WO2023182279A1 - 冷延鋼板及び冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

冷延鋼板及び冷延鋼板の製造方法 Download PDF

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WO2023182279A1
WO2023182279A1 PCT/JP2023/010911 JP2023010911W WO2023182279A1 WO 2023182279 A1 WO2023182279 A1 WO 2023182279A1 JP 2023010911 W JP2023010911 W JP 2023010911W WO 2023182279 A1 WO2023182279 A1 WO 2023182279A1
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WO
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rolled steel
steel sheet
cold
less
ferrite
Prior art date
Application number
PCT/JP2023/010911
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English (en)
French (fr)
Inventor
顕吾 畑
晋士 吉田
里奈 藤村
夏実 大浦
Original Assignee
日本製鉄株式会社
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Publication date
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    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium

Definitions

  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet and a method for manufacturing a cold-rolled steel sheet.
  • International Publication No. 2018/030502 discloses a high-strength steel plate having a tensile strength of 980 MPa or more and good formability.
  • This steel sheet contains a predetermined amount of Cr and Mo, has a ferrite phase with an average grain size of 1.5 ⁇ m or less, a ferrite phase area ratio of 2% or more and 15% or less, and a tempered martensitic phase area ratio of 75% or more and 96 % or less, the total value of the interface length between the untempered martensite phase and the ferrite phase and the interface length between the untempered martensite phase and the tempered martensite phase per unit area is 6.3 ⁇ 10 8 ⁇ m/m 2 or more and 5.0 ⁇ 10 11 ⁇ m/m 2 or less.
  • JP 2016-194139 discloses a high-strength cold-rolled steel plate with a tensile strength of 980 MPa or more, good workability evaluated by ductility and flangeability, and excellent collision properties. has been done.
  • this steel plate when the metal structure at a position of 1/4 of the plate thickness is observed with a scanning electron microscope, the area ratio of ferrite is more than 10% and 65% or less with respect to the entire metal structure, The remainder is a hard phase that includes hardened martensite and retained austenite and is made of at least one member selected from the group consisting of bainitic ferrite, bainite, and tempered martensite.
  • JP 2015-193897A discloses a high-strength cold-rolled steel sheet with a tensile strength of 980 MPa or more and excellent ductility and bendability.
  • this steel plate when the structure at 1/4 of the thickness of the steel plate is observed with a scanning electron microscope, the area ratio of ferrite to the entire structure is 5% or more and less than 50%, and the remainder is a hard phase.
  • the Mn concentration is 1.2 times or more concentrated than the Mn concentration in the steel sheet
  • the Mn concentration is The fraction of the area where the Mn concentration in the steel plate is 1.2 times or more concentrated is measured, and the standard deviation when measuring 100 sections is 4.0% or more.
  • An object of the present invention is to provide a cold-rolled steel sheet that has high strength and excellent workability, and more specifically, to provide a cold-rolled steel sheet that has high strength and excellent hole expandability. It is.
  • the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention has a chemical composition, in mass%, of C: 0.10 to 0.30%, Si: 2.50% or less, Mn: 0.50 to 3.50%, P: 0.100% or less, S: 0.020% or less, Al: 0.010 to 0.100%, N: 0.0100% or less, Ti: 0 to 0.100%, Nb: 0 to 0.
  • the metal structure contains a total of 85% by volume or more of tempered martensite and bainite, tempered martensite, bainite, and ferrite.
  • the area in which the Mn concentration in the metal structure is 8.0% by mass or more is 0.05 to 1.5% by area.
  • a method for manufacturing a cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention is a method for manufacturing the above-mentioned cold-rolled steel sheet, which includes a step of heat-treating the hot-rolled steel sheet in a temperature range of 620 to 700°C for 10 minutes or more. , a step of cold rolling the heat-treated steel plate, and after holding the cold rolled steel plate in a temperature range of 880 to 1050°C for 10 seconds or more, a cooling rate of 20°C/second or more to 450°C or less. and a step of performing one of the following treatments (A) and (B) after cooling to a temperature of 450° C. or lower in the cooling step.
  • a cold rolled steel sheet having high strength and excellent hole expandability can be obtained.
  • the present inventor conducted various studies to solve the above problems and obtained the following knowledge.
  • the metal structure is a metal structure containing a total of 85% by volume or more of tempered martensite and bainite, and further, in the cross section of the steel sheet, the area of the region where the Mn concentration in the metal structure is 8.0 mass or more.
  • the ratio should be 0.05 to 1.5 area%.
  • a small area ratio of a region where the Mn concentration is 8.0% by mass or more (hereinafter referred to as "Mn-concentrated region”) means that Mn is uniformly distributed.
  • Mn-concentrated region means that Mn is uniformly distributed.
  • a hot-rolled steel sheet is heat-treated by holding it in a temperature range of 620 to 700°C for 10 minutes or more.
  • cementite is generated in the steel, and generally 10% by mass or more of Mn is concentrated therein.
  • Mn in the metal structure is diffused and the distribution of Mn is made uniform. Martensite and bainite are generated by cooling this steel plate to a temperature of 450°C or less at a cooling rate of 20°C/second or more.
  • the metal structure further contains 5% by volume or more of ferrite, and the average crystal grain size of the ferrite is 10.0 ⁇ m or less. Elongation can be further improved by using a metal structure containing 5% by volume or more of ferrite.
  • a cold-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention has the chemical composition described below.
  • "%" in the content of an element means mass %.
  • C 0.10-0.30% Carbon (C) improves the strength of steel. On the other hand, if the C content is too high, the elongation of the steel will decrease. Therefore, the C content is 0.10 to 0.30%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.12%, more preferably 0.15%.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.25%, more preferably 0.20%.
  • Si 2.50% or less Silicon (Si) is a solid solution strengthening element, but if it is included in excess, the hot workability of the steel will decrease. Therefore, the Si content is 2.50% or less.
  • the upper limit of the Si content is preferably 2.00%, more preferably 1.50%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.10%, more preferably 0.30%.
  • Mn 0.50-3.50%
  • Mn Manganese
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.80%, more preferably 1.20%, even more preferably 1.55%, and still more preferably 1.60%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 3.30%, more preferably 3.00%, and still more preferably 2.80%.
  • Phosphorus (P) is an impurity. P segregates at grain boundaries and reduces the elongation of steel. Therefore, the P content is 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.030% or less.
  • S 0.020% or less Sulfur (S) is an impurity. S reduces the hot workability of steel. Therefore, the S content is 0.020% or less.
  • the S content is preferably 0.015% or less, more preferably 0.010% or less.
  • Al 0.010-0.100%
  • Aluminum (Al) is contained as a deoxidizing agent. On the other hand, if the Al content is too high, inclusions will form and the elongation of the steel will decrease. Therefore, the Al content is 0.010 to 0.100%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.015%, more preferably 0.020%.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.080%, more preferably 0.060%.
  • N 0.0100% or less Nitrogen (N) is an impurity. N reduces the elongation of steel. Therefore, the N content is 0.0100% or less.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.0060%, more preferably 0.0040%. On the other hand, if an attempt is made to reduce N excessively, manufacturing costs will increase.
  • the lower limit of the N content is preferably 0.0005%, more preferably 0.0010%.
  • the chemical composition of the cold rolled steel sheet according to the present embodiment may contain one or more elements selected from the group consisting of Ti, Nb, V, Mo, W, B, Ca, Mg, and REM. All of these elements are optional elements. That is, the chemical composition of the cold rolled steel sheet according to the present embodiment does not need to contain some or all of Ti, Nb, V, Mo, W, B, Ca, Mg, and REM.
