WO2016133222A1 - 熱延鋼板 - Google Patents
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Abstract
Description
さらに、特許文献4,5,6ではフェライトとマルテンサイトの複合組織とするために、フェライト変態を促進する目的でSiが添加されていることが多い。しかしながら、Siを含有する鋼板は、赤スケール(Siスケール)と呼ばれるタイガーストライプ状のスケール模様が鋼板の表面に生成し、塗装後耐食性が劣化するという問題があった。
このように、従来、自動車部材に必要な伸びフランジ性、切り欠き疲労特性、および塗装後耐食性を全て満たす鋼板を得ることは困難であった。
本発明は、塗装後耐食性に優れ、かつ厳しい伸びフランジ性及び切り欠き疲労特性が要求される部材への適用が可能な高強度熱延鋼板を提供することを目的とする。本発明において、伸びフランジ性とは、ひずみ分布を考慮した伸びフランジ性の指標である、鞍型伸びフランジ試験法で試験を行った結果として得られるフランジの限界成形高さH(mm)と引張強度(MPa)との積で評価される値を示し、伸びフランジ性に優れるとは、限界成形高さH(mm)と引張強度(MPa)との積が19500(mm・MPa)以上であることを示す。
また、切り欠き疲労特性に優れるとは、切り欠き疲労試験によって得られる切り欠き疲労限FL(MPa)と引張強度TS(MPa)の比であるFL/TSが0.25以上であることを示す。また、高強度とは、引張強度で540MPa以上であることを示す。また、塗装後耐食性に優れるとは、塗装後耐食性の指標である最大剥離幅が4.0mm以下であることを示す。
また、従来、伸びフランジ性が向上すると、延性が低下することが知られている。しかしながら、本発明の熱延鋼板は、伸びフランジ性を向上させた上で、一般に自動車部材として求められる最低限の延性であるTS×EL≧13500MPa・%を満足することができる。
本実施形態に係る熱延鋼板は、化学成分が、質量%で、C:0.020~0.070%、Mn:0.60~2.00%、Al:0.10~1.00%、Ti:0.015~0.170%、Nb:0.005~0.050%を含有し、必要に応じて、Cr:1.0%以下、V:0.300%以下、Cu:2.00%以下、Ni:2.00%以下、Mo:1.00%以下、Mg:0100%以下、Ca:0.0100%以下、REM:0.1000%以下、B:0.0100%以下のうちの1種以上を含有し、Si:0.100%以下、P:0.050%以下、S:0.005%以下、N:0.0060%以下、に制限し、残部がFe及び不純物からなる。また、組織が、面積率で、合計で80~98%のフェライト及びベイナイトと、2~10%のマルテンサイトとを含み、前記組織において、方位差が15°以上である境界を粒界とし、前記粒界によって囲まれ、かつ円相当径が0.3μm以上である領域を結晶粒と定義した場合、粒内の方位差が5~14°である前記結晶粒の割合が、面積率で、10~60%である。
Cは、Nb、Ti等と結合して鋼板中で析出物を形成し、析出強化により鋼の強度向上に寄与する元素である。また、Cはマルテンサイトの生成にも大きく影響する。そのため、C含有量の下限を0.020%とする。好ましいC含有量の下限は、0.025%であり、より好ましいC含有量の下限は、0.030%である。一方、C含有量が0.070%超になると、伸びフランジ性や溶接性が劣化する。そのため、C含有量の上限を0.070%とする。好ましいC含有量の上限は、0.065%であり、より好ましいC含有量の上限は、0.060%である。
Siは、スケールの融点を下げ、スケールと地鉄(母材)との密着性を上げる元素である。Si含有量が多くなると、スケール模様が生じて化成処理性が劣化し、塗装後耐食性が低下する原因となる。そのため、Si含有量を制限する必要がある。Si含有量が0.100%を超えると、塗装後耐食性が顕著に劣化する。そのため、Si含有量を0.100%以下に制限する。好ましいSi含有量の上限は、0.050%であり、より好ましいSi含有量の上限は、0.040%である。Si含有量は0%でもかまわない。
Mnは、固溶強化により、および/または鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度向上に寄与する元素である。この効果を得るため、Mn含有量の下限を0.60%とする。好ましいMn含有量の下限は、0.70%であり、より好ましいMn含有量の下限は、0.80%である。一方、Mn含有量が2.00%を超えると、伸びフランジ性が劣化する。そのため、Mn含有量の上限を2.00%とする。好ましいMn含有量の上限は、1.50%であり、より好ましいMn含有量の上限は、1.20%である。
