JP2015086468A - 加工性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
またTRIP鋼板は強度上昇に伴い、低温靭性が劣化する傾向にあるため、低温環境下での脆性破断が問題となっていた。
(1)金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、
(1a)前記ポリゴナルフェライトの面積率aが金属組織全体に対して50%超であり、
(1b)前記ベイナイトは、
隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、隣接する残留オーステナイトと炭化物の中心位置間距離の平均間隔が1μm以上である高温域生成ベイナイトと、
隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、隣接する残留オーステナイトと炭化物の中心位置間距離の平均間隔が1μm未満である低温域生成ベイナイトとの複合組織で構成されており、
前記高温域生成ベイナイトの面積率bが金属組織全体に対して5〜40%、
前記低温域生成ベイナイトと前記焼戻しマルテンサイトとの合計面積率cが金属組織全体に対して5〜40%を満足し、
(2)飽和磁化法で測定した前記残留オーステナイトの体積率が金属組織全体に対して5%以上、
(3)電子線後方散乱回折法(EBSD)で測定される方位差3°以上の境界で囲まれる領域を結晶粒と定義したときに、該結晶粒のうち体心立方格子(体心正方格子含む)の結晶粒毎に解析したEBSDパターンの鮮明度に基づく各平均IQ(Image Quality)を用いた分布が、下記式(1)、(2)を満足することに要旨を有する。
(IQave−IQmin)/(IQmax−IQmin)≧0.40・・・(1)
σIQ/(IQmax−IQmin)≦0.25・・・(2)
(式中、
IQaveは、各結晶粒の平均IQ全データの平均値
IQminは、各結晶粒の平均IQ全データの最小値
IQmaxは、各結晶粒の平均IQ全データの最大値
σIQは、各結晶粒の平均IQ全データの標準偏差を表す)
更に前記ポリゴナルフェライト粒の平均円相当直径Dが、10μm以下(0μmを含まない)であることも好ましい実施態様である。
該温度域で50秒間以上保持して均熱した後、600℃以上の範囲を平均冷却速度20℃/秒以下で冷却し、その後、
150℃以上、400℃以下(但し、下記式で表されるMs点が400℃以下の場合は、Ms点以下)を満たす任意の温度Tまで平均冷却速度10℃/秒以上で冷却し、且つ下記式(3)を満たす温度域で、10〜200秒保持し、
次いで、下記式(4)を満たす温度域に加熱し、この温度域で50秒間以上保持してから冷却することに要旨を有する。
150℃≦T1(℃)≦400℃ ・・・(3)
400℃<T2(℃)≦540℃ ・・・(4)
Ms点(℃)=561−474×[C]/(1−Vf/100)−33×[Mn]−17×[Ni]−17×[Cr]−21×[Mo]
(式中、Vfは別途、加熱、均熱から冷却までの焼鈍パターンを再現したサンプルを作製したときの該サンプル中のフェライト分率測定値を意味する。また式中、[ ]は各元素の含有量(質量%)を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は0質量%として計算する。)
(1)鋼板の金属組織を、ポリゴナルフェライト主体、具体的には、金属組織全体に対する面積率が50%超としたうえで、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留γを含む混合組織とし、特にベイナイトとして、
(1a)隣接する残留γ同士、隣接する炭化物同士、或いは隣接する残留γと隣接する炭化物(以下、これらをまとめて「残留γ等」と表記することがある。)の中心位置間距離の平均間隔が1μm以上である高温域生成ベイナイトと、
(1b)残留γ等の中心位置間距離の平均間隔が1μm未満である低温域生成ベイナイトの2種類のベイナイトを生成させれば、伸びを劣化させることなく局所変形能を改善した加工性に優れた高強度鋼板を提供できること、
