JPWO2021019947A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
自動車の補強部品および骨格構造部品に用いられる高強度鋼板には、優れた成形性が求められる。例えば、クラッシュボックス等の部品は打抜き端面や曲げ加工部を有するため、成形性の観点からは、高い延性、伸びフランジ性、および曲げ性を有する鋼板が好適である。
YR=YS/TS・・・・(2)
板厚減少率=(t0−t)/t0・・・(3)
ここで、t0は高温引張試験前の切欠き付引張試験片の初期板厚、tは高温引張試験後の引張破断先端部からつかみ部側に向かって400μm離れた位置の板厚である。例えば図1に示す破断部のL断面においては、tは図示する通りに定まる。
なお、板厚減少率の数値が大きい場合、すなわち、高温引張試験時にくびれが大きく生じた後に破断した場合、耐LME特性に優れると判断する。
(1)硬質相である焼戻しマルテンサイト、ベイナイトおよび焼入れマルテンサイトを主体とする組織とし、さらに残留オーステナイトを分散させることで、部材の寸法精度、および延性に優れた、引張強さ1180MPa以上の高強度鋼板を実現することができる。(2)鋼板中の拡散性水素量を0.60質量ppm以下とすることで、伸びフランジ性に優れた高強度鋼板を実現することができる。
(3)Caの含有量および鋼板中の拡散性水素量を低減し、かつ、表層軟化厚みを5μm以上150μm以下に制御することで、曲げ性に優れた高強度鋼板を実現することができる。
(4)高温引張試験後の鋼板表層の対応粒界頻度を0.45以下、かつ、表層軟化厚みを5μm以上150μm以下に制御することで、耐LME特性に優れた高強度鋼板を実現することができる。
[1] 質量%で、
C:0.120%以上0.250%以下、
Si:0.80%以上2.00%以下、
Mn:2.45%超4.00%以下、
P:0.001%以上0.100%以下、
S:0.0200%以下、
Al:0.010%以上1.000%以下および
N:0.0100%以下を含有するとともに、
下記(1)式から求められるMneqが3.00%以上4.20%以下の関係を満たし、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
フェライトの面積率が25%以下、
焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が65%以上96%以下、
焼入れマルテンサイトの面積率が15%以下、
残留オーステナイトの体積率が4%以上20%以下、
鋼板中の拡散性水素量が0.60質量ppm以下、
表層軟化厚みが5μm以上150μm以下および
高温引張試験後の鋼板表層の対応粒界頻度が0.45以下である鋼組織を有し、
引張強さが1180MPa以上である、高強度鋼板。
記
Mneq=0.26×[%Si]+[%Mn]+3.5×[%P]+2.68×[%Mo]+1.29×[%Cr]・・・(1)
なお、(1)式中の[%X]は、鋼中の元素Xの含有量(質量%)を表し、含有しない場合は0とする。
Mo:0.500%以下、
Cr:0.300%以下、
Ca:0.0200%以下、
Sb:0.200%以下、
Ti:0.100%以下、
Nb:0.100%以下、
V:0.100%以下、
B:0.0100%以下、
Cu:1.00%以下、
Ni:0.50%以下、
Sn:0.200%以下、
Ta:0.100%以下、
Mg:0.0200%以下、
Zn:0.020%以下、
Co:0.020%以下、
Zr:0.020%以下および
REM:0.0200%以下からなる群から選ばれる少なくとも1種を含有する、上記[1]または[2]に記載の高強度鋼板。
次いで、前記熱延板を350℃以上600℃以下の巻取温度で巻き取り、
その後、300℃以上の温度域に5000s以上滞留させた後、冷却し、
次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
次いで、前記熱延板に、冷間圧延の累積圧下率が30%以上75%以下である条件で冷間圧延を施して冷延板とし、
次いで、前記冷延板を、露点が−35℃以上の雰囲気中で、740℃以上950℃以下の加熱温度まで加熱し、次いで、該加熱温度から500℃までの平均冷却速度が10℃/s以上となる条件で、150℃以上300℃以下の冷却停止温度まで冷却する、焼鈍工程を行い、
次いで、前記冷延板を、(冷却停止温度+50℃)以上500℃以下の再加熱温度まで再加熱し、該再加熱温度にて10s以上保持する、高強度鋼板の製造方法。
Cは、硬質相である焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、および焼入れマルテンサイト、並びに残留オーステナイトを所定の量生成させて、TSを1180MPa以上とし、かつ成形時に優れた寸法精度を得るために有効な元素である。Cの含有量が0.120%未満では、フェライトの面積率が増加し、また焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が減少して、TSを1180MPa以上とすることが困難になる。一方、Cの含有量が0.250%を超えると、残留オーステナイト中の炭素濃度が過度に増加し、打抜き時に残留オーステナイトから生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する。その結果、穴広げ時の亀裂進展が促進され、伸びフランジ性が低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、Cの含有量は、0.120%以上0.250%以下とする。Cの含有量は、好ましくは0.140%以上、より好ましくは0.150%以上とする。また、Cの含有量は、好ましくは0.230%以下、より好ましくは0.220%以下とする。
