JPWO2020208979A1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
本願は、2019年04月11日に、日本に出願された特願2019−075691号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
また、特許文献2には、900MPa以上の引張強さを有し、かつ良好な溶接性を有し、伸びも良好である薄鋼板が開示されている。特許文献2の薄鋼板は、フェライトを面積率で25%以上65%以下、マルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトを面積率で35%以上75%以下、残部組織として前記フェライトおよび前記マルテンサイト以外を面積率合計で20%以下(0%を含む)含み、前記フェライトおよび前記マルテンサイトの平均粒径がそれぞれ5μm以下であり、前記フェライトと前記マルテンサイトとの界面上のSiおよびMnの合計が原子濃度で5%以上である鋼組織を有していると開示されている。
また、特許文献3には、フェライト及びベイナイトを合計で60面積%以上、並びに残留オーステナイトを3面積%以上、20面積%以下含有し、前記フェライト及びベイナイトの平均粒径が0.5μm以上、6.0μm以下、前記残留オーステナイト中のC濃度が0.5質量%以上、1.2質量%以下である鋼組織を有し、鋼板表面から50μm深さ位置における圧延方向に展伸したMn濃化部及びSi濃化部の圧延直角方向の平均間隔が1000μm以下である元素濃度分布を有し、鋼板表面のクラックの最大深さが4.5μm以下であり、かつ、幅6μm以下で深さ2μm以上のクラックの数密度が10個/50μm以下である表面性状を有し、引張強度(TS)が800MPa以上、1200MPa以下、3%以上、8%以下の塑性ひずみ域における加工硬化指数(n3−8)が0.10以上、曲げ性が下記(1)式を満たす機械特性を有する冷延鋼板が開示されている。
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
[2][1]に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量%で、Nb:0.005〜0.075%、V:0.010〜1.000%、Cr:0.05〜1.50%、Ni:0.05〜1.50%、Cu:0.05〜1.50%、Mo:0.03〜1.00%、W:0.030〜1.000%、B:0.0005〜0.0060%、Sn:0.010〜1.000%、Sb:0.005〜0.200%、Ca、Ce、Mg、Zr、La、REMの1種または2種以上の合計:0.0001〜0.0100%、からなる群から選択される1種または2種以上を含有してもよい。
[3][1]または[2]に記載の鋼板では、前記ミクロ組織において、旧オーステナイト粒の平均粒径が5.0μm以下であり、かつ前記旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が2.50以下であってもよい。
[4][1]〜[3]のいずれかに記載の鋼板は、前記ミクロ組織に含まれる前記マルテンサイトが、1.0×1013/m2以上の転位を有してもよい。
[5][1]〜[4]のいずれかに記載の鋼板は、前記表面に亜鉛めっき層が形成されていてもよい。
[6][1]〜[4]のいずれかに記載の鋼板は、前記表面に亜鉛合金めっき層が形成されていてもよい。
[7][5]または[6]に記載の鋼板は、前記亜鉛めっき層または前記亜鉛合金めっき層中のFe含有量が、質量%で、7.0%以上、13.0%以下であってもよい。
[8]本発明の別の態様に係る鋼板の製造方法は、[1]〜[4]に記載の鋼板を製造する方法であって、[1]に記載の化学組成を有する溶鋼を、表面温度で700〜550℃の範囲における平均冷却速度が10℃/時〜75℃/時となるように鋳造して、厚さが100〜500mm以下の鋳片を得る鋳造工程と、前記鋳片を、1200〜1350℃に加熱し、加熱後の前記鋳片を熱間圧延して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、前記熱延鋼板を、100℃以下まで冷却する冷却工程と、前記熱延鋼板を、合計圧下率30〜90%、冷間圧延完了温度が250℃以下となるように冷間圧延して冷延鋼板とする冷間圧延工程と、前記冷延鋼板を、760℃以上、Ac3+20℃以下の焼鈍温度に加熱し、80℃以下まで冷却する焼鈍工程と、を有し、前記熱間圧延工程では、1050℃以上で施す圧下において、式(2)を満たし、合計圧下率を60%以上とし、1050℃未満で施す圧下において、式(3)を満たす圧延条件で施し、前記冷却工程では、前記熱間圧延の完了温度から630℃までの平均冷却速度を20℃/秒以上とし、630〜500℃の温度範囲において、式(4)を満たし、前記焼鈍工程では、前記焼鈍温度への加熱過程において、400〜550℃の温度範囲における平均加熱速度が3.0℃/秒以上であり、550〜Ac1℃の温度範囲において、式(5)を満たし、Ac1〜(Ac1+20)℃の温度範囲において、平均加熱速度が1.0℃/秒以上であり、前記焼鈍温度からの冷却過程において、720〜550℃の温度範囲における平均冷却速度が10℃/秒以上であり、550〜(Ms−80)℃の温度範囲において、式(6)を満たし、Ms〜(Ms−25)℃の温度範囲における平均冷却速度が10℃/秒以上であり、Ms〜80℃の温度範囲において、式(7)を満たす。
式(3)において、Rm+nは、1050℃以上での熱間圧延の総回数nと1050℃未満での熱間圧延の総回数mとを行った際の、1050℃未満の温度域における熱間圧延による組織の微細化挙動を表す指数である。
式(4)において、P13は、630℃から500℃までの温度域における析出の進行度合いを表す指標であり、
式(5)において、A18、A19、A20はいずれも定数であり、[Nb]、[Ti]、[N]は各元素の質量%での含有量を示し、tiは550℃から数えてi番目の温度域における単位秒での滞在時間を示し、E4は、式(4)で得られる値であり、
式(6)において、Ciは、計算開始からi番目の時間範囲における、ベイナイト変態の進行度合いを表す指標であり、Diは、計算開始からi番目の時間範囲における、ベイナイト変態に伴うセメンタイトの生成しやすさを表す指標である。
式(7)において、E6は前記式(6)の中辺の値であり、A25、A26、A27、A28、A29、A30、A31、A32は定数項であり、Msはマルテンサイト変態開始温度であり、Tiはi番目の時間範囲における平均温度である。Ti,minは前記Msに到達してからi番目の時間範囲までのTiのうち、最小の値である。また、[元素記号]は各元素の質量%での含有量を示し、dtは、単位秒での前記マルテンサイト変態開始温度に到達してから80℃に至るまでの経過時間を10等分した時間を示す。
[9][8]に記載の鋼板の製造方法は、前記焼鈍工程において、前記焼鈍温度での保持時間が3.0秒以上、200秒以下であってもよい。
[10][8]または[9]に記載の鋼板の製造方法は、前記焼鈍工程の後に、伸び率が3.00%以下の調質圧延を行う調質圧延工程を含んでもよい。
[11][8]〜[10]のいずれかに記載の鋼板の製造方法は、前記焼鈍工程の冷却過程において、前記冷延鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施してもよい。
[12][8]〜[10]のいずれかに記載の鋼板の製造方法は、前記焼鈍工程の前記冷却過程において、前記冷延鋼板に溶融亜鉛合金めっき処理をしてもよい。
[13][11]または[12]に記載の鋼板の製造方法は、前記焼鈍工程の前記冷却過程において、前記溶融めっき処理後または前記溶融亜鉛合金めっき処理後に合金化処理を施してもよい。
最初に、本実施形態に係る鋼板の成分組成(化学組成)の限定理由について説明する。以下、成分組成に係る%は、質量%を意味する。
Cは、鋼の強度を大きく高める元素である。C含有量が0.050%未満であると、十分な引張強度(最大引張強度)が得られない。そのため、C含有量は0.050%以上とする。引張強度を高めるため、C含有量は、好ましくは0.060%以上、より好ましくは0.070%以上である。
一方、C含有量が0.180%を超えると、熱処理後に多量の残留オーステナイトが生成し、耐衝撃性が十分に改善されない。そのため、C含有量は0.180%以下とする。耐衝撃性を更に向上させるため、C含有量は、0.160%以下が好ましく、0.140%以下がより好ましい。
Siは、鉄系炭化物を微細化し、強度−成形性−耐衝撃性バランスの向上に寄与する元素であるが、Siを過剰に含有させると鋼が脆化する。
Si含有量を0.01%未満に低減すると、マルテンサイト変態の直後から粗大な鉄系炭化物が生成し、耐衝撃性が劣化する。そのため、Si含有量は0.01%以上とする。Siは強度−成形性バランスを特に高めるので、Si含有量を0.05%以上とすることが好ましく、0.10%以上とすることがより好ましい。
