JPWO2020022481A1 - 高強度鋼板 - Google Patents
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Abstract
Description
本願は、2018年7月27日に、日本に出願された特願2018−141244号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
(1)質量%で、
C:0.13〜0.40%、
Si:0.500〜3.000%、
Mn:2.50〜5.00%、
P:0.100%以下、
S:0.010%以下、
Al:0.001〜2.000%、
N:0.010%以下
を含有し、残部がFe及び不純物からなり、
面積率で95%以上のマルテンサイトを含有し、残部組織が面積率で5%以下であり、
厚さ方向断面におけるSi濃度の上限値C1(質量%)と下限値C2(質量%)の比C1/C2が1.25以下であり、
長径が0.05μm以上1.00μm以下でアスペクト比1:3以上の析出物を30個/μm2以上の個数密度で有し、
引張強度が1300MPa以上である、高強度鋼板。
(2)前記残部組織が存在する場合には、前記残部組織が残留オーステナイトからなる、(1)に記載の高強度鋼板。
(3)更に、質量%で、
Ti:0.100%以下、
Nb:0.100%以下、
V:0.100%以下
の1種又は2種以上を合計で0.100%以下含有する、(1)又は(2)に記載の高強度鋼板。
(4)更に、質量%で、
Cu:1.000%以下、
Ni:1.000%以下、
Mo:1.000%以下、
Cr:1.000%以下
の1種又は2種以上を合計で0.100%以下含有する、(1)乃至(3)のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
(5)更に、質量%で、
W:0.005%以下、
Ca:0.005%以下、
Mg:0.005%以下
希土類金属(REM):0.010%以下
の1種又は2種以上を合計で0.010%以下含有する、(1)乃至(4)のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
(6)更に、質量%で、B:0.0030%以下を含有する、(1)乃至(5)のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
本発明の実施形態に係る高強度鋼板は、質量%で、
C:0.13〜0.40%、
Si:0.500〜3.000%、
Mn:2.50〜5.00%、
P:0.100%以下、
S:0.010%以下、
Al:0.001〜2.000%、
N:0.010%以下
を含有し、残部がFe及び不純物からなり、
面積率で95%以上のマルテンサイトを含有し、残部組織が面積率で5%以下であり、
厚さ方向断面におけるSi濃度の上限値C1(質量%)と下限値C2(質量%)の比C1/C2が1.25以下であり、
長径が0.05μm以上1.00μm以下でアスペクト比1:3以上の析出物を30個/μm2以上の個数密度で有し、
引張強度が1300MPa以上であることを特徴としている。
Cは、固溶炭素量を高め、焼付硬化性を高める作用を有する。また、焼き入れ性を高め、マルテンサイト組織に含有させることにより強度を高める作用を有する。C含有量は0.13%未満であれば、鉄炭化物等の炭化物を析出させたときに十分な固溶炭素量が確保できず、焼付硬化量が減少する。よって、C含有量は0.13%以上とし、好ましくは0.16%以上、より好ましくは0.20%以上とする。一方、C含有量が0.40%超では、焼鈍後の冷却において不完全なマルテンサイト変態が起こり、残留オーステナイト分率が高くなってしまい、本発明の実施形態から外れる。また、強度が高すぎて成形性が担保できない。従って、C含有量は0.40%以下とし、好ましくは0.35%以下とする。
Siは転位セルを抑制するための鉄炭化物等の析出物を微細かつ大量に析出するために必要な元素である。Si含有量が0.500%未満では、偏析を均一構造にしたとしても、十分な作用効果が得られず、粗大な析出物が生成してしまい、転位セルの形成を抑制できない。よって、Si含有量は0.500%以上、より好ましくは1.000%以上とする。一方、Si含有量が3.000%超では、析出物を微細かつ大量に析出させる効果は飽和してしまい徒にコストを上昇させたり、表面性状が劣化したりしてしまう。従って、Si含有量は3.000%以下とし、好ましくは2.000%以下とする。