  • Ti 0 ⁇ 0.100% Nb: 0-0.100%
  • V 0 ⁇ 0.50%
  • Mo 0 ⁇ 0.50%
  • W 0-0.50%
  • Ti, Nb, V, Mo, and W are contained even in small amounts.
  • the contents of Ti, Nb, V, Mo, and W become excessive, the elongation of the steel decreases. Therefore, the contents of Ti and Nb are 0 to 0.100%, and the contents of V, Mo and W are 0 to 0.50%.
  • the lower limit of Ti and Nb is preferably 0.005%.
  • the upper limit of Ti and Nb is preferably 0.060%, more preferably 0.040%.
  • the lower limit of V, Mo and W is preferably 0.01%.
  • the upper limit of V, Mo and W is preferably 0.40%, more preferably 0.30%.
  • B 0-0.0050% Boron (B) increases the hardenability and improves the strength of steel. This effect can be obtained if even a small amount of B is contained. On the other hand, when the B content becomes excessive, the elongation of the steel decreases. Therefore, the B content is 0 to 0.0050%.
  • the lower limit of the B content is preferably 0.0003%.
  • the upper limit of the B content is preferably 0.0040%, more preferably 0.0030%.
  • the contents of Ca, Mg, and REM become excessive, inclusions are generated and the elongation of the steel is reduced. Therefore, the content of each of Ca, Mg, and REM is 0 to 0.0100%.
  • the lower limits of the contents of Ca, Mg, and REM are all preferably 0.0001%.
  • the upper limits of the contents of Ca, Mg, and REM are all preferably 0.0060%, more preferably 0.0040%.
  • REM is a general term for a total of 17 elements including Sc, Y, and lanthanoids, and the content of REM means the total amount of the above elements.
  • the remainder of the chemical composition of the cold rolled steel sheet according to this embodiment is Fe and impurities.
  • Impurities here refer to elements mixed in from ores and scrap used as raw materials for steel, or elements mixed in from the environment during the manufacturing process. Impurities include, but are not limited to, Cu, Ni, Cr, and O, for example.
  • the metal structure of the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment includes a total of 85% by volume or more of tempered martensite and bainite. If the total volume fraction of tempered martensite and bainite is less than 85%, the required strength cannot be obtained.
  • the above-mentioned "bainite” includes tempered bainite. Bainite in the metal structure of the cold rolled steel sheet according to this embodiment may be partially tempered. Further, although cementite exists in tempered martensite and bainite, the cementite in tempered martensite and bainite is not considered to be an independent structure, but is included in the total volume of tempered martensite and bainite.
  • the average particle size of cementite contained in tempered martensite and bainite is over 30 nm.
  • the average grain size of cementite is measured from the results of collecting an extracted replica film from a cold-rolled steel plate and observing three or more fields of view at a magnification of 1 to 100,000 times using transmission electron microscopy (acceleration voltage 200 kV).
  • the average particle size is the equivalent circle diameter.
  • the average particle size of the cementite is preferably greater than 50 nm.
  • the area in which the Mn concentration in the metal structure is 8.0% by mass or more is 0.05 to 1.5% by area.
  • a small area ratio of a region where the Mn concentration is 8.0% by mass or more (hereinafter referred to as "Mn-concentrated region") means that Mn is uniformly distributed.
  • Mn-concentrated region By reducing the area ratio of the Mn-enriched region, the formation of MA can be suppressed and the hole expandability can be improved.
  • the Mn-enriched region completely disappears, excellent elongation cannot be obtained.
  • By allowing 0.05 area % or more of the Mn-enriched region to remain work hardening during processing of the steel is promoted and the elongation of the steel is improved.
  • the lower limit of the Mn enriched region is preferably 0.10 area %, more preferably 0.20 area %.
  • the upper limit of the Mn enriched region is preferably 1.0 area %.
  • the metallographic structure of the cold rolled steel sheet according to the present embodiment preferably further contains 5% by volume or more of ferrite, and the average crystal grain size of the ferrite is 10.0 ⁇ m or less. Elongation can be further improved by using a metal structure containing 5% by volume or more of ferrite.
  • the lower limit of the volume fraction of ferrite is more preferably 10%. However, if the average crystal grain size of ferrite is too large, the effect of improving elongation cannot be obtained.
  • the upper limit of the average crystal grain size of ferrite is more preferably 5.0 ⁇ m.
  • the remainder of the metal structure of the cold-rolled steel sheet according to the present embodiment includes, but is not limited to, pearlite, MA, retained austenite, and the like.
  • the volume fraction of the remainder excluding martensite, tempered martensite, and ferrite is 5% or less.
  • the upper limit of the volume fraction of the remainder is preferably 3%.
  • the cold rolled steel sheet according to this embodiment preferably has a tensile strength of 980 MPa or more.
  • the lower limit of the tensile strength is more preferably 1050 MPa, still more preferably 1180 MPa.
  • the upper limit of the tensile strength is, for example, 1450 MPa, although it is not particularly limited.
  • the cold rolled steel sheet according to this embodiment preferably has an elongation at break of 8.0% or more.
  • the lower limit of elongation at break is more preferably 10.0%.
  • a hot rolled steel plate having the above chemical composition is prepared.
  • a hot-rolled steel plate can be manufactured, for example, by hot-rolling a slab having the above-mentioned chemical composition using a conventional method and winding the slab.
  • the rolling rate of hot rolling, the plate thickness after rolling, the cooling method to room temperature, the winding conditions, etc. are not particularly limited.
  • this heat treatment will be referred to as "post-hot rolling heat treatment.”
  • Cementite is generated in the steel by this post-hot rolling heat treatment, and Mn is concentrated there. If the holding temperature is too low or the holding time is too short, Mn will not be sufficiently concentrated, and the area ratio of the Mn enriched region will not be 0.05 area% or more in the structure of the final cold rolled steel sheet. It may disappear. On the other hand, if the holding temperature is too high, austenite will be generated in a part of the structure, resulting in insufficient concentration of Mn.
  • the lower limit of the holding temperature for the post-hot rolling heat treatment is preferably 630°C.
  • the upper limit of the holding temperature for the post-hot rolling heat treatment is preferably 680°C.
  • the lower limit of the holding time for the post-hot rolling heat treatment is preferably 30 minutes, more preferably 60 minutes.
  • the upper limit of the holding time for the post-hot rolling heat treatment is, for example, 300 minutes, although it is not particularly limited.
  • the cooling rate after holding may be any rate.
  • the concentration of Mn concentrated in cementite may become excessively high. Therefore, if the temperature of the heat treatment after hot rolling is less than 620°C, the local Mn concentration becomes excessively high, and Mn cannot be sufficiently diffused in the heat treatment after cold rolling, and the area ratio of the Mn-enriched region is reduced to 1. In some cases, it may not be possible to reduce the amount to .5% or less.
  • Cold rolling is performed on the steel sheet that has been heat-treated after hot rolling.
  • the plate thickness reduction rate during cold rolling is, for example, 30 to 80%.
  • post-cold rolling heat treatment After holding the cold rolled steel plate in the temperature range of 880 to 1050°C for 10 seconds or more, it is cooled to a temperature of 450°C or less at a cooling rate of 20°C/second or more.
  • this heat treatment will be referred to as "post-cold rolling heat treatment.”
  • the lower limit of the holding temperature for the post-cold rolling heat treatment is preferably 900°C, more preferably 920°C.
  • the upper limit of the holding temperature for the post-cold rolling heat treatment is preferably 1000°C.
  • the lower limit of the holding time of the post-cold rolling heat treatment is preferably 20 seconds, more preferably 30 seconds.