一方、特に、Si含有量が1.20%を超えると、破壊の起点として働く粗大なSi酸化物が形成される場合があり、耐衝撃性が劣化する懸念が生じる。そのため、Si含有量は1.20%以下とする。また、固溶Siはフェライトの破壊を促進する元素である。そのため、更に耐衝撃性を高める場合、Si含有量は1.00%以下が好ましく、0.80%以下がより好ましい。
Mnは、鋼の焼入れ性を高めて、強度の向上に寄与する元素である。Mn含有量が0.80%未満であると、焼鈍の冷却過程で軟質な組織が生成して、所要の強度を確保することが難しくなる。そのため、Mn含有量は0.80%以上とする。好ましくは1.00%以上、より好ましくは1.20%以上である。
一方、Mn含有量が3.00%を超えると、鋳造時のMnの偏在により、鋼板内のマクロな均質性が損なわれて耐衝撃性が劣化する。このため、Mn含有量は3.00%以下とする。良好な耐衝撃性を確保する点で、Mn含有量は、2.80%以下が好ましく、2.60%以下がより好ましい。
Alは、脱酸材として機能する元素である。Al含有量が0.005%未満であると、脱酸効果が十分に得られない。そのため、Al含有量は0.005%以上とする。好ましくは0.010%以上、より好ましくは0.020%以上である。
一方、Alは破壊の起点となる粗大な酸化物を形成し、鋼を脆化させる元素でもある。Al含有量が0.600%を超えると、破壊の起点として働く粗大な酸化物が多数生成し、鋳片が割れ易くなる。そのため、Al含有量は0.600%以下とする。成形性と耐衝撃性とのバランスを高めるには、Al含有量は0.450%以下が好ましく、0.300%以下がより好ましい。
Tiは、破壊の起点として働く粗大な介在物を生成するS、N、Oを低減する効果を有する元素である。また、Tiは組織を微細化し、強度−成形性−耐衝撃性バランスを高める効果を有する元素である。これらの効果を得るため、Ti含有量を0.005%以上とする。Ti含有量は、0.010%以上が好ましい。
一方、Ti含有量が過剰になると粗大なTi硫化物、Ti窒化物及び/またはTi酸化物が形成され、却って成形性−耐衝撃性バランスが劣化することがある。この観点から、Ti含有量は0.120%以下とする。また、Tiの含有によって冷間圧延後の加熱中における再結晶が抑制され、未再結晶フェライトが残存して成形性が劣化する場合がある。この観点から、Ti含有量は0.075%以下とすることが好ましく、0.060%以下とすることがより好ましい。
Pは、鋼を脆化させる、また、スポット溶接で生じる溶融部を脆化させる元素である。P含有量が0.050%を超えると、鋼板が脆化して生産工程において割れ易くなる。そのため、P含有量は0.050%以下とする。生産性の観点から、Pは0.035%以下が好ましく、0.020%以下がより好ましい。
P含有量の下限は0%を含むが、P含有量を0.001%未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、0.001%が実質的な下限である。
Sは、Mn硫化物を形成し、延性、穴拡げ性、伸びフランジ性、及び、曲げ性などの成形性や耐衝撃性を損なう元素である。S含有量が0.0080%を超えると、成形性が著しく低下するので、S含有量は0.0080%以下とする。成形性と耐衝撃性とのバランスを高めるため、S含有量は0.0060%以下が好ましく、0.0040%以下がより好ましい。
S含有量の下限は0%を含むが、S含有量を0.0001%未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、0.0001%が実質的な下限である。
Nは、窒化物を形成し、延性、穴拡げ性、伸びフランジ性、及び、曲げ性などの成形性を阻害する元素である。N含有量が0.0125%を超えると、成形性が劣化する。そのため、N含有量は0.0125%以下とする。また、Nは、溶接時に溶接欠陥を発生させて生産性を阻害する元素である。そのため、N含有量は、好ましくは0.0080%以下であり、より好ましくは0.0060%以下である。
N含有量の下限は0%を含むが、N含有量を0.0005%未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、0.0005%が実質的な下限である。
Oは、酸化物を形成し、延性、穴拡げ性、伸びフランジ性、及び、曲げ性などの成形性を阻害する元素である。O含有量が0.0040%を超えると、成形性が著しく低下する。そのため、O含有量は0.0040%以下とする。好ましくは0.0030%以下、より好ましくは0.0020%以下である。
O含有量の下限は0%を含むが、O含有量を0.0001%未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、0.0001%が実質的な下限である。
Nbは、析出物による強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒化強化及び再結晶の抑制による転位強化によって、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Nbは必ずしも含有させなくてよいので、Nb含有量の下限は0%を含むが、Nbの強度向上効果を十分に得るには、Nb含有量は0.005%以上が好ましく、0.010%以上がより好ましい。
一方、Nb含有量が過剰になると、再結晶の抑制によって未再結晶フェライトが残存し、成形性が劣化する。そのため、Nb含有量を0.075%以下とする。成形性の観点からは、Nb含有量は好ましくは0.050%以下であり、より好ましくは0.040%以下である。
Vは、析出物による強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒化強化及び再結晶の抑制による転位強化によって、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Vは必ずしも含有させなくてよいので、V含有量の下限は0%を含むが、V含有による強度向上効果を十分に得るには、V含有量は、0.010%以上が好ましく、0.030%以上がより好ましい。
一方、V含有量が1.000%を超えると、炭窒化物が多量に析出して、成形性が低下する。そのため、V含有量は、1.000%以下とする。好ましくは0.200%以下である。
Crは、鋼の焼入れ性を高め、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Mnの一部に替わり得る元素である。Crは必ずしも含有させなくてよいので、Cr含有量の下限は0%を含むが、Cr含有による強度向上効果を十分に得るには、Cr含有量は、0.05%以上が好ましく、0.20%以上がより好ましい。
一方、Cr含有量が1.50%を超えると、破壊の起点として働きうる粗大なCr炭化物が形成される懸念がある。そのため、Cr含有量は1.50%以下とする。好ましくは0.80%以下である。
Niは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Mnの一部に替わり得る元素である。Niは必ずしも含有させなくてよいので、Ni含有量の下限は0%を含むが、Ni含有による強度向上効果を十分に得るには、Ni含有量は、0.05%以上が好ましく、0.20%以上がより好ましい。
一方、Ni含有量が1.50%を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ni含有量は1.50%以下とする。好ましくは1.00%以下である。
Cuは、微細な粒子で鋼中に存在し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、C及び/又はMnの一部に替わり得る元素である。Cuは必ずしも含有させなくてよいので、Cu含有量の下限は0%を含むが、Cuによる強度向上効果を十分に得るには、Cu含有量は、0.05%以上が好ましく、0.15%以上がより好ましい。
一方、Cu含有量が1.50%を超えると、溶接性が低下する。そのため、Cu含有量は1.50%以下とする。好ましくは0.80%以下である。
Moは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、C及び/又はMnの一部に替わり得る元素である。Moは必ずしも含有させなくてよいので、Mo含有量の下限は0%を含むが、Mo含有による強度向上効果を十分に得るためには、Mo含有量は、0.03%以上が好ましく、0.06%以上がより好ましい。
一方、Mo含有量が1.00%を超えると、熱間加工性が低下して生産性が低下する。そのため、Mo含有量は、1.00%以下とする。好ましくは0.50%以下であり、より好ましくは0.30%以下である。
Wは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、C及び/又はMnの一部に替わり得る元素である。Wは必ずしも含有させなくてよいので、W含有量の下限は0%を含むが、Wの強度向上効果を十分に得るには、W含有量は、0.030%以上が好ましく、0.100%以上がより好ましい。
一方、W含有量が1.000%を超えると、熱間加工性が低下して生産性が低下する。そのため、W含有量は1.000%以下とする。好ましくは0.600%以下である。
