WO2015194572A1 - 衝突特性に優れる超高強度鋼板 - Google Patents

衝突特性に優れる超高強度鋼板 Download PDF

Info

Publication number
WO2015194572A1
WO2015194572A1 PCT/JP2015/067365 JP2015067365W WO2015194572A1 WO 2015194572 A1 WO2015194572 A1 WO 2015194572A1 JP 2015067365 W JP2015067365 W JP 2015067365W WO 2015194572 A1 WO2015194572 A1 WO 2015194572A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
mass
steel sheet
steel
martensite
Prior art date
Application number
PCT/JP2015/067365
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
村上　俊夫
航佑 柴田
茂生 大谷
純也 内藤
Original Assignee
株式会社神戸製鋼所
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 株式会社神戸製鋼所 filed Critical 株式会社神戸製鋼所
Publication of WO2015194572A1 publication Critical patent/WO2015194572A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron

Definitions

  • a martensitic steel with a high C content usually secures hardenability by containing Mn, and improves the strength-ductility balance by solid solution strengthening by containing Si.
  • a martensite (tempered martensite) single phase structure having excellent strength and ductility can be obtained.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 2007-332455 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2006-183140 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2007-138189 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2010-70806 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2012-36499 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2011-202195
  • Cr has a large equilibrium partition coefficient during solidification, the effect on the Ms point is smaller than that of Mn. Therefore, ensuring the hardenability by adding Cr can prevent the occurrence of local strength differences in martensite. Furthermore, Cr has the effect
  • Cr 0.5 to 3.0% Cr can improve the hardenability without significantly changing (decreasing) the Ms point.
  • Cr has a strong effect of suppressing the coarsening of iron-based carbides formed during tempering, and refines the iron-based carbides.
  • Cr dissolves in the iron-based carbide and increases the strength of the iron-based carbide, thereby preventing destruction of the iron-based carbide itself.
  • Cr contributes to the improvement of local ductility.
  • Cr is contained 0.5% or more, preferably 0.6% or more.
  • the Cr amount is 3.0% or less, preferably 2.5% or less, more preferably 2.0% or less. .
  • Al 0.005 to 0.10%
  • Al is used for fixing the deoxidizer and N, so 0.005% or more is contained.
  • it is 0.010% or more, More preferably, it is 0.015% or more.
  • the Al content is limited to 0.10% or less, preferably 0.08% or less, and more preferably 0.06% or less.
  • tempering conditions As tempering conditions, tempering temperature: 100 to 400 ° C., tempering time: 3600 s or less.
  • test steels having the composition shown in Table 1 were melted in a 50 kg vacuum induction furnace (VIF) to form a slab having a thickness of 30 mm, and then the slab was heated to 1150 ° C., and the finish rolling finish temperature 900 ° C. After hot rolling to a plate thickness of 3.0 mm, the steel sheet was rapidly cooled to a winding simulation temperature of 650 ° C. to obtain a hot rolled material. Thereafter, the hot-rolled material was cold-rolled to obtain a cold-rolled material having a thickness of 1.4 mm. These cold-rolled materials were annealed and tempered under the heat treatment conditions shown in Table 2 using a heat treatment simulator.
  • the area ratio of each phase and the Cr concentration in the iron-based carbide were measured by the measurement method described in the above [Mode for Carrying Out the Invention].
  • tensile strength and local ductility were measured by a tensile test.
  • the tensile strength was measured by using a JIS No. 5 test piece and conducting a tensile test at a tensile speed of 10 mm / min.
  • steel No. 16 to 20 and 22 to 25 although the heat treatment conditions are within the recommended range, most of them do not satisfy the requirements for defining the components of the present invention and do not satisfy the essential requirements for defining the structure of the present invention. At least one of tensile strength and local ductility is inferior.
  • steel No. No. 18 (steel type R) has an excessively high residual Si content, resulting in an excessive formation of retained austenite and a lack of martensite and a poor local ductility.
  • Steel No. 19 (steel type S) has an excessively high Mn content, so that the Cr concentration in the iron-based carbide is insufficient and the local ductility is inferior.
  • Steel No. 22, 24, and 25 (steel types E1, E3, and E4) are not suitable in relation to the contents of Ti, B, and N, hardenability deteriorates, ferrite and bainite are excessively formed, and martensite is insufficient. In addition, local ductility is inferior.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

　質量％で、Ｃ：０．１５～０．４０％、Ｓｉ：０～０．２０％、Ｍｎ：０～０．４０％、Ｃｒ：０．５～３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１０％以下、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率で９０％以上のマルテンサイトを含む実質的にマルテンサイト単相組織であるとともに、鉄系炭化物中のＣｒ濃度が０．６原子％以上である超高強度鋼板。

