WO2007142196A1 - 伸び、伸びフランジ性および溶接性に優れた高強度鋼板 - Google Patents

伸び、伸びフランジ性および溶接性に優れた高強度鋼板 Download PDF

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Yoichi Mukai
Koichi Sugimoto
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    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention has, for example, a tensile strength of 980 MPa class or more, good elongation, stretch flangeability and spot-weldability, and an ant delayed fraction property. It is also related to high-strength steel sheets that are useful as structural members for automobiles (body frame members such as pillars, members, reinforcements, bumpers, door guard bars, seat parts, suspension parts, and other reinforcing members).
  • body frame members such as pillars, members, reinforcements, bumpers, door guard bars, seat parts, suspension parts, and other reinforcing members.
  • Non-Patent Document 1 discloses that the metal structure is a composite structure having lath-type retained austenite with a bainitic ferrite main body, while ensuring high strength.
  • a steel sheet with improved hole expandability ie, stretch flangeability
  • TS tensile strength
  • this steel plate can only be TS X E1 which is an indicator of strength (TS) 'ductility (E1)! What can be satisfied! ⁇ No.
  • the maximum heating temperature in a mass production line for actual operation using a continuous annealing furnace is about 900 ° C, and the heating time is 5 minutes or less.
  • 950 It is required to cool to 350-400 ° C in a salt bath after annealing for 1200 seconds at ° C, which is not suitable for actual operation.
  • Patent Document 1 discloses that the parent phase is a structure mainly composed of paytic ferrite and contains 3% or more of retained austenite, so that the tensile strength of 980 MPa class or more is secured (E1). About 20% and stretch flangeability ( ⁇ ) is 55%.
  • this technology requires the addition of expensive alloying elements such as Mo, Ni, and Cu, leaving room for improvement in terms of cost.
  • Patent Document 2 discloses a steel sheet having a total phase structure and an increased flangeability by making the matrix structure mainly tempered bainite.
  • this steel grade is being studied mainly with a tensile strength of 900MPa or less, it is necessary to carefully consider delayed fracture, which is a particular problem at 980MPa or more.
  • Non-Patent Document 1 ISIJ International, Vol.40 (2000), No.9.p920-926
  • Patent Document 1 Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2004-332099
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 2002-30933
  • the present invention has been made in view of the prior art as described above, and its object is to provide a 980 MPa class useful as a structural component for automobiles without adding expensive alloy elements such as Mo, Ni, and Cu.
  • E1 tensile strength
  • ⁇ stretch flangeability
  • spot weldability and high resistance to delayed fracture it solves the problem Means to do
  • the high-strength steel sheet of the present invention that has solved the above-mentioned problems has a chemical composition of C: 0.1 2 to 0.25%, Si: l. 0 to 3.0%, Mn: l 5 to 3.0%, P: 0.15% or less (excluding 0%), S: 0.02% or less (excluding 0%), A1: 0.4% or less (0% Not included), with the balance being steel and iron and inevitable impurities, the Si to C content ratio (SiZC) in the mass ratio range of 7 to 14, and the microstructure of the longitudinal section,
  • the space factor for all organizations 1) Pay-tick ferrite: 50% or more,
  • Average size of block-like second phase is 10 ⁇ m or less
  • Nb 0.1% or less (excluding 0%),
  • Ca 30ppm or less (excluding 0%! / ⁇ ) and Z or REM: 30ppm or less (excluding 0%) may be included.
  • the high-strength steel sheet of the present invention particularly preferably has a tensile strength of 98 OMPa or more in order to make effective use of its excellent strength.
  • the chemical composition of the steel material is specified as described above, and in particular, the SiZC ratio is controlled within a specific range, and the metal structure is mainly composed of paytic ferrite and lath-like residual austenite and block-like residual
  • the metal structure is mainly composed of paytic ferrite and lath-like residual austenite and block-like residual
  • C is an element that is indispensable for ensuring high strength and ensuring residual ⁇ , and is important for ensuring that a sufficient amount of C is contained in the ⁇ phase and that the desired amount of ⁇ phase remains at room temperature. Element. In order to exert such an action effectively, C needs to be contained in an amount of 0.1% or more, preferably 0.12% or more, more preferably 0.15% or more. However, if the amount of C is too large, there will be a noticeable adverse effect on spot weldability, so the upper limit was made 0.25% from the viewpoint of ensuring spot weldability. Preferably it is 0.23% or less, more preferably 0.20% or less.
  • Si is an essential element for suppressing the formation of carbides by decomposition of residual ⁇ , and these effects are effectively generated.
  • Si In order to volatilize, it must be contained at 1.0% or more, preferably 1.2% or more. However, these effects saturate at 3.0%, and if it exceeds that, it will cause problems such as deterioration of spot weldability and hot brittleness, so at most 3.0% or less, preferably 2.5. It is better to keep it below%.
  • Mn is an element necessary for suppressing the formation of polygonal ferrite to form a structure mainly composed of paytic ferrite. Further, it is an important element for stabilizing y and securing a desired residual ⁇ , and it is preferable to contain at least 1.5% or more, preferably 2.0% or more.
  • A1 is a useful element to suppress the formation of carbides and secure residual ⁇ . If too much is used, polygonal ferrite tends to form easily, so at most 0.4% or less is preferable. Should be kept below 0.2%.
  • SiZC 7 to 14 (mass ratio)
  • the formation of polygonal ferrite is suppressed as much as possible.
