JP2011017060A - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】成分組成は、mass%で、C:0.08%以上0.20%以下、Si:0.2%以上1.0%以下、Mn:0.5%以上2.5%以下、P:0.04%以下、S:0.005%以下、Al:0.05%以下、Ti:0.07%以上0.20%以下、V:0.20%以上0.80%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる。そして、組織は体積占有率で80%以上98%以下のフェライト相と第二相である。さらに、大きさが20nm未満の析出物に含まれるTiとVの合計量は0.150 mass%以上である。前記フェライト相の硬度(HVα)と前記ベイナイト相の硬度(HVS)の差(HVα−HVS)は−300以上300以下である。
【選択図】なし
Description
(1)式:(Ti/48+Nb/93)×C/12≦3.5×10−5
(2)式:0.4≦(V/51+Ti/48+Nb/93)/(C/12)≦2.0
(3)式:V+Ti×2+Nb×1.4+C×2+Si×0.2+Mn×0.1≧0.7
特許文献6には、実質的にフェライト単相組織であり、フェライト組織中にTi、MoおよびCを含む析出物が析出してなり、かつ、圧延方向に平行なベクトルに垂直な断面の板厚1/4〜3/4の領域における、隣接する各結晶粒の<110>方位コロニーの面積率が50%以下である、引張強度が950MPa以上の伸びフランジ性に優れた超高張力鋼板に関する技術が開示されている。
特許文献1および3では、Moを含有しているため、近年のMoの原材料価格の高騰に絡んで、著しいコスト増加を招く問題がある。さらに、自動車産業のグローバル化が進み、自動車に使用される鋼板は外国などの厳しい腐食環境下において使用されるようになり、鋼板に対してより高い塗装後耐食性が必要とされている。これに対して、Moの添加は化成結晶の生成または成長を阻害するため、鋼板の塗装後耐食性を低下させ、上記要求に対応することができない。すなわち、特許文献1および特許文献3に記載の鋼では、近年の自動車産業の要求を十分に満たすことはできない。
i)高強度の鋼板を得るためには、析出物を微細化(大きさ20nm未満)し、微細な析出物(大きさ20nm未満)の割合を高める必要がある。そして、析出物を微細なまま維持するには析出物としてTi−Moを含むもの、または、Ti−Vを含むものが挙げられるが、合金コストの観点からはTiとVの複合析出が有用である。
ii)フェライト相と第二相の硬度差が−300以上300以下であるとき、加工後の伸びフランジ特性は向上する。また、この加工後の伸びフランジ特性に優れる組織は、第一段冷却停止温度T1および巻取り温度T2を最適範囲に制御することによって得られる。
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
[1]成分組成は、mass%で、C:0.08%以上0.20%以下、Si:0.2%以上1.0%以下、Mn:0.5%以上2.5%以下、P:0.04%以下、S:0.005%以下、Al:0.05%以下、Ti:0.07%以上0.20%以下、V:0.20%以上0.80%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、金属組織は、体積占有率で80%以上98%以下のフェライト相と第二相を有し、大きさが20nm未満の析出物に含まれるTi量とV量の合計量が0.150 mass%以上であり、前記フェライト相の硬度(HVα)と前記第二相の硬度(HVS)の差(HVα−HVS)が−300以上300以下であることを特徴とする高強度鋼板。
[2]前記[1]において、大きさが20nm未満の析出物に含まれる前記Ti量が0.150mass%以上であることを特徴とする高強度鋼板。
[3]前記[1]において、大きさが20nm未満の析出物に含まれる前記V量が0.550mass%以上であることを特徴とする高強度鋼板。
[4]前記[1]〜[3]のいずれかにおいて、mass%で、さらに、Cr:0.01%以上1.0%以下、W:0.005%以上1.0%以下、Zr:0.0005%以上0.05%以下のいずれか1種または2種以上を含有することを特徴とする高強度鋼板。