Description

衝突特性に優れる超高強度鋼板
　本発明は、自動車部品等に用いられる、衝突特性に優れる超高強度鋼板に関する。なお、本発明に係る高強度鋼板には、冷延鋼板のみならず、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶亜鉛めっき鋼板を含むものである。
　自動車用部品に供されるマルテンサイト鋼板には、車体軽量化による燃費改善を目的として１２７０ＭＰａ以上の超高強度が求められるとともに、乗員保護の観点から衝突安全性も要求される。
　高Ｃ含有量のマルテンサイト鋼は、通常、Ｍｎを含有させることで焼入れ性を確保するとともに、Ｓｉを含有させることで固溶強化による強度－延性バランスの向上を図っている。このような成分系の鋼を焼入れ・焼戻しすると、強度と延性に優れる、実質的にマルテンサイト（焼戻しマルテンサイト）単相組織が得られる。
　しかしながら、鋼にＭｎを添加すると、Ｍｎは鋼組織中にミクロ偏析するため局所的なＭｓ点のばらつきを発生させ、その結果、局所的に硬質で変形能の小さなマルテンサイトを含有することになる。また、鋼にＳｉを添加すると、マルテンサイトの形成を阻害し、未変態オーステナイトの残存を助長する。このため、マクロ的には均一なマルテンサイト単相組織であっても、ミクロ的（局所的）には軟質な領域と硬質な領域が混在するようになり、その局所的な強度差が破壊を促進することで限界変形能が劣化する。このような限界変形能の劣化は、自動車部品を変形させた際の破壊の発生に強く影響する。
　近年、自動車部品の衝突時の耐破壊特性（衝突特性）は重要性が増しており、従来材よりも優れた耐破壊特性が要求されている。耐破壊特性の向上には、上述のように限界変形能の向上が有効であり、鋼組織の局所的な不均一化を抑制し、局部延性を向上させることが効果的であると考えられる。
　ここで、マルテンサイト鋼板に関する従来技術は多数存在する。しかしながら、マルテンサイト鋼板に関する従来技術は、微細炭化物の析出分散や旧オーステナイト粒の微細化により成形性や耐遅れ破壊性を改善するもの（例えば、特許文献１～５参照）、焼入れ時の温度パターンにより鋼板の平坦度を改善するもの（例えば、特許文献６参照）等に留まっていた。
　このように、局部延性向上を目的（課題）とした従来技術は見当たらず、上記従来技術の鋼板はいずれも、Ｍｎ含有量が０．４５質量％以上、あるいは、Ｓｉ含有量が０．２０質量％以上となっており、また、Ｃｒ含有量も不十分なため、十分な局部延性を確保できないものと想定される。
日本国特開２００７－３３２４５５号公報 日本国特開２００６－１８３１４０号公報 日本国特開２００７－１３８１８９号公報 日本国特開２０１０－７０８０６号公報 日本国特開２０１２－３６４９９号公報 日本国特開２０１１－２０２１９５号公報
　本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、従来材よりも衝突特性に優れる超高強度鋼板を提供することにある。
　本発明の第１発明に係る衝突特性に優れる超高強度鋼板は、 
　質量％で、
　Ｃ　０．１５～０．４０％、 
　Ｓｉ：０～０．２０％、 
　Ｍｎ：０～０．４０％、 
　Ｃｒ：０．５～３．０％、 
　Ｐ　：０．０２％以下、 
　Ｓ　：０．０１％以下、 
　Ａｌ：０．００５～０．１０％、 
であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、 
　面積率で９０％以上のマルテンサイトを含む実質的にマルテンサイト単相組織であるとともに、 
　鉄系炭化物中のＣｒ濃度が０．６原子％以上である組織を有する 
ことを特徴とする。 
　本発明の第２発明に係る衝突特性に優れる超高強度鋼板は、 
上記第１発明において、 
　成分組成が、さらに、 
　Ｔｉ：０．０１～０．０３質量％、 
　Ｂ　：０．０００５～０．００５質量％、 
　Ｎ　：Ｔｉ／Ｎが２．０～６．０を満たすＮ含有量 
を含むものである。 
　ただし、Ｔｉ、Ｎは各成分の質量％を表す。 
　本発明の第３発明に係る衝突特性に優れる超高強度鋼板は、 
　上記第１または第２発明において、 
　成分組成が、さらに、質量％で、 
　Ｍｏ：０％超０．５％以下、
　Ｖ　：０％超０．２％以下、 
　Ｎｂ：０％超０．２％以下、 
　Ｗ　：０％超０．２％以下、 
　Ｚｒ：０％超０．２％以下の１種または２種以上を含むものである。 
　本発明の第４発明に係る衝突特性に優れる超高強度鋼板は、
　上記第１～第３発明のいずれか１つの発明において、 
　成分組成が、さらに、 
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏの１種または２種以上を合計で０質量％超０．３質量％以下含むものである。 
　本発明の第５発明に係る衝突特性に優れる超高強度鋼板は、 
　上記第１～第４発明のいずれか１つの発明において、 
　成分組成が、さらに、 
　Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０質量％超０．０１質量％以下含むものである。
　本発明によれば、鋼板を高Ｃ－極低Ｓｉ－極低Ｍｎ－高Ｃｒ成分系のマルテンサイト単相組織とすることで、局部延性の向上が実現でき、衝突特性に優れる超高強度鋼板を提供できるようになった。