(2)具体的には、上記高温域生成ベイナイトは鋼板の伸び向上に寄与し、上記低温域生成ベイナイトは鋼板の局所変形能向上に寄与すること、
(3)さらに体心立方格子(体心正方格子含む)の結晶粒ごとのIQ分布が、式(1)[(IQave−IQmin)/(IQmax−IQmin)≧0.40]、および式(2)[(σIQ)/(IQmax−IQmin)≦0.25]の関係を満足するよう制御することで、低温靭性に優れた高強度鋼板を提供できること、
(4)上記ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留オーステナイトを所定量生成させ、かつ上記式(1)、式(2)を満足する所定のIQ分布を実現するには、所定の成分組成を満足する鋼板を800℃以上、Ac3点−10℃以下の二相温度域に加熱し、該温度域で50秒間以上保持して均熱した後、600℃以上の範囲を平均冷却速度20℃/秒以下で冷却し、その後、150℃以上、400℃以下、但し、Ms点が400℃以下の場合は、Ms点以下を満たす任意の温度Tまで平均冷却速度10℃/秒以上で冷却し、且つ式(3)[150℃≦T1(℃)≦400℃]を満たすT1温度域で、10〜200秒間保持した後、式(4)[400℃<T2(℃)≦540℃]を満たすT2温度域に加熱し、該温度域で50秒間以上保持すればよいことを見出し、本発明を完成した。
本発明に係る高強度鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留γを含む混合組織である。
本発明の鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライトを主体としている。主体とは、金属組織全体に対する面積率が50%超であることを意味する。ポリゴナルフェライトは、ベイナイトに比べて軟質であり、鋼板の伸びを高めて加工性を改善するのに作用する組織である。こうした作用を発揮させるには、ポリゴナルフェライトの面積率は、金属組織全体に対して50%超、好ましくは55%以上、より好ましくは60%以上とする。ポリゴナルフェライトの面積率の上限は、飽和磁化法で測定される残留γの占積率を考慮して決定されるが、例えば、85%である。
本発明の鋼板は、ベイナイトが、高温域生成ベイナイトと、高温域生成ベイナイトに比べて強度が高い低温域生成ベイナイトとの複合組織から構成されているところに特徴がある。高温域生成ベイナイトは鋼板の伸び向上に寄与し、低温域生成ベイナイトは鋼板の局所変形能向上に寄与する。そしてこれら2種類のベイナイト組織を含むことにより、鋼板の伸びを劣化させることなく、局所変形能を向上させることができ、鋼板の加工性全般を高めることができる。これは強度レベルの異なるベイナイト組織を複合化することによって不均一変形が生じるため、加工硬化能が上昇することに起因すると考えられる。
本発明では、上記ポリゴナルフェライトの面積率a、上記高温域生成ベイナイトの面積率b、および上記低温域生成ベイナイト等の合計面積率cの合計(以下、「a+b+cの合計面積率」という)が、金属組織全体に対して70%以上を満足していることが好ましい。a+b+cの合計面積率が70%を下回ると、伸びが劣化することがある。a+b+cの合計面積率は、より好ましくは75%以上、更に好ましくは80%以上である。a+b+cの合計面積率の上限は、飽和磁化法で測定される残留γの占積率を考慮して決定されるが、例えば、100%である。
残留γは、鋼板が応力を受けて変形する際にマルテンサイトに変態することによって変形部の硬化を促し、歪の集中を防ぐ効果があり、それにより均一変形能が向上して良好な伸びを発揮する。こうした効果は、一般的にTRIP効果と呼ばれている。
本発明に係る鋼板の金属組織は、上述したように、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留γを含むものであり、これらのみから構成されていてもよいが、本発明の効果を損なわない範囲で、(a)焼入れマルテンサイトと残留γとが複合したMA混合相や、(b)パーライト等の残部組織が存在していてもよい。