  • the force that needs to promote the ba-tick ferrite transformation Si shiko has the effect of promoting the pay-tick ferrite transformation, so if the Si content is adjusted well according to the C content
  • the metal structure targeted by the present invention is easily obtained.
  • Nb 0.1% or less
  • Ti 0.15% or less
  • Cr has the effect of suppressing the formation of polygonal ferrite and increasing the strength, it is effective to add it as necessary. However, if it is added excessively, it may adversely affect the formation of the metal structure targeted by the present invention, so it should be suppressed to 1.0% or less at most.
  • Pay-tick ferrite ⁇ 50% Pay-tick ferrite not only can easily achieve high strength at a certain degree of dislocation density, but also exhibits the effect of increasing the stretch flangeability by reducing the hardness difference from residual ⁇ , which is the second phase, and is also resistant to slow resistance. ; «It is an important organization for increasing the destructibility, and in order to exert such an effect effectively, it is necessary to have a pay-tick ferrite of 50% or more in space factor. A more preferable space factor is 60% or more.
  • the pay-tic ferrite is clearly different from the bainite structure in that it does not have carbide in the structure, and is a polygonal ferrite having a substructure with no or very little dislocation. It is also different from the microstructure and the quasi-polygonal ferrite structure with substructures such as subgrains, and these differences can be easily confirmed by observation with a ⁇ (transmission electron microscope).
  • the shape is lath means that the average axial ratio (major axis—short axis ratio: aspect ratio) is 3 or more.
  • Such lath-like residual ⁇ not only exhibits the same TRIP effect as conventional residual ⁇ , but also disperses within the old ⁇ grains compared to the block-like residual ⁇ existing around the old ⁇ grain boundary. Since the entire structure becomes uniform and a certain degree of deformation is possible, the generation of cracks during local deformation is suppressed, contributing to the improvement of stretch flangeability.
  • the lath-like residual ⁇ has a large boundary area per volume with the parent phase and a high hydrogen storage capacity, and thus has an action of suppressing delayed fracture due to diffusible hydrogen.
  • the glass residue remains stable compared to the block residue, and a certain amount remains after processing, and the interface with the parent phase remains as a hydrogen trap site after transformation to martensite. Therefore, these characteristics also contribute to improving delayed fracture resistance.
  • Block means that the average axial ratio (major axis / minor axis) is less than 3.
  • Residual ⁇ has the effect of preventing strain concentration by promoting the hardening of the deformed part by transforming into martensite when the steel is deformed due to strain (TRIP effect).
  • the lath-like residual ⁇ is more stable than the block-like residual ⁇ .
  • the strength is relatively low V.
  • the high tensile strength steel sheet with a tensile strength of 980 MPa or more that is easy to break due to elongation has a TRIP effect. There is a possibility of rupture before full use.
  • the block-like residual ⁇ tends to exhibit the TRIP effect in the low distortion region. Therefore, if the content ratio between the block-like residual ⁇ and the lath-like residual ⁇ is appropriately controlled, it is possible to obtain an excellent TRIP effect in a wide and strain range from a low strain range to a high strain range.
  • the space factor of the block residual ⁇ must be 1% or more.
  • the amount exceeds 1Z2 times (0.5 times) of the lath-like residual ⁇ the TRIP effect in the low strain region becomes the main component, and the improvement effect of elongation cannot be expected, and it becomes martensite at an early stage of deformation. Since the block-like residual ⁇ that is transformed increases, cracks originating from martensite are more likely to occur in subsequent deformation, and the stretch flangeability also decreases. In addition, the delayed fracture resistance deteriorates, so the space factor must be at most 0.5 times the lath residue ⁇ .
  • the average particle size of block residual ⁇ is 10 m or less, including martensite that is allowed to be mixed.
  • the more preferable average particle size of the block-like residual ⁇ is 5 ⁇ m or less.
  • the average particle diameter of the block-like residual ⁇ referred to here is the average value of the equivalent circle diameters of the block-like residual ⁇ (the diameter of the circle having the same area).
  • Heating temperature during annealing Ac + 10 ° C or more
  • the heating temperature during annealing should be set to “Ac + 10 ° C. or higher”.
  • a more preferable heating temperature is “Ac + 30 ° C. or higher”.
  • the cooling rate after annealing is an important control item in order to keep the formation of polygonal ferrite constant. That is, if the cooling rate after annealing is too fast, polygonal freight will decrease, and if it is too slow, polygonal ferrite will become excessive, and the crystal grain size will tend to become coarse. Therefore, the cooling rate after annealing is preferably controlled in the range of 15 to: LOO ° CZ seconds, more preferably 20 to 70 ° CZ seconds.
  • Cooling is performed at a high speed (eg, 20 ° CZ seconds or more) to a temperature of about 550 ° C or less, and a cooling rate below that temperature is an example
  • a high speed eg, 20 ° CZ seconds or more
  • a cooling rate below that temperature is an example
  • the temperature at which quenching is stopped after annealing is controlled to a temperature at which transformations other than fine polygonal ferrite and paytic ferrite do not proceed (specifically, about 340 to 460 ° C).
  • a temperature at which transformations other than fine polygonal ferrite and paytic ferrite do not proceed specifically, about 340 to 460 ° C.
  • the p-tic ferrite transformation proceeds by holding at a constant temperature, and the concentration of C to austenite proceeds to become residual ⁇ . It is also important to appropriately control the holding temperature, and the preferred holding temperature is in the range of 360 to 440 ° C for obtaining the metal structure of the present invention.
  • the preferred holding time is 1 minute or longer.
  • the holding temperature needs to be higher than the rapid cooling stop temperature.