　本発明者らは、上記従来技術と同様の、実質的にマルテンサイト単相組織からなる鋼板（マルテンサイト鋼板）において、その機械的特性として、「引張強度：１２７０ＭＰａ以上１４７０ＭＰａ未満で、かつ局部延性：３５％以上」、「引張強度：１４７０ＭＰａ以上１７６０ＭＰａ未満で、かつ局部延性：３０％以上」、または、「引張強度：１７６０ＭＰａ以上で、かつ局部延性：２５％以上」を確保しうる方策について種々検討を重ねてきた。
　その結果、以下の思考研究により、上記所望の機械的特性を確保しうることに想到した。 
　上記背景技術のところで既述したように、鋼板の衝突特性（耐破壊特性）の向上には、限界変形能の向上が有効であり、鋼組織の局所的な不均一化を抑制し、局部延性を向上させることが効果的である。局所的な不均一性の改善には、ＭｎおよびＳｉの添加量を制限することが有効である。ただし、単にＭｎの添加量を制限するだけでは、焼入れ性が不足して、実質的なマルテンサイト単相組織が確保できなくなる。
　そこで、焼入れ性を確保しつつ、局部延性改善に有効な添加元素について検討したところ、Ｃｒが有効であることを見出した。Ｃｒは凝固時には平衡分配係数は大きいが、Ｍｓ点に対する影響がＭｎより小さいため、Ｃｒ添加による焼入れ性確保は、マルテンサイトの局所的な強度差の発生を防止できる。さらに、Ｃｒは焼戻し時に炭化物の粗大化を抑制することで、炭化物を微細化して破壊の起点を減少させる作用も有する。さらに、Ｃｒはセメンタイト等の鉄系炭化物に溶け込みやすく、鉄系炭化物の強度を高めることで、鉄系炭化物自体の破壊によるき裂発生を防止できる。
　つまり、高Ｃ－極低Ｓｉ－極低Ｍｎ－高Ｃｒという成分系のマルテンサイト鋼とすることで、局部延性を向上させた超高強度鋼を実現することが可能となる。 
　本発明者らは、上記知見に基づいてさらに検討を進めた結果、本発明を完成するに至った。 
　以下、まず、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。また、各成分の「含有量」を単に「量」と記載することもある。 
〔本発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．１５～０．４０％ 
　Ｃは、焼入れ・焼戻し後の強度を確保するために必須の元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃを０．１５％以上、好ましくは０．１７％以上、さらに好ましくは０．１９％以上含有させる必要がある。ただし、Ｃ量が過剰になると局部延性を劣化させるので、Ｃ量は０．４０％以下、好ましくは０．３５％以下、さらに好ましくは０．３０％以下とする。 
Ｓｉ：０～０．２０％
　Ｓｉは、固溶強化能が高く、セメンタイトの粗大化を抑制するが、焼入れ時に破壊の起点となる残留オーステナイトを残存させやすいため、局部延性を劣化させる。したがって、Ｓｉ量は０．２０％以下、好ましくは０．１８％以下、さらに好ましくは０．１６％以下に制限する必要がある。
Ｍｎ：０～０．４０％
　Ｍｎは、焼入れ性を高めるが、ミクロ偏析しやすく、かつ、Ｍｓ点を大きく変化（低下）させるため、マルテンサイト中に局所的な強度分布（強度差）を発生させ、局部延性を劣化させる。したがって、Ｍｎ量は０．４０％以下、好ましくは０．３５％以下、さらに好ましくは０．３０％以下に制限する必要がある。
Ｃｒ：０．５～３．０％
　ＣｒはＭｓ点をあまり変化（低下）させずに焼入れ性を高められる。また、Ｃｒは焼戻し時に形成される鉄系炭化物の粗大化抑制作用が強く、鉄系炭化物を微細化する。さらに、Ｃｒは鉄系炭化物中に溶け込み鉄系炭化物の強度を高めることで、鉄系炭化物自体の破壊を防止する。これらの作用により、Ｃｒは局部延性の向上に寄与する。このためＣｒは０．５％以上、好ましくは０．６％以上含有させる。ただし、Ｃｒ量が過剰になると上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるのでＣｒ量は３．０％以下、好ましくは２．５％以下、更に好ましくは２．０％以下とする。
Ｐ：０．０２％以下 
　Ｐは旧オーステナイト粒界に偏析して粒界強度を低下させるため、局部延性を劣化する。したがって、Ｐ量は０．０２％以下、好ましくは０．０１７％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下に制限する。Ｐは全く含まれていない（即ち０％）でも構わないが、不可避的に混入するものであるため、極端に低減するには製造コスト増加が伴う。したがって、費用対効果の観点からは、Ｐ量の下限は０％を含まないものとなる。より好ましい下限は０．００３％である。
Ｓ：０．０１％以下 
　ＳはＭｎＳを形成して破壊の起点となるため、好ましくない。したがって、Ｓ量は０．０１％以下、好ましくは０．００７％以下、さらに好ましくは０．００５％以下に制限する。Ｓは全く含まれていない（即ち０％）でも構わないが、不可避的に混入するものであるため、極端に低減するには製造コスト増加が伴う。したがって、費用対効果の観点からは、Ｓ量の下限は０％を含まないものとなる。より好ましい下限は０．０００５％である。
Ａｌ：０．００５～０．１０％
　Ａｌは脱酸剤およびＮの固定に活用されるため、０．００５％以上含有させる。好ましくは０．０１０％以上、更に好ましくは０．０１５％以上である。一方、含有量が高すぎると焼入れ時に残留オーステナイトを残存させ局部延性を劣化させる。したがって、Ａｌ量は０．１０％以下、好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下に制限する。