Alは、溶鋼の脱酸剤として有効な元素である。また、本実施形態に係る熱延鋼板において、粒内方位差5~14°である結晶粒の割合を10~60%に制御する効果を有する元素である。これはAlが鋼板のAr3温度を大幅に上昇させる効果を持ち、Alを含有させることで粒内に導入される変態ひずみが少なくなることが関係していると考えられる。これらの効果を得るため、Al含有量の下限を0.10%とする。好ましいAl含有量の下限は、0.13%であり、より好ましいAl含有量の下限は、0.15%である。一方、Al含有量が1.00%を超えると、靭性や延性が顕著に劣化し圧延中に破断に至ることがある。そのため、Al含有量の上限を1.00%とする。好ましいAl含有量の上限は、0.50%であり、より好ましいAl含有量の上限は、0.40%である。
Tiは、炭化物として鋼中に微細に析出し、析出強化により鋼の強度を向上させる元素である。また、Tiは、炭化物(TiC)を形成することによってCを固定して、伸びフランジ性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制する元素である。これらの効果を得るため、Ti含有量の下限を0.015%とする。好ましいTi含有量の下限は、0.020%であり、より好ましいTi含有量の下限は、0.025%である。一方、Ti含有量が0.170%を超えると、延性が劣化する。そのため、Ti含有量の上限を0.170%とする。好ましいTi含有量の上限は、0.150%であり、より好ましいTi含有量の上限は、0.130%である。
Nbは、炭化物として鋼中に微細に析出し、析出強化により鋼の強度を向上させる元素である。また、Nbは、炭化物(NbC)を形成することによってCを固定して、伸びフランジ性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制する元素である。これらの効果を得るため、Nb含有量の下限を0.005%とする。好ましいNb含有量の下限は、0.010%であり、より好ましいNb含有量の下限は、0.015%である。一方、Nb含有量が0.050%を超えると、延性が劣化する。そのため、Nb含有量の上限を0.050%とする。好ましいNb含有量の上限は、0.040%であり、より好ましいNb含有量の上限は、0.030%である。
Pは不純物である。Pは靭性、加工性、溶接性などを劣化させるので、その含有量は低いほど好ましい。しかしながら、P含有量が0.050%を超えた場合に伸びフランジ性の劣化が著しいので、P含有量は0.050%以下に制限すればよい。より好ましくは、0.030%以下である。Pの下限は特に定める必要はないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくないので、P含有量の下限を0.005%以上としてもよい。
Sは、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、伸びフランジ性を劣化させるA系介在物を形成する元素である。そのため、S含有量は低いほど好ましい。しかしながら、S含有量が0.005%を超えた場合に伸びフランジ性の劣化が著しいので、S含有量の上限を0.005%に制限すればよい。より好ましくは、0.003%以下である。Sの下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくないので、S含有量の下限を0.001%以上としてもよい。
Nは、Cよりも優先的に、Ti及びNbと析出物を形成し、Cの固定に有効なTi及びNbを減少させる元素である。そのため、N含有量は低い方が好ましい。しかしながら、N含有量が0.0060%を超えた場合に、伸びフランジ性の劣化が著しいので、N含有量の上限を0.0060%に制限すればよい。より好ましくは、0.0050%以下である。
ここで不純物とは、合金を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料から、または、製造工程の種々の要因によって鋼中に混入する成分であって、本実施形態に係る熱延鋼板の特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
Crは鋼板の強度向上に寄与する元素である。この効果を得る場合、Crを0.05%以上含有させることが好ましい。一方で、Cr含有量が1.0%を超えると、その効果が飽和して経済性が低下する。従って、Crを含有させる場合でも、Cr含有量の上限を1.0%とすることが望ましい。
Vは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる元素である。この効果を得る場合、V含有量を0.010%以上とすることが望ましい。一方で、V含有量が0.300%を超えると上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Vを含有させる場合でも、V含有量の上限を0.300%とすることが望ましい。
Cuは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる元素である。この効果を得る場合、Cu含有量を0.01%以上とすることが望ましい。一方で、Cu含有量が2.00%を超えると、上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Cuを含有させる場合でも、Cu含有量の上限を2.00%とすることが望ましい。しかしながら、Cuの含有量が1.20%を超えると、鋼板の表面にスケール起因の傷が発生することがある。従って、Cu含有量の上限を1.20%とすることがより望ましい。