Siは、焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することで、残留オーステナイトの体積率および残留オーステナイト中の炭素濃度に影響する元素である。また、Siの含有量を低減することで、鋼板表層の対応粒界頻度を低減し、耐LME特性を向上することができる。Siの含有量が0.80%未満では、残留オーステナイトの体積率が減少し、延性が低下する。一方、Siの含有量が2.00%を超えると、高温引張試験時に鋼板表層の組織がオーステナイト化した際、鋼板表層のオーステナイト組織中に双晶が発生する、つまり、対応粒界頻度が増加するため、耐LME特性が劣化する。したがって、Siの含有量は、0.80%以上2.00%以下とする。Siの含有量は、好ましくは0.90%以上、より好ましくは1.00%以上とする。また、Siの含有量は、好ましくは1.80%以下、より好ましくは1.70%以下とする。
Mnは、鋼の重要な基本成分の1つであり、特に本発明では、硬質相の面積率に影響する重要な元素である。Mnの含有量が2.45%未満では、フェライトの面積率が増加し、また焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が減少して、TSを1180MPa以上とすることが困難になる。また、YRが減少する。一方、Mnの含有量が4.00%を超えると、焼入れマルテンサイトの面積率が増加して、伸びフランジ性および曲げ性が低下する。したがって、Mnの含有量は、2.45%超4.00%以下とする。Mnの含有量は、好ましくは2.50%以上、より好ましくは2.55%以上とする。また、Mnの含有量は、好ましくは3.50%以下、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、鋼板の強度を上昇させることができる元素である。こうした効果を得るためには、Pの含有量を0.001%以上にする。一方、Pの含有量が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、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性が低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、Pの含有量は、0.001%以上0.100%以下とする。Pの含有量は、好ましくは0.002%以上、より好ましくは0.003%以上とする。また、Pの含有量は、好ましくは0.050%以下、より好ましくは0.030%以下とする。
Sは、鋼中で硫化物として存在し、含有量が0.0200%を超えると、鋼板の極限変形能を低下させる。その結果、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性が低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Sの含有量は0.0200%以下にする。なお、Sの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Sの含有量は0.0001%以上とすることが好ましい。また、Sの含有量は、好ましくは0.0040%以下とする。
Alは、焼鈍中の炭化物生成を抑制し、また残留オーステナイトの生成を促進して、残留オーステナイトの体積率、および残留オーステナイト中の炭素濃度に影響を及ぼす元素である。こうした効果を得るためには、Alの含有量を0.010%以上にする。一方、Al含有量が1.000%を超えると、フェライトが多量に生成し、成形時の寸法精度が低下する。したがって、Alの含有量は、0.010%以上1.000%以下とする。Alの含有量は、好ましくは0.015%以上、より好ましくは0.020%以上とする。また、Alの含有量は、好ましくは0.100%以下、より好ましくは0.070%以下とする。
Nは、鋼中で窒化物として存在し、含有量が0.0100%を超えると、鋼板の極限変形能を低下させる。その結果、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性が低下する。また、曲げ性も低下する。そのため、Nの含有量は0.0100%以下にする。なお、Nの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Nの含有量は0.0005%以上とすることが好ましい。また、Nの含有量は、好ましくは0.0050%以下とする。
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。Mneqは、焼入れ性を大きくすることでTSを1180MPa以上とし、成形時に優れた寸法精度を得、かつ優れた延性を得るために有効なパラメータである。Mneqが3.00%未満では、フェライトの面積率が増加し、また焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が減少して、TSを1180MPa以上とすることが困難になる。また、YRが減少する。一方、Mneqが4.20%を超えると、焼入れマルテンサイトの面積率が増加し、鋼板中の拡散性水素量が増加し、伸びフランジ性および曲げ性が低下する。また、YRが減少し、成形時に優れた寸法精度を得ることができない。したがって、Mneqは3.00%以上4.20%以下とする。Mneqは、好ましくは3.10%以上、より好ましくは3.20%以上とする。また、Mneqは、好ましくは4.10%以下、より好ましくは3.90%以下とする。
ここで、Mneqは、次式(1)によって算出する。
Mneq=0.26×[%Si]+[%Mn]+3.5×[%P]+2.68×[%Mo]+1.29×[%Cr]・・・(1)
なお、(1)式中の[%X]は、鋼中の元素Xの含有量(質量%)を表し、含有しない場合は0とする。
本発明の高強度鋼板は、上記の成分組成に加えて、さらに、質量%で、Mo:0.500%以下、Cr:0.300%以下、Ca:0.0200%以下、Sb:0.200%以下、Ti:0.100%以下、Nb:0.100%以下、V:0.100%以下、B:0.0100%以下、Cu:1.00%以下、Ni:0.50%以下、Sn:0.200%以下、Ta:0.100%以下、Mg:0.0200%以下、Zn:0.020%以下、Co:0.020%以下、Zr:0.020%以下およびREM:0.0200%以下からなる群から選ばれる少なくとも1種を、単独で、または組み合わせて含有することが好ましい。