  • the amount of the block residual ⁇ is controlled to be small and fine by first cooling to a low temperature at a high speed.
  • the block-like residual ⁇ amount is secured to a certain level or more. Then, by holding the subsequent holding temperature higher than the cooling stop temperature, the paytic ferrite transformation is promoted, and the lath-like residual ⁇ becomes an amount having a predetermined relationship with the block-like residual ⁇ . Control.
  • the high-strength steel sheet of the present invention uses a steel material having a specified chemical composition as described above, and adopts a predetermined metal structure by adopting appropriate heat treatment conditions including cooling conditions and holding conditions. By ensuring the above, it is possible to provide a steel sheet having high strength of 980 MPa class or more, good elongation-elongation flangeability, and excellent spot weldability and delayed fracture resistance at a low cost.
  • Heating temperature 1200 ° C x 60 minutes
  • Cooling Cooled to 720 ° C in 40 ° CZ seconds, air-cooled for 10 seconds, then cooled to 500 ° C in 40 ° CZ seconds, and then held at 500 ° C for 60 minutes to cool the furnace. Finished plate thickness: 3.2 mm 0
  • PF can be distinguished from residual ⁇ and martensite white because it corrodes gray.
  • the area ratio was calculated from the photographic power taken with the above ⁇ .
  • residual ⁇ with an aspect ratio of less than 3 was extracted from image analysis of SEM images, and the average value of their equivalent circle diameters was obtained. Whether it was residual ⁇ was confirmed by EBSP.
  • the area ratio is a value obtained by subtracting the amount of polygonal ferrite and the amount of residual ⁇ above 100% force. It was.
  • Tensile test Measured with a JIS No. 5 tensile test piece.
  • Ductility ratio cross tensile strength Z shear bow I tension strength.
  • Reference numeral 1 12 is an example that satisfies all the prescribed requirements of the present invention. Excellent results were obtained in all of the mechanical characteristics including strength X elongation characteristics and strength X elongation flange characteristics. In addition, spot weldability and delayed fracture resistance are also good.
  • reference numeral 12 indicates that the steel content used is insufficient and the SiZC ratio is out of the specified range, so that the amount of residual ⁇ in the block is too large and the strength X elongation characteristics and strength X elongation flange characteristics. Both are inferior.
  • code 13 indicates that the Si content of the steel used is insufficient and the SiZC ratio is outside the specified range, so that the amount of residual ⁇ in the block is too large, the strength X-elongation and the flange characteristics are poor, spot weldability and delayed fracture resistance Sex is also poor.