  • the upper limit of the holding time for the post-cold rolling heat treatment is, for example, 300 seconds, although it is not particularly limited.
  • the steel plate After holding the steel plate in a temperature range of 880 to 1050°C, it is cooled to a temperature of 450°C or less at a cooling rate of 20°C/second or more. At this time, part of the tissue transforms into martensite.
  • a metal structure containing 5% by volume or more of ferrite can be obtained by setting the cooling rate at this time to a relatively slow rate of 20 to 30° C./sec. If the cooling rate is less than 20°C/sec, ferrite will be generated excessively, and the total volume ratio of tempered martensite and bainite may not be able to be 85% or more in the structure of the final cold rolled steel sheet. .
  • the upper limit of the cooling rate is, for example, 200° C./sec, although it is not particularly limited.
  • cementite precipitated during the post-hot rolling heat treatment is once dissolved during the post-cold rolling heat treatment.
  • the amount of dissolved cementite at this time is 90% by volume or more, preferably 95% by volume or more of the cementite before heat treatment after cold rolling.
  • cementite is precipitated in the metal structure again by performing either of the above treatments (A) and (B).
  • the holding temperature is lower than 300° C., cementite may not be sufficiently precipitated (the average particle size of cementite may not exceed 30 nm).
  • the cold rolled steel sheet according to this embodiment is manufactured.
  • the metal structure includes a total of 85% by volume or more of tempered martensite and bainite, and 5% by volume or less of structures other than tempered martensite, bainite, and ferrite;
  • a cold-rolled steel sheet is obtained in which the region having a Mn concentration of 8.0% by mass or more is 0.05 to 1.5% by area.
  • the cold rolled steel sheet and the manufacturing method thereof according to one embodiment of the present invention have been described above. According to this embodiment, a cold rolled steel sheet having high strength and excellent hole expandability can be obtained.
  • a 180 kg steel ingot having the chemical composition shown in Table 1 was melted in a high frequency vacuum melting furnace and hot forged into a 30 mm thick slab.
  • the obtained slab was hot rolled using a hot rolling testing machine to a finishing temperature of 850 to 900°C to obtain a hot rolled steel plate with a thickness of 2.0 mm.
  • the steel plate is cooled to a coiling temperature of 200 to 650°C, and then cooled to 200°C or less at a cooling rate of 20°C/second to simulate rolling of the steel plate. Then, a hot-rolled steel sheet was obtained.
  • cold rolling was performed at a plate thickness reduction rate of 50% (cold rolling rate) to obtain a steel material with a thickness of 1.0 mm. And so.
  • test material with a width of 160 mm and a length of 230 mm was taken from the obtained steel material.
  • Each sampled test material was subjected to heat treatment (annealing) under the conditions described in the column of "Heat treatment after cold rolling" in Table 2.
  • test materials were heated to the temperature shown in Table 2 and soaked for the holding time shown in Table 2. After soaking, cooling was performed at the cooling rate shown in Table 2 to a temperature of 450° C. or lower. Furthermore, after that, the test materials of test numbers 1 to 7, 12 to 15, 17 to 21, 26 to 29, and 31 were once cooled to a temperature below 350 ° C. and below the martensitic transformation start temperature (Ms point), It was reheated and held in a temperature range of 350 to 400° C. for 300 seconds (Quench & Partitioning treatment), and then cooled to room temperature.
  • Ms point martensitic transformation start temperature
  • test materials with test numbers 8 to 11, 16, 22, 24, 25, 30 and 32, a treatment (Austempering treatment) was performed in which the materials were held in a temperature range of 350 to 400°C for 300 seconds during cooling without being reheated. It was then cooled to room temperature. The test material of test number 23 was cooled to room temperature without any of the above treatments.
  • test material after heat treatment was subjected to structure observation, tensile test, and hole expansion test.
  • the metal structure of the test material after heat treatment was measured by the following method.
  • a sample for observation was taken from the test material after heat treatment so that the cross section parallel to the rolling direction and the plate thickness direction was the observation surface.
  • EBSD Electro Backscatter Diffraction
  • analysis was performed in a 200 ⁇ mL ⁇ 100 ⁇ m T area of the L cross section (cross section parallel to the rolling direction and the plate thickness direction) of the test material.
  • the scan step was 0.1 ⁇ m, and the measurement points were a hexagonal grid.
  • the region identified as the BCC phase was considered to be one of tempered martensite, bainite, and ferrite, and the region identified as the FCC phase was Areas where the structure could not be identified (for example, when the Confidential Index value was less than 0.1 in the TSL EBSD system) were regarded as retained austenite, and were regarded as cementite contained in MA or pearlite.
  • the region identified as the BCC phase was classified into ferrite and non-ferrite (tempered martensite or bainite) as follows.
  • a boundary with a crystal orientation difference of 15° or more was defined as a grain boundary, and a region surrounded by the grain boundary was regarded as a crystal grain.
  • the crystal orientation difference ⁇ (unit: degree) between adjacent measurement points was calculated for all combinations using the following formula, and the average value M of these orientation differences was determined.
  • the ratio of the measurement points determined to be BCC phase other than ferrite (tempered martensite or bainite) and the measurement points determined to be ferrite to the total measurement points is determined, and each The total volume fraction of martensite and bainite and the volume fraction of ferrite were used.
  • the remaining regions included pearlite, MA, and retained austenite (regions identified as FCC phases based on EBSD) and were classified as other regions.
  • the average crystal grain size of ferrite was determined by calculating the average value d of the equivalent circle diameter from the following formula in measurement by EBSD. However, if the volume percentage of ferrite was less than 5%, it was excluded from the evaluation.
  • a i is the area of the i-th ferrite analyzed using EBSD data
  • d i is the equivalent circle diameter of the i-th ferrite.
  • mapping measurement of the Mn concentration in the tissue was performed using EPMA (Electron Probe Micro Analyzer).
  • EPMA Electro Probe Micro Analyzer
  • the electron beam acceleration voltage was 7 kV and the irradiation current amount was 20 nA, and a 30 ⁇ m x 30 ⁇ m area on the observation surface was divided into 500 points x 500 points (arrayed in a square grid).
  • An electron beam was scanned using a wavelength-resolving detector to measure Mn fluorescent X-rays (K ⁇ rays) generated from each point.
  • the Mn concentration X Mn at each point was determined using the following evaluation formula based on ZAF correction.
  • X Mn I/I 0 x Z x A x F
  • I0 indicates the count number of fluorescent X-rays (K ⁇ rays) obtained when EPMA measurement is performed under the same electron beam conditions using a pure Mn standard sample in advance.
  • Z, A, and F represent the atomic number correction, absorption correction coefficient, and fluorescence correction coefficient, respectively. Known values determined by the conditions and the component values of the steel material were used.
  • TM+B indicates the total volume fraction of tempered martensite and bainite
  • ⁇ indicates the volume fraction of ferrite
  • a * indicates the area ratio of the region where the Mn concentration is 8.0% by mass or more.
  • the test materials with test numbers 1 to 16 contain a total of 85% by volume or more of tempered martensite and bainite, and 5% by mass or less of structures other than tempered martensite, bainite, and ferrite.
  • the area having a certain metal structure and the Mn concentration in the metal structure being 8.0% by mass or more was 0.05 to 1.5 area %.
  • the average particle size of cementite contained in tempered martensite and bainite was over 50 nm.
  • These test materials had a tensile strength of 980 MPa or more, an elongation of 8.0% or more, and a hole expansion rate of 40.0% or more.
  • the test materials of test numbers 6, 7, 11, and 12 had metal structures that further contained 5% by volume or more of ferrite, and the average crystal grain size of ferrite was 10.0 ⁇ m or less. These test materials had particularly good elongation.