Mnは焼き入れ性向上元素であり、冷却速度を限定せずマルテンサイト組織にするために必要な元素である。この作用を有効に発揮するには、Mn含有量は2.50%以上とし、好ましくは3.00%以上とする。しかし、過剰のMnの含有は、MnSの析出により低温靱性が低下するため、5.00%以下、好ましくは4.50%以下とする。
Pは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、P含有量は低ければ低いほどよい。特に、P含有量が0.100%超で、溶接性の低下が著しい。従って、P含有量は0.100%以下とし、好ましくは0.030%以下とする。P含有量の低減にはコストがかかり、0.0001%未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、P含有量は0.0001%以上としてもよい。また、Pは強度の向上に寄与するため、このような観点から、P含有量は0.0001%以上としてもよい。
Sは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、S含有量は低ければ低いほどよい。S含有量が高いほど、MnSの析出量が増加し、低温靭性が低下する。特に、S含有量が0.010%超で、溶接性の低下及び低温靱性の低下が著しい。従って、S含有量は0.010%以下とし、好ましくは0.003%以下とする。S含有量の低減にはコストがかかり、0.0001%未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、S含有量は0.0001%以上としてもよい。
Alは、脱酸に対して効果を有する。以上のような作用を有効に発揮させるため、Al含有量は0.001%以上とし、好ましくは0.010%以上とする。一方、Al含有量が2.000%超では、溶接性が低下したり、酸化物系介在物が増加して表面性状が劣化したりする。従って、Al含有量は2.000%以下、好ましくは1.000%以下とする。
Nは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、N含有量は低ければ低いほどよい。特に、N含有量が0.010%超で、溶接性の低下が著しい。従って、N含有量は0.010%以下とし、好ましくは0.006%以下とする。N含有量の低減にはコストがかかり、0.0001%未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、N含有量は0.0001%以上としてもよい。
Ti、Nb及びVは強度の向上に寄与する。従って、Ti、Nb若しくはV又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ti、Nb若しくはVの含有量、又はこれらの2種以上の任意の組み合わせの合計含有量は、好ましくは0.003%以上とする。一方、Ti、Nb若しくはVの含有量、又はこれらの2種以上の任意の組み合わせの合計含有量が0.100%超では、熱間圧延及び冷間圧延が困難になる。従って、Ti含有量、Nb含有量若しくはV含有量、又はこれらの2種以上の任意の組み合わせの合計含有量は0.100%以下とする。つまり、各成分単独の場合の制限範囲を、Ti:0.003%〜0.100%、Nb:0.003%〜0.100%、及びV:0.003%〜0.100%とすると共に、これらを任意に組み合わせた場合の合計含有量においても、0.003〜0.100%とすることが好ましい。
Cu、Ni、Mo及びCrは強度の向上に寄与する。従って、Cu、Ni、Mo、若しくはCr又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Cu、Ni、Mo及びCrの含有量は、各成分単独の場合、0.005〜1.000%が好ましい範囲であり、これらの2種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量においても、0.005%以上1.000%以下が満たされることが好ましい。一方、Cu、Ni、Mo及びCrの含有量、又はこれらの2種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量が1.000%超では、上記作用による効果が飽和して、徒にコストが高くなる。従って、Cu、Ni、Mo及びCrの含有量、又はこれらの2種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量の上限は1.000%とする。つまり、Cu:0.005%〜1.00%、Ni:0.005%〜1.000%、Mo:0.005%〜1.000%、及びCr:0.005%〜1.000%とすると共に、これらを任意に組み合わせた場合の合計含有量においても、0.005〜1.000%であることが好ましい。