Moは、焼入れ性を向上させる元素であり、硬質相を生成させるために有効な元素である。Moの含有量が0.500%を超えると、焼入れマルテンサイトの面積率が増加して、伸びフランジ性および曲げ性が低下する。したがって、Moの含有量は0.500%以下にする。なお、Moの含有量の下限は0.000%であってもよいが、焼入れ性を大きくし、TSをより好適な範囲内とする観点から、Moの含有量は0.010%以上とすることが好ましい。Moの含有量は、好ましくは0.450%以下、より好ましくは0.400%以下とする。また、Moの含有量は、より好ましくは0.030%以上とする。
Crは、焼入れ性を向上させる元素であり、硬質相を生成させるために有効な元素である。Crの含有量が0.300%を超えると、焼入れマルテンサイトの面積率が増加して、伸びフランジ性および曲げ性が低下する。したがって、Crの含有量は0.300%以下にする。なお、Crの含有量の下限は0.000%であってもよいが、焼入れ性を大きくし、TSをより好適な範囲内とする観点から、Crの含有量は0.010%以上とすることが好ましい。また、Crの含有量は、好ましくは0.250%以下、より好ましくは0.100%以下とする。
Caは、鋼中で介在物として存在する。Caの含有量が0.0200%を超えると、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、上記介在物が曲げ試験時に亀裂の起点となるため、曲げ性が低下する。そのため、Caの含有量は0.0200%以下にする。なお、Caの含有量の下限は0.0000%であってもよいが、生産技術上の制約から、Caの含有量は0.0001%以上とすることが好ましい。また、Caの含有量は、好ましくは0.0020%以下とする。
Sbは、焼鈍中の鋼板表面の酸化を抑制し、表層軟化厚みを制御するために有効な元素である。Sbの含有量が0.200%を超えると、表層軟化層を形成することができないため、曲げ性が低下する。また、鋼板の板厚1/4位置のC強度に対する表層のC強度の比が増加し、高温引張試験時に鋼板表層の対応粒界頻度が増加するため、耐LME特性が低下する。そのため、Sbの含有量は0.200%以下にする。なお、Sbの含有量の下限は0.000%であってもよいが、表層軟化厚みを制御し、TSをより好適な範囲内とする観点から、Sbの含有量は0.001%以上とすることが好ましい。Sbの含有量は、より好ましくは0.002%以上、さらに好ましくは0.005%以上とする。また、Sbの含有量は、好ましくは0.050%以下、より好ましくは0.020%以下とする。
フェライトの面積率:25%以下
フェライトの面積率を25%以下とすることで、YRを所望の範囲内に制御し、成形時に優れた寸法精度を得ることができる。一方、フェライトの面積率が25%を超えると、YRが減少し、成形時に優れた寸法精度を得ることができない。また、軟質相であるフェライトと硬質相である焼入れマルテンサイトとの硬度差が増大するため、伸びフランジ性および曲げ性が低下する。なお、フェライトの面積率が0%であっても本発明の効果は得られるが、延性をさらに向上させるためには、フェライトの面積率を1%以上とすることが好ましい。したがって、フェライトの面積率は25%以下とする。フェライトの面積率は、好ましくは1%以上、より好ましくは2%以上とする。また、フェライトの面積率は、好ましくは22%以下、より好ましくは16%以下とする。なお、フェライトの面積率の観察位置は、後述の通り、鋼板の板厚の1/4位置とする。
軟質相であるフェライトと硬質相である焼入れマルテンサイトとの中間硬度を有する相である焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率を65%以上とすることで、鋼板中の拡散性水素量を低減し、伸びフランジ性および曲げ性を向上することができる。また、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトを65%以上含有することで、YRを所望の範囲内に制御し、成形時に優れた寸法精度を得ることができる。一方、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が96%を超えると、YRが増加し、成形時に優れた寸法精度を得ることができない。また、1180MPa以上のTSを実現することが困難になる。したがって、焼戻しマルテンサイトの面積率は65%以上96%以下とする。焼戻しマルテンサイトの面積率は、好ましくは68%以上、より好ましくは71%以上、さらに好ましくは75%以上とする。また、焼戻しマルテンサイトの面積率は、好ましくは95%以下、より好ましくは90%以下、さらに好ましくは84%以下とする。なお、焼戻しマルテンサイトの面積率の観察位置は、後述の通り、鋼板の板厚1/4位置とする。
焼入れマルテンサイトの面積率を15%以下とすることで、YRを所望の範囲内に制御し、成形時に優れた寸法精度を得ることができる。また、鋼板中の拡散性水素量を低減し、伸びフランジ性および曲げ性を向上することができる。一方、焼入れマルテンサイトの面積率が15%を超えると、YRが減少し、成形時に優れた寸法精度を得ることができない。また、鋼板中の拡散性水素量が増加し、伸びフランジ性および曲げ性が低下する。なお、焼入れマルテンサイトの面積率が0%であっても本発明の効果は得られるが、YRを所望の範囲内に制御するためには、焼入れマルテンサイトの面積率を1%以上とすることが好ましい。したがって、焼入れマルテンサイトの面積率は15%以下とする。焼入れマルテンサイトの面積率は、好ましくは1%以上、より好ましくは2%以上とする。また、焼入れマルテンサイトの面積率は、好ましくは10%以下、より好ましくは6%以下とする。なお、焼入れマルテンサイトの面積率の観察位置は、後述の通り、鋼板の板厚の1/4位置とする。