[5]mass%で、C:0.08%以上0.20%以下、Si:0.2%以上1.0%以下、Mn:0.5%以上2.5%以下、P:0.04%以下、S:0.005%以下、Al:0.05%以下、Ti:0.07%以上0.20%以下、V:0.20%以上0.80%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、1150℃以上1350℃以下の温度に加熱したのち、仕上げ圧延温度を850℃以上1000℃以下として熱間圧延を行い、次いで、650℃以上800℃未満の温度まで、平均冷却速度30℃/s以上で第一段冷却し、1秒以上5秒未満の時間で空冷し、次いで、冷却速度20℃/s以上で第二段冷却し、200℃超え550℃以下の温度で巻取り、式(1)を満たすことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
T1≦0.06×T2+764 …(1)
ただし、T1:第一段冷却の停止温度、T2:巻取り温度
[6]前記[5]において、成分組成として、mass%で、さらに、Cr:0.01%以上1.0%以下、W:0.005%以上1.0%以下、Zr:0.0005%以上0.05%以下のいずれか1種または2種以上を含有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す%は、すべてmass%である。また、本発明における高強度鋼板とは、引張強度(以下、TSと称する場合もある)が980MPa以上の鋼板であり、熱延鋼板、さらには、これらの鋼板に例えばめっき処理等の表面処理を施した表面処理鋼板も対象とする。
さらに、本発明の目標とする特性は、伸張率10%で圧延後の伸びフランジ特性(λ10)≧40%、である。
そして、例えば、本発明の高強度鋼板を自動車の足回り部材やトラック用フレーム、また、耐衝突部材などに用いることにより、板厚減少が可能となり、自動車の環境負荷が低減され、衝撃特性が大きく向上することが期待される。
本発明における高強度鋼板は、後述する成分限定に加え、金属組織は、体積占有率で80%以上98%以下のフェライト相と第二相を有し、大きさが20nm未満の析出物に含まれるTi量とV量の合計量が0.150 mass%以上であり、フェライト相の硬度(HVα)と第二相の硬度(HVS)の差(HVα−HVS)が−300以上300以下であることを特徴とする。
このように、本発明においては、成分限定、組織分率に加え、20nm未満の析出物に含まれるTi量とV量、および硬度の差(HVα−HVS)を規定することを特徴とする。これは本発明において最も重要な要件であり、このように規定した鋼板とすることで加工後の伸びフランジ特性に優れ、TSが980MPa以上である高強度鋼板が得られることになる。
前述したように、加工後の伸びフランジ特性向上のためには、硬度差(HVα−HVS)が重要であることが検討した結果わかった。そこで、まず、硬度差(HVα−HVS)と加工後の伸びフランジ特性について調査した。
C:0.09〜0.185mass%、Si:0.70〜0.88mass%、Mn:1.00〜1.56mass%、P:0.01mass%、S:0.0015mass%、Al:0.03mass%、Ti:0.090〜0.178mass%、V:0.225〜0.770mass%を含み、残部Feおよび不可避不純物からなる組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により鋼スラブとした。次いで、これらの鋼スラブに対して、スラブ加熱温度:1250℃で加熱し、仕上げ温度:890〜950℃で熱間圧延した。次いで、冷却速度:55℃/sで635〜810℃まで第一段冷却を行い、2〜6s空冷し、冷却速度:40℃/sで第二段冷却を行い、250〜600℃で巻取りを施し、板厚2.0mmの熱延鋼板を作製した。得られた熱延鋼板に対して、フェライト相の硬度(HVα)と第二相の硬度(HVS)の差(HVα−HVS)を測定するとともに、加工後の伸びフランジ特性を調査した。