  • No. 14 does not have sufficient strength due to insufficient ⁇ ⁇ content in the steel and cannot satisfy the required level of 980 MPa class.
  • Reference 15 indicates that the absolute amounts of C and Si satisfy the specified values. The Si / C ratio is outside the specified requirements, and the amount of residual block gamma is large and its size is large. In addition, spot weldability is also poor in delayed fracture resistance.
  • No. 16 is suitable for steel yarn, but the cooling rate during heat treatment is inadequate and the amount of residual block ⁇ is large. Therefore, both strength X elongation characteristics and strength X elongation flange characteristics are insufficient. Delayed fracture resistance is also poor.
  • No. 17 has no residual block ⁇ with poor balance of cooling rate, cooling stop temperature and holding temperature during heat treatment, so the elongation is low and the strength X elongation characteristics are also poor.

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Abstract

　本発明は、例えば９８０ＭＰａ級以上の引張強度を有すると共に、伸び、伸びフランジ性およびスポット溶接性が良好で耐遅れ破壊特性にも優れた高強度鋼板を提供する。化学成分が、Ｃ：０．１２～０．２５％、Ｓｉ：１．０～３．０％、Ｍｎ：１．５～３．０％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．４％以下を満たし、残部が鉄および不可避不純物である鋼からなり、上記ＳｉとＣの含有比率（Ｓｉ／Ｃ）が質量比で７～１４の範囲で、且つ、縦断面のミクロ組織が、全組織に対する占積率で、１）ベイニティックフェライト：５０％以上、２）ラス状残留オーステナイト：３％以上、３）ブロック状残留オーステナイト：１％以上～１／２×ラス状残留オーステナイト占積率、を満たし、４）ブロック状第２相の平均サイズが１０μｍ以下である。

Description

明 細 書
伸び、伸びフランジ性および溶接性に優れた高強度鋼板
技術分野
[0001] 本発明は、例えば 980MPa級以上の引張強度を有すると共に、伸び、伸びフラン ジ性（stretch flangeability)およびスポット溶接性（spot- weldability)が良好で而遅れ 破壊特性 (ant delayed fraction property)にも優れ、自動車用構造部材 (ピラー、メ ンバー、リンフォース類などのボディー骨格部材、バンパー、ドアガードバー、シート 部品、足回り部品その他の強化部材)などとして有用な高強度鋼板に関するものであ る。
背景技術
[0002] 近年、自動車などの車体重量の軽量ィ匕による燃費の軽減や、衝突時の安全性確 保などを目的として高強度鋼板の需要はますます増大している。それに伴って、鋼板 の引張強度に対する要望も、従来の 590MPa級から 980MPa級以上が求められる 様になつている。しかし、 980MPa級以上の高強度鋼板になると成形性の低下が避 けられず、複雑形状の部品には適用し難いため用途面の制約があった。特に複雑な 形状にプレス加工される用途では、伸びと伸びフランジ性の両方を兼備した高強度 鋼板の提供が求められて 、る。
[0003] ところで、優れた伸びを示す高強度鋼板としては、金属組織として残留オーステ ナイトを含む種々の鋼板が実用化されて 、る。
[0004] 例えば、非特許文献 1には、金属組織をペイ-ティックフェライト（bainitic ferrite)主 体でラス状 (lath-type)残留オーステナイトを有する複合組織とすることで、高強度を 確保しつつ穴拡げ性 (即ち、伸びフランジ性)を高めた鋼板が開示されている。し力 この鋼板は、引張強度 (TS)が 980MPa級以上になると、強度 (TS) '延性 (E1)の指 標となる TS X E1でせ!/、ぜ 、9000〜10300を示すに止まり、満足し得るものとは！ヽ えない。
[0005] また、連続焼鈍炉を用いた実操業の量産ラインでの最高加熱温度は 900°C程度、 加熱時間は 5分以下とされているが、この文献に開示されている製造条件では、 950 °Cで 1200秒の焼鈍の後、ソルトバス（salt bath)で 350〜400°Cまで冷却することを 求めており、実操業にそぐわない。
[0006] また特許文献 1には、母相をペイ-ティックフェライト主体の組織とし、 3%以上の残 留オーステナイトを含有させることで、 980MPa級以上の引張強度を確保しつつ伸 び (E1)で 20%程度、伸びフランジ性 ( λ )で 55%レベルを得て 、る。し力しこの技術 では、高価な合金元素である Moや Ni, Cuなどの添加が不可欠であり、コスト的に改 善の余地を残している。