MA混合相は、焼入れマルテンサイトと残留γとの複合相として一般的に知られており、最終冷却前までは未変態のオーステナイトとして存在していた組織の一部が、最終冷却時にマルテンサイトに変態し、残りはオーステナイトのまま残存することによって生成する組織である。こうして生成するMA混合相は、熱処理、特に、オーステンパ処理の過程で炭素が高濃度に濃化し、しかも一部がマルテンサイト組織になっているため、非常に硬い組織である。そのためベイナイトとMA混合相との硬度差は大きく、変形に際して応力が集中してボイド発生の起点となりやすいので、MA混合相が過剰に生成すると、伸びフランジ性や曲げ性が低下して局所変形能が低下する。また、MA混合相が過剰に生成すると、強度が高くなり過ぎる傾向がある。MA混合相は、残留γ量が多くなるほど、またSi含有量が多くなるほど生成し易くなるが、その生成量はできるだけ少ない方が好ましい。
上記パーライトは、金属組織をSEM観察したときに、金属組織全体に対して好ましくは20面積%以下である。パーライトの面積率が20%を超えると、伸びが劣化し、加工性を改善することが難しくなる。パーライトの面積率は、金属組織全体に対してより好ましくは15%以下、更に好ましくは10%以下、より更に好ましくは5%以下である。
ポリゴナルフェライト、高温域生成ベイナイト、低温域生成ベイナイト等、およびパーライトは、鋼板の圧延方向に平行な断面のうち、板厚の1/4位置をナイタール腐食し、倍率3000倍程度でSEM観察すれば識別できる。
残留γは、SEM観察による組織の同定ができないため、飽和磁化法により体積率を測定する。この体積率の値はそのまま面積率と読み替えることができる。飽和磁化法による詳細な測定原理は、「R&D神戸製鋼技報、Vol.52、No.3、2002年、p.43〜46」を参照すればよい。
MA混合相は、鋼板の圧延方向に平行な断面のうち、板厚の1/4位置をレペラ腐食し、倍率1000倍程度で光学顕微鏡観察すれば、白色組織として観察される。
本発明ではEBSDによる測定点間の結晶方位差が3°以上である境界で囲まれた領域を「結晶粒」と定義し、IQとして、体心立方格子(体心正方格子含む)の結晶粒毎に解析したEBSDパターンの鮮明度に基づく各平均IQを用いる(以下、単に「IQ」ということがある)。上記結晶方位差を3°以上としたのは、ラス境界を除外する趣旨である。なお、体心正方格子は、C原子が、体心立方格子内の特定の侵入型位置に固溶することで、格子が一方向に伸長したものであり、構造自体は体心立方格子と同等であるため、低温靭性に及ぼす効果も同等である。また、EBSDでも、これら格子を区別することはできない。したがって、本発明では体心立方格子の測定には体心正方格子を含むものとした。
σIQ/(IQmax−IQmin)≦0.25・・・(2)
(式中、
IQaveは、各結晶粒の平均IQ全データの平均値
IQminは、各結晶粒の平均IQ全データの最小値
IQmaxは、各結晶粒の平均IQ全データの最大値
σIQは、各結晶粒の平均IQ全データの標準偏差を表す)
本発明の高強度鋼板は、C:0.10〜0.5%、Si:1.0〜3%、Mn:1.5〜3.0%、Al:0.005〜1.0%、P:0.1%以下(0%を含まない)、およびS:0.05%以下(0%を含まない)を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板である。こうした範囲を定めた理由は次の通りである。
Cは、鋼板の強度を高めると共に、残留γを生成させるために必要な元素である。従ってC量は0.10%以上、好ましくは0.13%以上、より好ましくは0.15%以上である。しかし、Cを過剰に含有すると溶接性が低下する。従ってC量は0.5%以下、好ましくは0.3%以下、より好ましくは0.25%以下、更に好ましくは0.20%以下とする。
Siは、固溶強化元素として鋼板の高強度化に寄与する他、後述するT1温度域およびT2温度域での保持中、特にオーステンパ処理中に炭化物が析出するのを抑制し、残留γを効果的に生成させるうえで大変重要な元素である。従ってSi量は1.0%以上、好ましくは1.2%以上、より好ましくは1.3%以上である。しかしSiを過剰に含有すると、焼鈍での加熱・均熱時にγ相への逆変態が起こらず、ポリゴナルフェライトが多量に残存し、強度不足になる。また、熱間圧延の際に鋼板表面にSiスケールを発生して鋼板の表面性状を悪化させる。従ってSi量は3%以下、好ましくは2.5%以下、より好ましくは2.0%以下である。