　本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が鉄および不可避的不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を含有させることができる。
Ｔｉ：０．０１～０．０３％、
Ｂ　：０．０００５～０．００５％、
Ｎ　：Ｔｉ／Ｎが２．０～６．０を満たすＮ含有量
　ＴｉはＮの固定に有効な元素である。Ｂは焼入れ性の向上に有効な元素である。これらの作用を有効に発揮させるためには、Ｔｉは０．０１％以上、さらには０．０１５％以上、特に０．０２％以上、Ｂは０．０００５％以上、さらには０．０００８％以上、特に０．００１％以上、それぞれ含有させることが推奨される。ただし、これらの元素を過剰に含有させることは経済的に無駄であるので、Ｔｉは０．０３％以下、さらには０．０２７％以下、特に０．０２５％以下、Ｂは０．００５％以下、さらには０．００４％以下、特に０．００３％以下に、それぞれ制限することが推奨される。なお、Ｔｉ量に対してＮ量が過剰になると、Ｎの固定が不十分となり、残存する固溶ＮによりＢがＢＮとして消費されるため、焼入れ性が有効に発揮されなくなる。一方、Ｔｉ量に対してＮ量が不足すると、溶製時に粗大なＴｉＮが形成されて破壊の起点となるために局部円制が劣化するという不都合が生じる。したがって、Ｎ量を規定する、Ｔｉ含有量とＮ含有量の比Ｔｉ／Ｎは、２．０～６．０、さらには２．５～５．５、特に３．０～５．０を満足することが推奨される。
Ｍｏ：０％超０．５％以下、
Ｖ　：０％超０．２％以下、
Ｎｂ：０％超０．２％以下、
Ｗ　：０％超０．２％以下、
Ｚｒ：０％超０．２％以下の１種または２種以上 
　これらの元素は、いずれも炭化物形成元素であり、旧オーステナイト粒を微細化させることで強度および局部延性を向上させるのに有効に作用する。ただし、これらの元素を過剰に含有させても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるので、Ｍｏは０．５％以下、さらには０．４％以下、特に０．３％以下、Ｖ、Ｎｂ、Ｗ、Ｚｒは０．２％以下、さらには０．１５％以下、特に０．１％以下の含有にそれぞれ留めることが推奨される。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏの１種または２種以上：合計で０％超０．３％以下
　これらの元素は、鋼の強化元素として有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、これらの元素は合計量で０．００５％以上、さらには０．０１％以上含有させることが推奨される。ただし、これらの元素を過剰に含有させても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるので、これらの元素は合計量で０．３％以下、さらには０．２％以下とするのが好ましい。
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上：合計で０質量％超０．０１質量％以下
　これらの元素は、いずれも酸化物を微細化することで、局部延性を向上させるのに有効に作用する。ここで、本発明に用いられるＲＥＭ（希土類元素）としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。ただし、これらの元素を過剰に含有させても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるので、合計で０．０１％以下、さらには０．００７％以下、特に０．００５％以下の含有に留めることが推奨される。
　つぎに、本発明に係る鋼板（以下、「本発明鋼板」ともいう。）を特徴づける組織について説明する。
〔本発明鋼板の組織〕
　上述したとおり、本発明鋼板は、上記従来技術と同じく実質的にマルテンサイト単相組織をベースとするものであるが、特に、鉄系炭化物中のＣｒ濃度を所定値（０．６原子％以上）に制御する点で、上記従来技術と異なっている。
＜面積率で９０％以上のマルテンサイトを含む実質的にマルテンサイト単相組織＞
　鋼板の組織をできるだけ均一にすることで、高強度でかつ局部延性に優れる組織を得ることができる。本明細書中では、焼戻しを受けていない未焼戻しマルテンサイト（炭化物を含まないマルテンサイト）と、焼戻しマルテンサイト（炭化物を含むマルテンサイト）を合わせて「マルテンサイト」と定義する。マルテンサイト以外の組織としては、合計面積率で１０％以下のフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトを含有することが許容されるが、面積率１００％のマルテンサイトからなるマルテンサイト単相組織とすることが最も好ましい。
＜鉄系炭化物中のＣｒ濃度：０．６原子％以上＞
　鉄系炭化物の強度を高めることで、鉄系炭化物の破壊が防止されて局部延性が向上する。このような作用を有効に発揮させるため、鉄系炭化物中のＣｒ濃度は０．６原子％以上、好ましくは０．７原子％以上、さらに好ましくは１．０原子％以上とする必要がある。なお、上記鉄系炭化物は主にＦｅ３Ｃであるが、その他ε炭化物等が含まれる場合もある。
〔各相の面積率および鉄系炭化物中のＣｒ濃度の各測定方法〕
　ここで、各相の面積率および鉄系炭化物中のＣｒ濃度の各測定方法について説明する。