残留オーステナイトを4%以上含有することで、優れた延性を得ることができる。一方、残留オーステナイトの体積率が20%を超えると、残留オーステナイトは高い水素濃度を有していることから、打抜き時または曲げ試験時に加工を受けてマルテンサイト変態した際に、マルテンサイト内部でボイドが生じる。よって、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性が低下する。また、曲げ試験時にマルテンサイト内部で生じるボイドが亀裂の起点となるため、曲げ性も低下する。したがって、残留オーステナイトの体積率は4%以上20%以下とする。残留オーステナイトの体積率は、好ましくは5%以上、より好ましくは6%以上とする。また、残留オーステナイトの体積率は、好ましくは18%以下、より好ましくは14%以下とする。
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。本発明者らは、伸びフランジ性に優れた高強度鋼板を実現すべく、鋭意検討を重ねた結果、鋼板中の拡散性水素量が、伸びフランジ性、および曲げ性と関連していることを見出した。さらなる検討の結果、鋼板中の拡散性水素量を0.60質量ppm以下に低減することにより、優れた伸びフランジ性、および曲げ性を得ることができることを見出し、本発明を完成するに至った。なお、鋼板中の拡散性水素量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、鋼板中の拡散性水素量は0.01質量ppm以上とすることが好ましい。鋼板中の拡散性水素量は、より好ましくは、0.05質量ppm以上とする。また、鋼板中の拡散性水素量は、好ましくは0.50質量ppm以下、より好ましくは0.45質量ppm以下とする。なお、拡散性水素量を測定する鋼板は、めっき処理前の高強度鋼板の他、めっき処理後加工前の高強度めっき鋼板の母材鋼板であってもよい。また、めっき処理後、打ち抜き加工、伸びフランジ成形、および曲げ加工等の加工を施された鋼板の母材鋼板であってもよく、さらに加工後の鋼板を溶接して製造された製品の母材部分であってもかまわない。
板厚1/4位置と比較して、鋼板の表層部を軟化させることで、優れた曲げ性および耐LME特性を得ることができる。こうした効果を得るためには、表層軟化層の厚み(表層軟化厚み)を5μm以上にする。一方、TSを1180MPa以上とするために、表層軟化厚みは150μm以下とする。したがって、表層軟化厚みは5μm以上150μm以下とする。表層軟化厚みは、好ましくは10μm以上、より好ましくは15μm以上とする。また、表層軟化厚みは、好ましくは130μm以下、より好ましくは110μm以下、さらに好ましくは80μm以下とする。
鋼板の圧延方向に平行な板厚断面(L断面)を湿式研磨により平滑化した後、ビッカース硬度計を用いて、荷重10gfで、板厚表面から板厚方向5μmの位置より、板厚方向100μmの位置まで、5μm間隔で測定を行なう。その後は板厚中心まで20μm間隔で測定を行なう。硬度が板厚1/4位置の硬度に比して95%以下に減少した領域を軟化領域とし、鋼板表層から軟化領域までの板厚方向の厚みを表層軟化厚みと定義する。
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。高温引張試験後の鋼板表層の対応粒界頻度を0.45以下に低減することにより、LME割れが優先的に進行する対応粒界の数を減らすことができ、優れた耐LME特性を得ることができる。なお、高温引張試験後の鋼板表層の対応粒界頻度の下限は特に規定しないが、高温引張試験後の鋼板表層の対応粒界頻度は0.05以上であるのが一般的である。高温引張試験後の鋼板表層の対応粒界頻度は、好ましくは0.15以上とする。また、高温引張試験後の鋼板表層の対応粒界頻度は、好ましくは0.41以下、より好ましくは0.35以下とする。
実施例で記載する高温引張試験後の試験片の破断部を含むように、試験片の引張方向に平行な板厚断面(L断面)が観察面となるように、切断により対応粒界頻度測定用サンプルを採取する。次いで、ダイヤモンドペーストおよびアルミナペーストを用いたバフ研磨で、対応粒界頻度測定用サンプルの板厚断面を平滑化した後、イオンミリングで加工層を完全に除去する。次いで、供試鋼が冷延板の場合は、めっき鋼板と接合させた側の鋼板表層について、供試鋼がめっき鋼板の場合は、めっき層側の鋼板表層について、結晶方位を、FE−SEM/EBSD(JSM7100F:日本電子株式会社製、OIM:株式会社TSL製)で測定する。EBSD測定は、マルテンサイトの下部組織を結晶方位で評価するために十分な測定条件(観察位置:LME割れ発生部近傍、測定視野:60μm(引張方向)×40μm(亀裂進展方向)、測定点間隔:40nm)で行う。ここで、LME割れ発生部近傍とは、高温引張試験後に鋼板表面に生じた複数の亀裂(LME割れ)の中間の領域を指す。図1の例においては、亀裂aとbとの中間の領域Aと、亀裂bとcとの中間の領域Bとが、それぞれLME割れ発生部近傍である。なお、図1の例のようにLME割れ発生部近傍が複数存在する場合、対応粒界頻度の観察は、いずれの箇所において行ってもよい。得られたEBSD観察結果について、測定視野内における鋼板表層の全粒界の性格を調査する。次いで、測定視野内における鋼板表層の対応粒界の関係を有する粒界の数、および測定視野内における鋼板表層の粒界の総数から、次式によって鋼板表層の対応粒界頻度を算出する。
[高温引張試験後の鋼板表層の対応粒界頻度]=[測定視野内における鋼板表層の対応粒界の関係を有する粒界の数]/[測定視野内における鋼板表層の粒界の総数]
ここで、対応粒界とは、Σ23以下の低ΣCSL(Coincident Site Lattice)粒界と定義する。
好ましくは、鋼板の板厚1/4位置のC強度に対する鋼板の表層のC強度の比は、0.70以下とする。鋼板の板厚1/4位置のC強度に対する鋼板の表層のC強度の比は、以下の式で表される。
[鋼板の板厚の1/4位置のC強度に対する表層のC強度の比]=[鋼板の表層のC強度]/[鋼板の板厚の1/4位置のC強度]