Bは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Mnの一部に替わり得る元素である。Bは必ずしも含有させなくてよいので、B含有量の下限は0%を含むが、B含有による強度向上効果を十分に得るには、B含有量は、0.0005%以上が好ましく、0.0010%以上がより好ましい。
一方、B含有量が0.0060%を超えると、B析出物が生成し、却ってBの効果が低下する。そのため、B含有量は0.0060%以下とする。B析出物の生成を抑制し、Bの効果を有効に得るには、B含有量を0.0035%以下とすることが好ましい。
Snは、結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Snは必ずしも含有させなくてよいので、Sn含有量の下限は0%を含むが、Sn含有による効果を十分に得るには、Sn含有量は、0.010%以上がより好ましい。
一方、Sn含有量が1.000%を超えると、鋼板が脆化し、圧延時に破断することがあるので、Sn含有量は1.000%以下とする。
Sbは、結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Sbは必ずしも含有させなくてよいので、Sb含有量の下限は0%を含むが、Sb含有による効果を十分に得るには、Sb含有量は、0.005%以上が好ましい。
一方、Sb含有量が0.200%を超えると、鋼板が脆化し、圧延時に破断することがあるので、Sb含有量は0.200%以下とする。
Ca、Ce、Mg、Zr、La、REMは、成形性の向上に寄与する元素である。Ca、Ce、Mg、Zr、La、REMの1種又は2種以上の合計含有量の下限は0%を含むが、成形性向上効果を十分に得るには、これらの元素の含有量は、合計で0.0001%以上が好ましく、0.0010%以上がより好ましい。
一方、Ca、Ce、Mg、Zr、La、REMの1種又は2種以上の含有量の合計が0.0100%を超えると、延性が低下する恐れがある。そのため、上記元素の含有量は、合計で0.0100%以下とする。好ましくは0.0050%以下である。
REM(Rare Earth Metal)は、ランタノイド系列に属する元素群のうち、個別に特定するLa、Ceを除く元素群を意味する。これらは、多くの場合、ミッシュメタルの形態で添加するが、La、Ceの他に、ランタノイド系列の元素を不可避的に含有していてもよい。
本実施形態に係る鋼板の成分組成において、上記元素を除く残部は、Fe及び不純物である。不純物は、鋼原料から及び/又は製鋼過程で不可避的に混入する元素である。また、不純物の例として、H、Na、Cl、Sc、Co、Zn、Ga、Ge、As、Se、Y、Zr、Tc、Ru、Rh、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Te、Cs、Ta、Re、Os、Ir、Pt、Au、Pb、Bi、Poが挙げられる。不純物は、合計で0.100%以下含んでもよい。
本実施形態に係る鋼板は、表面から板厚方向に板厚tの1/8の位置((1/8)t)〜表面から板厚方向に板厚tの3/8の位置((3/8)t)の範囲におけるミクロ組織を規定する。その理由として、表面から板厚方向に板厚の1/4の位置((1/4)t)の位置を中心とする上記範囲のミクロ組織が、鋼板の代表的な組織であり、鋼板の機械特性との相関が強いからである。
また、ミクロ組織における下記組織の割合は、いずれも体積分率である。
フェライトは、成形性と耐衝撃性とに優れた組織であり、本実施形態に係る鋼板では10%以上のフェライトを含む必要がある。成形性を高めるため、フェライトの体積分率は17%以上とすることが好ましく、25%以上とすることがより好ましい。
一方、フェライトは強度の低い組織であり、フェライトの体積分率が過度に高まると、鋼板の強度を十分に得るために残余の部位の強度を過剰に高める必要がある。この場合、却って成形性および/または耐衝撃性が損なわれる。この観点から、フェライトの体積分率は75%以下に制限する。フェライトの体積分率は65%以下とすることが好ましく、50%以下とすることがより好ましい。
未再結晶フェライトは内部に冷間圧延等によって導入されたひずみが残存したフェライトであり、通常のフェライトと比べて強度は高いが、延性および耐衝撃性は劣位である。よって、本実施形態に係る鋼板において、フェライトに占める未再結晶フェライトの割合は25%以下に制限する。フェライトに占める未再結晶フェライトの割合は20%以下とすることが好ましく、15%以下であることがより好ましい。成形性を高めるには、未再結晶フェライトが含まれないことが更に好ましい。
マルテンサイトは強度を高める組織であり、本実施形態に係る鋼板において体積分率で20%以上含まれる必要がある。強度を高めるにはマルテンサイト(焼戻しマルテンサイトを含む)の体積分率を高めることが効果的である。そのため、マルテンサイトの体積分率は、30%以上とすることが好ましく、40%以上とすることがより好ましい。
一方、マルテンサイトの体積分率を過剰に高めると、成形性が劣化する。そのため、マルテンサイトの体積分率は90%以下に制限する。成形性を高めるには、マルテンサイトの体積分率は75%以下とすることが好ましく、65%以下とすることがより好ましい。
残留オーステナイトは鋼板の強度−延性バランスを向上させる組織であるが、一方で、破壊の起点として働いて耐衝撃性を低下させる組織でもある。そのため、本実施形態に係る鋼板ではその体積分率を5%以下に制限する。残留オーステナイトの体積分率は3%以下とすることが好ましく、ミクロ組織に含まれなくても構わない。
ベイナイトおよびベイニティックフェライトは、フェライトとマルテンサイトとの間の強度−成形性バランスを有する組織であり、両者を体積分率の合計で50%以下含んでも構わない(含まなくても構わない)。特に、強度−成形性バランスの観点から、ミクロ組織中の組織間強度差を低減する場合、一方または両方を、体積分率の合計で、5〜40%含むことが好ましく、10〜30%含むことがより好ましい。
パーライトは強度と成形性とのバランスを損なう組織であり、その体積分率は5%以下に制限する。強度−成形性バランスを高めるため、その体積分率は3%以下とすることが好ましく、含まないことが最も好ましい。
本実施形態に係る鋼板から、鋼板の圧延方向に平行、かつ、鋼板表面に垂直な断面を観察面とする試験片を採取する。試験片の観察面を研磨した後、ナイタールエッチングし、板厚の表面から(1/8)t(t:板厚)〜(3/8)t(t:板厚)の領域において、1以上の視野にて、合計で2.0×10−9m2以上の面積を電界放射型走査型電子顕微鏡(FE−SEM:Field Emission Scanning Electron Microsope)で観察し、組織の形態(結晶粒の形状、結晶粒内の亜粒界、炭化物の生成状態など)に基づいて各組織を同定し、その面積分率(面積%)を測定し、この面積分率を以て体積分率(体積%)とみなす。これにより、フェライト、未再結晶フェライト、ベイナイト、ベイニティックフェライト、マルテンサイト、そしてMA(マルテンサイトと残留オーステナイトの両方、ないし、いずれか一方よりなる領域)の体積分率を得る。複数の視野を観察する場合、各視野で解析する面積はそれぞれ4.0×10−10m2以上とする。また、体積分率の解析は、各視野においてポイントカウンティング法によって行い、圧延方向に平行に15本、同じく垂直に15本の線を引き、それらの線からなる225個の交点において組織を判別する。
本実施形態に係る鋼板のミクロ組織中の残留オーステナイトの体積分率は、X線回折法によって解析する。上記試験片の板厚の表面から(1/8)t(t:板厚)〜(3/8)t(t:板厚)の領域において、鋼板表面に平行な面を鏡面に仕上げ、X線回折法によってFCC鉄の面積分率を解析する。その面積分率を以て残留オーステナイトの体積分率とする。また、得られた残留オーステナイトの体積分率を、観察によって求めたMAの体積分率から引くことでMAに含まれるマルテンサイトの体積分率が得られる。MAに含まれるマルテンサイトと、FE−SEMでの観察によってマルテンサイトと判別された体積分率との合計を、マルテンサイトの体積分率として採用する。ただし、上記の測定方法において、単独で析出したセメンタイト、炭化物は体積分率に含めない。
マルテンサイトは高い強度を有する組織であるが、脆い組織であり、その内部構造を制御して耐衝撃性を高める必要がある。脆性破壊は、塑性変形が起こりづらい場合に発生するので、マルテンサイトの内部に微細な炭化物を生成させて局所的に脆性クラックを発生させ、それを塑性変形の起点とし、マルテンサイトの塑性変形を効率的に誘発することで、マルテンサイトにおける脆性破壊の発生を抑制することができる。塑性変形の起点として、セメンタイトが有効である。一方、局所的な脆性クラックを発生させるセメンタイトが粗大である場合、脆性クラックの先端における応力集中度合が大きく、マルテンサイトにおける脆性破壊を却って助長する。以上の観点から、本実施形態に係る鋼板において、マルテンサイトは下記式(1)を満たすセメンタイトを含むものとする。式(1)は、マルテンサイトの内部において、脆性クラックを発生させやすい粗大なセメンタイトについて、そのクラックの発生しやすさを指標とするものである。