Mnは、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを得るために必要な元素である。またMnは、オーステナイトを安定化させて残留γを生成させるのにも有効に作用する元素である。こうした作用を発揮させるために、Mn量は1.5%以上、好ましくは1.8%以上、より好ましくは2.0%以上とする。しかしMnを過剰に含有すると、高温域生成ベイナイトの生成が著しく抑制される。また、Mnの過剰添加は、溶接性の劣化や偏析による加工性の劣化を招く。従ってMn量は3.0%以下、好ましくは2.7%以下、より好ましくは2.5%以下、更に好ましくは2.4%以下とする。
Alは、Siと同様に、オーステンパ処理中に炭化物が析出するのを抑制し、残留γを生成させるのに寄与する元素である。またAlは、製鋼工程で脱酸剤として作用する元素である。従ってAl量は0.005%以上、好ましくは0.01%以上、より好ましくは0.03%以上とする。しかしAlを過剰に含有すると、鋼板中の介在物が多くなり過ぎて延性が劣化する。従ってAl量は1.0%以下、好ましくは0.8%以下、より好ましくは0.5%以下とする。
Pは、鋼に不可避的に含まれる不純物元素であり、P量が過剰になると鋼板の溶接性が劣化する。従ってP量は0.1%以下、好ましくは0.08%以下、より好ましくは0.05%以下である。P量はできるだけ少ない方がよいが、0%にするのは工業的に困難である。
Sは、鋼に不可避的に含まれる不純物元素であり、上記Pと同様、鋼板の溶接性を劣化させる元素である。またSは、鋼板中に硫化物系介在物を形成し、これが増大すると加工性が低下する。従ってS量は0.05%以下、好ましくは0.01%以下、より好ましくは0.005%以下である。S量はできるだけ少ない方が良いが、0%にするのは工業的に困難である。
Nは、鋼板中に窒化物を析出させて鋼板の強化に寄与する元素であるが、Nを過剰に含有すると、窒化物が多量に析出して伸び、伸びフランジ性、および曲げ性の劣化を引き起こす。従ってN量は0.01%以下であることが好ましく、より好ましくは0.008%以下、更に好ましくは0.005%以下である。
O(酸素)は、過剰に含有すると伸び、伸びフランジ性、および曲げ性の低下を招く元素である。従ってO量は0.01%以下であることが好ましく、より好ましくは0.005%以下、更に好ましくは0.003%以下である。
(a)Cr:1%以下(0%を含まない)およびMo:1%以下(0%を含まない)よりなる群から選択される1種以上の元素、
(b)Ti:0.15%以下(0%を含まない)、Nb:0.15%以下(0%を含まない)およびV:0.15%以下(0%を含まない)よりなる群から選択される1種以上の元素、
(c)Cu:1%以下(0%を含まない)およびNi:1%以下(0%を含まない)よりなる群から選択される1種以上の元素、
(d)B:0.005%以下(0%を含まない)、
(e)Ca:0.01%以下(0%を含まない)、Mg:0.01%以下(0%を含まない)および希土類元素:0.01%以下(0%を含まない)よりなる群から選択される1種以上の元素、等を含有してもよい。
CrとMoは、上記Mnと同様に、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを得るために有効に作用する元素である。これらの元素は、単独で、或いは併用して使用できる。こうした作用を有効に発揮させるには、CrとMoは、夫々単独で、0.1%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.2%以上である。しかしCrとMoの含有量が、夫々1%を超えると、高温域生成ベイナイトの生成が著しく抑制される。また、過剰な添加はコスト高となる。従ってCrとMoは、夫々1%以下であることが好ましく、より好ましくは0.8%以下、更に好ましくは0.5%以下である。CrとMoを併用する場合は、合計量を1.5%以下とすることが推奨される。