  • the area where the Mn concentration in the metal structure is 8.0 mass% or more is larger than 1.5 area%.
  • the hole expansion rate was less than 40.0%.
  • the reason why the area ratio of the Mn enriched region of the test materials of test numbers 17, 19, 24, 25, 27, 29, and 30 was large is considered to be because the holding temperature in the post-cold rolling heat treatment was too low.
  • the reason why the area ratio of the Mn-enriched region in the test materials of test numbers 21 and 26 was large is considered to be because the holding time of the post-cold rolling heat treatment was too short.
  • the reason why the area ratio of the Mn-enriched region of the test material of Test No. 22 was large is considered to be because the temperature of the post-hot rolling heat treatment was around 600°C.
  • the area where the Mn concentration in the metal structure was 8.0 mass% or more was smaller than 0.05 area %, and the hole expansion rate was less than 40.0%.
  • the reason why the area ratio of the Mn-enriched region in these test materials was small is considered to be because the temperature of the heat treatment after hot rolling was too low, so that Mn did not become concentrated in the cementite in the steel.
  • the test materials of test numbers 20, 28, 31, and 32 had a total volume fraction of tempered martensite and bainite of less than 85%, and a tensile strength of less than 980 MPa.
  • the reason why the total volume fraction of tempered martensite and bainite in the test materials of test numbers 20 and 28 was less than 85% is considered to be because the cooling rate in the post-cold rolling heat treatment was too low. Further, in these test materials, the hole expansion rate was less than 40.0% due to the influence of excessive ferrite formation.
  • the reason why the total volume fraction of tempered martensite and bainite in the test materials of test numbers 31 and 32 was less than 85% is considered to be because the Mn content or C content of the steel material was too low.
  • the total volume fraction of tempered martensite and bainite was less than 85%, and the pore expansion ratio was less than 40.0%.
  • the reason why the total volume fraction of tempered martensite and bainite in the test material of test number 23 was less than 85% is because it was cooled to room temperature without performing either the Quench & Partitioning treatment or the Austempering treatment, and the majority of the structure was made of cementite. This is thought to be due to the formation of martensite with no precipitation.

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Abstract

高強度と優れた穴広げ性とを有する冷延鋼板を提供する。冷延鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．３０％、Ｓｉ：２．５０％以下、Ｍｎ：０．５０～３．５０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１０～０．１００％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｖ：０～０．５０％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、金属組織が、焼戻しマルテンサイトとベイナイトとを合計で８５体積％以上含み、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及びフェライト以外の組織が５体積％以下であり、前記金属組織中のＭｎ濃度が８．０質量％以上の領域が０．０５～１．５面積％である。

Description

冷延鋼板及び冷延鋼板の製造方法
　本発明は、冷延鋼板及び冷延鋼板の製造方法に関する。
　自動車用部品等に用いられる鋼板には、高強度とともに優れた加工性が要求される。
　国際公開第２０１８／０３０５０２号には、９８０ＭＰａ以上の引張強さを有しかつ良好な成形性を有する高強度鋼板が開示されている。この鋼板は、Ｃｒ及びＭｏを所定量含有し、フェライト相の平均粒径が１．５μｍ以下、フェライト相の面積率が２％以上１５％以下、焼戻しマルテンサイト相の面積率が７５％以上９６％以下、単位面積当たりの、焼き戻されていないマルテンサイト相とフェライト相との界面長さ及び焼き戻されていないマルテンサイト相と焼戻しマルテンサイト相との界面長さの合計値が６．３×１０８μｍ／ｍ２以上５．０×１０１１μｍ／ｍ２以下である。
　特開２０１６－１９４１３９号公報には、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板であって、延性及びフランジ性で評価される加工性が良好で、さらに衝突特性に優れた高強度冷延鋼板が開示されている。この鋼板は、板厚の１／４位置における金属組織が、金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、金属組織全体に対して、フェライトの面積率が１０％超６５％以下であり、残部は、焼入れマルテンサイト及び残留オーステナイトを含み、ベイニティックフェライト、ベイナイト、及び焼戻しマルテンサイトよりなる群から選択される少なくとも１種からなる硬質相である。
　特開２０１５－１９３８９７号公報には、引張強度が９８０ＭＰａ以上であって、延性と曲げ性に優れた高強度冷延鋼板が開示されている。この鋼板は、鋼板の板厚１／４位置の組織が、走査型電子顕微鏡で観察したときに、全組織に対するフェライトの面積率が５％以上５０％未満であり、残部は硬質相である。さらに、電子線マイクロプローブ分析計で分析したときに、Ｍｎ濃度が鋼板中のＭｎ濃度の１．２倍以上濃縮している領域が５面積％以上存在し、かつ、□２μｍ区画でＭｎ濃度が鋼板中のＭｎ濃度の１．２倍以上濃縮している領域の分率を計測し、１００区画測定したときの標準偏差が４．０％以上である。
　国際公開第２００８／０４２９８２号には、第２ミクロ組織へ変態可能な第１ミクロ組織を有する鉄基合金をオーステナイト変態温度にする工程と、鉄基合金をオーステナイト変態温度よりも高い温度に急速加熱する工程と、加熱装置に隣接した焼入れ装置によって、鉄基合金の少なくとも一部を直ちに焼入れする工程とを備える、鉄基合金の処理方法が記載されている。