冷間圧延の最終パスの圧下率、および、該最終パスの一つ前のパスの圧下率を後述の通りに制御し、かつ、冷延板が加熱された際の加熱温度での雰囲気の露点を後述の通りに制御することで、鋼板の板厚の1/4位置のC強度に対する鋼板の表層のC強度の比を0.70以下に制御することができ、曲げ性および耐LME特性をより向上することができる。鋼板の板厚の1/4位置のC強度に対する鋼板の表層のC強度の比を0.70以下とすることで、鋼板表面のC量の増加を防ぎ、高温引張試験の昇温時に鋼板表層の組織がオーステナイト化した際に、鋼板表層のオーステナイト組織中に双晶が発生することを好適に防ぐことができるため、耐LME特性をより向上することができる。また、鋼板の表層部をより好適に軟化させることができるため、曲げ性をより向上することができる。なお、鋼板の板厚の1/4位置のC強度に対する鋼板の表層のC強度の比の下限は特に規定しないが、TSを好適な範囲内とするためには、鋼板の板厚の1/4位置のC強度に対する鋼板の表層のC強度の比は0.05以上とすることが好ましい。したがって、鋼板の板厚1/4位置のC強度に対する鋼板の表層のC強度の比は、好ましくは0.70以下とする。鋼板の板厚1/4位置のC強度に対する鋼板の表層のC強度の比は、より好ましくは0.50以下、さらに好ましくは0.40以下とする。また、鋼板の板厚1/4位置のC強度に対する鋼板の表層のC強度の比は、好ましくは0.05以上、より好ましくは0.10以上とする。
・測定モード:高周波モード
・電極サイズ:φ4[mm]
・高周波電圧:600[V]
・Arガス圧力:2.8[hPa]
なお、TSの測定は、JIS Z 2241に準拠して、以下の通り行う。高強度鋼板より、長手方向が鋼板の圧延方向に対して直角となるようにJIS5号試験片を採取する。該試験片を用いて、クロスヘッド変位速度Vcが1.67×10-1mm/sの条件で引張試験を行い、TSを測定する。
はじめに、上述した成分組成を有する鋼スラブを製造する。まず鋼素材を溶製して上記成分組成を有する溶鋼とする。溶製方法は特に限定されず、転炉溶製や電気炉溶製等、公知の溶製方法のいずれもが適合する。得られた溶鋼を固めて鋼スラブ(スラブ)を製造する。溶鋼から鋼スラブを製造する方法は特に限定されず、連続鋳造法、造塊法または薄スラブ鋳造法等を用いることができる。マクロ偏析を防止するため、鋼スラブは連続鋳造法によって製造することが好ましい。
仕上げ圧延後、熱延板を巻き取って回収する。この際、巻取温度を350℃以上とすることで、熱間圧延時に生成した酸化スケールにCが拡散し、すなわち、鋼板表層の脱炭が促進し、焼鈍板の表層軟化厚み、および、鋼板表層の対応粒界頻度を所望の範囲内に制御することができる。その結果、優れた曲げ性および耐LME特性を得ることができる。一方、熱間圧延後の巻取温度が600℃を超えると、焼鈍板の表層軟化厚みが増大し、1180MPa以上のTSを実現することが困難になる。したがって、熱間圧延後の巻取温度は350℃以上600℃以下とする。鋼板の板厚の1/4位置のC強度に対する鋼板の表層のC強度の比を0.7以下に制御する観点からは、熱間圧延後の巻取温度は、好ましくは380℃以上、より好ましくは410℃以上とする。また、熱間圧延後の巻取温度は、好ましくは570℃以下、より好ましくは550℃以下とする。
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。熱延板を巻取って熱延コイルを得た後、該熱延コイルを、300℃以上の温度域で、滞留時間を5000s以上として滞留させる。なお、滞留時間は、熱延板が熱延コイルとなった時点から測定する。これにより、熱間圧延時に生成した酸化スケールにCが拡散し、すなわち、鋼板表層の脱炭が促進し、焼鈍板の表層軟化厚み、および、鋼板表層の対応粒界頻度を所望の範囲内に制御することができる。その結果、優れた曲げ性および耐LME特性を得ることができる。なお、熱延板を巻取り後、該巻取温度から、300℃以上の温度域での滞留時間が5000s以上となるように保温または冷却してもよいし、巻取温度から一端300℃未満まで冷却させた後、300℃以上まで再加熱して、300℃以上の温度域で5000s以上滞留させてもよい。一方、巻取後の300℃以上の温度域での滞留時間の上限は特に規定しないが、TSを好適な範囲内とするためには、巻取後の300℃以上の温度域での滞留時間は100000s以下とすることが好ましい。したがって、巻取後の300℃以上の温度域での滞留時間は5000s以上とする。鋼板の板厚の1/4位置のC強度に対する鋼板の表層のC強度の比を0.7以下に制御する観点からは、巻取後の300℃以上の温度域での滞留時間は、好ましくは7000s以上、より好ましくは9000s以上とする。また、巻取後の300℃以上の温度域での滞留時間は、好ましくは80000s以下、より好ましくは40000s以下とする。また、熱延コイルを滞留させる温度は、300℃以上の温度域であれば、特に限定されないが、好ましくは、600℃以下とする。また、熱延コイルを滞留させる温度は、好ましくは、350℃以上とする。
冷間圧延の累積圧下率を30%以上とすることで、フェライトの面積率を25%以下とすることができる。その結果、YRを所望の範囲内に制御し、成形時に優れた寸法精度を得ることができる。一方、冷間圧延の累積圧下率が75%を超えると、冷間圧延時に鋼板表層の加工ひずみ量が大きくなり、焼鈍後に鋼板表層の対応粒界頻度が増加し、耐LME特性が低下する。したがって、冷間圧延の累積圧下率は30%以上75%以下とする。冷間圧延の累積圧下率は、好ましくは40%以上、より好ましくは45%以上とする。また、冷間圧延の累積圧下率は、好ましくは70%以下、より好ましくは65%以下とする。