なお、フェライト相の硬度(HVα)と第二相の硬度(HVS)の差(HVα−HVS)は、ビッカース硬さを用いた。ビッカース硬さ試験に用いる試験機は、JISB7725に適合したものを用いた。組織観察用サンプルを1枚採取し、圧延方向に平行な断面について3%ナイタール溶液で組織を現出して、板厚1/4位置にて試験荷重3gでフェライト粒および第二相にそれぞれくぼみをつけた。くぼみの対角線長さからJISZ2244にあるビッカース硬さ算出式を用い硬度を算出した。それぞれ30個のフェライト粒および第二相の硬度を測定し、それぞれの平均値をフェライト相の硬度(HVα)および第二相の硬度(HVS)とし、硬度差(HVα−HVS)を求めた。
加工後の伸びフランジ特性は、穴広げ試験用試験片を3枚採取し、伸張率10%で圧延後、鉄連規格JFST 1001に準じて穴広げ試験を行い、3枚の平均からλ10を求めた。
しかし、このように硬度差(HVα−HVS)が−300以上300以下の熱延鋼板の場合でも、40%以上の加工後の伸びフランジ特性が得られない場合がある。例えば、図1において、硬度差(HVα−HVS)が0近辺では、加工後の伸びフランジ特性が30%〜40%の熱延鋼板が存在する。そこで、このような加工後の伸びフランジ特性が劣っていた材料を観察したところ、加工後の伸びフランジ特性が優れていた材料と比較してフェライトの体積占有率が極端に低いか、極端に高いことが明らかとなった。そこで、次に、フェライトの体積占有率と加工後の伸びフランジ特性との関係を調査した。
なお、フェライトの体積占有率は、圧延方向に平行な板厚断面のミクロ組織を3%ナイタールで現出し、走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて1500倍で板厚1/4位置を観察し、住友金属テクノロジー株式会社製の画像処理ソフト「粒子解析II」を用いてフェライトの面積率を測定し、体積占有率とした。
本発明の高強度鋼板において、Tiおよび/またはVを含む析出物は、主に炭化物としてフェライト中に析出している。これは、フェライトにおけるCの固溶限がオーステナイトの固溶限より小さく、過飽和のCがフェライト中に炭化物として析出しやすいためと考えられる。そして、こうした析出物により軟質のフェライトが硬質化(高強度化)し、980MPa以上のTSが得られることになる。
得られた結果を図3に20nm未満の析出物に含まれるTi量とV量の合計とTSの関係として、図4に20nm未満の析出物に含まれるTi量とV量の関係として示す。なお、図4においては、図3においてTSが980MPa以上得られているデータのみを引用し、Ti量とV量の関係で整理した。
図3より、20nm未満の析出物に含まれるTi量とV量の合計が0.150mass%以上(符号○にて示す)でTSが980MPa以上得られていることがわかる。これは、20nm未満の析出物に含まれるTi量とV量の合計量が0.150 mass%未満であると、析出物の数密度が小さくなり、各析出物の間隔が広くなるため、転位の移動を抑制する効果が小さくなる。そのため、フェライトを十分に硬質化できないため、TSが980MPa以上の強度が得られなくなるためと考えられる。
また、図4より、Ti量とV量には、一定の関係が見られ、Ti量とV量の合計が0.150mass%以上であれば、たとえば、大きさが20nm未満の析出物に含まれるV量が0mass%の場合でも、すなわち、TiとVの複合析出ではなくTiの単独析出であっても、Ti量が0.150mass%以上であれば本発明の効果は得られることがわかった。同様に、大きさが20nm未満の析出物に含まれるTi量が0mass%の場合、すなわち、Vの単独析出であっても、V量が0.550mass%以上であれば本発明の効果は得られることになる。
以上より、組織は、体積占有率で80%以上98%以下のフェライトを有し、大きさが20nm未満の析出物に含まれるTi量とV量の合計量が0.150 mass%以上であり、フェライト相の硬度(HVα)と第二相の硬度(HVS)の差(HVα−HVS)が−300以上300以下とする。さらに、大きさが20nm未満の析出物に含まれるV量が0mass%の場合を鑑み、大きさが20nm未満の析出物に含まれるTi量が0.150mass%以上、大きさが20nm未満の析出物に含まれるTi量が0mass%の場合を鑑み、V量が0.550mass%以上である。
C:0.08mass%以上0.20mass%以下