　まず、各相の面積率については、鋼板をナイタール腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて倍率１０００倍で５視野観察して、マルテンサイト、ベイナイト、パーライト、およびフェライトを区別して同定し、点算出法で各相の面積率を求めた。 
　次に、鉄系炭化物中のＣｒ濃度については、抽出レプリカ法にて薄膜を作成した後、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察し、鉄系炭化物の部分をエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ）にて定量解析により各元素の原子分率を求める。そして、この定量解析結果から、ＣとＣｕを除く他の元素（Ｆｅと合金元素）の原子分率の合計を７５原子％として原子分率を補正することにより、Ｃｒの原子％を求めた。
　なお、上記Ｃｒの原子％算出にあたり、ＣとＣｕを除いたのは、薄膜作成時の蒸着カーボンと銅メッシュの影響を強く受け、ＣとＣｕは大きな測定誤差を生じるため、これらの元素を予め除外したことによる。また、他の元素の原子分率の合計を７５原子％としたのは、鉄系炭化物の基本形態であるＦｅ３ＣのＦｅの一部がＣｒ等の合金元素と置換するため、鉄系炭化物中のＦｅと合金元素の原子分率の合計が３／４×１００％＝７５％であることに基づく。
　次に、上記本発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。
〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
　上記本発明鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延を行う。熱間圧延条件としては、仕上げ圧延の終了温度をＡｒ３点以上に設定し、適宜冷却を行った後、４５０～７００℃の範囲で巻き取る。仕上げ圧延の終了温度がＡｒ３点未満では、二相域での圧延となるので圧延荷重が安定せず、適正な鋼板形状を保てなくなるためである。熱間圧延終了後は酸洗してから冷間圧延を行うが、冷間圧延率は特に限定されないが３０～７０％程度とするのがよい。そして、上記冷間圧延後、下記の推奨条件で、焼鈍しさらに焼戻しを行う。なお、本発明鋼板は、冷延鋼板のみならず、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含むものである。
［焼鈍条件］
　焼鈍条件としては、焼鈍加熱温度（＝均熱温度）：Ａｃ３点以上に加熱し、焼鈍保持時間：３６００ｓ以下保持した後、該焼鈍加熱温度から、「緩冷却終了・急冷開始温度：６００℃以上まで３０℃／ｓ未満の緩冷却速度で緩冷したのち」、または、「緩冷却なしで直接」、室温まで３０℃／ｓ以上の急速冷却速度で冷却する。
＜焼鈍加熱温度：Ａｃ３点以上＞
　焼鈍加熱時に実質的にオーステナイト単相組織に変態させ、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するマルテンサイトの面積率を９０％以上確保するためである。焼鈍加熱温度は、より好ましくはＡｃ３＋２０℃以上、特に好ましくはＡｃ３＋３０℃以上である。
　なお、Ａｃ３点は、鋼板の化学成分から、レスリー著、「鉄鋼材料科学」、幸田成靖訳、丸善株式会社、１９８５年、ｐ．２７３に記載の式を用いて求めることができる。
＜緩冷却終了・急冷開始温度：６００℃以上＞
　緩冷却終了・急冷開始温度が６００℃未満では、フェライトやベイナイトが過剰に形成されて実質的にマルテンサイト単相組織が得られなくなるためである。緩冷却終了・急冷開始温度は、より好ましくは６５０℃以上、特に好ましくは７００℃以上である。
＜急速冷却速度：３０℃／ｓ以上＞
　急速冷却速度が３０℃／ｓ未満では、フェライトやベイナイトが過剰に形成されて実質的にマルテンサイト単相組織が得られなくなるためである。急速冷却速度は、より好ましくは４０℃／ｓ以上、特に好ましくは５０℃／ｓ以上である。
［焼戻し条件］
　焼戻し条件としては、焼戻し温度：１００～４００℃、焼戻し時間：３６００ｓ以下とする。
＜焼戻し温度：１００～４００℃＞
　焼戻し温度が１００℃未満では、鉄系炭化物の形成や、鉄系炭化物中へのＣｒの溶込みが不十分となり、所定の特性が得られない。一方、焼戻し温度が４００℃を超えると、マルテンサイトが軟化しすぎて目標とする強度が得られないためである。焼戻し温度は、より好ましくは１４０～３６０℃、特に好ましくは１８０～３２０℃である。
＜焼戻し時間：３６００ｓ以下＞
　焼戻し時間が３６００ｓを超えると、生産性が大幅に低下してしまい好ましくないためである。
　なお、焼戻し時の最高到達温度（焼戻し温度に相当）が上記の焼戻し温度の範囲であれば、必ずしもその温度で保持する必要はないので、焼戻し時間の下限は規定しない。焼戻し時間は、より好ましくは１２００ｓ以下、特に好ましくは６００ｓ以下である。
　表１に示す各成分組成からなる供試鋼を５０ｋｇ真空誘導炉（ＶＩＦ）にて溶製し、板厚３０ｍｍのスラブとした後、このスラブを１１５０℃に加熱し、仕上げ圧延終了温度９００℃で板厚３．０ｍｍに熱間圧延した後、巻取り模擬温度６５０℃まで急冷して熱延材とした。その後、前記熱延材を冷間圧延して板厚１．４ｍｍの冷延材とした。そして、これらの冷延材に熱処理シミュレータを用いて表２に示す熱処理条件で焼鈍および焼戻しを施した。