Niは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる元素である。この効果を得る場合、Ni含有量を0.01%以上とすることが望ましい。一方で、Ni含有量が2.00%を超えると、上記効果は飽和して経済性が低下する。また、延性も大きく低下する。従って、Niを含有させる場合でも、Ni含有量の上限を2.00%とすることが望ましい。Niの含有量が0.60%を超えると延性が劣化し始めるので、Ni含有量の上限を0.60%とすることがより望ましい。
Moは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる元素である。この効果を得る場合、Mo含有量を0.01%以上とすることが望ましい。一方で、Mo含有量が1.00%を超えると、上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Moを含有させる場合でも、Mo含有量の上限を1.00%とすることが望ましい。
Mgは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御することで、鋼板の加工性を向上させる元素である。この効果を得る場合、Mg含有量を0.0005%以上とすることが望ましい。一方で、Mgの含有量が0.0100%を超えると、上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Mgを含有させる場合でも、Mg含有量の上限を0.0100%とすることが望ましい。
Caは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御することで、鋼板の加工性を向上させる元素である。この効果を得る場合、Ca含有量を0.0005%以上とすることが望ましい。一方で、Caの含有量が0.0100%を超えると、上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Caを含有させる場合でも、Ca含有量の上限を0.0100%とすることが望ましい。
REM(希土類元素)は、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御することで、鋼板の加工性を向上させる元素である。この効果を得る場合、REM含有量を0.0005%以上とすることが望ましい。一方で、REMの含有量が0.1000%を超えると上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、REMを含有させる場合でも、REM含有量の上限は0.1000%とすることが望ましい。
Bは粒界に偏析し、粒界強度を高めることで低温靭性を向上させる。この効果を得る場合、B含有量を0.0002%以上とすることが望ましい。一方B含有量が0.0100%を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、経済性が低下する。そのため、Bを含有させる場合でも、B含有量の上限を0.0100%とすることが望ましい。また、Bは強力な焼入れ性向上元素であり、B含有量が0.0020%を超える場合、粒内の方位差が5~14°である前記結晶粒の割合が、面積率で60%超になってしまうことがある。従って、B含有量の上限は0.0020%であることがより望ましい。
本実施形態に係る熱延鋼板は、光学顕微鏡で観察した組織において、面積率で、フェライトとベイナイトとを合わせて80~98%を含み、マルテンサイトを2%~10%含む必要がある。このような組織とすることで、強度と伸びフランジ性とをバランスよく向上させることができる。フェライトとベイナイトとの合計面積率が、80%未満であると、強度と伸びフランジ性のバランスが低下し、限界成形高さH(mm)と引張強度TS(MPa)との積であるH×TSが19500mm・MPaとなる。また、フェライトとベイナイトとの合計面積率が、98%超であったり、マルテンサイトの面積率が2%未満であると、切り欠き疲労特性が劣化し、FL/TS≧0.25を満たすことができない。また、マルテンサイトの面積率が10%超であると、伸びフランジ性が低下する。フェライト及びベイナイトのそれぞれの分率(面積率)は限定する必要はないが、ベイナイト分率が80%超であると、延性が低下する場合があるので、ベイナイト分率は80%以下であることが好ましい。より好ましくは70%未満である。
フェライト、ベイナイト、マルテンサイト以外の残部の組織は、特に限定する必要はなく、例えば、残留オーステナイト、パーライトなどでよい。しかしながら、伸びフランジ性の劣化を抑制するという理由から、残部の割合は面積率で10%以下とすることが好ましい。
さらに、圧延面法線方向から板厚の1/4深さまで面削した試料を用い、X線回折測定により残留オーステナイトの体積率を求める。残留オーステナイトの体積率は、面積率と同等であるので、これを残留オーステナイトの面積率とする。