W、Ca、Mg及びREMは介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める。従ってW、Ca、Mg若しくはREM又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、W、Ca、Mg及びREM、又はこれらの2種以上の任意の組み合わせの合計含有量は、好ましくは0.0003%以上とする。一方、W、Ca、Mg及びREMの合計含有量が0.010%超では、表面性状が劣化する。従って、W、Ca、Mg及びREMの合計含有量は0.010%以下とする。つまり、W:0.005%以下、Ca:0.005%以下、Mg:0.005%以下、REM:0.010%以下であって、これらの任意の2種以上の合計含有量が0.0003〜0.010%であることが好ましい。
Bは焼き入れ性向上元素であり、マルテンサイト組織形成に有用な元素である。Bは0.0001%(1ppm)以上含有させるとよい。しかし、Bを0.0030%(30ppm)を超えて含有すると上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるため、B含有量は0.0030%以下とする。好ましくは0.0025%以下である。
本実施形態では、マルテンサイトが面積率で95%以上確保されているところに特徴を有している。これにより、十分な固溶炭素を確保することができ、その結果として焼付硬化性を高めることができる。このような効果を一層高めるためには、マルテンサイトが面積率で97%以上確保されることが推奨され、例えば100%であってもよい。
本発明によれば、マルテンサイト以外の残部組織は面積率で5%以下である。高強度鋼板の焼付硬化性を一層高めるためには、3%以下とするのが好ましく、より好ましくは0%である。残部組織が存在する場合、当該残部組織は、任意の組織を含むことができ特に限定されないが、例えば、残留オーステナイトを含むか又は残留オーステナイトからなることが好ましい。微量の残留オーステナイトは、鋼の成分と製造方法によっては生成を避けられない場合がある。しかしながら、このような微量の残留オーステナイトは、焼付硬化性に不利に影響を及ぼさないだけでなく、変形を受けた際のTRIP(変態誘起塑性:Transformation Induced Plasticity)効果で延性の向上に寄与することができる。そのため、残部組織は面積率で5%以下の範囲で残留オーステナイトを含んでいてもよい。しかし、焼付硬化性を一層高めるためには、残留オーステナイトの含有量は3%以下とするのが好ましく、より好ましくは0%である。
Sγ=(I200f+I220f+I311f)/(I200b+I211b)×100
上記式において、Sγは残留オーステナイトの面積率、I200f、I220f及びI311fは、それぞれfcc相の(200)、(220)及び(311)の回折ピークの強度、I200b及びI211bは、それぞれbcc相の(200)及び(211)の回折ピークの強度を示す。
高強度鋼板の厚さ方向断面におけるSi濃度の上限値C1(質量%)と下限値C2(質量%)の比C1/C2は、1.25以下とする。より好ましくはC1/C2は1.15以下である。C1/C2が1.25以下である場合、Siの偏析を制御することができて、組織が均一になり、下記に示す鉄炭化物等の析出物を均一に析出させることができるため、均一焼付硬化性を高めることができる。
本実施形態では、長径が0.05μm以上1.00μm以下でアスペクト比1:3以上の析出物を30個/μm2以上の個数密度有するところに大きな特徴を有している。本発明において、アスペクト比とは、析出物の最も長い径(長径)とそれに直交する当該析出物の径のうち最も長い径(短径)との比を言うものである。なお、析出物としては、上記の長径及びアスペクト比の要件を満たすものであればよく特に限定されないが、例えば、炭化物等が挙げられる。とりわけ、後で説明する熱処理工程を含む好ましい製造方法に従って本発明に係る高強度鋼板を製造した場合には、析出物は鉄炭化物を含むか又は鉄炭化物からなる。本発明によれば、このような析出物を組織中に比較的多く含むことにより、例えば転位同士が絡まることで生じる転位のセル化を抑制して、焼付硬化時に拡散する炭素等に起因して固着する転位の量を増加させることができ、その結果として焼付硬化量を顕著に高めることが可能となる。このような知見は従来知られておらず、今回、本発明者らによって初めて明らかにされたことであり、極めて意外であり、また驚くべきことである。なお、マルテンサイト内に生成される転位セルの大きさは約数十nm以上数百nm以下である。よって、転位セルの生成を抑制するためには、同じくらいの析出物の大きさが必要である。長径が0.05μm未満であると、転位のセル化の形成を抑制することができない。よって、析出物の長径は0.05μm以上とする。より好ましくは0.10μm以上である。また、長径が1.00μmより大きいと、析出物が粗大化し固溶炭素量を大きく減少させてしまい、焼付硬化量を減少させる。そのため、析出物の長径は1.00μm以下とする。より好ましくは、0.80μm以下である。