Cは、TiやVと炭化物を形成しフェライト中に析出することで、鋼板の強度化に寄与する元素である。TSを980MPa以上とするためには、C量を0.08mass%以上とする必要がある。一方、C量が0.20 mass %を超えると析出物の粗大化により伸びフランジ特性が低下する。以上より、C量は0.08mass%以上0.20mass%以下、好ましくは、0.09mass%以上0.18mass%以下とする。
Siは、フェライト変態の促進および固溶強化に寄与する元素である。そのため、Siは0.2mass%以上とする。ただし、その量が1.0mass%を超えると鋼板表面性状が著しく劣化し、耐食性が低下するため、Siの上限は1.0mass%とする。以上より、Si量は0.2mass%以上1.0mass%以下、好ましくは、0.3mass%以上0.9mass%以下とする。
Mnは固溶強化に寄与する元素である。しかしながら、その量が0.5mass%に満たないと980MPa以上のTSが得られない。一方、その量が2.5mass%を越えると、溶接性を著しく低下させる。よって、Mn量は0.5mass%以上2.5mass%以下、好ましくは0.5mass%以上2.0mass%以下である。さらに好ましくは、0.8mass%以上2.0mass%以下とする。
Pは旧オーステナイト粒界に偏析するため、低温靭性劣化と加工性の低下を招く。そのため、P量は極力低減することが好ましく、0.04mass%以下とする。
Sは旧オーステナイト粒界に偏析したり、MnSとして多量に析出すると、低温靭性を低下させたり、また、加工の有無に関わらず伸びフランジ特性を著しく低下させる。そのため、S量は極力低下することが好ましく、0.005mass%以下とする。
Alは、鋼の脱酸剤として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためには0.001mass%以上含有させることが好ましい。しかし、その量が0.05mass%を超えると介在物が多量に発生し、鋼板の疵の原因になるため、Al量は0.05mass%以下とする。より好ましいAl量は0.01mass%以上0.04mass%以下である。
Tiは、フェライトを析出強化する上で非常に重要な元素である。0.07mass%未満では、必要な強度を確保することが困難であり、0.20mass%を超えるとその効果は飽和し、コストアップとなるだけである。よって、Ti量は0.07mass%以上0.20mass%以下、好ましくは0.08mass%以上0.18mass%以下とする。
Vは、析出強化または固溶強化として強度の向上に寄与する元素であり、上記のTiと並んで本発明の効果を得る上で、重要な要件となる。適量をTiとともに複合含有することで、粒径20nm未満の微細なTi−V炭化物として析出する傾向にあり、かつ、Moのように塗装後耐食性を低下させることはない。また、Moに比べコストを低減させるこができる。V量が0.20mass%未満では、上記含有効果が乏しい。一方、V量が0.80mass%超えでは、その効果は飽和し、コストアップとなるだけである。よって、V量は0.20mass%以上0.80mass%以下、好ましくは、0.25mass%以上0.60mass%以下とする。
Cr、WおよびZrは、Vと同様、析出物を形成して、あるいは固溶状態でフェライトを強化する働きを有する。Cr量が0.01mass%未満、W量が0.005mass%未満、あるいはZr量が0.0005mass%未満では高強度化にほとんど寄与しない。一方、Cr量が1.0mass%超え、W量が1.0mass%超え、あるいはZr量が0.05mass%超えでは加工性が劣化する。よって、Cr、W、Zrのいずれか1種または2種以上を含有する場合、その含有量はCr:0.01mass%以上1.0mass%以下、W:0.005mass%以上1.0mass%以下、Zr:0.0005mass%以上0.05mass%以下とする。好ましくはCr:0.1mass%以上0.8mass%以下、W:0.01 mass%以上0.8 mass%以下、Zr:0.001mass%以上0.04mass%以下である。