最終パスの圧下率を適正に制御して、鋼板表層の冷間圧延組織を作りこみ、次いで、焼鈍することで、鋼板表層の対応粒界頻度をより好適な範囲に制御し、より優れた耐LME特性を得ることができる。冷間圧延の最終パスの圧下率を1%以上とすることで、鋼板表層の冷間圧延組織を好適に作りこみ、焼鈍後の鋼板表層の対応粒界頻度をより好適な範囲に制御し、より優れた耐LME特性を得ることができる。また、冷間圧延の最終パスの圧下率を5%以下とすることで、冷間圧延時の鋼板表層の加工ひずみ量を好適な範囲内とし、焼鈍後の鋼板表層の対応粒界頻度をより好適な範囲に制御し、より優れた耐LME特性を得ることができる。したがって、冷間圧延の最終パスの圧下率は1%以上5%以下とすることが好ましい。冷間圧延の最終パスの圧下率は、より好ましくは2%以上、さらに好ましくは3%以上とする。また、冷間圧延の最終パスの圧下率は、より好ましくは、4%以下とする。
最終パスの一つ前のパスの圧下率を適正に制御することで、焼鈍後における硬質相の面積率をより好適な範囲内に制御し、TSをより好適な範囲内とし、かつ成形時により優れた寸法精度を得ることができ、さらに、より優れた延性を得ることができる。最終パスの一つ前のパスの圧下率を5%以上とすることで、硬質相、およびフェライトの面積率をより好適な範囲内として、TSをより好適な範囲内とすることができる。また、最終パスの前のパスの圧下率を30%以下とすることで、焼鈍後におけるフェライトの面積率をより好適な範囲内とし、成形時に、より優れた寸法精度および延性を得ることができる。したがって、最終パスの一つ前のパスの圧下率は5%以上30%以下とすることが好ましい。最終パスの一つ前のパスの圧下率は、より好ましくは6%以上、さらに好ましくは7%以上である。また、最終パスの一つ前のパスの圧下率は、より好ましくは28%以下、さらに好ましくは25%以下である。
予備焼鈍の加熱温度:830℃以上
予備焼鈍の加熱温度を830℃以上とすることで、二回目焼鈍後の組織におけるフェライトおよび焼入れマルテンサイトの面積率をより低減して、YRをより好適な範囲内として、成形時の寸法精度をより向上することができる。また、焼入れマルテンサイトの面積率をより低減して、鋼板中の拡散性水素量も低減し、打抜き後のボイドの生成量をより好適な範囲内とし、伸びフランジ性をより向上する。また、曲げ性もより向上する。なお、予備焼鈍の加熱温度の上限は特に規定しないが、成形時の寸法精度を向上するためには、950℃以下であることが好ましく、より好ましくは920℃以下とする。また、予備焼鈍の加熱温度は、より好ましくは850℃以上、さらに好ましくは870℃以上とする。
830℃以上の加熱温度から500℃までの平均冷却速度:5℃/s以上
830℃以上の加熱温度から500℃までの平均冷却速度を5℃/s未満とすることで、予備焼鈍の冷却中にフェライトの生成量を抑え、焼鈍工程後に得られる組織中のフェライトの面積率をより好適な範囲内とし、さらに、焼入れマルテンサイトの面積率をより好適な範囲内として、YRをより好適な範囲内とし、成形時の寸法精度をより好適な範囲内とすることができる。また、焼入れマルテンサイトの面積率をより好適な範囲内とすることで、鋼板中の拡散性水素量もより好適な範囲内とすることができるため、打抜き後のボイドの生成量を低減し、伸びフランジ性をより向上することができる。また、曲げ性もより好適な範囲内とすることができる。なお、830℃以上の加熱温度から500℃までの平均冷却速度の上限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、1000℃/s以下であることが好ましい。また、830℃以上の加熱温度から500℃までの平均冷却速度は、より好ましくは8℃/s以上とする。なお、830℃以上の加熱温度からの冷却方法は特に限定されず、ガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷、および空冷などの冷却方法を適用できる。
予備焼鈍後、50℃以下まで冷却後の圧延の伸長率:0.05%以上1.00%以下
予備焼鈍後に50℃以下まで冷却した後に圧延を実施することで、焼鈍後の鋼板表層の対応粒界頻度を低減し、耐LME特性を向上することができる。こうした効果を得るためには、予備焼鈍後に50℃以下まで冷却した後の圧延の伸長率を0.05%以上とすることが好ましい。一方、予備焼鈍後に50℃以下まで冷却した後における圧延の伸長率が1.00%を超えると、焼鈍後のフェライトおよび硬質相の粒径が減少するため、YRが増加し、成形時の寸法精度が低下する。そのため、予備焼鈍後に50℃以下まで冷却した後の圧延の伸長率は1.00%以下であることが好ましく、より好ましくは0.70%以下とする。予備焼鈍後に50℃以下まで冷却した後の圧延の伸長率は、より好ましくは0.10%以上とする。
焼鈍工程の加熱温度:740℃以上950℃以下
焼鈍工程の加熱温度が740℃未満では、フェライトとオーステナイトの二相域での加熱中におけるオーステナイトの生成割合が不十分になるため、焼鈍後の焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率、ならびに残留オーステナイトの体積率が減少し、またフェライトの面積率が増加して、TSを1180MPa以上とすることが困難になる。一方、加熱温度が950℃を超えると、オーステナイト単相域での加熱中に、オーステナイトの粒成長が生じるため、旧オーステナイトの粒界三重点の数が減少、すなわち、残留オーステナイトの核生成サイトが減少するため、残留オーステナイトの体積率が減少する。また、一方、加熱温度が950℃を超えると、延性が低下する。したがって、加熱温度は740℃以上950℃以下とする。加熱温度は、好ましくは760℃以上、より好ましくは780℃以上とする。また、加熱温度は、好ましくは900℃以下、より好ましくは860℃以下とする。
加熱温度における雰囲気の露点を−35℃以上にすることで、雰囲気中の水分を介して脱炭が進行し、鋼板表層部に表層軟化層を形成することができる。その結果、優れた曲げ性および耐LME特性を得ることができる。なお、加熱温度域における露点の上限は特に規定しないが、TSを好適な範囲内とするためには15℃以下であることが好ましく、より好ましくは5℃以下とする。上記加熱温度における露点は、好ましくは−30℃以上、より好ましくは−25℃以上とする。なお、上記加熱温度域の温度は鋼板の表面温度を基準とする。即ち、鋼板の表面温度が上記加熱温度にある場合に、雰囲気の露点を上記範囲内に調整する。