この方法により、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトそれぞれの面積率を得ることができる。
このような粒内方位差を有する結晶粒は強度と加工性とのバランスが優れる鋼板を得るために有効であるので、その割合を制御することで、所望の鋼板強度を維持しつつ、伸びフランジ性を大きく向上させることができる。粒内の方位差が5~14°の結晶粒の割合が面積率で10%未満であると、伸びフランジ性が低下する。また、粒内の方位差が5~14°の結晶粒の割合が面積率で60%超であると、延性が低下する。
粒内の結晶方位差とは、その結晶粒に含まれる転位密度と相関があると考えられる。一般的に粒内の転位密度の増加は強度の向上をもたらす一方で加工性を低下させる。しかし、粒内の方位差が5~14°に制御された結晶粒では加工性を低下させることなく強度を向上させることができる。そのため、本実施形態に係る熱延鋼板では、粒内の方位差が5~14°の結晶粒の割合を10~60%に制御する。粒内の方位差が5°未満の結晶粒は、加工性に優れるが高強度化が困難であり、粒内の方位差が14°超の結晶粒は、結晶粒内で変形能が異なるので、伸びフランジ性の向上に寄与しない。
まず、鋼板表面から板厚tの1/4深さ位置(1/4t部)の圧延方向垂直断面について、圧延方向に200μm、圧延面法線方向に100μmの領域を0.2μmの測定間隔でEBSD解析して結晶方位情報を得る。ここでEBSD解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡(JEOL製JSM-7001F)とEBSD検出器(TSL製HIKARI検出器)で構成された装置を用い、200~300点/秒の解析速度で実施する。次に、得られた結晶方位情報に対して、方位差15°以上かつ円相当径で0.3μm以上の領域を結晶粒と定義し、結晶粒の粒内の平均方位差を計算し、粒内の方位差が5~14°である結晶粒の割合を求める。上記で定義した結晶粒や粒内の平均方位差は、EBSD解析装置に付属のソフトウェア「OIM Analysis(登録商標)」を用いて算出することができる。
本発明おける「粒内方位差」とは、結晶粒内の方位分散である「Grain Orientation Spread(GOS)」をあらわし、その値は非特許文献1に記載されているように、同一結晶粒内において基準となる結晶方位と全ての測定点間のミスオリエンテーションの平均値として求められる。本実施形態において、基準となる結晶方位は同一結晶粒内の全ての測定点を平均化した方位であり、GOSの値はEBSD解析装置に付属のソフトウェア「OIM Analysis(登録商標)Version 7.0.1」を用いて算出することができる。
熱間圧延工程では、上述した化学成分を有するスラブを加熱し、熱間圧延を行って熱延鋼板を得る。スラブ加熱温度は、下記式(a)で表されるSRTmin℃以上1260℃以下とすることが好ましい。
SRTmin=7000/{2.75-log([Ti]×[C])}-273・・・(a)
ここで、式(a)中の[Ti]、[C]は、質量%でのTi、Cの含有量を示す。
本実施形態に係る熱延鋼板は、Tiを含有しており、スラブ加熱温度がSRTmin℃未満であると、Tiが十分に溶体化しない。スラブ加熱時にTiが溶体化しないと、Tiを炭化物(TiC)として微細析出させて、析出強化により鋼の強度を向上させることが困難となる。また、炭化物(TiC)を形成することによってCを固定して、伸びフランジ性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制することが困難となる。一方、スラブ加熱工程における加熱温度が1260℃超であると、スケールオフにより歩留が低下するので、加熱温度は1260℃以下とすることが好ましい。
すなわち、仕上げ圧延の後段3段での累積ひずみ及びその後の冷却を制御することで、粒内の方位差が5~14°である結晶粒の核生成頻度およびその後の成長速度を制御できるので、結果として得られる体積分率も制御出来る。より具体的には、仕上げ圧延によって導入されるオーステナイトの転位密度が主に核生成頻度に関わり、圧延後の冷却速度が主に成長速度に関わる。
仕上げ圧延の後段3段の累積ひずみが0.5未満では、導入されるオーステナイトの転位密度が十分でなく、粒内の方位差が5~14°である結晶粒の割合が10%未満となるので好ましくない。また、仕上げ圧延の後段3段の累積ひずみが0.6超であると、熱間圧延中にオーステナイトの再結晶が起こり、変態時の蓄積転位密度が低下する。この場合、粒内の方位差が5~14°である結晶粒の割合が10%未満となってしまうため好ましくない。
本実施形態で言う仕上げ圧延の後段3段の累積ひずみ(εeff.)は、以下の式(1)によって求めることができる。
εeff.=Σεi(t,T)・・・(1)
ここで、
εi(t,T)=εi0/exp{(t/τR)2/3}、
τR=τ0・exp(Q/RT)、
τ0=8.46×10-6、
Q=183200J、
R=8.314J/K・mol、であり、