すなわち、前述の各組織の面積分率の測定と同じ観察面の、試験片の板厚の表面から(1/8)t〜(3/8)tの領域において、FE−SEMによって倍率3000倍での観察を行い、任意のマルテンサイト中の10個以上のセメンタイトについて、短径および長径を測定する。セメンタイト粒子の長径と短径の積から平方根を取った値を円相当径とし、セメンタイト粒子の長径を短径で除した値をアスペクト比とする。
マルテンサイトの塑性変形が開始した後、ボイドの形成を抑制しつつ塑性変形を伝播させるため、マルテンサイト内にセメンタイト以外の鉄系遷移炭化物(ε炭化物、η炭化物、χ炭化物)を生成させる。これらの炭化物は周囲のbcc鉄と整合性が良く、その周辺ではボイドが発生しづらいが、周囲のbcc鉄とは物性が異なり、その周辺では塑性変形が惹起されやすい。以上の観点から、本実施形態に係る鋼板におけるマルテンサイトは1.0×1013個/m3以上の遷移炭化物を有する必要がある。遷移炭化物の密度が高いほど塑性変形を伝播させることが容易となり、脆性破壊の発生および伝播が抑制されることから、遷移炭化物の密度は3.0×1013個/m3以上とすることが好ましく、5.0×1013個/m3以上とすることがより好ましい。遷移炭化物の密度の上限は特に規定しないが、1.0×1022個/m3超とするには、多量の炭素をマルテンサイトになる前の母相オーステナイトに溶け込ませる必要がある。この場合、マルテンサイト変態時にそのオーステナイトの一部が変態せずに残留オーステナイトとなる懸念があることから、遷移炭化物の密度は1.0×1022個/m3以下とすることが好ましい。
マルテンサイトにおける破壊クラックの発生および伝播を抑制するには、マルテンサイトが生成する母相オーステナイト粒(鋼板となった場合には旧オーステナイト粒として観察される)を微細にすることが効果的である。母相オーステナイト粒(旧オーステナイト粒)の平均粒径は5.0μm以下であることが好ましく、3.5μm以下であることがより好ましい。また、破壊の伝播を抑制するには、母相オーステナイト粒が等方的であるほうが好ましく、母相オーステナイト粒(旧オーステナイト粒)の平均アスペクト比は2.50以下であることが好ましく、1.75以下であることがより好ましい。
旧オーステナイトの粒径およびアスペクト比は、前記のFE−SEMによる体積分率の測定を行った視野において、ミクロ組織から無作為に10個以上の母相オーステナイト粒(旧オーステナイト粒)を選定し、その観察面における長径および短径を測定し、個々の粒における粒径(=√(長径×短径))およびアスペクト比(=長径/短径)を求め、選定したすべての粒における粒径およびアスペクト比の単純平均をもって決定する。
円相当径が10μm以上の粗大介在物は、脆性破壊の起点として強く働き、鋼板の耐衝撃性を大きく損なう。そのため、上記のような粗大介在物の個数密度を0.50個/mm2以下に制限する。粗大介在物の個数密度は低いほど好ましく、0.33個/mm2以下とすることが好ましい。ここでの介在物とは、硫化物(MnS、TiSなど)および酸化物(Al2O3、SiOなど)、並びに窒化物の単独あるいは複合してなる物である。
本実施形態に係る鋼板は、耐衝撃性を高めるため、鋼板内部のマクロな均質性を高めている。具体的には、表面から板厚方向に板厚の1/4の位置の表面と平行な面において、ビッカース硬さ測定値の最大値Hvmaxと最小値Hvminとの比(HVmax/HVmin)を1.40以下とする。この比は小さいほど好ましく、耐衝撃性の観点から、1.32以下とすることが好ましく、1.25以下とすることがより好ましい。
また、硬さの偏差が小さくとも、その偏差が鋼板の内部で長周期に生じている場合、広範囲に付与されたひずみが鋼板の低強度の部位に集中するため、偏差の生じる周期を短くする必要がある。具体的には、同測定面において、ビッカース硬さの分布マップを作成したとき、ビッカース硬さのピーク(周囲の全ての測定点と比べて硬さが高い測定点)の同士の平均間隔を1.00mm以下とする。ピーク同士の間の平均距離は小さいほど好ましく、0.85mm以下とすることが好ましく、0.70mm以下とすることがより好ましい。
また、硬さのピークは、上記600点の測定点のうち、最外周部に有る96点を除いた504点について、各測定点に隣接する4点との硬さ測定値との大小を比較し、その測定点における硬さが最大となる点(隣接する4点よりも硬さが大きい点)をピークとして判断する。ピーク間の平均距離は、ピークをマッピングして各ピークにおける最近接ピークとの距離を測定し、その平均値を以てピーク間の平均距離と判断する。
本実施形態に係る鋼板の片面又は両面に形成するめっき層は、亜鉛めっき層、又は、亜鉛を主成分とする亜鉛合金めっき層が好ましい。亜鉛合金めっき層は、合金成分として、Niを含むものが好ましい。
亜鉛めっき層が、電気亜鉛めっき層の場合、めっき層のFe量は、耐食性の向上の点で、0.5質量%以下が好ましい。
一方、板厚が5.0mmを超えると、製造過程で、適正なひずみ付与および温度制御を行うことが困難となり、均質な組織が得られない場合がある。そのため、板厚は5.0mm以下が好ましい。より好ましくは4.5mm以下である。
本実施形態に係る鋼板は、製造方法に依らず、上記の特徴を有していればその効果が得られるが、以下の工程を含む製造方法によれば安定して製造できるので好ましい。
(I)所定の化学組成を有する溶鋼を、表面温度で700〜550℃の範囲における平均冷却速度が10℃/時〜75℃/時となるように鋳造して、厚さが100〜500mm以下の鋳片を得る鋳造工程、
(II)前記鋳片を、1200〜1350℃に加熱し、加熱後の前記鋳片を熱間圧延して熱延鋼板とする熱間圧延工程、
(III)前記熱延鋼板を、室温まで冷却する冷却工程、
(IV)前記熱延鋼板を、合計圧下率30〜90%、圧延完了温度が250℃以下で冷間圧延して冷延鋼板とする冷間圧延工程、
(V)前記冷延鋼板を、760℃以上、Ac3+20℃以下の焼鈍温度に加熱し、80℃以下まで冷却する焼鈍工程。
以下、各工程について好ましい条件を説明する。
本実施形態に係る鋼板を製造するには、まず、上述した本実施形態に係る鋼板が有する化学成分(成分組成)と同じ組成を有する鋳片を鋳造する。熱間圧延に供する鋳片は、製造コストの観点から連続鋳造によって生産することが好ましいが、その他の鋳造方法(例えば造塊法)で生産しても構わない。鋳片の厚さは、熱間圧延工程において適正なひずみ量を与えるため、100mm以上500mm以下とし、150mm以上350mm以下とすることが好ましい。鋳片の厚さが100mm未満であると、適正なひずみ量を付与した後の鋼板が薄くなりすぎ、平坦な形状を得ることが難しい。一方、鋳片の厚さが500mmを超えると、鋳片の冷却中に鋳片が割れるリスクがある。
鋳造工程では、鋳片の冷却過程において、その表面温度が700℃に達してから550℃に到達するまでの平均冷却速度を10℃/時〜75℃/時とする。当該温度範囲では、鋳片内部において相変態に伴う元素の偏在が進むので、平均冷却速度が10℃/時未満であると、偏析が過度に進行して最終的に得られる鋼板における最大硬さと最小硬さとの比が大きくなり、耐衝撃性が劣化する。この観点から、当該温度域における平均冷却速度を10℃/時以上とすることが好ましく、13℃/時以上とすることが更に好ましい。
一方、表面温度が700℃に達してから550℃に到達するまでの平均冷却速度が75℃/時超であると、偏析が十分に進行せず、周期の大きな濃度変動が鋼板の強度変動に与える影響が大きくなり、最終的に得られる鋼板における硬さピーク間の平均距離が大きくなり、耐衝撃性が劣化する。この観点から、平均冷却速度を75℃/時以下とすることが好ましく、65℃/時以下とすることがより好ましく、30℃/時以下とすることがさらに好ましい。
鋳片は、更に冷却を進めて一旦常温まで冷却しても構わないが、加熱に必要なエネルギーを削減できるため、高温のまま直接熱間圧延に供しても構わない。
続いて、鋳片に熱間圧延を施す。まず、鋳片を1200℃以上の温度まで加熱する。鋳片の加熱温度が低いと、鋳片中の粗大な炭窒化物に起因する局所的な元素濃化部位が生じ、最終的に得られる鋼板における最大硬さと最小硬さとの比が大きくなる。また、以降の熱間圧延をより高温で行い、鋼板のマクロな均質性を高めるため、鋳片の加熱温度は1220℃以上とすることが好ましい。一方、鋳片の加熱温度が1350℃を超えると、組織が粗大となり、以降の熱間圧延による鋼板内部の均質化の効果が損なわれる。そのため、鋳片の加熱温度は1350℃以下とし、1320℃以下とすることが好ましい。
また、最高加熱温度から1050℃までの間の熱間圧延は、鋼板内部の均質化を十分に進めるため、下記の式(2)を満たす必要がある。