加熱温度から500℃までの平均冷却速度:10℃/s以上
740℃以上950℃以下までの上記加熱温度から500℃までの平均冷却速度を10℃/s以上とすることで、フェライトの面積率を所望の範囲内に制御して、YRを所望の範囲内とすることができ、成形時に優れた寸法精度を得ることができる。また、冷却時のフェライトの成長を抑制することで、焼入れマルテンサイトの面積率を減少することができることから、打抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性が向上する。また、曲げ性も向上する。なお、加熱温度から500℃までの平均冷却速度の上限は特に規定しないが、焼鈍中に鋼板中に侵入した拡散性水素を、冷却中に好適に脱離させ、伸びフランジ性および曲げ性を向上する観点からは、加熱温度から500℃までの平均冷却速度の上限は50℃/s以下にすることが好ましく、より好ましくは35℃/s以下とする。また、加熱温度から500℃までの平均冷却速度は、好ましくは12℃/s以上、より好ましくは15℃/s以上、さらに好ましくは20℃/s以上とする。
冷却停止温度をマルテンサイト変態開始温度以下まで冷却することで、後述する再加熱後の保熱工程で生成する焼戻しマルテンサイトの面積率を増加させ、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内とすることができる。また、冷却停止時点で、オーステナイトの一部をマルテンサイト変態させることで、鋼板中の拡散性水素量を低減することができ、その結果、打抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性を向上することができる。また、優れた曲げ性を得ることもできる。冷却停止温度が150℃未満では、冷却中に存在する未変態オーステナイトが、冷却停止時点でほぼ全量マルテンサイトに変態するために、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に確保することができず、延性が低下する。一方、冷却停止温度が300℃を超えると、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が減少し、焼入れマルテンサイトの面積率が増加するため、YRが減少し、成形時の寸法精度が低下する。また、残留オーステナイト中の炭素濃度を所望の範囲内とすることができず、延性および成形時の寸法精度の確保が困難となる。また、焼入れマルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加するため、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性が低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、冷却停止温度は150℃以上300℃以下とする。冷却停止温度は、好ましくは170℃以上、より好ましくは190℃以上とする。また、冷却停止温度は、好ましくは280℃以下、より好ましくは260℃以下とする。
焼鈍工程の後に冷却停止温度より高い温度で再加熱することで、冷却停止時に存在する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と拡散させることで、室温で安定なオーステナイト、すなわち、残留オーステナイトの生成が可能となる。再加熱温度が(冷却停止温度+50℃)未満では、冷却停止時に生成したマルテンサイトから未変態オーステナイトへの炭素の分配が進行しないため、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内とすることができず、延性が低下する。また、焼入れマルテンサイトの面積率が増加するため、YRが減少し、成形時の寸法精度が低下する。また、焼入れマルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加するため、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性が低下する。また、曲げ性も低下する。
一方、再加熱温度が500℃を超えると、冷却停止時に生成したマルテンサイトの焼戻しが過度に進行するため、TSを1180MPa以上とすることが困難になる。また、冷却停止時に存在する未変態オーステナイトが、炭化物(パーライト)として分解してしまうため、延性が低下する。したがって、再加熱温度は(冷却停止温度+50℃)以上500℃以下とする。再加熱温度は、好ましくは(冷却停止温度+80℃)以上、より好ましくは(冷却停止温度+100℃)以上とする。また、(二回目焼鈍の)再加熱温度は、好ましくは450℃以下とする。
再加熱温度で保熱することで、冷却停止時に生成したマルテンサイトから未変態オーステナイトへの炭素の分配が進行し、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に実現することができる。再加熱温度での保熱時間が10s未満の場合、冷却停止時に生成したマルテンサイトから未変態オーステナイトへの炭素の分配が進行しないため、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に確保できず、延性が低下する。また、焼入れマルテンサイトの面積率が増加するため、YRが減少し、成形時の寸法精度が低下する。また、焼入れマルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加するため、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性が低下する。また、曲げ性も低下する。したがって、再加熱温度での保熱時間は10s以上とする。なお、再加熱温度での保熱時間の上限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、1000s以下とすることが好ましい。再加熱温度での保熱時間は、好ましくは13s以上、より好ましくは16s以上とする。また、再加熱温度での保熱時間は好ましくは1000s以下、より好ましくは200s以下とする。