加工後の伸びフランジ特性の向上には、転位密度の低いフェライトが主相となり、また、第二相は、鋼板中に島状に分散した形態をとることが有効であると考えられる。そして、前述の通り、加工後の伸びフランジ特性の向上の点から、フェライトの体積占有率は80%以上98%以下とする必要がある。また、前述の実験結果に加え、フェライトの体積占有率が80%未満の場合は、フェライト相と第二相の界面に発生するボイドが加工時に連結しやすくなり、加工後の伸びフランジ特性(λ10)および伸び(El)が低下することが考えられる。一方、フェライトの体積占有率が98%を超えた場合は、理由は必ずしも明らかではないが、フェライト相とフェライト相の界面にも多くボイドが生成するため、やはり、加工後の伸びフランジ特性が向上しないと考えられる。以上より、フェライトの体積占有率は、80%以上98%以下、好ましくは、85%以上95%以下とする。
また、第二相としては、ベイナイト相もしくはマルテンサイト相が好ましい。そして、鋼板中に島状に分散した形態をとることが伸びフランジ特性の点から有効である。
第二相の体積占有率が2%未満の場合は、第二相が少ないために伸びフランジ特性が向上しなくなる場合がある。一方、20%を越えた場合は、第二相が過多となり、鋼板が変形される際に、第二相の連結が生じるため、加工後の伸びフランジ特性(λ10)および伸び(El)が低下する場合がある。よって、第二相の体積占有率を2%以上20%以下とすれば、より好ましい状態となる。
ここで、フェライト、第二相の体積占有率は、圧延方向に平行な板厚断面のミクロ組織を3%ナイタールで現出し、走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて1500倍で板厚1/4位置を観察し、住友金属テクノロジー株式会社製の画像処理ソフト「粒子解析II」を用いてフェライトおよび第二相の面積率を測定し、体積占有率とする。
前述の通り、大きさが20nm未満の析出物に含まれるTi量とV量の合計量は0.150 mass%以上とする。上限は特に限定しないが、Ti量とV量の合計量が1.0mass%を超えて析出すると、理由は明らかではないが、鋼板は脆性的に破壊し、目標の特性が得られなくなる。
なお、析出物及び/又は介在物を、まとめて析出物等と称する。
また、大きさが20nm未満の析出物に含まれるTi量およびV量は、以下の方法により確認することができる。
試料を電解液中で所定量電解した後、試料片を電解液から取り出して分散性を有する溶液中に浸漬する。次いで、この溶液中に含まれる析出物を、孔径20nmのフィルタを用いてろ過する。この孔径20nmのフィルタをろ液と共に通過した析出物が大きさ20nm未満である。次いで、ろ過後のろ液に対して、誘導結合プラズマ(ICP)発光分光分析法、ICP質量分析法、および原子吸光分析法等から適宜選択して分析し、大きさ20nm未満での析出物における量を求める。
前述の通り、本発明では、フェライト相の硬度(HVα)と第二相の硬度(HVS)の差(HVα−HVS)は−300以上300以下とする。硬度差が−300未満もしくは300超えでは、鋼板が加工を受けた時にフェライト相と第二相の変形量の差が大きくなるため、フェライト相と第二相の界面におけるクラックが増大し、必要とする加工後の伸びフランジ特性が得られなくなる。硬度差は、その絶対値が小さいほうが良く、好ましくは−250以上250以下である。
本発明の高強度鋼板は、例えば、上記化学成分範囲に調整された鋼スラブを、1150℃以上1350℃以下の温度に加熱したのち、仕上げ圧延温度を850℃以上1000℃以下として熱間圧延を行い、次いで、650℃以上800℃未満の温度まで、平均冷却速度30℃/s以上で第一段冷却し、1秒以上5秒未満の時間で空冷し、次いで、冷却速度20℃/s以上で第二段冷却し、200℃超え550℃以下の温度で巻取り、式(1)を満たすことにより得られる。
T1≦0.06×T2+764 …(1)
ただし、T1:第一段冷却の停止温度、T2:巻取り温度
これらの条件について以下に詳細に説明する。
TiあるいはVなどの炭化物形成元素は、鋼スラブ中ではほとんどが炭化物として存在している。熱間圧延後にフェライト中に目標どおりに析出させるためには熱間圧延前に炭化物として析出している析出物を一旦溶解させる必要がある。そのためには1150℃以上で加熱する必要がある。一方、1350℃を超えて加熱すると、結晶粒径が粗大になりすぎて加工後の伸びフランジ特性、伸び特性ともに劣化するので1350℃以下とする。以上より、スラブ加熱温度は、1150℃以上1350℃以下とする。より好ましくは1170℃以上1260℃以下である。