Ti、NbおよびVは、鋼板中に炭化物や窒化物等の析出物を形成し、鋼板を強化すると共に、旧γ粒の微細化によりポリゴナルフェライト粒を細かくする作用も有する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ti、NbおよびVは、夫々単独で、0.01%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.02%以上である。しかし過剰に含有すると、粒界に炭化物が析出し、鋼板の伸びフランジ性や曲げ性が劣化する。従ってTi、NbおよびVは、夫々単独で、0.15%以下であることが好ましく、より好ましくは0.12%以下、更に好ましくは0.1%以下である。Ti、NbおよびVは、夫々単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる2種以上の元素を含有させてもよい。
CuとNiは、γを安定化させて残留γを生成させるのに有効に作用する元素である。これらの元素は、単独で、或いは併用して使用できる。こうした作用を有効に発揮させるには、CuとNiは、夫々単独で0.05%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.1%以上である。しかしCuとNiを過剰に含有すると、熱間加工性が劣化する。従ってCuとNiは、夫々単独で1%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.8%以下、更に好ましくは0.5%以下である。なお、Cuを1%を超えて含有させると熱間加工性が劣化するが、Niを添加すれば熱間加工性の劣化は抑制されるため、CuとNiを併用する場合は、コスト高となるが1%を超えてCuを添加してもよい。
Bは、上記Mn、CrおよびMoと同様に、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを生成させるのに有効に作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Bは0.0005%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.001%以上である。しかしBを過剰に含有すると、鋼板中にホウ化物を生成して延性を劣化させる。またBを過剰に含有すると、上記CrやMoと同様に、高温域生成ベイナイトの生成が著しく抑制される。従ってB量は0.005%以下であることが好ましく、より好ましくは0.004%以下、更に好ましくは0.003%以下である。
Ca、Mgおよび希土類元素(REM)は、鋼板中の介在物を微細分散させるのに作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ca、Mgおよび希土類元素は、夫々単独で、0.0005%以上含有させることが好ましく、より好ましくは0.001%以上である。しかし過剰に含有すると、鋳造性や熱間加工性などを劣化させ、製造し難くなる。また、過剰添加は、鋼板の延性を劣化させる原因となる。従ってCa、Mgおよび希土類元素は、夫々単独で、0.01%以下であることが好ましく、より好ましくは0.005%以下、更に好ましくは0.003%以下である。
次に、上記高強度鋼板の製造方法について説明する。上記高強度鋼板は、上記成分組成を満足する鋼板を800℃以上、Ac3点−10℃以下の二相温度域に加熱する工程と、該温度域で50秒間以上保持して均熱する工程と、600℃以上の範囲を平均冷却速度20℃/秒以下で冷却し、その後、150℃以上、400℃以下(但し、Ms点が400℃以下の場合は、Ms点以下)を満たす任意の温度Tまで平均冷却速度10℃/秒以上で冷却する工程と、下記式(3)を満たすT1温度域で10〜200秒間保持する工程と、下記式(4)を満たすT2温度域で50秒間以上保持する工程と、をこの順で含むことによって製造できる。以下、各工程について順を追って説明する。
150℃≦T1(℃)≦400℃ ・・・(3)
400℃<T2(℃)≦540℃ ・・・(4)