上記の組成及び組織を有する本発明の高強度鋼板によれば、高い引張強度、具体的には1300MPa以上の引張強度を達成することができる。ここで、引張強度を1300MPa以上とするのは、自動車車体の軽量化の要求を満たすためである。引張強度は好ましくは1400MPa以上であり、より好ましくは1500MPa以上である。
次に、本実施形態に係る好ましい高強度鋼板の製造方法について説明する。
前記スラブを1050℃以上1250℃以下の温度域で粗圧延する粗圧延工程であって、前記粗圧延が1パス当たりの圧下率が30%以下のリバース圧延を2パス以上、16パス以下で偶数回行うことを含み、1往復する際の2パス間の圧下率差が20%以下であり、1往復内の偶数回の圧下率が奇数回の圧下率より5%以上高く、前記粗圧延の後5秒以上保持される粗圧延工程、
粗圧延された鋼板を850℃以上1050℃以下の温度域で仕上げ圧延する仕上げ圧延工程であって、前記仕上げ圧延が4つ以上の連続する圧延スタンドで行われ、第一スタンドの圧下率が15%以上であり、仕上げ圧延された鋼板が400℃以下の温度域で巻き取られる仕上げ圧延工程、
得られた熱延鋼板を15%以上45%以下の圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程、
得られた冷延鋼板を10℃/秒以上の平均加熱速度で昇温してAc3以上1000℃以下の温度域で10〜1000秒間保持し、次いで10℃/秒以上の平均冷却速度で70℃以下まで冷却する焼鈍工程、及び
得られた鋼板を200℃以上350℃以下の温度域で100秒以上保持し、次いで2℃/秒以上の平均冷却速度で100℃以下まで冷却する熱処理工程
を含むことを特徴としている。以下、各工程について説明する。
先ず、上で説明した本発明に係る高強度鋼板の化学成分組成を有する溶鋼を鋳造し、粗圧延に供するスラブを形成する。鋳造方法は、通常の鋳造方法でよく、連続鋳造法、造塊法などを採用できるが、生産性の点で、連続鋳造法が好ましい。
スラブを、粗圧延の前に、1000℃以上1300℃以下の溶体化温度域に加熱するのが好ましい。加熱保持時間は特に規定しないが、スラブ中心部まで所定の温度にするために、加熱温度に30分間以上保持することが好ましい。加熱保持時間は、過度のスケールロスを抑制するため、10時間以下が好ましく、5時間以下がより好ましい。鋳造後のスラブの温度が1050℃以上1250℃以下であれば、該温度域に加熱保持せず、そのまま粗圧延に供し、直送圧延又は直接圧延を行ってもよい。
粗圧延におけるリバース圧延の後、仕上げ圧延におけるタンデム圧延の圧下率を大きくすることによって、デンドライト二次アームに起因するSi偏析帯の間隔を狭小化するために、仕上げ圧延は4つ以上の連続する圧延スタンドで行われることが好ましい。仕上げ圧延温度が850℃未満であると、再結晶が十分に起きず、圧延方向に延伸した組織となり、後工程で、延伸組織に起因した板状組織が生成するので、仕上げ圧延温度は850℃以上が好ましい。より好ましくは900℃以上である。一方、仕上げ圧延温度が1050℃を超えると、オーステナイトの微細な再結晶粒が生成しにくくなり、粒界のSi偏析が困難となり、Si偏析帯が扁平となりやすくなる。そのため、仕上げ圧延温度は1050℃以下が好ましい。なお、適正温度であれば、必要に応じて、粗圧延された鋼板を粗圧延工程の後でかつ仕上げ圧延工程の前に加熱してもよい。さらに、仕上げ圧延の第一スタンドの圧下率を15%以上にすると、再結晶粒が多量に生成し、その後の粒界移動によって、Siが均一に分散しやすくなる。このように、粗圧延工程だけでなく、仕上げ圧延工程を限定することによって、扁平なSiのミクロ偏析を抑制できる。なお、仕上げ圧延温度とは、仕上げ圧延開始から仕上げ圧延終了までの鋼板の表面温度を指す。
仕上げ圧延工程において得られた熱延鋼板を、酸洗後、冷間圧延に供し、冷延鋼板とする。マルテンサイトのラスを維持するため、圧下率は15%以上45%以下が好ましい。圧下率が45%を超えるとSi偏析の均一構造が乱れるのでマルテンサイトのラス組織において、ラス間に析出する炭化物が多くなり、ラス内に析出する針状の析出物が減少する。その結果、アスペクト比1:3以上である炭化物の析出が阻害されるため好ましくない。なお、酸洗は、通常の酸洗でよい。