国際公開第２０１８／０３０５０２号 特開２０１６－１９４１３９号公報 特開２０１５－１９３８９７号公報 国際公開第２００８／０４２９８２号
　本発明の課題は、高強度と優れた加工性とを有する冷延鋼板を提供することであり、より具体的には、高強度と優れた穴広げ性とを有する冷延鋼板を提供することである。
　本発明の一実施形態による冷延鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．３０％、Ｓｉ：２．５０％以下、Ｍｎ：０．５０～３．５０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１０～０．１００％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｖ：０～０．５０％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、金属組織が、焼戻しマルテンサイトとベイナイトとを合計で８５体積％以上含み、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及びフェライト以外の組織が５体積％以下であり、前記金属組織中のＭｎ濃度が８．０質量％以上の領域が０．０５～１．５面積％である。
　本発明の一実施形態による冷延鋼板の製造方法は、上記の冷延鋼板を製造する方法であって、熱延鋼板を６２０～７００℃の温度域で１０分以上保持する熱処理をする工程と、前記熱処理された鋼板を冷間圧延する工程と、前記冷間圧延された鋼板を８８０～１０５０℃の温度域で１０秒以上保持した後、２０℃／秒以上の冷却速度で４５０℃以下の温度まで冷却する工程と、前記冷却する工程において４５０℃以下の温度まで冷却した後、下記（Ａ）及び（Ｂ）のいずれかの処理を行う工程と、を備える。
　（Ａ）一旦３５０℃以下かつマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以下の温度まで冷却した後、再加熱を行って、３００～４５０℃の温度域で保持する処理
　（Ｂ）再加熱を行わずに冷却途中の３００～４５０℃の温度域で保持する処理
　本発明によれば、高強度と優れた穴広げ性とを有する冷延鋼板が得られる。
　本発明者は、上記の課題を解決するために種々の検討を行い、次の知見を得た。
　冷延鋼板を高強度化するためには、適切な熱処理を行い、金属組織を焼戻しマルテンサイトとベイナイトを主体とする金属組織にする必要がある。また、優れた穴広げ性を得るためには、金属組織中のＭｎの分布を均一にすることが有効である。Ｍｎの分布を均一にすることによって、熱処理中にＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）が生成するのを抑制することができる。Ｍｎが濃化した領域では焼入れ性が高まるため、ＭＡが生成しやすくなる。ＭＡは非常に硬質な組織であり、穴広げ加工においてクラックの起点となりやすい。ＭＡの生成を抑制することで、穴広げ性を改善することができる。
　具体的には、金属組織を、焼戻しマルテンサイトとベイナイトとを合計で８５体積％以上含む金属組織とし、さらに、鋼板の断面において、金属組織中のＭｎ濃度が８．０質量以上の領域の面積率を０．０５～１．５面積％にする。Ｍｎ濃度が８．０質量％以上の領域（以下「Ｍｎ濃化領域」という。）の面積率が小さいことは、Ｍｎが均一に分布していることを意味する。Ｍｎ濃化領域の面積率を小さくすることで、ＭＡの生成を抑制して穴広げ性を改善することができる。一方、Ｍｎ濃化領域を完全に消失させると、優れた伸びが得られなくなる。Ｍｎ濃化領域をわずかな面積率（０．０５面積％以上）だけ残存させることによって、鋼を加工した際の加工硬化が促進され、鋼の伸びが向上する。
　このような金属組織を得るためには、次の熱処理を行うことが有効である。まず、熱延鋼板を６２０～７００℃の温度域で１０分以上保持する熱処理を施す。これによって鋼中にセメンタイトが生成し、そこへ一般に１０質量％以上のＭｎが濃化する。この鋼板を冷間圧延した後、８８０～１０５０℃の温度に保持することによって、金属組織中のＭｎが拡散し、Ｍｎの分布が均一化される。この鋼板を２０℃／秒以上の冷却速度で４５０℃以下の温度まで冷却することによって、マルテンサイトやベイナイトを生成させる。
　好ましい形態として、金属組織を５体積％以上のフェライトをさらに含む金属組織とし、フェライトの平均結晶粒径を１０．０μｍ以下とする。５体積％以上のフェライトを含む金属組織とすることで、伸びをさらに改善することができる。
　本発明は、以上の知見に基づいて完成された。以下、本発明の一実施形態による冷延鋼板を説明する。
　［冷延鋼板］
　［化学組成］
　本発明の一実施形態による冷延鋼板は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
　Ｃ：０．１０～０．３０％
　炭素（Ｃ）は、鋼の強度を向上させる。一方、Ｃ含有量が高すぎると、鋼の伸びが低下する。そのため、Ｃ含有量は０．１０～０．３０％である。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
　Ｓｉ：２．５０％以下
　シリコン（Ｓｉ）は、固溶強化元素であるが、過剰に含有させると鋼の熱間加工性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は２．５０％以下である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは２．００％であり、さらに好ましくは１．５０％である。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
　Ｍｎ：０．５０～３．５０％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高めて鋼の強度を向上させる。一方、Ｍｎ含有量が高すぎると、鋼の伸びが低下する。そのため、Ｍｎ含有量は０．５０～３．５０％である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．５５％であり、さらに好ましくは１．６０％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは３．３０％であり、さらに好ましくは３．００％であり、さらに好ましくは２．８０％である。
　Ｐ：０．１００％以下
　リン（Ｐ）は不純物である。Ｐは粒界に偏析して鋼の伸びを低下させる。そのため、Ｐ含有量は、０．１００％以下である。Ｐ含有量は、好ましくは０．０５０％以下であり、さらに好ましくは０．０３０％以下である。
　Ｓ：０．０２０％以下
　硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは鋼の熱間加工性を低下させる。そのため、Ｓ含有量は０．０２０％以下である。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
　Ａｌ：０．０１０～０．１００％
　アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸剤として含有される。一方、Ａｌ含有量が高すぎると、介在物が生成して鋼の伸びが低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．０１０～０．１００％である。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。
　Ｎ：０．０１００％以下
　窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎは鋼の伸びを低下させる。そのため、Ｎ含有量は０．０１００％以下である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。一方、Ｎを過度に低減しようとすると製造コストが増加する。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
　本実施形態による冷延鋼板の化学組成は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭからなる群から選択される１種以上の元素を含有してもよい。これらの元素はいずれも選択元素である。すなわち、本実施形態による冷延鋼板の化学組成は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭの一部又は全部を含有していなくてもよい。
　Ｔｉ：０～０．１００％
　Ｎｂ：０～０．１００％
　Ｖ　：０～０．５０％
　Ｍｏ：０～０．５０％
　Ｗ　：０～０．５０％
　チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム（Ｖ）、モリブデン（Ｍｏ）及びタングステン（Ｗ）はいずれも、炭化物を形成して鋼の強度を向上させる効果がある。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ及びＷが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ及びＷの含有量が過剰になると、鋼の伸びが低下する。そのため、Ｔｉ及びＮｂの含有量は０～０．１００％であり、Ｖ、Ｍｏ及びＷの含有量は０～０．５０％である。Ｔｉ及びＮｂの下限は、好ましくは０．００５％である。Ｔｉ及びＮｂの上限は、好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。Ｖ、Ｍｏ及びＷの下限は、好ましくは０．０１％である。Ｖ、Ｍｏ及びＷの上限は、好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