εi0は圧下時の対数ひずみを示し、tは当該パスでの冷却直前までの累積時間を示し、Tは当該パスでの圧延温度を示す。
また、熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延とを含むが、仕上げ圧延は複数の圧延機を直線的に配置し1方向に連続圧延して所定の厚みを得るタンデム圧延機を用いることが好ましい。
Ar3=901-325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]-92×([Mn]+[Mo]+[Cu])-46×([Cr]+[Ni])・・・(2)
ここで、[C]、[Si]、[P]、[Al]、[Mn]、[Mo]、[Cu]、[Cr]、[Ni]は、それぞれ、C、Si、P、Al、Mn、Mo、Cu、Cr、Niの質量%での含有量を示す。含有されていない元素については、0%として計算する。
熱間圧延後の熱延鋼板に対して、冷却を行う。冷却工程では熱間圧延が完了した熱延鋼板に対して、10℃/s以上の冷却速度で、650~750℃の温度域まで冷却し(第1の冷却)、この温度域で、3~10秒間保持し、その後、100℃以下まで30℃/s以上の冷却速度で冷却(第2の冷却)することが望ましい。
第1の冷却の冷却速度が10℃/s未満であると、望ましい温度域より高温でパラ平衡による変態が起こり、粒内の方位差が5~14°である結晶粒の割合が10%未満となるので好ましくない。また、第1の冷却の冷却停止温度が650℃未満であると、望ましい温度域より低温でパラ平衡による変態が起こり、粒内の方位差が5~14°である結晶粒の割合が10%未満となるので好ましくない。一方、第1の冷却の冷却停止温度が750℃超であると、望ましい温度域より高温でパラ平衡による変態が起こるため、粒内の方位差が5~14°である結晶粒の割合が10%未満となるので好ましくない。また、650~750℃での保持時間が3秒未満であっても、粒内の方位差が5~14°である結晶粒の割合が10%未満となるので好ましくない。650~750℃での保持時間が10秒を超えると、伸びフランジ性に有害なセメンタイトが生成しやすくなるので好ましくない。また、第2の冷却の冷却速度が30℃/s未満であると、伸びフランジ性に有害なセメンタイトが生成しやすくなるので好ましくない。また、第2の冷却の冷却停止温度が100℃超であると、マルテンサイト分率が2%未満となるので好ましくない。
第1の冷却、第2の冷却における冷却速度の上限は、特に限定する必要はないが、冷却設備の設備能力を考慮して200℃/s以下としてもよい。
上述の製造方法では、熱間圧延条件を制御することによりオーステナイトに加工転位を導入した上で、冷却条件を制御することにより導入された加工転位を適度に残すことが重要である。すなわち、熱間圧延条件と冷却条件とはそれぞれ影響を及ぼすため、これらの条件を同時に制御することが重要である。上記以外の条件については公知の方法を用いればよく、特に限定する必要はない。
また、上述した組織の面積率を保持できるのであれば、熱処理を行っても問題無い。
Ar3=970-325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]-92×([Mn]+[Mo]+[Cu])-46×([Cr]+[Ni])・・・(2)
また、仕上げ3段の累積歪みは次式(1)より求めた。
εeff.=Σεi(t,T)・・・(1)
ここで、
εi(t,T)=εi0/exp{(t/τR)2/3}、
τR=τ0・exp(Q/RT)、
τ0=8.46×10-6 、
Q=183200J、
R=8.314J/K・mol、であり、
εi0は圧下時の対数ひずみを示し、tは当該パスでの冷却直前までの累積時間を示し、Tは当該パスでの圧延温度を示す。
表1の空欄は、分析値が検出限界未満であったことを意味する。
さらに、圧延面法線方向から板厚の1/4深さまで面削した試料を用い、X線回折測定により残留オーステナイトの体積率を求めた。残留オーステナイトの体積率は、面積率と同等であるので、これを残留オーステナイトの面積率とした。
この方法により、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトそれぞれの面積率を得た。
また、粒内の方位差が5~14°である結晶粒の割合は、以下の方法で測定した。まず、鋼板表面から板厚tの1/4深さ位置(1/4t部)の圧延方向垂直断面について、圧延方向に200μm、圧延面法線方向に100μmの領域を0.2μmの測定間隔でEBSD解析して結晶方位情報を得た。ここでEBSD解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡(JEOL製JSM-7001F)とEBSD検出器(TSL製HIKARI検出器)で構成された装置を用い、200~300点/秒の解析速度で実施した。次に、得られた結晶方位情報に対して、方位差15°以上かつ円相当径で0.3μm以上の領域を結晶粒と定義し、結晶粒の粒内の平均方位差を計算し、粒内の方位差が5~14°である結晶粒の割合を求めた。上記で定義した結晶粒や粒内の平均方位差は、EBSD解析装置に付属のソフトウェア「OIM Analysis(登録商標)」を用いて算出した。