限界穴広げ率:λ(%)={(Df−D0)/D0}×100・・・・(4)
ただし、上式において、Dfは亀裂発生時の穴径(mm)、D0は初期穴径(mm)である。鋼板の強度に関係なく、λの値が30%以上の場合に、伸びフランジ性が良好であると判断した。
まず供試鋼より、鋼板の圧延方向に対して直角方向が高温引張試験の引張方向となるように、幅が105mm、長さが25mmの短冊状のサンプルを採取した。冷延鋼板を供試鋼とする場合は、得られた短冊状のサンプルに、同サイズで剪断した板厚0.6mmの270MPa級GA鋼板を重ね、サンプルの両端にスポット溶接を施すことで冷延鋼板と270MPa級GA鋼板とを接合した。270MPa級GA鋼板と接合した冷延鋼板、および、各めっき鋼板(GI、GA、EG)について、幅が99mm、長さが20mmとなるよう端面研削した。次いで、肩部の半径が20mm、平行部の幅が5mm、平行部の長さが20mmとなるように加工し、さらに、めっき層側の平行部の中央に半径が2mmのノッチを、ノッチ間隔が3mmとなるように加工して、切欠き付引張試験片を作製した。なお、電極との接触性を確保する観点から、切欠き付引張試験片の板厚を1.0mmに調整した。供試鋼が冷延鋼板の場合、270MPa級GA鋼板との接合面を残しつつ270MPa級GA鋼板を0.55mm研削、冷延鋼板を0.25mm研削して、引張試験片の板厚を1.0mmに調整した。供試鋼が各めっき鋼板の場合は、片側研削により板厚を1.0mmに調整して、片面にめっき層を有する切欠き付引張試験片を作製した。得られた切欠き付引張試験片を用いて、熱間加工再現装置(サーメックマスターZ、富士電波工機株式会社製)を使用し、高温引張試験を行った。900℃まで100℃/sで昇温した後、すぐに40℃/sでガス冷却し、700℃に到達後、直ちに50mm/sのクロスヘッド速度で破断まで引張試験を行うことで、LME割れを発生させた。試験片破断後は100℃/sで200℃以下までガス冷却した。
結果を表3−1および表3−2に示す。
Claims (7)
- 質量%で、
C:0.120%以上0.250%以下、
Si:0.80%以上2.00%以下、
Mn:2.45%超4.00%以下、
P:0.001%以上0.100%以下、
S:0.0200%以下、
Al:0.010%以上1.000%以下および
N:0.0100%以下を含有するとともに、
下記(1)式から求められるMneqが3.00%以上4.20%以下の関係を満たし、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
フェライトの面積率が25%以下、
焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が65%以上96%以下、
焼入れマルテンサイトの面積率が15%以下、
残留オーステナイトの体積率が4%以上20%以下、
鋼板中の拡散性水素量が0.60質量ppm以下、
表層軟化厚みが5μm以上150μm以下および
高温引張試験後の鋼板表層の対応粒界頻度が0.45以下である鋼組織を有し、
引張強さが1180MPa以上である、高強度鋼板。
記
Mneq=0.26×[%Si]+[%Mn]+3.5×[%P]+2.68×[%Mo]+1.29×[%Cr]・・・(1)
なお、(1)式中の[%X]は、鋼中の元素Xの含有量(質量%)を表し、含有しない場合は0とする。 - 鋼板の板厚1/4位置のC強度に対する表層のC強度の比が0.70以下である、請求項1に記載の高強度鋼板。
- 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Mo:0.500%以下、
Cr:0.300%以下、
Ca:0.0200%以下、
Sb:0.200%以下、
Ti:0.100%以下、
Nb:0.100%以下、
V:0.100%以下、
B:0.0100%以下、
Cu:1.00%以下、
Ni:0.50%以下、
Sn:0.200%以下、
Ta:0.100%以下、
Mg:0.0200%以下、
Zn:0.020%以下、
Co:0.020%以下、
Zr:0.020%以下および
REM:0.0200%以下からなる群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または3に記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延板とし、
次いで、前記熱延板を350℃以上600℃以下の巻取温度で巻き取り、
その後、300℃以上の温度域に5000s以上滞留させた後、冷却し、
次いで、前記熱延板に酸洗を施し、
次いで、前記熱延板に、冷間圧延の累積圧下率が30%以上75%以下である条件で冷間圧延を施して冷延板とし、
次いで、前記冷延板を、露点が−35℃以上の雰囲気中で、740℃以上950℃以下の加熱温度まで加熱し、次いで、該加熱温度から500℃までの平均冷却速度が10℃/s以上となる条件で、150℃以上300℃以下の冷却停止温度まで冷却する、焼鈍工程を行い、
次いで、前記冷延板を、(冷却停止温度+50℃)以上500℃以下の再加熱温度まで再加熱し、該再加熱温度にて10s以上保持する、高強度鋼板の製造方法。 - 前記冷間圧延後、かつ前記焼鈍工程の前に、前記冷延板を、830℃以上の加熱温度まで加熱し、該加熱温度から500℃までの平均冷却速度が5℃/s以上となる条件で冷却する予備焼鈍工程を行う、請求項5に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記予備焼鈍工程の後、前記冷延板を50℃以下まで冷却し、0.05%以上1.00%以下の伸長率で圧延し、その後、前記焼鈍工程を行う、請求項6に記載の高強度鋼板の製造方法。
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