式(2)における記号について説明する。nは最高加熱温度から鋼板の温度が1050℃に達するまでの圧延回数である。1回目からn回目の圧延それぞれについて、A1項以降の式を計算し、その総和が式(2)の左辺の値となる。A1、A2、およびA3は定数項であり、それぞれ、1.53×102、1.60×104、2.31×104、である。[元素記号]([Nb]、[Ti]、[N]、[B])は各元素の含有量[質量%]を表す。Tiはi番目の圧延を施した温度[℃]である。T’iはi番目の圧延を施した温度Tiと、i+1回目の圧延を施した温度Ti+1との平均温度[℃]である。但し、T’nはn番目の圧延を施した温度Tnと1050℃との平均温度とする。hiはi番目の圧延を施して得られる鋼板の厚さ[mm]を表す。h0は加熱した鋳片の厚さとする。tiはi番目の圧延を施してからi+1番目の圧延を施すまでの経過時間[秒]とする。tnはn番目の圧延を施してから鋼板温度が1050℃になるまでの経過時間とする。
式(3)における記号について説明する。nは1050℃以上での熱間圧延の総回数である。mは1050℃未満での熱間圧延の総回数である。jは1050℃未満で施す圧延について、1050℃未満で何回目の圧延に当たるかを示す。hn+j[mm]、Tn+j[℃]、T’n+j[℃]、tn+j[秒]は、それぞれ式(2)における記号と同じ意味を有する。T’n+mは、1050℃未満でのm番目の熱間圧延における圧延温度と800℃との平均温度とする。また、tn+mは1050℃未満でのm番目の熱間圧延が完了してから鋼板温度が800℃に至るまでの経過時間とする。E2は、式(2)の左辺の値を表す。[元素記号]([Nb]、[Ti]、[N]、[B]、[Mo]、[C])は各元素の含有量[質量%]を表す。A4、A5、A6、A7、A8は定数であり、それぞれ、5.86×100、5.00×10−1、3.37×104、6.44×104、1.35×104、である。
上記式では、まず式(2)の結果を基にRnを計算し、1050℃未満での熱間圧延について、1回目の圧延についてRn+1を計算し、続いてRn+2を計算し、順次計算を行って得られるRn+m(Rm+n)について、式(3)を満たすかを求める。
式(3)の左辺の値が10.00より大きいと、熱間圧延後の組織が粗大となり、熱間圧延後の相変態に伴って炭素が偏在して粗大なセメンタイトが生成し、最終的に得られる鋼板において所望の組織が得られない。Ti炭化物を微細化して冷間圧延後の再結晶を効果的に進める場合、1050℃未満での圧下は式(3)の左辺の値が7.50以下となる条件で施すことが好ましく、5.00以下となる条件で施すことがより好ましい。式(3)の左辺の値の下限は特に設定しないが、0.50未満とするには鋼板を過剰に薄くする必要があり、熱間圧延後の鋼板の形状が崩れる。そのため、0.50以上とすることが好ましい。生産コストの観点からは、式(3)の左辺の値の下限は1.50以上とすることが更に好ましい。
熱間圧延の完了温度は、式(3)を満たす範囲で選定すればよいが、800℃未満では圧延反力が大きくなり、鋼板の形状が劣化する懸念がある。そのため、800℃以上とすることが好ましい。また、圧延完了温度を1000℃超として式(3)を満たすには鋼板の再加熱が必要となり、生産コストが増大する。そのため、圧延完了温度は1000℃以下とすることが好ましい。
熱間圧延完了後は熱間圧延の完了温度〜630℃までの平均冷却速度が20℃/秒以上、かつ、630〜500℃の温度範囲において、式(4)を満たすように100℃以下(例えば室温)まで冷却する。
熱間圧延の完了温度〜630℃までの平均冷却速度が20℃/秒未満であると、熱間圧延後の相変態に伴って炭素が偏在して粗大なセメンタイトが生成し、最終的に得られる鋼板において所望の組織が得られない。また、鋼板のマクロな均質性もこの温度域での相変態によって損なわれる。そのため、耐衝撃性をより高める場合、熱間圧延の完了温度〜630℃までの平均冷却速度は30℃/秒以上であることが好ましい。平均冷却速度の上限は特に設定しないが、200℃/秒を超える冷却速度を得るには特殊な冷媒を要するので、生産コストの観点から、平均冷却速度は200℃/秒以下とすることが好ましい。
本実施形態における、平均冷却速度および平均加熱速度とは、設定する範囲の始点と終点との温度差を、始点から終点までの経過時間で除した値とする。
式中の符号について説明する。A9、A10、A11、A12、A13、A14、A15、A16、A17は定数であり、それぞれ3.70×1012、3.93×104、1.93×100、1.00×107、9.09×10−2、2.80×10−3、2.54×104、4.12×10−2、3.03×104である。[元素記号]([C]、[Mn]、[Si]、[Cr]、[Ni]、[Al]、[Nb]、[B]、[Mo]、[Ti]、[N])はそれぞれの元素の含有量[質量%]である。E3は、前述の式(3)の左辺の値である。
(25−200[C]−27[Mn]−14[Cr]−12[Ni]+18[Al])の項が負となる場合は、同項は0として計算する。
続いて、630℃から(630−10×i)℃までの温度域における領域における析出の進行度合いの評価指標Piを計算する。上述のi=1における計算を行った後、その結果を用いて、i=2の場合、i=3の場合と順に計算を行う。iが2以上の場合の指標Piは下記のように定義する。
一方、P13を過度に高めると、セメンタイトが粗大化し、冷間圧延後の熱処理を経ても、溶解せずに残存する懸念がある。このことから、P13を1.00×10−7以下に制限する。セメンタイトの不要な粗大化を避けるため、P13は7.50×10−8以下とすることが好ましく、6.00×10−8以下とすることがより好ましい。冷間圧延を施す前であれば、鋼板の温度が500℃を下回ってから、再度500℃以上まで再加熱しても構わない。
続いて、室温まで冷却した鋼板に酸洗処理を施し、続けて冷間圧延を施す。冷間圧延における合計圧下率は30%以上、90%以下とする。冷間圧延における合計圧下率が30%未満では、その後の熱処理における再結晶の進行が不十分となり、未再結晶フェライトが残存する。また、組織を微細化して強度−成形性−耐衝撃性バランスを高める観点から、合計圧下率は40%以上であることが好ましく、50%以上であることがより好ましい。
一方、冷間圧延における合計圧下率が90%を超えると、鋼板の異方性が高まり、成形性が劣化する。成形性を高める観点からは、鋼板の異方性を低減するために、合計圧下率は80%以下であることが好ましく、70%以下であることがより好ましい。
冷間圧延において、鋼板の温度は加工発熱により上昇する。鋼板の温度が過剰に高まると、加工ひずみの蓄積が十分に進まず、再結晶の進行が阻害される場合がある。このため、冷間圧延の完了時点における鋼板の温度(冷間圧延完了温度)が250℃以下となるよう、圧下率およびパス間時間を制御する。成形性の観点から、再結晶を効率的に進めるには、冷間圧延の完了温度は200℃以下であることが好ましい。
[加熱過程]
続いて、冷間圧延後の鋼板(冷延鋼板)に熱処理(焼鈍)を行う。最初に最高加熱温度(焼鈍温度)まで加熱するが、その過程では加熱速度を制御し、再結晶を進める。400℃から550℃における平均加熱速度が3.0℃/秒未満であると、鋼板中の転位の回復が過剰に進行し、再結晶が抑制されるので、400〜550℃の温度域における平均加熱速度は3.0℃/秒以上とする。平均加熱速度の上限は特に設定しないが、生産コストの観点から、200℃/秒以下とすることが好ましい。
続いて、550℃からAc1(℃)までの加熱において、温度履歴が式(5)を満たすように加熱する。
式(5)の中辺の値が1.00未満では、十分に再結晶が進行せず、成形性が劣化する。そのため、式(5)の中辺の値を1.00以上とする。成形性を高めることを目的として再結晶を十分に進めるには、式(5)の中辺の値は1.25以上とすることが好ましく、1.50以上とすることがより好ましい。一方、550℃からAc1までの温度域ではセメンタイトの減数成長が進む。式(5)の中辺の値が10.00を超えると、最終的に得られる鋼板に粗大なセメンタイトが残存するので、式(5)の中辺の上限を10.00とする。セメンタイトの粗大化を防ぐには、式(5)の中辺の値は7.00以下とすることが好ましく、5.00以下とすることがより好ましい。
一方、Ac1からAc1+20℃の温度域の平均加熱速度が速いと、セメンタイトが溶け残りやすくなり、耐衝撃性が劣化する。そのため、平均加熱速度は50℃/秒以下とし、30℃/秒以下とすることが好ましく、15℃/秒以下とすることがより好ましい。
Ac1+20℃から最高加熱温度までの加熱速度は特に規定しないが、オーステナイトを等方的に成長させるため、5.0℃/秒以下であることが好ましい。
一方、焼鈍温度がAc3+20℃を超えると、その後の冷却過程においてフェライトが生成するものの、フェライトの生成サイトがMn等の偏析によって偏るので、鋼板のマクロな均質性が損なわれる。よって、焼鈍温度はAc3+20℃以下とする。フェライト分率を高めて成形性を高める場合、焼鈍温度はAc3(℃)以下であることが好ましく、Ac3−20℃以下であることがより好ましい。
