ性が低下する。このため、冷却停止温度の上限はMs℃とする。従って、冷却停止温度は(Ms−100℃)〜Ms℃、好ましくは(Ms−90℃)〜(Ms−10℃)の範囲とする。なお、冷却停止温度は、通常、100〜350℃の範囲内であることが多い。
板幅方向の温度分布において冷却停止温度の差が30℃を超えて低くなると、冷却停止温度が低いところで焼鈍後組織中の焼戻しマルテンサイト量が増加し、板幅方向で穴広げ率(λ)の差が大きくなってしまう。したがって、板幅方向の温度分布において冷却停止温度の差は30℃以下、好ましくは25℃以下、より好ましくは20℃以下とする。ここで、板幅方向の温度分布は、走査式放射温度計で確認することができる。「冷却停止温度の差」とは、上記温度分布における最大値と最小値の差である。また、板幅方向の温度分布の調整は、例えば、エッジヒーターを用いて調整できる。なお、板幅方向の温度分布における上記冷却停止温度の差は小さい方が好ましいが、得られる効果のみならず調整の容易性を考慮すると、巻取温度差は、2℃以上が好ましい。
冷却途中に生成したマルテンサイトを焼戻すことで焼戻しマルテンサイトとすることと、未変態のオーステナイトをベイナイト変態させ、残留オーステナイトを鋼組織中に生成させることのために、第1均熱処理工程の冷却後に再度加熱し、第2均熱処理として350〜500℃の温度域で10秒以上保持する。この第2均熱処理での均熱温度が350℃未満ではマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、フェライトおよびマルテンサイトとの硬度差が大きくなるため、伸びフランジ性が低下する。一方、500℃を超えるとパーライトが過剰に生成するため、強度が低下する。そのため、均熱温度は350〜500℃とする。
板幅方向の温度分布において第2均熱温度の差が30℃を超えて低くなると、板幅方向でベイナイト変態の進行度に差が生じ、残留γ量に差が生じるため、板幅方向で延性と伸びフランジ性の差が大きくなってしまう。したがって、板幅方向の温度分布において第2均熱温度の差は30℃以下、好ましくは25℃以下、より好ましくは20℃以下とする。ここで、板幅方向の温度分布は、走査式放射温度計で確認することができる。「第2均熱温度の差」とは、上記温度分布における最大値と最小値の差である。また、板幅方向の温度分布の調整は、例えば、エッジヒーターを用いて調整できる。なお、板幅方向の温度分布における上記第2均熱温度の差は小さい方が好ましいが、得られる効果のみならず調整の容易性を考慮すると、上記温度差は、2℃以上が好ましい。
穴広げ率λ(%)={(D−D0)/D0}×100
D:亀裂が板厚を貫通した時の穴径、D0:初期穴径(10mm)
また、伸びフランジ性の面内安定性は焼鈍後のコイルの両端部、幅中央部よりそれぞれ100mm角の試験片を3枚ずつ採取し、上記と同様に穴広げ試験を実施し、得られた計9の穴広げ率(λ)の標準偏差を評価した。
Claims (9)
- 質量%で、
C:0.060〜0.250%、
Si:0.50〜1.80%、
Mn:1.00〜2.80%、
P:0.100%以下、
S:0.0100%以下、
Al:0.010〜0.100%、および
N: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る成分組成と、
フェライトを面積率で50〜80%、マルテンサイトを面積率で8%以下かつ平均結晶粒径が2.5μm以下、残留オーステナイトを面積率で6〜15%、焼戻しマルテンサイトを面積率で3〜40%で含むとともに、マルテンサイトの面積率fMと、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率fM+TMの比fM/fM+TMの値が50%以下であり、板幅方向の中央である幅中央部、板幅方向両端から板幅方向中央に50mmの両端部、前記幅中央部と前記両端部の間の中央部の計5箇所でのマルテンサイトの結晶粒径の標準偏差が0.7μm以下である鋼組織を有する高強度冷延鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Mo:0.01〜0.50%、
B:0.0001〜0.0050%、および
Cr:0.01〜0.50%のうちから選ばれる少なくとも1種の元素を含有する請求項1に記載の高強度冷延鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Ti:0.001〜0.100%、
Nb:0.001〜0.050%、および
V:0.001〜0.100%のうちから選ばれる少なくとも1種の元素を含有する請求項1または2に記載の高強度冷延鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Cu:0.01〜1.00%、
Ni:0.01〜0.50%、
As:0.001〜0.500%、
Sb:0.001〜0.100%、
Sn:0.001〜0.100%、
Ta:0.001〜0.100%、
Ca:0.0001〜0.0100%、
Mg:0.0001〜0.0200%、
Zn:0.001〜0.020%、
Co:0.001〜0.020%、
Zr:0.001〜0.020%、および
REM:0.0001〜0.0200%のうちから選ばれる少なくとも1種の元素を含有する請求項1〜3のいずれか一項に記載の高強度冷延鋼板。 - 請求項1〜4のいずれか一項に記載の高強度冷延鋼板と、該高強度冷延鋼板上に形成されためっき層と、を有する高強度めっき鋼板。
- 前記めっき層は、溶融めっき層又は合金化溶融めっき層である請求項5に記載の高強度めっき鋼板。
- 請求項1〜4のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼スラブを、1100〜1300℃の温度域に加熱し、仕上げ圧延出側温度を800〜950℃で熱間圧延し、巻取温度を300〜700℃かつ板幅方向の温度分布において巻取温度の差が70℃以下で巻き取る熱延工程と、
前記熱延工程後、30%以上の圧下率で冷間圧延する冷延工程と、
前記冷延工程後、T1温度以上T2温度以下の第1均熱温度域まで加熱した後、500℃までの平均冷却速度を10℃/s以上として、マルテンサイト変態開始温度Msに対して(Ms−100℃)〜Ms℃の冷却停止温度まで冷却し、かつ該冷却時、板幅方向の温度分布において冷却停止温度の差を30℃以下とする第1均熱処理工程と、
前記第1均熱処理工程後、350〜500℃の第2均熱温度域まで再加熱して、かつ再加熱時、板幅方向の温度分布において第2均熱温度の差が30℃以下で、10秒以上均熱処理を施した後、室温まで冷却する第2均熱処理工程を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
ただし、
Ms(℃)=539−423×{[%C]/(1−[%α]/100)}−30×[%Mn]−12×[%Cr]−18×[%Ni]−8×[%Mo]
T1温度(℃)=751−27×[%C]+18×[%Si]−12×[%Mn]−169×[%Al]−6×[%Ti]+24×[%Cr]−895×[%B]
T2温度(℃)=937−477×[%C]+56×[%Si]−20×[%Mn]+198×[%Al]+136×[%Ti]−5×[%Cr]+3315×[%B]
である。なお、上記式において[%X]は鋼板の成分元素Xの含有量(質量%)、[%α]は冷却中のMs点到達時のフェライト分率とする。 - 請求項7に記載の高強度冷延鋼板の製造方法で製造された高強度冷延鋼板にめっきを施すめっき工程を有する高強度めっき鋼板の製造方法。
- 前記めっき工程後に、合金化処理を行う合金化工程を有する請求項8に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
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