結果を表3に示す。表中の、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト以外の組織は、パーライトまたは残留オーステナイトであった。また、試験No.51は、圧延中に割れが発生したため、その後の試験ができなかった。
結果を表4に示す。
結果を表4に示す。
具体的には、まず、製造した鋼板を酸洗した後に2.5g/m2のリン酸亜鉛皮膜を付着させるリン酸化成処理を施し、この段階で化成処理性の評価として、スケの有無とP比の測定を実施した。スケとは、化成処理皮膜が付着していない部分であり、P比とは、X線回折装置を用いて測定される、フォスフォフィライト(100)面のX線回折強度Pと、ホパイト(020)面のX線回折強度Hとの比であるP/(P+H)で示される値である。
(1)Feイオンを溶出させて反応を促進することと、
(2)フォスフォフィライト結晶を鋼板表面に緻密に形成することにある。
特に(1)については、鋼板表面にSiスケールの形成に起因する酸化物が残存していると、Feの溶出が妨げられて、スケと呼ばれる化成皮膜が付着しない部分が現れたり、Feが溶出しないことで、ホパイト:Zn3(PO4)2・4H2Oとよばれる鉄表面には本来形成しないような異常な化成処理皮膜が形成して、塗装後の性能を劣化させることがある。したがって、リン酸によって鋼板表面のFeが溶出してFeイオンが十分供給されるよう表面を正常にすることが重要になってくる。
まず、化成処理後の鋼板に25μm厚の電着塗装を行い、170℃×20分の塗装焼き付け処理を行った後、先端の尖ったナイフで電着塗膜を地鉄(母材)に達するまで長さ130mmの切りこみを入れた。そして、この鋼板に対し、JIS Z 2371に示される塩水噴霧条件にて、35℃の温度での5%塩水噴霧を700時間継続実施した。塩水噴霧後、切り込み部の上に、幅24mmのテープ(ニチバン 405A-24 JIS Z 1522)を切り込み部に平行に130mm長さ貼り、これを剥離させた場合の最大塗膜剥離幅を測定した。この最大塗膜剥離幅が4.0mm超であると塗装後耐食性が劣位であるとした。結果を表4に示す。
一方、試験No.34~39、41、43は、製造条件が望ましい範囲から外れた結果、光学顕微鏡で観察される組織及び粒内の方位差が5~14°である結晶粒の割合のいずれか、または両方が本発明の範囲を満たさなかった例である。これらの例では、延性、伸びフランジ性、切り欠き疲労特性のいずれかが目標値を満足しなかった。
また、試験No.44~57は、化学成分が本発明の範囲外であったので、強度、延性、伸びフランジ性、切り欠き疲労特性のいずれかが目標値を満足しなかった例である。
Claims (5)
- 化学成分が、質量%で、
C:0.020~0.070%、
Mn:0.60~2.00%、
Al:0.10~1.00%、
Ti:0.015~0.170%、
Nb:0.005~0.050%、
Cr:0~1.0%、
V:0~0.300%、
Cu:0~2.00%、
Ni:0~2.00%、
Mo:0~1.00%、
Mg:0~0.0100%、
Ca:0~0.0100%、
REM:0~0.1000%、
B:0~0.0100%
を含有し、
Si:0.100%以下、
P:0.050%以下、
S:0.005%以下、
N:0.0060%以下、
に制限し、
残部がFe及び不純物からなり;
組織が、面積率で、合計で80~98%のフェライト及びベイナイトと、2~10%のマルテンサイトとを含み;
前記組織において、方位差が15°以上である境界を粒界とし、前記粒界によって囲まれ、かつ円相当径が0.3μm以上である領域を結晶粒と定義した場合、粒内の方位差が5~14°である前記結晶粒の割合が、面積率で、10~60%である;
ことを特徴とする熱延鋼板。 - 前記化学成分が、質量%で、
V :0.010~0.300%、
Cu:0.01~1.20%、
Ni:0.01~0.60%、
Mo:0.01~1.00%、
の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に記載の熱延鋼板。 - 前記化学成分が、質量%で、
Mg:0.0005~0.0100%、
Ca:0.0005~0.0100%、
REM:0.0005~0.1000%、
の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または2に記載の熱延鋼板。 - 前記化学成分が、質量%で、
B:0.0002~0.0020%、
を含有する
ことを特徴とする請求項1~3のいずれか一項に記載の熱延鋼板。 - 引張強度が、540MPa以上であり、かつ、前記引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が19500mm・MPa以上であ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熱延鋼板。
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