　具体的には、上記冷延材をソルトバス中で均熱温度（焼鈍加熱温度）Ｔ１（℃）×９０ｓ加熱保持した後、「緩冷却終了・急冷開始温度Ｔ２（℃）まで１０℃／ｓの緩冷却速度で緩冷却したのち」、または、「緩冷却なしで直接」、室温までＣＲ（℃／ｓ）の急速冷却速度で冷却して焼鈍を施し、焼鈍材とした。熱処理Ｎｏ．２６は、緩冷却なしで直接急速冷却した例である。なお、急速冷却を水冷で行った場合は冷却速度を測定できないため、急速冷却速度を「＞２００（℃／ｓ）」と表記した。ついで、前記焼鈍材をソルトバス中で焼戻し温度Ｔ３（℃）×焼戻し時間ｔ３（ｓ）で焼戻しを施した。
　このようにして得られた鋼板について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により、各相の面積率および鉄系炭化物中のＣｒ濃度を測定した。
　また、上記鋼板について、機械的特性を評価するため、引張試験により引張強度と局部延性をそれぞれ測定した。なお、引張強度については、ＪＩＳ５号試験片を用い、引張速度：１０ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を実施して測定した。
　また、局部延性については、ＪＩＳ５号試験片の平行部の長手方向中心位置における板幅両端部に半径５ｍｍの半円状の切欠きを設けたものを試験片として用い、引張速度：１０ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を実施した。そして、試験片の破断面における板厚ｔ１を測定し、引張試験前の板厚ｔ０からの板厚減少率（ｔ０－ｔ１）／ｔ０×１００％を算出し、これを局部延性と定義した。
　ここで、局部延性を上記測定方法で評価した理由を説明する。すなわち、自動車部品における衝突時に発生する割れは、当該部品の局部延性に強く依存するとともに、平面ひずみ状態で割れに至ることが知られている。発明者らは、種々検討の結果、この平面ひずみ状態で発生する割れは、上記のような半円状の切欠きを有する試験片の引張試験で模擬できることを見出した。そして、局部延性を定量的に評価しうる試験法として上記測定法を採用したものである。
　これらの結果を表３に示す。そして、鋼板特性として、「引張強度：１２７０ＭＰａ以上１４７０ＭＰａ未満で、かつ局部延性：３５％以上」、「引張強度：１４７０ＭＰａ以上１７６０ＭＰａ未満で、かつ局部延性：３０％以上」、または、「引張強度：１７６０ＭＰａ以上で、かつ局部延性：２５％以上」を満足する場合を強度および局部延性に優れるとして合格（○）とし、これらのいずれをも満たさない場合を不合格（×）とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、鋼Ｎｏ．１～１５、２１、２６～２９、３１、３２はいずれも、本発明の成分組成の範囲を満足する鋼種を用い、推奨の熱処理条件で製造した結果、本発明の組織規定の要件を充足するとともに、機械的特性の要件も充足する発明鋼板であり、局部伸びに優れた超高強度鋼板が得られた。
　これに対し、鋼Ｎｏ．１６～２０、２２～２５、３０は本発明で規定する成分組成、組織および機械的特性の要件のうち少なくともいずれかを満足しない比較鋼板であり、引張強度と局部延性の少なくともいずれかが判定基準を満たしていない。
　例えば、鋼Ｎｏ．１６～２０、２２～２５は、熱処理条件は推奨範囲内にあるものの、本発明の成分を規定する要件を満たさないうえ、本発明の組織を規定する必須要件を満たさないものがほとんどであり、引張強度と局部延性の少なくともいずれかが劣っている。
　例えば、鋼Ｎｏ．１６（鋼種Ｐ）は、Ｃ含有量が低すぎることにより、引張強度が劣っている。 
　一方、鋼Ｎｏ．１７（鋼種Ｑ）は、Ｃ含有量が高すぎることにより、残留オーステナイトが過剰に形成されてマルテンサイトが不足するとともに、局部延性が劣っている。 
　一方、鋼Ｎｏ．１８（鋼種Ｒ）は、Ｓｉ含有量が高すぎることにより、残留オーステナイトが過剰に形成されてマルテンサイトが不足するとともに、局部延性が劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．１９（鋼種Ｓ）は、Ｍｎ含有量が高すぎることにより、鉄系炭化物中のＣｒ濃度が不足し、局部延性が劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．２０（鋼種Ｔ）は、Ｃｒ含有量が低すぎることにより、鉄系炭化物中のＣｒ濃度が不足し、局部延性が劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．２２、２４、２５（鋼種Ｅ１、Ｅ３、Ｅ４）は、Ｔｉ、ＢおよびＮの各含有量の関係が適切でないことにより、焼入れ性が劣化してフェライトとベイナイトが過剰に形成されマルテンサイトが不足するとともに、局部延性が劣っている。 
　一方、鋼Ｎｏ．２３（鋼種Ｅ２）は、Ｔｉ含有量が高すぎることにより、焼入れ性は確保されマルテンサイトは十分に形成されているものの、ＴｉＮが過剰に形成されるため、局部延性が劣っている。 
　また、鋼Ｎｏ．３０は、成分組成の要件は満たしているものの、熱処理条件のうち焼鈍温度が推奨範囲を外れて高すぎるため、引張強度が劣っている。 
　以上より、本発明の適用性が確認された。
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１４年６月１６日出願の日本特許出願（特願２０１４－１２３２３４）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明の鋼板は、局部延性の向上が実現でき、衝突特性に優れ、例えば自動車用部品に有用である。