　Ｂ：０～０．００５０％
　ボロン（Ｂ）は、焼入れ性を高めて鋼の強度を向上させる。Ｂが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｂ含有量が過剰になると、鋼の伸びが低下する。そのため、Ｂ含有量は０～０．００５０％である。Ｂ含有量の下限は、好ましくは０．０００３％である。Ｂ含有量の上限は、好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
　Ｃａ：０～０．０１００％
　Ｍｇ：０～０．０１００％
　ＲＥＭ：０～０．０１００％
　カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、及び希土類元素（ＲＥＭ）はいずれも、鋼の熱間加工性を向上させる。Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭの含有量が過剰になると、介在物が生成して鋼の伸びが低下する。そのため、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭの各々の含有量は０～０．０１００％である。Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭの含有量の下限はいずれも、好ましくは０．０００１％である。Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭの含有量の上限はいずれも、好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計量を意味する。
　本実施形態による冷延鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップから混入する元素、あるいは製造過程の環境等から混入する元素をいう。不純物は、これに限定されないが、例えばＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＯ等である。
　［金属組織］
　本実施形態による冷延鋼板の金属組織は、焼戻しマルテンサイトとベイナイトとを合計で８５体積％以上含む。焼戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計の体積率が８５％未満では、必要な強度が得られない。なお、上記の「ベイナイト」は、焼き戻されたベイナイトを含むものとする。本実施形態による冷延鋼板の金属組織のベイナイトは、部分的に焼き戻されている場合がある。また、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの中にはセメンタイトが存在するが、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの中のセメンタイトは独立した組織とは捉えず、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの総体積に含めるものとする。
　焼戻しマルテンサイト及びベイナイトに含まれるセメンタイトの平均粒径は３０ｎｍ超である。セメンタイトの平均粒径は、冷延鋼板から抽出レプリカ膜を採取し、透過電子顕微鏡法（加速電圧２００ｋＶ）によって観察倍率１～１０万倍で３視野以上観察した結果から測定する。平均粒径は、円相当直径とする。金属組織がセメンタイトを含まないマルテンサイトを主体とする場合（すなわち、焼入れままのマルテンサイトを主体とする場合）、十分な孔広げ性が得られない。セメンタイトの平均粒径は、好ましくは５０ｎｍ超である。
　本実施形態による冷延鋼板は、金属組織中のＭｎ濃度が８．０質量％以上の領域が０．０５～１．５面積％である。Ｍｎ濃度が８．０質量％以上の領域（以下「Ｍｎ濃化領域」という。）の面積率が小さいことは、Ｍｎが均一に分布していることを意味する。Ｍｎ濃化領域の面積率を小さくすることで、ＭＡの生成を抑制して穴広げ性を改善することができる。一方、Ｍｎ濃化領域を完全に消失させると、優れた伸びが得られなくなる。Ｍｎ濃化領域を０．０５面積％以上だけ残存させることによって、鋼を加工した際の加工硬化が促進され、鋼の伸びが向上する。
　Ｍｎ濃化領域の下限は、好ましくは０．１０面積％であり、さらに好ましくは０．２０面積％である。Ｍｎ濃化領域の上限は、好ましくは１．０面積％である。
　本実施形態による冷延鋼板の金属組織は、好ましくは、５体積％以上のフェライトをさらに含み、フェライトの平均結晶粒径が１０．０μｍ以下である。５体積％以上のフェライトを含む金属組織とすることで、伸びをさらに改善することができる。フェライトの体積率の下限は、より好ましくは１０％である。ただし、フェライトの平均結晶粒径が大きすぎると、伸びを向上させる効果が得られない。フェライトの平均結晶粒径の上限は、より好ましくは５．０μｍである。
　本実施形態による冷延鋼板の金属組織の残部は、これらに限定されないが、パーライト、ＭＡ、残留オーステナイト等である。本実施形態による冷延鋼板の金属組織は、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト及びフェライトを除いた残部の体積率が５％以下である。残部の体積率の上限は、好ましくは３％である。
　本実施形態による冷延鋼板は、好ましくは、引張強さが９８０ＭＰａ以上である。引張強さの下限は、より好ましくは１０５０ＭＰａであり、さらに好ましくは１１８０ＭＰａである。引張強さの上限は、特に限定されないが、例えば１４５０ＭＰａである。
　本実施形態による冷延鋼板は、好ましくは、破断伸びが８．０％以上である。破断伸びの下限は、より好ましくは１０．０％である。
　［冷延鋼板の製造方法］
　次に、上述した冷延鋼板の製造方法の一例を説明する。以下に説明する製造方法はあくまでも例示であって、本実施形態による冷延鋼板の製造方法を限定するものではない。
　上述した化学組成を有する熱延鋼板を準備する。熱延鋼板は例えば、上述した化学組成を有するスラブを通常の方法で熱間圧延して巻き取ることで製造することができる。熱間圧延の圧延率や圧延後の板厚、室温までの冷却方法、巻き取り条件等は特に限定されない。
　熱延鋼板を６２０～７００℃の温度域で１０分以上保持する。以下、この熱処理を「熱延後熱処理」という。この熱延後熱処理によって鋼中にセメンタイトが生成し、そこにＭｎが濃化する。保持温度が低すぎたり、保持時間が短すぎたりすると、Ｍｎが十分に濃化せず、最終的な冷延鋼板の組織において、Ｍｎ濃化領域の面積率を０．０５面積％以上にできなくなる場合がある。一方、保持温度が高すぎると、組織の一部にオーステナイトが生成してしまい、Ｍｎの濃化が不十分となる。熱延後熱処理の保持温度の下限は、好ましくは６３０℃である。熱延後熱処理の保持温度の上限は、好ましくは６８０℃である。熱延後熱処理の保持時間の下限は、好ましくは３０分であり、さらに好ましくは６０分である。熱延後熱処理の保持時間の上限は、特に限定されないが、例えば３００分である。保持後の冷却速度は、任意の速度であってよい。
　また、セメンタイトの熱力学的性質によって、６００℃近傍で熱延後熱処理を行うと、セメンタイト中に濃化するＭｎの濃度が過剰に高くなる場合がある。そのため、熱延後熱処理の温度が６２０℃未満では、局所的なＭｎ濃度が過剰に高くなり、冷延後熱処理においてＭｎを十分に拡散させることができず、Ｍｎ濃化領域の面積率を１．５％以下にできなくなる場合がある。
　熱延後熱処理を行った鋼板に冷間圧延を施す。冷間圧延の板厚減少率は、例えば３０～８０％である。
　冷間圧延された鋼板を８８０～１０５０℃の温度域で１０秒以上保持した後、２０℃／秒以上の冷却速度で４５０℃以下の温度まで冷却する。以下、この熱処理を「冷延後熱処理」という。
　鋼板を８８０～１０５０℃の温度域で１０秒以上保持することによって、金属組織中のＭｎが拡散し、Ｍｎの濃度分布が均一化される。保持温度が低すぎたり、保持時間が短すぎたりすると、Ｍｎが十分に拡散せず、最終的な冷延鋼板の組織において、Ｍｎ濃化領域の面積率を１．５面積％以下にできなくなる場合がある。一方、保持温度が高すぎると、Ｍｎの元素拡散によりＭｎ濃化領域の濃度が低下してしまい、Ｍｎの下限濃度を下回る。冷延後熱処理の保持温度の下限は、好ましくは９００℃であり、さらに好ましくは９２０℃である。冷延後熱処理の保持温度の上限は、好ましくは１０００℃である。冷延後熱処理の保持時間の下限は、好ましくは２０秒であり、さらに好ましくは３０秒である。冷延後熱処理の保持時間の上限は、特に限定されないが、例えば３００秒である。
　鋼板を８８０～１０５０℃の温度域に保持した後、２０℃／秒以上の冷却速度で４５０℃以下の温度まで冷却する。このとき、組織の一部がマルテンサイトに変態する。５体積％以上のフェライトを含む金属組織は、このときの冷却速度を、比較的低速の２０～３０℃／秒にすることで得られる。冷却速度が２０℃／秒未満であると、フェライトが過剰に生成し、最終的な冷延鋼板の組織において、焼戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計の体積率を８５％以上にできなくなる場合がある。冷却速度の上限は、特に限定されないが、例えば２００℃／秒である。