焼鈍温度における保持時間、すなわち、冷延した鋼板の加熱過程で最高加熱温度−10℃に到達してから、最高加熱温度(焼鈍温度)を経て再び最高加熱温度−10℃に到達するまでの時間は3.0秒以上とすることが好ましい。保持時間が過度に短いと、鋼板の内部における温度が十分に均質とならず、硬さの変動が大きくなって耐衝撃性が劣化する。この観点から、保持時間は10.0秒以上とすることがより好ましく、25.0秒以上とすることがさらに好ましい。保持時間の上限は特に設定しないが、200秒を超えて保持しても、鋼板のマクロな均質性はそれ以上高まらないことから、生産コストを鑑みて200秒以下とすることが好ましい。
最高加熱温度まで加熱し、保持時間を確保した後、冷却を施す。
冷却過程では、720〜550℃の温度範囲における平均冷却速度が10℃/秒以上であり、550〜(Ms−80)℃の温度範囲において、式(6)を満たし、Ms〜(Ms−25)℃の温度範囲における平均冷却速度が10℃/秒以上であり、Ms〜80℃の温度範囲において、式(7)を満たすように冷却を行う。
式(6)は、鋼板温度が550℃に到達した時点を起点とし、マルテンサイト変態開始温度(Ms)−80℃に到達した時点を終点として、その間の温度履歴を経過時間に対して10等分し、それぞれの時間範囲において計算を行う。
ベイナイト変態開始温度(Bs)[℃]、および、マルテンサイト変態開始温度(Ms)[℃]は、下記の式を用いて求める。
Ciは、計算開始からi番目の時間範囲における、ベイナイト変態の進行度合いを表す指標である。A21、A22は定数であり、それぞれ3.95×100、7.15×103である。Bsはベイナイト変態開始温度[℃]である。Tiは当該時間範囲における平均温度[℃]である。[元素記号]([C]、[Si])は各成分の含有量[質量%]を示す。tiは各時間範囲における経過時間[秒]である。TiがBsを上回る場合、(Bs−Ti)項は0とする。また、C0は0とする。
Diは、計算開始からi番目の時間範囲における、ベイナイト変態に伴うセメンタイトの生成しやすさを表す指標である。A23、A24は定数であり、それぞれ、4.03×10−12、3.40×10−1である。Tiは当該時間範囲における平均温度[℃]である。[元素記号]([Si]、[Al]、[Mo]、[Cr])は各成分の含有量[質量%]を示す。tiは各時間範囲における経過時間[秒]である。
式(6)の中辺はCiとDiの積の総和であり、式(6)の中辺の値が−2.00を下回る場合、未変態のオーステナイトに過剰に固溶炭素が蓄積し、室温まで冷却しても変態が完了せず、多量の残留オーステナイトを含む組織が形成され、耐衝撃性が劣化する。一方、式(6)の中辺の値が2.00を超えると、セメンタイトが過剰に生成して未変態オーステナイトからのベイナイト変態が過剰に進むため、十分な量のマルテンサイトが得られず、強度が低下する。以上の観点から、該温度域における温度履歴は式(6)を満たすものとする。式(6)の中辺の値は−1.30以上、1.30以下であることが好ましく、−0.80以上、0.80以下であることがより好ましい。
550℃からMs−80℃までの冷却過程において、式(6)を満たす温度履歴の範囲において、この間に鋼板に溶融亜鉛めっき処理あるいは溶融亜鉛合金めっき処理を施しても構わない。この際、めっき浴への浸漬前に鋼板を再加熱しても構わない。更に、式(6)を満たす温度履歴の範囲であれば、めっき処理後の鋼板を更に加熱し、めっき層の合金化処理を施しても構わない。
式(7)の中辺の値が0.00未満では、遷移炭化物の生成に十分な時間が得られないか、あるいは、セメンタイトの生成が優先される温度条件であるので、遷移炭化物の生成が過度に抑制され、十分な遷移炭化物が得られない。そのため、式(7)の中辺の値が0.00以上となるように冷却する。好ましくは0.20以上、より好ましくは0.40以上である。
一方、式(7)の中辺の値が3.00超では、遷移炭化物の一部からセメンタイトが生成し、遷移炭化物が減少して、十分な遷移炭化物が得られない。式(7)の中辺の値は2.50以下であることが好ましく、2.20以下であることが更に好ましい。
冷却終了後に、圧下率が3.00%以下の調質圧延を施しても良い。調質圧延を施すことで、マルテンサイトの内部に可動転位が導入され、その塑性変形は促進される。ただし、調質圧延の圧下率が3.00%超であると、塑性変形量が過大となり、均一伸びが大きく劣化するので、好ましくない。
熱処理中の雰囲気を制御し、鋼板の表面を改質しても構わない。例えば、脱炭雰囲気で加熱処理することで、鋼板表層部が適度に脱炭された曲げ性に優れた鋼板が得られる。
表1A、表1Bの残部はFe及び不純物である。
表2A〜表2Dにおいて、「冷却速度1」は鋳片の冷却過程において、鋳片表面の温度が700〜550℃における平均冷却速度を示す。熱間圧延工程における「冷却速度2」は熱間圧延完了から630℃までの間における平均冷却速度を示す。
表3A〜表3Dにおいて、「加熱速度1」は、400〜550℃における平均加熱速度を示す。「加熱速度2」は、Ac1〜(Ac1+20)℃における平均加熱速度を示す。「冷却速度3」は720〜550℃における平均冷却速度を示す。「冷却速度4」はMs〜(Ms−25)℃における平均冷却速度を示す。
引張試験は、JIS Z 2241(2011)に記載の5号試験片を作製し、引張軸を鋼板の幅方向として、JIS Z 2241(2011)に従って行う。引張試験における引張強度が900MPa以上であることを前提として、引張強度(最大公称応力(TS:Tensile Strength))と均一伸び(UEL:Uniform Elongation)との値が下記の式(8)を満たす場合に、強度−成形性バランスに優れると判断する。
0.2%耐力を引張最大強度で除した降伏比が0.90以下の場合には、プレス成形時のスプリングバックが小さくなるため、より好ましいと判断する。
実験例93は、C含有量が少ない例であり、十分な量のマルテンサイトが得られない。その結果、十分な引張強度が得られない。
実験例94は、C含有量が過剰な例であり、残留オーステナイトが過剰に存在する。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
実験例95は、Si含有量が過剰な例であり、粗大介在物の密度が大きい。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
実験例96は、Mn含有量が少ない例であり、十分な量のマルテンサイトが得られない。その結果、十分な引張強度が得られない。
実験例97は、Mn含有量が過剰な例であり、鋼板のマクロな均質性が不足する。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
実験例98は、Al含有量が過剰な例であり、粗大介在物の密度が大きい。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
実験例99は、Ti含有量が少ない例であり、粗大介在物の密度が大きい。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
実験例100は、Ti含有量が過剰な例であり、粗大介在物の密度が大きい。その結果、十分な成形性が得られない。
実験例57は、鋳造工程における鋳片の冷却速度が速く、鋼板のマクロな均質性が不足する。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
実験例83は、熱間圧延工程における鋳片の加熱温度が低く、鋼板のマクロな均質性が不足する。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
実験例60は、熱間圧延工程における1050℃以上での合計圧下率が小さく、鋼板のマクロな均質性が不足する。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
実験例89は、熱間圧延工程における圧延条件からなる式(2)の左辺の値が小さく、鋼板のマクロな均質性が不足する。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
実験例92は、熱間圧延工程における圧延条件からなる式(3)の左辺の値が過大であり、粗大な炭化物の生成により式(1)の中辺の値が過大となる。その結果、十分な強度−成形性バランスが得られない。
実験例10は、熱間圧延工程における圧延後の冷却速度が小さく、粗大な炭化物の生成により式(1)の中辺の値が過大となる。その結果、十分な強度−成形性バランスが得られない。
実験例19は、熱間圧延工程における圧延後の冷却挙動を表す値、P13が過大となり式(4)を満たさず、粗大な炭化物の生成により式(1)の中辺の値が過大となる。その結果、十分な強度−成形性バランスが得られない。
実験例39は、熱間圧延工程における圧延後の冷却挙動を表す値、P13が過小となり式(4)を満たさず、冷間圧延後の熱処理における再結晶が十分に進行しない。その結果、十分な強度−成形性バランスおよび耐衝撃性が得られない。
実験例68は、冷間圧延工程における合計圧下率が小さく、冷間圧延後の熱処理における再結晶が十分に進行しない。その結果、十分な強度−成形性バランスおよび耐衝撃性が得られない。
実験例6は、冷間圧延工程における圧延完了温度が高く、冷間圧延後の熱処理における再結晶が十分に進行しない。その結果、十分な強度−成形性バランスおよび耐衝撃性が得られない。