Claims (2)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．１５～０．４０％、 
    　Ｓｉ：０～０．２０％、 
    　Ｍｎ：０～０．４０％、 
    　Ｃｒ：０．５～３．０％、 
    　Ｐ　：０．０２％以下、 
    　Ｓ　：０．０１％以下、 
    　Ａｌ：０．００５～０．１０％
    であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、 
    　面積率で９０％以上のマルテンサイトを含む実質的にマルテンサイト単相組織であると
    ともに、 
    　鉄系炭化物中のＣｒ濃度が０．６原子％以上である組織を有する 
    ことを特徴とする衝突特性に優れる超高強度鋼板。
  2. 　成分組成が、さらに、下記（ａ）～（ｄ）の少なくとも１つを含む請求項１記載の衝突特性に優れる超高強度鋼板。
    （ａ）Ｔｉ：０．０１～０．０３質量％、Ｂ：０．０００５～０．００５質量％、Ｎ：Ｔｉ／Ｎが２．０～６．０を満たすＮ含有量（ただし、Ｔｉ、Ｎは各成分の質量％を表す）
    （ｂ）Ｍｏ：０質量％超０．５質量％以下、Ｖ：０質量％超０．２質量％以下、 Ｎｂ：０質量％超０．２質量％以下、Ｗ：０質量％超０．２質量％以下、Ｚｒ：０質量％超０．２質量％以下の１種または２種以上
    （ｃ）Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏの１種または２種以上を合計で０質量％超０．３質量％以下
    （ｄ）Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０質量％超０．０１質量％以下
PCT/JP2015/067365 2014-06-16 2015-06-16 衝突特性に優れる超高強度鋼板 WO2015194572A1 (ja)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014-123234 2014-06-16
JP2014123234A JP6275560B2 (ja) 2014-06-16 2014-06-16 衝突特性に優れる超高強度鋼板