　４５０℃以下の温度まで冷却した後、さらに、（Ａ）一旦３５０℃以下かつマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以下の温度まで冷却した後、再加熱を行って、３００～４５０℃の温度域で所定時間（好ましくは１００秒以上）保持する処理（Ｑｕｅｎｃｈ＆Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ処理）、及び（Ｂ）再加熱を行わずに冷却途中の３００～４５０℃の温度域で所定時間（好ましくは１００秒以上）保持する処理（Ａｕｓｔｅｍｐｅｒｉｎｇ処理）のいずれかを行う。
　熱延後熱処理で析出したセメンタイトは、冷延後熱処理によって一旦溶解する。この時のセメンタイトの溶解量は冷延後熱処理前のセメンタイトの９０体積％以上、好ましくは９５体積％以上である。冷延後熱処理及びそれに続く冷却の後、上記の（Ａ）及び（Ｂ）のいずれかの処理を行うことによって、金属組織中に再びセメンタイトが析出する。これによって、焼戻しマルテンサイトとベイナイトとを合計で８５体積％以上含む金属組織が得られる。なお、保持温度が３００℃未満では、セメンタイトが十分に析出しない（セメンタイトの平均粒径が３０ｎｍ超にならない）場合がある。
　以上の工程によって、本実施形態による冷延鋼板が製造される。上述した製造方法によれば、焼戻しマルテンサイトとベイナイトとを合計で８５体積％以上含み、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及びフェライト以外の組織が５体積％以下である金属組織を有し、金属組織中のＭｎ濃度が８．０質量％以上の領域が０．０５～１．５面積％である冷延鋼板が得られる。
　以上、本発明の一実施形態による冷延鋼板、及びその製造方法を説明した。本実施形態によれば、高強度と優れた穴広げ性とを有する冷延鋼板が得られる。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。本発明はこれらの実施例に限定されない。
　表１に示す化学組成を有する１８０ｋｇの鋼塊を高周波真空溶解炉にて溶製し、熱間鍛造により３０ｍｍ厚さのスラブにした。得られたスラブについて、熱間圧延試験機によって８５０～９００℃の仕上げ温度となるように熱間圧延を施し、厚さ２．０ｍｍの熱延鋼板とした。熱間圧延を完了し、３～１０秒経過した後、鋼板を２００～６５０℃の巻き取り温度まで冷却し、その後は鋼板の巻き取り模擬として２０℃／秒の冷却速度で２００℃以下まで冷却して熱延鋼板とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　熱延鋼板を表２に示す温度と保持時間で熱処理（熱延後熱処理）した後、５０％の板厚減少率（冷延率）で冷間圧延を施し、厚さ１．０ｍｍの鋼素材とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた鋼素材から、幅１６０ｍｍ、長さ２３０ｍｍの試験材を採取した。採取した各試験材に対して、表２の「冷延後熱処理」の欄に記載した条件で熱処理（焼鈍）を施した。
　具体的には、試験材を表２の温度に加熱し、表２に示す保持時間の均熱保持を行った。均熱保持後、表２の冷却速度で４５０℃以下の温度まで冷却を行った。さらにその後、試験番号１～７、１２～１５、１７～２１、２６～２９及び３１の試験材については、一旦３５０℃以下かつマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以下の温度まで冷却した後、再加熱を行って、３５０～４００℃の温度域で３００秒保持する処理（Ｑｕｅｎｃｈ＆Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ処理）を行ってから室温まで冷却した。試験番号８～１１、１６、２２、２４、２５、３０及び３２の試験材については、再加熱を行わずに冷却途中の３５０～４００℃の温度域で３００秒保持する処理（Ａｕｓｔｅｍｐｅｒｉｎｇ処理）を行ってから室温まで冷却した。試験番号２３の試験材については、上記の処理のいずれも行わずに室温まで冷却した。
　熱処理後の試験材を組織観察、引張試験及び穴広げ試験に供した。
　引張特性の評価のため、熱処理後の試験材から、圧延方向に平行な方向（Ｌ方向）を長手方向とするＪＩＳ５号試験片を２本ずつ採取し、引張速度１０ｍｍ／分で試験した。その結果から、引張強さ（ＴＳ／ＭＰａ）、破断伸び（ｔＥＬ／％）を求めた。引張強さ及び破断伸びは、２本の引張試験片の平均とした。
　穴広げ率の測定のため、熱処理後の試験材から９０ｍｍ×９０ｍｍの試験片を２枚ずつ採取し、その中央に初期穴径ｄ０＝１０ｍｍの打ち抜き穴を設けた。この穴を先端角度６０°の円錐ポンチで押し広げていき、打ち抜き端部に亀裂が生じて板厚を貫通した時点で押し広げを停止し、荷重を除荷した。試験片の穴径を圧延方向に平行な方向、垂直な方向、斜め４５°方向（２方向）で測定して、その平均値を穴広げ後の穴径ｄとした。穴広げ率ＨＥＲは、下記の式で評価した。穴広げ率ＨＥＲは、２枚の試験片の平均とした。
　　ＨＥＲ（％）＝（ｄ－ｄ０）／ｄ０×１００
　熱処理後の試験材の金属組織は、以下の方法により測定した。
　まず、熱処理後の試験材から、圧延方向及び板厚方向に平行な断面が観察面となるように、観察用試料を採取した。試験材のＬ断面（圧延方向及び板厚方向に平行な断面）の２００μｍＬ×１００μｍＴの領域において、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）解析を実施した。スキャンステップは０．１μｍとし、測定点は六角形グリッドとした。
　ＥＢＳＤデータを解析し、測定点のＥＢＳＤパターンから結晶相を同定したときに、ＢＣＣ相として同定された領域は、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及びフェライトのいずれかとみなし、ＦＣＣ相と同定された領域は残留オーステナイトとみなし、組織の同定ができなかった領域（例えば、ＴＳＬ社ＥＢＳＤシステムにおいて、Ｃｏｎｆｉｄｅｎｔｉａｌ　Ｉｎｄｅｘ値が０．１未満となる場合等）はＭＡ又はパーライトに含まれるセメンタイトとみなした。
　さらに、ＢＣＣ相として同定された領域について、次のようにして、フェライトとフェライト以外（焼戻しマルテンサイト又はベイナイト）とに分類した。
　ＥＢＳＤデータにおいて、結晶方位差１５°以上の境界を粒界と定義し、粒界で囲まれた領域を結晶粒とみなした。ＢＣＣ相の結晶粒のうち、結晶粒の内部に含まれるＥＢＳＤの測定点がｍ個であるとき、個々の測定点の結晶方位を表す回転行列Ｐｊ（ｊ＝１・・・ｍ）について、次の式によって、隣接する測定点どうしの結晶方位差Δθ（単位：Ｄｅｇｒｅｅ）をすべての組み合わせについて計算し、それらの方位差の平均値Ｍを求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
　Ｐｉ又はＰｊは、ＥＢＳＤ測定によって求まる各測定点のオイラー角を用いて計算することができる回転行列である。具体的には、Ｐｉは、ＥＢＳＤ測定によって得られるｉ番目の測定点（ｉ＝１・・・ｍ）のオイラー角（φ１、Φ、φ２）を次の式に代入することによって得られる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
　Ｒｋ（ｋ＝１・・・２４）は立方晶の規定軸を変換するための回転行列であり、Ｒｋ・Ｐｉ・Ｐｊの回転角が最小になるようにｋを選択する。ｉ番目とｊ番目の測定点は隣接するものを選ぶ。Ｄ［ｉ、ｉ］は３×３行列Ｄのｉ行、ｉ列の成分の値を表す。ＢＣＣ結晶粒の結晶方位差の平均値Ｍが０．５°以下のものをフェライトとみなし、０．５°を超える結晶粒を焼戻しマルテンサイト又はベイナイトとみなした。
　このように組織分類をしたうえで、フェライト以外のＢＣＣ相（焼戻しマルテンサイト又はベイナイト）と判定された測定点、及びフェライトと判定された測定点が全測定点に占める割合を求め、それぞれ、焼戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計の体積率、及びフェライトの体積率とした。残りの領域には、パーライト、ＭＡ、及び残留オーステナイト（ＥＢＳＤに基づいてＦＣＣ相として同定された領域）が含まれ、その他の領域に分類した。
　フェライトの平均結晶粒径は、ＥＢＳＤによる測定において、その円相当直径の平均値ｄを次式から算出することにより求めた。ただし、フェライトの体積率が５％未満の場合は評価対象外とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000005
       
　ここで、ＡｉはＥＢＳＤデータで解析したｉ番目のフェライトの面積であり、ｄｉはｉ番目のフェライトの円相当直径である。円相当直径は、ｉ番目のフェライトの面積（＝Ａｉ）と等しい面積をもつ円の直径を意味する。
　上記と同じ観察用試料において、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて組織内のＭｎ濃度のマッピング測定を行った。日本電子製のＪＸＡ－８５３０Ｆを用い、電子線の加速電圧を７ｋＶ、照射電流量を２０ｎＡとして、観察面の３０μｍ×３０μｍの領域を５００点×５００点（四角格子状に配列）の領域に分けて電子線を走査し、各点から発生したＭｎの蛍光Ｘ線（Ｋα線）を波長分解検出器で測定した。
　得られた蛍光Ｘ線のカウント数Ｉから、各点のＭｎの濃度ＸＭｎを次のＺＡＦ補正に基づく評価式を用いて求めた。
　　ＸＭｎ＝Ｉ／Ｉ０×Ｚ×Ａ×Ｆ