加工後の鋼スラブは、熱間圧延の終了温度である仕上げ圧延温度850℃〜1000℃で熱間圧延される。仕上げ圧延温度が850℃未満では、フェライト+オーステナイトの領域で圧延され、展伸したフェライト組織となるため、伸びフランジ特性や伸び特性が劣化する。一方、仕上げ圧延温度が1000℃を超えると、フェライト粒が粗大化するため、980MPaのTSが得られない。よって、仕上げ圧延温度850℃以上1000℃以下で仕上げ圧延を行う。より好ましくは870℃以上960℃以下である。
熱間圧延後は、仕上げ圧延温度から冷却温度650℃〜800℃まで、平均冷却速度30℃/s以上で冷却を行う必要がある。冷却停止温度が800℃以上では、核生成が起こりにくいためフェライトの体積率が80%以上にならず、Tiおよび/またはVを含む析出物の所定の析出状態が得られない。冷却停止温度が650℃未満では、C、Tiの拡散速度が低下するため、フェライトの体積率が80%以上にならず、Tiおよび/またはVを含む析出物の所定の析出状態が得られない。したがって、冷却停止温度は650℃以上800℃未満とする。また、仕上げ圧延温度から冷却停止温度までの平均冷却速度が30℃/s未満では、パーライトが生成するため加工後の伸びフランジ特性や伸び特性が劣化する。なお、冷却速度の上限は、特に限定するものではないが、上記の冷却停止温度範囲内に正確に停止させるためには、300℃/s程度とすることが好ましい。
第一の冷却後、1秒以上5秒以下の間、冷却を停止して空冷する。この空冷している時間が1秒未満ではフェライトの体積占有率が80%以上にならず、5秒を超えるとパーライトが生成し、伸びフランジ特性や伸び特性が劣化する。なお、空冷時の冷却速度は、おおむね15℃/s以下である。
空冷後は、巻取り温度200℃超え550℃以下まで平均冷却速度20℃/s以上で第二の冷却を行なう。このとき、平均冷却速度が20℃/s未満では、冷却中にパーライトが生成するため、平均冷却速度は20℃/s以上、好ましくは50℃/s以上とする。なお、冷却速度の上限は、特に限定するものではないが、上記の巻取り温度範囲内に正確に停止させるためには、300℃/s程度とすることが好ましい。
また、巻取り温度が200℃以下では、鋼板の形状が悪くなる。一方、550℃超えでは、パーライトが生成し、伸びフランジ特性が劣化する。さらに、硬度差が300越えとなる場合がある。好ましくは、400℃以上520℃以下である。
第一段冷却後の空冷中に、フェライトへの微細析出が生じる。これより、大部分のフェライト相は析出強化される。析出強化されたフェライト相の硬さは、析出物が生成する温度、つまり、第一段冷却停止温度に影響される。一方、第二相の硬さは、変態温度、つまり、巻取り温度に影響される。さまざまな研究の結果により、第一段冷却停止温度をT1、巻取り温度をT2とするとT1≦0.06×T2+764を満たすとき、硬度差が−300以上300以下となることが明らかとなった。T1>0.06×T2+764では、フェライト相の硬度が低く、かつ、第二相の硬度が高いために、硬度差が−300未満となる。
なお、本発明の鋼板には、表面に表面処理や表面被覆処理を施したものを含む。特に、本発明の鋼板には溶融亜鉛系めっき皮膜を形成し、溶融亜鉛めっき系鋼板としたものに好適に適用できる。すなわち、本発明の鋼板は良好な加工性を有することから、溶融亜鉛系めっき皮膜を形成しても良好な加工性を維持できる。ここで、溶融亜鉛系めっきとは、亜鉛および亜鉛を主体とした(すなわち約90%以上を含有する)溶融めっきであり、亜鉛のほかにAl、Crなどの合金元素を含んだものも含む、また、溶融亜鉛系めっきを施したままでも、めっき後に合金化処理を行なってもかまわない。
上記により得られた熱延鋼板を適当な大きさに切断し、10%AA系電解液(10vol%アセチルアセトン-1mass%塩化テトラメチルアンモニウム-メタノール)中で、約0.2gを電流密度20mA/cm2で定電流電解した。
電解後の、表面に析出物が付着している試料片を電解液から取り出して、ヘキサメタリン酸ナトリウム水溶液(500mg/l)(以下、SHMP水溶液と称す)中に浸漬し、超音波振動を付与して、析出物を試料片から剥離しSHMP水溶液中に抽出した。次いで、析出物を含むSHMP水溶液を、孔径20nmのフィルタを用いてろ過し、ろ過後のろ液に対してICP発光分光分析装置を用いて分析し、ろ液中のTiとVの絶対量を測定した。次いで、TiとVの絶対量を電解重量で除して、大きさ20nm未満の析出物に含まれるTi量およびV量(試料の全組成を100質量%とした場合の質量%)を得た。なお、電解重量は、析出物剥離後の試料に対して重量を測定し、電解前の試料重量から差し引くことで求めた。