実験例31は、熱処理工程における400℃から550℃における平均加熱速度が小さく、加熱中の再結晶が十分に進行しない。その結果、十分な強度−成形性バランスおよび耐衝撃性が得られない。
実験例76は、熱処理工程における加熱挙動を表す式(5)の中辺の値が過大であり、粗大な炭化物によって式(1)の中辺の値が過大となる。その結果、十分な強度−成形性バランスが得られない。
実験例25は、熱処理工程における加熱挙動を表す式(5)の中辺の値が過小であり、加熱中の再結晶が十分に進行しない。その結果、十分な強度−成形性バランスおよび耐衝撃性が得られない。
実験例50は、熱処理工程におけるAc1からAc1+20℃における平均加熱速度が小さく、鋼板のマクロな均質性が損なわれる。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
実験例54は、熱処理工程における加熱温度が高く、鋼板のマクロな均質性が損なわれる。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
実験例86は、熱処理工程における加熱温度が低く、粗大な炭化物の生成により式(1)の中辺の値が過大となる。その結果、十分な強度−成形性バランスが得られない。
実験例71は、熱処理工程における720℃から550℃における平均冷却速度が小さく、冷却中にパーライトが生成して、十分な量のマルテンサイトが得られない。その結果、引張強度が不足する。
実験例36は、熱処理工程における冷却挙動を表す式(6)の中辺の値が過大であり、ベイナイト変態が過剰に進行して、十分な量のマルテンサイトが得られない。その結果、十分な強度−成形性バランスが得られない。
実験例45は、熱処理工程における冷却挙動を表す式(6)の中辺の値が過小であり、ベイナイト変態に伴うオーステナイトへの炭素濃化が過剰に進行して、多量の残留オーステナイトが存在する。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
実験例13は、熱処理工程におけるMsからMs−25℃における冷却速度が小さく、粗大な炭化物の生成により式(1)の中辺の値が過大となる。その結果、十分な強度−成形性バランスが得られない。
実験例7は、熱処理工程における冷却挙動を表す式(7)の中辺の値が過大であり、マルテンサイト中の遷移炭化物が少ない。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
実験例16は、熱処理工程における冷却挙動を表す式(7)の中辺の値が過小である比較例であり、マルテンサイト中の遷移炭化物が少ない。その結果、十分な耐衝撃性が得られない。
実験例2、5、14、23、34、41、43、56、59、65、69、74、77、84、90は、めっき層を有さない、本発明の鋼板が得られる実施例である。実験例5および59は、熱間圧延工程後の鋼板を、冷間圧延前に、525℃まで再加熱してから冷却し、酸洗後に冷間圧延を施す実施例である。
Claims (13)
- 化学組成が、質量%で、
C:0.050%〜0.180%、
Si:0.01%〜1.20%、
Mn:0.80%〜3.00%、
Al:0.005%〜0.600%、
Ti:0.005%〜0.120%、
P:0.050%以下、
S:0.0080%以下、
N:0.0125%以下、
O:0.0040%以下、
Nb:0〜0.075%、
V:0〜1.000%、
Cr:0〜1.50%、
Ni:0〜1.50%、
Cu:0〜1.50%、
Mo:0〜1.00%、
W:0〜1.000%、
B:0〜0.0060%、
Sn:0〜1.000%、
Sb:0〜0.200%、
Ca、Ce、Mg、Zr、La、REMの1種または2種以上の合計:0〜0.0100%、
を含有し、残部がFeおよび不純物からなり、
表面から板厚方向に板厚の1/8の位置〜前記表面から前記板厚方向に前記板厚の3/8の位置の範囲におけるミクロ組織が、体積分率で、
フェライト:10〜75%、
マルテンサイト:20〜90%、
残留オーステナイト:0〜5%、
ベイナイトおよびベイニティックフェライトの合計:0〜50%、
パーライト:0〜5%、を含有し、
前記フェライトに占める未再結晶フェライトの割合が0〜25%であり、
前記マルテンサイトに含まれるセメンタイトが、下記式(1)を満たし、
前記マルテンサイトに含まれる遷移炭化物の密度が1.0×1013個/m3以上であり、
円相当径10μm以上の粗大介在物の密度が0.50個/mm2以下であり、
前記表面から前記板厚方向に前記板厚の1/4の位置の前記表面と平行な面において、
ビッカース硬さの最大値Hvmaxと前記ビッカース硬さの最小値Hvminとの比が1.40以下であり、
前記ビッカース硬さの分布マップを作成したとき、前記ビッカース硬さのピーク同士の最小距離の平均値が1.00mm以下である
ことを特徴とする、鋼板。
- 前記化学組成が、質量%で、
Nb:0.005〜0.075%、
V:0.010〜1.000%、
Cr:0.05〜1.50%、
Ni:0.05〜1.50%、
Cu:0.05〜1.50%、
Mo:0.03〜1.00%、
W:0.030〜1.000%、
B:0.0005〜0.0060%、
Sn:0.010〜1.000%、
Sb:0.005〜0.200%、
Ca、Ce、Mg、Zr、La、REMの1種または2種以上の合計:0.0001〜0.0100%、
からなる群から選択される1種または2種以上を含有する
ことを特徴とする請求項1に記載の鋼板。 - 前記ミクロ組織において、旧オーステナイト粒の平均粒径が5.0μm以下であり、かつ前記旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が2.50以下である
ことを特徴とする、請求項1または2に記載の鋼板。 - 前記ミクロ組織に含まれる前記マルテンサイトが、1.0×1013/m2以上の転位を有する
ことを特徴とする、請求項1〜3のいずれか一項に記載の鋼板。 - 前記表面に亜鉛めっき層が形成されていることを特徴とする請求項1〜4のいずれか一項に記載の鋼板。
- 前記表面に亜鉛合金めっき層が形成されていることを特徴とする請求項1〜4のいずれか一項に記載の鋼板。
- 前記亜鉛めっき層または前記亜鉛合金めっき層中のFe含有量が、質量%で、7.0%以上、13.0%以下であることを特徴とする、請求項5または6に記載の鋼板。
- 請求項1〜4に記載の鋼板を製造する方法であって、
請求項1に記載の化学組成を有する溶鋼を、表面温度で700〜550℃の範囲における平均冷却速度が10℃/時〜75℃/時となるように鋳造して、厚さが100〜500mm以下の鋳片を得る鋳造工程と、
前記鋳片を、1200〜1350℃に加熱し、加熱後の前記鋳片を熱間圧延して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
前記熱延鋼板を、100℃以下まで冷却する冷却工程と、
前記熱延鋼板を、合計圧下率30〜90%、冷間圧延完了温度が250℃以下となるように冷間圧延して冷延鋼板とする冷間圧延工程と、
前記冷延鋼板を、760℃以上、Ac3+20℃以下の焼鈍温度に加熱し、80℃以下まで冷却する焼鈍工程と、
を有し、
前記熱間圧延工程では、
1050℃以上で施す圧下において、式(2)を満たし、合計圧下率を60%以上とし、
1050℃未満で施す圧下において、式(3)を満たす圧延条件で施し、
前記冷却工程では、
前記熱間圧延の完了温度から630℃までの平均冷却速度を20℃/秒以上とし、
630〜500℃の温度範囲において、式(4)を満たし、
前記焼鈍工程では、
前記焼鈍温度への加熱過程において、
400〜550℃の温度範囲における平均加熱速度が3.0℃/秒以上であり、
550〜Ac1℃の温度範囲において、式(5)を満たし、
Ac1〜(Ac1+20)℃の温度範囲において、平均加熱速度が1.0℃/秒以上であり、
前記焼鈍温度からの冷却過程において、
720〜550℃の温度範囲における平均冷却速度が10℃/秒以上であり、
550〜(Ms−80)℃の温度範囲において、式(6)を満たし、
Ms〜(Ms−25)℃の温度範囲における平均冷却速度が10℃/秒以上であり、
Ms〜80℃の温度範囲において、式(7)を満たす
ことを特徴とする、鋼板の製造方法。
式(3)において、Rm+nは、1050℃以上での熱間圧延の総回数nと1050℃未満での熱間圧延の総回数mとを行った際の、1050℃未満の温度域における熱間圧延による組織の微細化挙動を表す指数である。
式(4)において、P13は、630℃から500℃までの温度域における析出の進行度合いを表す指標であり、
式(5)において、A18、A19、A20はいずれも定数であり、[Nb]、[Ti]、[N]は各元素の質量%での含有量を示し、tiは550℃から数えてi番目の温度域における単位秒での滞在時間を示し、E4は、式(4)で得られる値であり、
式(6)において、Ciは、計算開始からi番目の時間範囲における、ベイナイト変態の進行度合いを表す指標であり、Diは、計算開始からi番目の時間範囲における、ベイナイト変態に伴うセメンタイトの生成しやすさを表す指標である。