まず、800℃以上、Ac3点−10℃の温度域に加熱する前の高強度鋼板として、スラブを常法に従って熱間圧延し、得られた熱延鋼板を冷間圧延したものを準備する。熱間圧延は、仕上げ圧延温度を、例えば800℃以上、巻取り温度を、例えば700℃以下とすればよい。冷間圧延では、冷延率を例えば10〜70%の範囲として圧延すればよい。
冷間圧延して得られた冷延鋼板は、連続焼鈍ラインで、800℃以上、Ac3点−10℃以下の温度域に加熱し、この温度域で50秒間以上保持して均熱する。
Ac3(℃)=910−203×[C]1/2+44.7×[Si]−30×[Mn]−11×[Cr]+31.5×[Mo]−20×[Cu]−15.2×[Ni]+400×[Ti]+104×[V]+700×[P]+400×[Al]・・・(a)
上記二相温度域に加熱して50秒間以上保持して均熱処理した後は、600℃以上の範囲を平均冷却速度20℃/秒以下で徐冷する(以下、600℃以上の範囲の平均冷却速度を「CR1」ということがある)。この範囲での平均冷却速度を適切に制御することによって、所定量のポリゴナルフェライトを確保しつつ、低温域生成ベイナイトや高温域生成ベイナイトの生成促進に有効なマルテンサイトを生成させることができる。
Ms点(℃)=561−474×[C]/(1−Vf/100)−33×[Mn]−17×[Ni]−17×[Cr]−21×[Mo]・・・(b)
(式中、Vfは別途、加熱、均熱から冷却までの焼鈍パターンを再現したサンプルを作製したときの該サンプル中のフェライト分率測定値を意味する。また式中、[ ]は各元素の含有量(質量%)を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は0質量%として計算する。)
冷却停止温度Tまで冷却した後は、上記式(3)を満たすT1温度域で10〜200秒間保持した後、上記式(4)を満たすT2温度域に加熱し、このT2温度域で50秒間以上保持する。本発明ではT1温度域とT2温度域に保持する時間を夫々適切に制御することによって、高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等を所定量ずつ生成させることができる。具体的には、T1温度域で所定時間保持することにより、未変態オーステナイトを低温域生成ベイナイト、またはマルテンサイトに変態させる。T2温度域で所定時間保持するオーステンパ処理によって、さらに未変態オーステナイトを高温域生成ベイナイトに変態させ、その生成量を制御するとともに、炭素をオーステナイトへ濃化させて残留γを生成させ、本発明で規定する上記所望の金属組織、およびIQ分布を実現できる。
本発明において、上記式(3)で規定するT1温度域は、具体的には、150℃以上、400℃以下とする。この温度域で所定時間保持することによって、未変態オーステナイトを低温域生成ベイナイト、またはマルテンサイトに変態させることができる。また、充分な保持時間を確保することによりベイナイト変態が進行して、最終的に残留γが生成し、MA混合相も細分化される。このマルテンサイトは、変態直後は焼入れマルテンサイトとして存在するが、後述するT2温度域で保持している間に焼戻され、焼戻しマルテンサイトとして残留する。この焼戻しマルテンサイトは、鋼板の伸び、伸びフランジ性、または曲げ性のいずれにも悪影響を及ぼさない。
上記式(3)を満たすT1温度域で保持する時間は、10〜200秒間とする。T1温度域での保持時間が短過ぎると低温域生成ベイナイトの生成量が少なくなり、ベイナイト組織の複合化や、MA混合相の微細化が図れないため、伸びや伸びフランジ性が低下する。またIQaveが低下すると共にσIQが上昇し、所望の低温靭性が得られないことがある。したがってT1温度域での保持時間は10秒以上とし、好ましくは15秒以上、より好ましくは30秒以上、更に好ましくは50秒以上である。しかし保持時間が200秒を超えると、低温域生成ベイナイトが過剰に生成するため、後述するように、T2温度域で所定時間保持しても高温域生成ベイナイト等の生成量を確保できなくなり、残留γ量も不足するため、伸び、エリクセン試験で評価される複合的な加工性などが低下する。したがってT1温度域での保持時間は200秒以下、好ましくは180秒以下、より好ましくは150秒以下とする。