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2015194572A1 true WO2015194572A1 (ja) 2015-12-23

Family

ID=54935554

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2015/067365 WO2015194572A1 (ja) 2014-06-16 2015-06-16 衝突特性に優れる超高強度鋼板

Country Status (2)

Country Link
JP (1) JP6275560B2 (ja)
WO (1) WO2015194572A1 (ja)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102403767B1 (ko) * 2020-11-25 2022-05-30 현대제철 주식회사 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR20230093723A (ko) * 2021-12-20 2023-06-27 주식회사 포스코 내구성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조방법, 산업용 또는 자동차용 부품

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010121191A (ja) * 2008-11-21 2010-06-03 Nippon Steel Corp 耐遅れ破壊特性および溶接性に優れる高強度厚鋼板およびその製造方法
JP2011246746A (ja) * 2010-05-24 2011-12-08 Kobe Steel Ltd 曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板
JP2012214890A (ja) * 2011-03-29 2012-11-08 Jfe Steel Corp 耐応力腐食割れ性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010121191A (ja) * 2008-11-21 2010-06-03 Nippon Steel Corp 耐遅れ破壊特性および溶接性に優れる高強度厚鋼板およびその製造方法
JP2011246746A (ja) * 2010-05-24 2011-12-08 Kobe Steel Ltd 曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板
JP2012214890A (ja) * 2011-03-29 2012-11-08 Jfe Steel Corp 耐応力腐食割れ性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP6275560B2 (ja) 2018-02-07
JP2016003352A (ja) 2016-01-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US10745775B2 (en) Galvannealed steel sheet and method for producing the same
JP6566026B2 (ja) めっき鋼板
KR101930185B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP6245386B2 (ja) 高強度鋼板用素材、高強度鋼板用熱延材、高強度鋼板用熱延焼鈍材、高強度鋼板、高強度溶融めっき鋼板および高強度電気めっき鋼板と、これらの製造方法
JP6536294B2 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
KR101912512B1 (ko) 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP6179461B2 (ja) 高強度鋼板の製造方法
JP2022160585A (ja) 冷間圧延鋼板及びその製造方法
US10023934B2 (en) High-strength hot-dip galvannealed steel sheet having excellent bake hardening property and bendability
JP2023011852A (ja) 冷間圧延熱処理鋼板及びその製造方法
JP6223905B2 (ja) 降伏強度と加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2015151827A1 (ja) 延性、伸びフランジ性、および溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
KR101445465B1 (ko) 가공성과 스폿 용접성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP2021502484A (ja) 冷間圧延熱処理鋼板及びその製造方法
WO2012067160A1 (ja) 成形性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、および温間加工された自動車部品
JP6265108B2 (ja) 冷延鋼板用または溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板およびその製造方法
KR20220060552A (ko) 냉연강판 및 그 제조 방법
JPWO2013102986A1 (ja) 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
WO2020039697A1 (ja) 高強度鋼板及びその製造方法
JPWO2019187124A1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP6492869B2 (ja) 溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法
JP6473022B2 (ja) 成形性に優れた高強度鋼板
JP6434348B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板
JP6275560B2 (ja) 衝突特性に優れる超高強度鋼板
JP2023071938A (ja) 延性及び加工性に優れた高強度鋼板、及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 15809413

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 15809413

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1