　ここで、Ｉ０は予め純Ｍｎの標準試料を用いて、同一の電子線条件の下でＥＰＭＡ測定をしたときに得られる蛍光Ｘ線（Ｋα線）のカウント数を示す。Ｚ、Ａ及びＦは、それぞれ原子番号補正、吸収補正係数、蛍光補正係数を表し、その値は、副島啓義、「電子線マイクロアナリシス」、日刊工業新聞社を参照し、ＥＰＭＡの電子線の照射条件と鋼材の成分値によって決まる既知の値を用いた。
　得られたＭｎ濃度の分布から、Ｍｎ濃度が８．０質量％以上の測定点が全測定点（２５０，０００点）に占める割合を求め、Ｍｎ濃度が８．０質量％以上の領域の面積率とした。
　結果を表３に示す。表３において、「ＴＭ＋Ｂ」は、焼戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計の体積率を示し、「α」はフェライトの体積率を示す。また、「Ａ＊」はＭｎ濃度が８．０質量％以上の領域の面積率を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表１～３に示すように、試験番号１～１６の試験材は、焼戻しマルテンサイトとベイナイトとを合計で８５体積％以上含み、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及びフェライト以外の組織が５質量％以下である金属組織を有し、かつ、金属組織中のＭｎ濃度が８．０質量％以上の領域が０．０５～１．５面積％であった。これらの試験材はいずれも、焼戻しマルテンサイトとベイナイトに含まれるセメンタイトの平均粒径が５０ｎｍ超であった。これらの試験材は、引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、伸びが８．０％以上であり、穴広げ率が４０．０％以上であった。中でも、試験番号６、７、１１及び１２の試験材は、５体積％以上のフェライトをさらに含む金属組織を有し、フェライトの平均結晶粒径が１０．０μｍ以下であった。これらの試験材は、特に優れた伸びを有していた。
　これに対し、試験番号１７、１９、２１、２２、２４～２６、２９及び３０の試験材は、金属組織中のＭｎ濃度が８．０質量％以上の領域が１．５面積％よりも大きく、穴広げ率が４０．０％未満であった。試験番号１７、１９、２４、２５、２７、２９及び３０の試験材のＭｎ濃化領域の面積率が大きかったのは、冷延後熱処理の保持温度が低すぎたためと考えられる。試験番号２１及び２６の試験材のＭｎ濃化領域の面積率が大きかったのは、冷延後熱処理の保持時間が短すぎたためと考えられる。試験番号２２の試験材のＭｎ濃化領域の面積率が大きかったのは、熱延後熱処理の温度が６００℃近傍であったためと考えられる。
　試験番号１８及び２７の試験材は、金属組織中のＭｎ濃度が８．０質量％以上の領域が０．０５面積％よりも小さく、穴広げ率が４０．０％未満であった。これらの試験材のＭｎ濃化領域の面積率が小さかったのは、熱延後熱処理の温度が低すぎたことにより、鋼中のセメンタイトにＭｎが濃化しなかったためと考えられる。
　試験番号２０、２８、３１及び３２の試験材は、焼戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計の体積率が８５％未満であり、引張強さが９８０ＭＰａ未満であった。試験番号２０及び２８の試験材の焼戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計の体積率が８５％未満となったのは、冷延後熱処理の冷却速度が小さすぎたためと考えられる。また、これらの試験材では、フェライトが過剰に生成した影響で穴広げ率が４０．０％未満となった。試験番号３１及び３２の試験材の焼戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計の体積率が８５％未満となったのは、鋼素材のＭｎ含有量又はＣ含有量が少なすぎたためと考えられる。
　試験番号２３の試験材は、焼戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計の体積率が８５％未満であり、孔広げ率が４０．０％未満であった。試験番号２３の試験材の焼戻しマルテンサイトとベイナイトとの合計の体積率が８５％未満となったのは、Ｑｕｅｎｃｈ＆Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ処理及びＡｕｓｔｅｍｐｅｒｉｎｇ処理のいずれも行わずに室温まで冷却したため、組織の大部分がセメンタイトの析出を伴わないマルテンサイトとなったためと考えられる。
　以上、本発明の実施形態を説明したが、上述した実施形態は本発明を実施するための例示にすぎない。よって、本発明は上述した実施形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲で、上述した実施形態を適宜変形して実施することが可能である。
 

Claims (7)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ　：０．１０～０．３０％、
    　Ｓｉ：２．５０％以下、
    　Ｍｎ：０．５０～３．５０％、
    　Ｐ　：０．１００％以下、
    　Ｓ　：０．０２０％以下、
    　Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
    　Ｎ　：０．０１００％以下、
    　Ｔｉ：０～０．１００％、
    　Ｎｂ：０～０．１００％、
    　Ｖ　：０～０．５０％、
    　Ｍｏ：０～０．５０％、
    　Ｗ　：０～０．５０％、
    　Ｂ　：０～０．００５０％、
    　Ｃａ：０～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０～０．０１００％、
    　ＲＥＭ：０～０．０１００％、
    　残部：Ｆｅ及び不純物であり、
    　金属組織が、焼戻しマルテンサイトとベイナイトとを合計で８５体積％以上含み、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及びフェライト以外の組織が５体積％以下であり、
    　前記金属組織中のＭｎ濃度が８．０質量％以上の領域が０．０５～１．５面積％である、冷延鋼板。
  2. 　請求項１に記載の冷延鋼板であって、
    　前記金属組織は、５体積％以上のフェライトをさらに含み、
    　前記フェライトの平均結晶粒径が１０．０μｍ以下である、冷延鋼板。
  3. 　請求項１又は２に記載の冷延鋼板であって、
    　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｔｉ：０．００５～０．１００％、
    　Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
    　Ｖ　：０．０１～０．５０％、
    　Ｍｏ：０．０１～０．５０％、及び
    　Ｗ　：０．０１～０．５０％、
    　からなる群から選択される１種以上を含有する、冷延鋼板。
  4. 　請求項１又は２に記載の冷延鋼板であって、
    　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｂ　：０．０００３～０．００５０％、
    　を含有する、冷延鋼板。
  5. 　請求項１又は２に記載の冷延鋼板であって、
    　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、及び
    　ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％、
    　からなる群から選択される１種以上を含有する、冷延鋼板。
  6. 　請求項１又は２に記載の冷延鋼板であって、
    　前記金属組織の焼戻しマルテンサイト及びベイナイトは、平均粒径が３０ｎｍ超のセメンタイトを含む、冷延鋼板。
  7. 　請求項１又は２に記載の冷延鋼板を製造する方法であって、
    　熱延鋼板を６２０～７００℃の温度域で１０分以上保持する熱処理をする工程と、
    　前記熱処理された鋼板を冷間圧延する工程と、
    　前記冷間圧延された鋼板を８８０～１０５０℃の温度域で１０秒以上保持した後、２０℃／秒以上の冷却速度で４５０℃以下の温度まで冷却する工程と、
    　前記冷却する工程において４５０℃以下の温度まで冷却した後、下記（Ａ）及び（Ｂ）のいずれかの処理を行う工程と、を備える、冷延鋼板の製造方法。
    　（Ａ）一旦３５０℃以下かつマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以下の温度まで冷却した後、再加熱を行って、３００～４５０℃の温度域で保持する処理
    　（Ｂ）再加熱を行わずに冷却途中の３００～４５０℃の温度域で保持する処理
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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WO2016129550A1 (ja) * 2015-02-13 2016-08-18 株式会社神戸製鋼所 切断端部での耐遅れ破壊特性に優れた超高強度鋼板
WO2020136988A1 (ja) * 2018-12-26 2020-07-02 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

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