圧延方向を引張り方向としてJIS5号試験片3本採取し、JIS Z 2241に準拠した方法で引張り試験を行ない、引張り強さ(TS)、および伸び(El)を求めた。
穴広げ試験用試験片を3枚採取し、伸張率10%で圧延後、鉄連規格JFST 1001に準じて穴広げ試験を行い、3枚の平均からλ10を求めた。
ビッカース硬さ試験に用いる試験機は、JISB7725に適合したものを用いた。組織観察用サンプルを1枚採取し、圧延方向に平行な断面について3%ナイタール溶液で組織を現出して、板厚1/4位置にて試験荷重3gでフェライト粒および第二相にそれぞれくぼみをつけた。くぼみの対角線長さからJISZ2244にあるビッカース硬さ算出式を用い硬度を算出した。それぞれ30個のフェライト粒および第二相の硬度を測定し、それぞれの平均値をフェライト相の硬度(HVα)および第二相の硬度(HVS)とし、硬度差(HVα−HVS)を求めた。
以上により得られた結果を表2および表3に製造条件と併せて示す。
以上により得られた結果を表5に製造条件と併せて示す。
Claims (6)
- 成分組成は、mass%で、C:0.08%以上0.20%以下、Si:0.2%以上1.0%以下、Mn:0.5%以上2.5%以下、P:0.04%以下、S:0.005%以下、Al:0.05%以下、Ti:0.07%以上0.20%以下、V:0.20%以上0.80%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、金属組織は、体積占有率で80%以上98%以下のフェライト相と第二相を有し、大きさが20nm未満の析出物に含まれるTi量とV量の合計量が0.150 mass%以上であり、前記フェライト相の硬度(HVα)と前記第二相の硬度(HVS)の差(HVα−HVS)が−300以上300以下であることを特徴とする高強度鋼板。
- 大きさが20nm未満の析出物に含まれる前記Ti量が0.150mass%以上であることを特徴とする請求項1に記載の高強度鋼板。
- 大きさが20nm未満の析出物に含まれる前記V量が0.550mass%以上であることを特徴とする請求項1に記載の高強度鋼板。
- mass%で、さらに、Cr:0.01%以上1.0%以下、W:0.005%以上1.0%以下、Zr:0.0005%以上0.05%以下のいずれか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1〜3のいずれか一項に記載の高強度鋼板。
- mass%で、C:0.08%以上0.20%以下、Si:0.2%以上1.0%以下、Mn:0.5%以上2.5%以下、P:0.04%以下、S:0.005%以下、Al:0.05%以下、Ti:0.07%以上0.20%以下、V:0.20%以上0.80%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、1150℃以上1350℃以下の温度に加熱したのち、仕上げ圧延温度を850℃以上1000℃以下として熱間圧延を行い、次いで、650℃以上800℃未満の温度まで、平均冷却速度30℃/s以上で第一段冷却し、1秒以上5秒未満の時間で空冷し、次いで、冷却速度20℃/s以上で第二段冷却し、200℃超え550℃以下の温度で巻取り、式(1)を満たすことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
T1≦0.06×T2+764 …(1)
ただし、T1:第一段冷却の停止温度、T2:巻取り温度 - 成分組成として、mass%で、さらに、Cr:0.01%以上1.0%以下、W:0.005%以上1.0%以下、Zr:0.0005%以上0.05%以下のいずれか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5に記載の高強度鋼板の製造方法。
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