[0007] 更に特許文献 2には、母相組織を焼戻しべイナイト主体とすることで全伸びと伸び フランジ性を高めた鋼板が開示されている。し力しこの鋼種は、引張強度で 900MPa 級以下を中心に検討されているため、 980MPa級以上で特に問題となる遅れ破壊 につ 、ては十分考慮されて ヽな 、。
非特許文献 1 : ISIJ International,Vol.40(2000),No.9.p920-926
特許文献 1：特開 2004— 332099号公報
特許文献 2：特開 2002— 30933号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0008] 本発明は上記の様な従来技術に鑑みてなされたものであり、その目的は、 Mo, Ni , Cuといった高価な合金元素を添加することなぐ自動車用構造部品などとして有用 な 980MPa級の引張強度を有し、且つ優れた伸び (E1)と伸びフランジ性（ λ )を有 する他、スポット溶接性ゃ耐遅れ破壊性にも優れた高強度鋼板を提供することにある 課題を解決するための手段
[0009] 上記課題を解決することのできた本発明の高強度鋼板とは、化学成分が、 C : 0. 1 2〜0. 25%、 Si: l. 0〜3. 0%、 Mn: l. 5〜3. 0%、 P : 0. 15%以下（0%を含まな い）、 S : 0. 02%以下（0%を含まない）、 A1: 0. 4%以下（0%を含まない）を満足し、 残部が鉄および不可避不純物よりなる鋼力 なり、上記 Siと Cの含有比率 (SiZC)が 質量比で 7〜14の範囲であり、且つ、縦断面のミクロ組織力、全組織に対する占積 率で、 1)ペイ-ティックフェライト： 50%以上、
2)ラス状残留オーステナイト： 3%以上、
3)ブロック状残留オーステナイト： 1%以上〜 1Z2 Xラス状残留オーステナイト占積 率、を満たし、且つ
4)ブロック状第 2相の平均サイズが 10 μ m以下
であり、伸び、伸びフランジ性および溶接性に優れた高強度鋼板である。
[0010] 本発明に係る上記鋼板には、他の元素として、
Ti: 0. 15%以下（0%を含まない）、
Nb : 0. 1%以下（0%を含まない）、
Cr: l. 0%以下（0%を含まない）、
よりなる群力も選択される少なくとも 1種が含まれていてもよぐあるいは更に
Ca： 30ppm以下（0%を含まな!/ヽ）および Zまたは REM： 30ppm以下（0%を含まな い）が含まれていてもよい。
[0011] 本発明の高強度鋼板は、その優れた強度をより有効に生かすため、引張強さで 98 OMPa以上を有するものが特に好まし 、。
発明の効果
[0012] 本発明によれば、上記の様に鋼材の化学成分を特定し、特に SiZC比を特定範囲 に制御すると共に、金属組織をペイ-ティックフェライト主体でラス状残留オーステナ イトとブロック状残留オーステナイトを含む複合組織とすることで、引張強さで例えば 9 80MPaレベル以上を確保しつつ、なお且つ伸び一伸びフランジ性が良好で優れた 加工性を示し、更にはスポット溶接性が良好で、耐遅れ破壊性にも優れた鋼板を安 価に提供できる。
発明を実施するための最良の形態
[0013] 本発明者らは前述した様な解決課題の下で、ペイ-ティックフェライトを母相とする 980MPa級以上の TRIP (TRansformation Induced Plasticity:変態誘起塑性）鋼板 に焦点を絞り、その伸びや伸びフランジ性を更に改善すベぐ金属糸且織中の第 2相 の形態と、化学成分、特に Cと Siに着目して改質研究を重ねた結果、次の様な知見 を得た。 [0014] 1)金属糸且織としてブロック状の残留オーステナイト（以下、残留 γと記す)を減らし、 ラス状の残留 Ίを多くすると、加工性、特に伸びフランジ性が向上し、耐遅れ破壊特 性も向上すること。
[0015] 2)微細なブロック状残留 γを一定量含有させると、伸びフランジ性の低下が抑えられ 、その結果として引張強度 (TS) X伸び (E1)バランスが高められること。
[0016] 3)鋼の化学成分のうち SiZCの質量比率を好適範囲に調整すれば、スポット溶接性 の低下を抑えつつ、 980MPa級以上の強度をもった所望の組織が得られること。
[0017] そこでこうした知見を生かし、鋼成分中の Si, C含量と金属組織中に含まれる残留
Ύの性状、当該鋼板の強度や伸びと伸びフランジ性、更にはスポット溶接性や遅れ 破壊特性に及ぼす影響を主体にして研究を重ねてきた。その結果、前述した如く特 定成分組成の鋼材を使用することを前提として、金属組織中に占めるペイ-ティック フェライトの占積率を制御すると共に、ラス状残留 γとブロック状残留 γの占積率、お よびブロック状残留 γのサイズを特定の値に制御してやれば、上記目的に合致する 高性能の高強度鋼板が得られることを確認し、本発明に想到した。
[0018] 以下、鋼材の化学成分および金属組織を定めた理由を追って、本発明の具体的な 構成を明らかにしていく。
[0019] まず、鋼材の化学成分を定めた理由について説明する。
[0020] C : 0. 10%以上、 0. 25%以下
Cは、高強度を保障すると共に残留 γを確保する上でも欠くことのできない元素で あり、 γ相中に十分な量の Cを含有せしめ、室温でも所望量の γ相を残留させるため に重要な元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、 Cを 0. 10%以上含有 させる必要があり、好ましくは 0. 12%以上、より好ましくは 0. 15%以上含有させるの がよい。但し、 C量が多過ぎるとスポット溶接性に顕著な悪影響が現れてくるので、ス ポット溶接性確保の観点から上限を 0. 25%とした。好ましくは 0. 23%以下、より好 ましくは 0. 20%以下である。
[0021] Si: 1. 0〜3. 0%
Siは、固溶強化 (solution-hardening)元素として有効に作用する他、残留 γが分解 して炭化物が生成するのを抑える上でも必須の元素であり、これらの作用を有効に発 揮させるには、 1. 0%以上含有させねばならず、好ましくは 1. 2%以上含有させるの がよい。但し、それらの効果は 3. 0%で飽和し、それ以上になると、スポット溶接性の 劣化や熱間脆性を起こすなどの障害を招くので、多くとも 3. 0%以下、望ましくは 2. 5%以下に抑えるのがよい。