式(7)において、E6は前記式(6)の中辺の値であり、A25、A26、A27、A28、A29、A30、A31、A32は定数項であり、Msはマルテンサイト変態開始温度であり、Tiはi番目の時間範囲における平均温度である。Ti,minは前記Msに到達してからi番目の時間範囲までのTiのうち、最小の値である。また、[元素記号]は各元素の質量%での含有量を示し、dtは、単位秒での前記マルテンサイト変態開始温度に到達してから80℃に至るまでの経過時間を10等分した時間を示す。 - 前記焼鈍工程において、前記焼鈍温度での保持時間が3.0秒以上、200秒以下であることを特徴とする、請求項8に記載の鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍工程の後に、伸び率が3.00%以下の調質圧延を行う調質圧延工程を含むことを特徴とする、請求項8または9に記載の鋼板の製造方法。
- 前記焼鈍工程の冷却過程において、前記冷延鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする、
請求項8〜10のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。 - 前記焼鈍工程の前記冷却過程において、前記冷延鋼板に溶融亜鉛合金めっき処理を施すことを特徴とする、
請求項8〜10のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。 - 前記焼鈍工程の前記冷却過程において、前記溶融めっき処理後または前記溶融亜鉛合金めっき処理後に合金化処理を施すことを特徴とする、
請求項11または12に記載の鋼板の製造方法。
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EP4269631A1 (en) * | 2020-12-24 | 2023-11-01 | JFE Steel Corporation | Steel sheet and method for producing same |
KR20240038876A (ko) * | 2022-09-16 | 2024-03-26 | 현대제철 주식회사 | 초고강도 냉연 강판 및 그 제조방법 |
Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2005019487A1 (ja) * | 2003-08-26 | 2005-03-03 | Jfe Steel Corporation | 高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
JP2009019258A (ja) * | 2007-07-13 | 2009-01-29 | Nippon Steel Corp | 引張強度が700MPa以上で耐食性、穴拡げ性および延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板及びその製造方法 |
JP2011068979A (ja) * | 2009-08-24 | 2011-04-07 | Jfe Steel Corp | 部分焼戻し軟化鋼板およびその鋼板を用いたプレス成形部品 |
JP2011111672A (ja) * | 2009-11-30 | 2011-06-09 | Nippon Steel Corp | 衝突吸収エネルギーに優れた引張最大強度900MPa以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
WO2017131054A1 (ja) * | 2016-01-29 | 2017-08-03 | Jfeスチール株式会社 | 高強度亜鉛めっき鋼板、高強度部材及び高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Family Cites Families (12)
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---|---|---|---|---|
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CA2781815C (en) * | 2009-11-30 | 2015-04-14 | Nippon Steel Corporation | High strength steel plate with ultimate tensile strength of 900 mpa or more excellent in hydrogen embrittlement resistance and method of production of same |
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JP5699860B2 (ja) * | 2011-08-24 | 2015-04-15 | 新日鐵住金株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
JP5858174B2 (ja) * | 2012-12-18 | 2016-02-10 | Jfeスチール株式会社 | 低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
MX2016007954A (es) * | 2013-12-18 | 2016-09-09 | Jfe Steel Corp | Lamina de acero galvanizada de alta resistencia y metodo para la fabricacion de la misma. |
EP3257962B1 (en) * | 2015-02-13 | 2019-08-28 | JFE Steel Corporation | High-strength hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method therefor |
JP6554396B2 (ja) * | 2015-03-31 | 2019-07-31 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性および衝突特性に優れた引張強度が980MPa以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法 |
WO2017022027A1 (ja) * | 2015-07-31 | 2017-02-09 | 新日鐵住金株式会社 | 加工誘起変態型複合組織鋼板およびその製造方法 |
BR112018012681A2 (ja) * | 2016-03-25 | 2018-12-04 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | A high intensity steel plate and a high intensity galvanized steel sheet |
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Patent Citations (5)
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---|---|---|---|---|
WO2005019487A1 (ja) * | 2003-08-26 | 2005-03-03 | Jfe Steel Corporation | 高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
JP2009019258A (ja) * | 2007-07-13 | 2009-01-29 | Nippon Steel Corp | 引張強度が700MPa以上で耐食性、穴拡げ性および延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板及びその製造方法 |
JP2011068979A (ja) * | 2009-08-24 | 2011-04-07 | Jfe Steel Corp | 部分焼戻し軟化鋼板およびその鋼板を用いたプレス成形部品 |
JP2011111672A (ja) * | 2009-11-30 | 2011-06-09 | Nippon Steel Corp | 衝突吸収エネルギーに優れた引張最大強度900MPa以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
WO2017131054A1 (ja) * | 2016-01-29 | 2017-08-03 | Jfeスチール株式会社 | 高強度亜鉛めっき鋼板、高強度部材及び高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
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