上記冷間圧延工程を経て得られた鋼板に、焼鈍処理を施す。焼鈍温度での加熱は、10℃/秒以上の平均加熱速度で昇温し、Ac3以上1000℃以下の温度域で、10〜1000秒加熱保持とする。この温度範囲と焼鈍時間は、鋼板の全面をオーステナイト変態させるためのものである。保持温度が1000℃超又は焼鈍時間が1000秒超になると、オーステナイト粒径が粗大化し、ラス幅が大きいマルテンサイトになってしまい、靱性が低下する。従って、焼鈍温度はAc3以上1000℃以下、焼鈍時間は10〜1000秒とする。
Ac3=881−335×C+22×Si―24×Mn−17×Ni−1×Cr−27×Cu+41×Mo
本実施形態に係る高強度鋼板は、鉄炭化物等の析出物の析出形態に大きな特徴を有している。このような析出物は、Siを適量含有するスラブをマルテンサイトにした後、加熱により200℃以上350℃以下の温度域で保持されることにより析出する。保持温度が200℃未満であった場合、析出物の長径は0.05μm未満となり、転位セルを抑制できない。これより、保持温度は250℃以上とする。保持温度が350℃超であった場合、析出物が粗大化してしまい、個数密度が小さく、長径が1.00μm超となってしまう。これにより、転位セルを抑制することができない。したがって、保持温度は350℃以下とする。保持時間は100秒以上とする。保持時間が100秒未満だと、安定的に鉄炭化物を析出させることができない。これより、保持時間は100秒以上とする。その後、生産性の観点から、2℃/秒以上の平均冷却速度で100℃以下まで冷却する。
熱処理工程の後、任意選択でスキンパス圧延(調質圧延)を施してもよい。本発明の実施形態に係る高強度鋼板においては、析出物によって転位セルを抑制するため、いくらスキンパス圧延を施しても転位セルが形成されることはなく、焼付硬化性が劣化することはない。ただし、板厚制御が困難になるため、圧下率を2.0%以下とすることが好ましい。更に好ましくは圧下率を1.0%以下とする。
Ac3=881−335×C+22×Si―24×Mn−17×Ni−1×Cr−27×Cu+41×Mo
表3に示すように、実施例1、3〜5、7、10、15、18、20、23、25、28、31及び34では、優れた引張強度、BH及びΔBHを得ることができた。いずれも引張強度が1300MPa以上、BHが180MPa以上、ΔBHが20MPa以下となり、高強度、且つ、焼付硬化性に優れることが示された。なお、これらの実施例に係る高強度鋼板では、析出物、特には鉄炭化物がマルテンサイト中のラス内全面に均一に析出していた。
2 旧オーステナイト粒界
3 ラス組織
4 ラス
5 析出物
Claims (6)
- 質量%で、
C:0.13〜0.40%、
Si:0.500〜3.000%、
Mn:2.50〜5.00%、
P:0.100%以下、
S:0.010%以下、
Al:0.001〜2.000%、
N:0.010%以下
を含有し、残部がFe及び不純物からなり、
面積率で95%以上のマルテンサイトを含有し、残部組織が面積率で5%以下であり、
厚さ方向断面におけるSi濃度の上限値C1(質量%)と下限値C2(質量%)の比C1/C2が1.25以下であり、
長径が0.05μm以上1.00μm以下でアスペクト比1:3以上の析出物を30個/μm2以上の個数密度で有し、
引張強度が1300MPa以上である、高強度鋼板。 - 前記残部組織が存在する場合には、前記残部組織が残留オーステナイトからなる、請求項1に記載の高強度鋼板。
- 更に、質量%で、
Ti:0.100%以下、
Nb:0.100%以下、
V:0.100%以下
の1種又は2種以上を合計で0.100%以下含有する、請求項1又は2に記載の高強度鋼板。 - 更に、質量%で、
Cu:1.000%以下、
Ni:1.000%以下、
Mo:1.000%以下、
Cr:1.000%以下
の1種又は2種以上を合計で1.000%以下含有する、請求項1乃至3のいずれか一項に記載の高強度鋼板。 - 更に、質量%で、
W:0.005%以下、
Ca:0.005%以下、
Mg:0.005%以下
希土類金属(REM):0.010%以下
の1種又は2種以上を合計で0.010%以下含有する、請求項1乃至4のいずれか一項に記載の高強度鋼板。 - 更に、質量%で、B:0.0030%以下を含有する、請求項1乃至5のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
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