[0022] Mn: l. 5〜3. 0%
Mnは、ポリゴナルフェライト（polygonal ferrite)の生成を抑えてペイ-ティックフェラ イト主体の組織とするために必要な元素である。また、 yを安定化し所望の残留 γを 確保する上でも重要な元素であり、少なくとも 1. 5%以上、好ましくは 2. 0%以上含 有させるのがよい。
[0023] しかし、過度の添カ卩はスポット溶接性ゃ耐遅; |τ¾壊特性を劣化させるので、多くとも
3. 0%以下、好ましくは 2. 5%以下に抑えるのがよい。
[0024] Ρ : 0. 15%以下、 S : 0. 02%以下
これらの元素は、鋼内に不可避的に混入してくる元素である力 含有量が多くなる と加工性やスポット溶接性を劣化させるので、それぞれ上限値以下に抑えねばなら ない。
[0025] A1: 0. 4%以下
A1は、 Siと同様に炭化物の生成を抑えて残留 γを確保するうえで有用な元素であ る力 多過ぎるとポリゴナルフェライトが生成し易くなるので、多くとも 0. 4%以下、好 ましくは 0. 2%以下に抑えるべきである。
[0026] SiZC : 7〜14 (質量比）
通常、鋼金属組織中の残留 γ量を確保するには所定量の Cが必要になるが、 Cを 増量すると、スポット溶接性、特に十字引張強度（cross tensile strength)が低下して くる。つまり TRIP効果を利用して力卩ェ性を高めるために残留 γを増量すると、スポッ ト溶接性の低下が避けられず、加工性と溶接性を両立させることは困難であった。し かし、 SiZC比が 7以上となる様に Si, Cの含有量を調整すると、残留 γ中に Cをより 効率よく濃縮することができ、その結果としてスポット溶接性の低下を回避できること が分かった。
[0027] また、本発明で意図する金属組織を得るには、ポリゴナルフェライトの生成を極力抑 えてべィ-ティックフェライト変態を促進させる必要がある力 Si〖こは、ペイ-ティック フェライト変態を促進する作用があるため、 C含量に応じて Si含量をうまく調整すれば
、本発明で狙いとする金属組織が得られ易くなる。
[0028] ちなみに、 SiZC比が 7未満、即ち C含量に対して Si含量が少な過ぎると、ベィ-テ イツタフエライト変態が進み難くなつて、粗大なブロック状残留 γの量が多くなり易くな る。この場合、残留 γの安定性が低下して伸びへの効果も期待できなくなり、満足の V、く伸びフランジ性が得られなくなる。
[0029] こうした効果は SiZC比が約 14で飽和し、これを超えて Si含量が過度に多くなると 、ポリゴナルフェライトや粗大なブロック状残留 γが生成し易くなり、却って本発明の 効果が損なわれる。こうした観点から、より好ましい SiZC比は 8以上、 12以下である
[0030] Nb : 0. 1%以下、 Ti: 0. 15%以下
これらの元素は、いずれも金属組織を微細化して靭性を高める作用があるため、必 要に応じて少量添加することができる。しかし、上限値を超えて添加してもそれ以上 の効果は得られず、コストアップを招くだけであるので無駄である。
[0031] Cr: l. 0%以下
Crは、ポリゴナルフェライトの生成を抑えて強度を高める作用を有しているので、必 要に応じて添加することは有効である。しかし、過度に添加すると、本発明で狙いと する金属組織の生成に悪影響を及ぼす恐れがあるので、多くとも 1. 0%以下に抑え るべさである。
[0032] Mo, Cu, Ni:各々 0. 1%程度以下
これらの元素は、強度ゃ耐遅れ破壊性の向上に有効に作用するが、本発明では、 これらの元素を添加せずとも十分に優れた性能を確保することができ、またこれらの 元素は高価でコストアップを招くので、あえて添加する必要はない。しかし、不純物レ ベルでの混入まで規制する理由はなぐそれぞれ 0. 1%程度までの添カ卩は許容範 囲である。
[0033] 次に金属糸且織の限定理由について説明する。
[0034] ペイ-ティックフェライト≥ 50% ペイ-ティックフェライトは、転位密度がある程度高ぐ高強度を容易に達成できる ばかりか、第 2相である残留 γとの硬度差を低減して伸びフランジ性を高める作用を 発揮し、且つ耐遅; «壊性を高める上でも重要な組織であり、こうした効果を有効に 発揮させるには、ペイ-ティックフェライトを占積率で 50%以上存在させねばならない 。より好ましい占積率は 60%以上である。
[0035] なお、本発明においてペイ-ティックフェライトは、組織内に炭化物を有していない 点でベイナイト組織とは明らかに異なり、また、転位がないか或は極めて少ない下部 組織を有するポリゴナルフェライト組織や、細か 、サブグレイン等の下部組織を持つ た準ポリゴナルフェライト組織とも異なっており、これらの違いは ΤΕΜ (透過型電子顕 微鏡)観察などによって容易に確認できる。
[0036] ラス状残留 γ≥ 3%
本明細書にぉ 、て「形態がラス状である」とは、平均軸比 (長軸 Ζ短軸比：ァスぺク ト比）が 3以上のものを意味する。この様なラス状の残留 γは、従来の残留 γと同様 の TRIP効果を発揮するばかりか、旧 γ粒界を中心に存在するブロック状残留 γに 比べて旧 γ粒内にも分散するため組織全体が均一となり、ある程度の変形が可能に なるため、局部変形時における亀裂の発生を抑制し、伸びフランジ性の向上に寄与 する。
[0037] またラス状残留 γは、母相との体積当りの境界面積が大きくて水素吸蔵能力が高 いため、拡散性水素に由来する遅れ破壊を抑える作用も有している。更に加えて、ラ ス状残留 Ίはブロック状残留 Ίに比べて安定であり、加工後も一定量残留するうえ に、母相との境界面はマルテンサイトに変態した後も水素のトラップサイトとして作用 するため、こうした特性も耐遅れ破壊特性の向上に寄与する。
[0038] これらの効果を有効に発揮させるには、ラス状残留 γを 3%以上含有させることが 必要であり、望ましくは 6%以上含有させるのがよい。
[0039] 1%≤ブロック状残留 γ≤ラス状残留 γ占積率 X lZ2
ここで「ブロック状」とは、平均軸比 (長軸/短軸）が 3未満のものを意味する。残留 γ は、鋼材が歪を受けて変形する際にマルテンサイトに変態することで変形部の硬化を 促進し、歪の集中を防ぐ作用を有している (TRIP効果)。 [0040] ラス状の残留 γは、ブロック状残留 γに比べて高歪域まで安定である力 比較的低 V、伸びで破断し易い引張強度が 980MPa級以上の高強度鋼板では、 TRIP効果を 十分発揮する前に破断に至る可能性がある。これに対しブロック状残留 γは、低歪 域で TRIP効果を発現し易い。従って、ブロック状残留 γとラス状残留 γの含有比率 を適正に制御してやれば、低歪域から高歪域に渡る広 、歪域で優れた TRIP効果を 得ることが可能となる。
[0041] こうした効果を有効に発揮させるには、ブロック状残留 γの占積率で 1%以上を確 保しなければならない。しかし、その量がラス状残留 γの 1Z2倍 (0. 5倍)を越えると 、低歪域での TRIP効果が主体となって伸びの向上効果が望めなくなる他、変形の 早期にマルテンサイトに変態するブロック状残留 γが多くなるため、その後の変形で マルテンサイトを起点とする亀裂が発生し易くなつて伸びフランジ性も低下する。更に 加えて耐遅れ破壊特性も悪くなるので、占積率で多くともラス状残留 γの 0. 5倍以下 に抑えねばならない。
[0042] なお、ブロック状残留 γにマルテンサイトが混入した場合でも、ラス状残留 γとの上 記占積率の関係と後述する平均粒径さえ満たせば、特性の劣化は十分抑制される ので、不可避的に混入するマルテンサイト量の多少は問わな 、。
[0043] ブロック状残留 γの平均粒径≤ 10 m
上述したブロック状残留 γの効果を有効に発揮させるには、混入が許容されるマル テンサイトを含めて、ブロック状残留 γの平均粒径を 10 m以下に抑えることが必要 となる。ちなみに、ブロック状残留 γの平均粒径が 10 mを超えると、亀裂の発生が 早まって伸びフランジ性が低下するばかりか、耐遅; ίτ¾壊性も低下してくる。こうした 観点から、ブロック状残留 γのより好ましい平均粒径は 5 μ m以下である。なお、ここ で言うブロック状残留 γの平均粒径とは、ブロック状残留 γの円相当径 (面積が同じ 円の直径）の平均値である。
[0044] 次に、本発明で定める上記の金属組織を得るための製造条件に格別の制限はなく 、一般的な鋼板の製造手順、例えば、連続铸造→熱間圧延→酸洗→冷間圧延→連 続焼鈍の中で、加熱温度や昇温速度、保持温度、冷却開始温度や冷却速度などを 適正に制御すればよぐまた溶融亜鉛めつき鋼板や合金化溶融亜鉛めつき鋼板の場 合は、連続溶融亜鉛めつきラインを含めて適正な温度制御を行なえばよいが、上記 金属組織を得る上で最も重要となるのは、連続焼鈍ラインにおける熱処理条件であ るので、以下、連続焼鈍ラインにおける好ましい熱処理条件を主体にして説明を加え る。
[0045] 焼鈍時の加熱温度: Ac + 10°C以上
3
ペイ-ティックフェライトリツチの金属組織を得るため、ポリゴナルフェライトの生成を 抑えるには、焼鈍時の加熱温度を「Ac + 10°C以上」とするのがよい。ちなみに、 Ac
3 3 点以下で連続焼鈍を行うと、その後の冷却過程で、残存するフ ライトを核にしてポリ ゴナルフ ライトが生成し易くなり、本発明で意図する金属組織が得られ難くなるから である。より好ましい加熱温度は「Ac +30°C以上」である。
3
[0046] 焼鈍後の冷却速度：
焼鈍後の冷却速度は、ポリゴナルフェライトの生成を一定にするため重要な制御項 目となる。即ち、焼鈍後の冷却速度が速すぎるとポリゴナルフ ライトが少なくなり、遅 過ぎるとポリゴナルフェライトが過大となるほか、結晶粒径も粗大化する傾向が生じて くる。よって焼鈍後の冷却速度は 15〜： LOO°CZ秒、より好ましくは 20〜70°CZ秒の 範囲にコントロールするのがよい。
[0047] また、一定の速度で冷却するのではなぐ微細なフェライトが生成し易い 550°C程 度以下までを高速 (例えば 20°CZ秒以上)で冷却し、その温度以下の冷却速度を例 えば 10〜20°C/秒程度にコントロールすることで、狙!、とする金属組織を得ることも 有効である。
[0048] 焼鈍後の急冷停止温度：
焼鈍後の急冷を停止する温度は、微細ポリゴナルフェライトとペイ-ティックフェライ ト以外の変態が進行しない温度 (具体的には、 340〜460°C程度）に制御するのがよ ぐあまり低温まで急冷すると、マルテンサイトが生成し易くなつて意図する金属組織 が得られ難くなる。
[0049] 冷却後の保持温度：
上記冷却後には、一定温度に保持することでペイ-ティックフェライト変態が進行し 、また、オーステナイトへの Cの濃縮が進んで残留 γとなるので、冷却後の保持温度 を適正にコントロールすることも重要であり、本発明の金属組織を得る上で好ましい 保持温度は 360〜440°Cの範囲である。好ましい保持時間は 1分以上である。ここで 、急冷停止温度よりも保持温度の方が高温となるようにする必要がある。
このように、本発明で規定する組織を実現する焼鈍条件としては、まず高速で低温 まで冷却することによりブロック状残留 γの量が少量かつ微細になるよう制御する。こ こで、本発明で規定する組成およびその関係式を満たすと、ブロック状残留 γ量は 一定以上確保される。そして、その後の保持温度を冷却停止温度よりも高温側に持 つていくことで、ペイ-ティックフェライト変態を促進し、ラス状の残留 γをブロック状残 留 γと所定の関係の量になるよう制御する。
[0050] 本発明の高強度鋼板は上記の様に化学成分の特定された鋼材を使用し、且つ冷 却条件や保持条件などを含めて適正な熱処理条件を採用することで所定の金属組 織を確保することにより、 980MPa級以上の高強度を有すると共に、伸び-伸びフラ ンジ性が良好でスポット溶接性ゃ耐遅れ破壊特性にも優れた鋼板を安価に提供でき る。
実施例
[0051] 以下、実験例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実 験例によって制限を受けるものではなぐ前 ·後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に 変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含ま れる。
[0052] 実験例
表 1に示す成分組成の鋼材を溶製し、連続铸造の後、下記の条件で熱間圧延、酸 洗、冷間圧延を行い、次いで、表 2に示す条件で熱処理 (焼鈍)することにより冷延鋼 板を得た。
[0053] [熱間圧延]
加熱温度： 1200°C X 60分
仕上温度： 880°C
冷却： 40°CZ秒で 720°Cまで冷却し、 10秒間空冷した後 40°CZ秒で 500°Cまで 冷却し、その後 500°Cで 60分間保持してカも炉冷した。 仕上げ板厚： 3. 2mm0
[0054] [酸洗、冷間圧延]
酸洗後、板厚 1. 2mmまで冷間圧延した。
[0055] [熱処理 (焼鈍) ]
表 2に示す如ぐ所定の焼鈍温度に加熱して 180秒間保持した後、所定の速度で 所定の冷却停止温度まで冷却し、所定温度で 4分間保持してから炉冷した。
[0056] 得られた冷延鋼板の金属組織を下記の方法で確認すると共に、各供試鋼板につ いて引張試験、穴拡げ試験、スポット溶接試験、耐遅 壊試験を行い、表 2および 表 3に一括して示す結果を得た。
[0057] [金属組織]
組織同定方法：
A:レぺラー腐食による光学顕微鏡観察 (1000倍)、 1視野。
B： SEM観察（4000倍）、 4視野。
[0058] ポリゴナルフェライト（PF)：
上記 Aにより撮影した写真カゝら算出する。残留 γとマルテンサイトの白に対し、 PF はグレーに腐食されるため識別できる。
[0059] ラス状残留 γおよびブロック状残留 γ：
電子後方散乱回折像法（Electron Backscattering Pattern, EBSPとも言う）によって 残留 γであることを確認した上で、面積率は、上記 Βにより撮影した写真力 算出し た。すなわち、 SEM像の画像解析より、アスペクト比 3未満の残留 γを抽出し、それら 円相当径の平均値を求めた。残留 γであるかどうかは EBSPで確認した。
[0060] ペイ-ティックフェライト（BF)：
透過型電子顕微鏡 (TEM :倍率 15000)により、ベイナイトゃ擬フェライトの如き他 の組織でないことを確認した上で、面積率は、 100%力もポリゴナルフェライト量と上 記残留 γ量を減じた値とした。
[0061] [性能評価試験]
引張試験: JIS 5号引張試験片によって測定した。
穴広げ試験：鉄鋼連盟規格 JFST 1001に準じて実施した。 スポット溶接性：
下記の条件でスポット溶接を行い、ナゲット径 5 tの時の延性比が 0. 30以上あれ ば、スポット溶接性が良好 (〇）とした。
[0062] <溶接条件 >
供試材厚さ： 1. 2mm、
電極：ドームラジアス型 (先端直径 6mm)、
加圧力： 375kg、
アップスロープ； 1サイクル、通電時間； 12サイクル、ホールド； 1サイクル (60Hz)、 ナゲット径の調整：溶接電流により調整、
延性比：十字引張強度 Zせん断弓 I張強度。
[0063] [耐遅; ίτ¾壊性]
R= 3mmの 60° Vブロックを用いて V字曲げを施した後、曲げ部に 1500MPaの 応力を負荷して 5%塩酸水溶液中に浸漬し、割れ発生までの時間を測定した。 24時 間で割れな力つたものを耐遅れ破壊良好（〇）とした。
[0064] [表 1]
Figure imgf000014_0001
鋼成分組成（mass%)
Figure imgf000014_0002
Figure imgf000015_0001
[0066] [表 3]
Figure imgf000016_0001
[0067] 表 1 3より、次の様に考えることができる。
[0068] 符号 1 12は、本発明の規定要件を全て満たす実施例であり、強度 X伸び特性、 強度 X伸びフランジ特性を含めて、機械的特性の全てにぉ ヽて優れた結果が得ら れており、スポット溶接性ゃ耐遅れ破壊性も良好である。
[0069] これらに対し符号 12は、用いた鋼材の C含量が不足すると共に SiZC比が規定範 囲を外れるため、ブロック状残留 γ量が多すぎて強度 X伸び特性、強度 X伸びフラ ンジ特性のいずれも劣悪である。また符号 13は、用いた鋼材の Si含量が不足すると 共に SiZC比が規定範囲を外れるため、ブロック状残留 γ量が多すぎて強度 X伸び フランジ特性が劣悪であり、スポット溶接性と耐遅れ破壊性も不良である。
[0070] 符号 14は、鋼中の Μη含量が不足するため強度が十分でなく 980MPa級の要求 レベルを満足できない。符号 15は、 C, Siの絶対量は規定値を満たしている力 Si/ C比が規定要件を外れており、ブロック状残留 γ量が多くてそのサイズも大きいため 、強度 X伸び特性が悪ぐ且つスポット溶接性ゃ耐遅れ破壊性も劣悪である。符号 1 6は、鋼糸且成は適切であるが熱処理時の冷却速度が不適切でブロック状残留 γ量が 多いため、強度 X伸び特性、強度 X伸びフランジ特性のいずれも不十分であり、耐 遅れ破壊特性も悪い。符号 17は、熱処理時の冷却速度や冷却停止温度、保持温度 のバランスが悪ぐブロック状残留 γが全く生成していないため、伸び率が低くて強度 X伸び特性も劣悪である。

Claims

請求の範囲
[1] C : 0. 10〜0. 25% (ィ匕学成分の場合は質量％を表す、以下同じ）
Si: l. 0〜3. 0%、
Mn: l. 5〜3. 0%、
P : 0. 15%以下、
S : 0. 02%以下、
A1: 0. 4%以下、
を満足し、残部が鉄および不可避不純物よりなる鋼力 なり、上記 Siと Cの含有比率 ( SiZC)が質量比で 7〜14の範囲であり、且つ、縦断面のミクロ組織力、全組織に対 する占積率で、
1)ペイ-ティックフェライト： 50%以上、
2)ラス状残留オーステナイト： 3%以上、
3)ブロック状残留オーステナイト： 1%以上〜 1Z2 Xラス状残留オーステナイト占積 率、を満たし、且つ
4)ブロック状第 2相の平均サイズが 10 μ m以下
であることを特徴とする、伸び、伸びフランジ性および溶接性に優れた高強度鋼板。
[2] 鋼が、他の元素として、
Ti: 0. 15%以下、
Nb : 0. 1%以下、
Cr: l. 0%以下、
よりなる群力 選択される少なくとも 1種を含有するものである請求項 1に記載の高強 度鋼板。
[3] 鋼力 更に他の元素として、
Ca： 30ppm以下および Zまたは REM： 30ppm以下を含むものである請求項 1また は 2に記載の高強度鋼板。
[4] 引張強さが 980MPa以上である請求項 1または 2に記載の高強度鋼板。
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