本発明において、上記式(4)で規定するT2温度域は、具体的には、400℃超、540℃以下とする。この温度域で所定時間保持することによって、高温域生成ベイナイトと残留γを生成させることができる。またT2温度域における保持温度によるIQ分布への影響は明確でないが、上記T2温度域で保持することで、所望のIQ分布が得られる。540℃を超える温度域で保持すると、ポリゴナルフェライトや擬似パーライトが生成し、所望の金属組織が得られず、伸びなどが確保できない。したがってT2温度域の上限は540℃以下、好ましくは500℃以下、より好ましくは480℃以下とする。一方、400℃以下になると、高温域生成ベイナイト量が不足し、またベイナイト変態に伴う未変態部分への炭素濃化も不十分となって残留γ量も少なくなるため、伸びやエリクセン試験で評価される複合的な加工性が低下する。したがってT2温度域の下限は400℃以上、好ましくは420℃以上、より好ましくは425℃以上とする。
上記高強度鋼板の表面には、電気亜鉛めっき層(EG:Electro−Galvanizing)、溶融亜鉛めっき層(GI:Hot Dip Galvanized)、または合金化溶融亜鉛めっき層(GA:Alloyed Hot Dip Galvanized)を形成してもよい。
本発明の技術は、特に、板厚が3mm以下の薄鋼板に好適に採用できる。本発明に係る高強度鋼板は、引張強度が590MPa以上で、伸びに優れ、しかも局所変形能および低温靭性も良好であるため、加工性に優れている。また低温靭性も良好であり、例えば−20℃以下の低温環境下における脆性破壊を抑制できる。この高強度鋼板は、自動車の構造部品の素材として好適に用いられる。自動車の構造部品としては、例えば、フロントやリア部サイドメンバやクラッシュボックスなどの正突部品をはじめ、ピラー類などの補強材(例えば、センターピラーリインフォース)、ルーフレールの補強材、サイドシル、フロアメンバー、キック部などの車体構成部品、バンパーの補強材やドアインパクトビームなどの耐衝撃吸収部品、シート部品などが挙げられる。
均熱後、表2に示す平均冷却速度、すなわち、600℃以上の範囲は「徐冷速度(℃/s)、600℃未満、冷却停止温度Tまでの範囲は「急冷速度(℃/s)」で冷却停止温度Tに相当する表2に示す「停止温度(℃)」まで冷却した後、この停止温度で表2に示す時間(「保持時間(秒)」)恒温保持し、次いで表2に示すT2温度域における「保持温度(℃)」まで加熱し、この保持温度で、表2に示す時間(「保持時間(秒)」)保持した。
パターンiと同様均熱後、表2に示す平均冷却速度(「徐冷速度(℃/s)」・「急冷速度(℃/s)」)で表2に示す「停止温度(℃)」まで冷却した後、この停止温度から表2に示す「終了温度(℃)」まで、表2に示す時間(「保持時間(秒)」)をかけて冷却し、次いで表2に示すT2温度域における「保持温度(℃)」まで加熱し、この保持温度で表2に示す時間(「保持時間(秒)」)保持した。
パターンiと同様、均熱後、表2に示す平均冷却速度(「徐冷速度(℃/s)」・「急冷速度(℃/s)」)で表2に示す「停止温度(℃)」まで冷却した後、この停止温度から表2に示す「終了温度(℃)」まで、表2に示す時間(「保持時間(秒)」)をかけて加熱し、次いで表2に示す2温度域における「保持温度(℃)」まで更に加熱し、この保持温度で表2に示す時間(「保持時間(秒)」)保持した。
供試材を55℃の亜鉛めっき浴に浸漬して電流密度30〜50A/dm2で電気めっき処理を施した後、水洗、乾燥してEG鋼板を得た。亜鉛めっき付着量は、片面当たり10〜100g/m2とした。
供試材を450℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施した後、室温まで冷却してGI鋼板を得た。亜鉛めっき付着量は、片面当たり10〜100g/m2とした。
上記亜鉛めっき浴に浸漬後、更に500℃で合金化処理を行ってから室温まで冷却してGA鋼板を得た。
金属組織のうち、ポリゴナルフェライト、高温域生成ベイナイト、および低温域生成ベイナイト等の面積率はSEM観察した結果に基づいて算出し、残留γの体積率は飽和磁化法で測定した。
供試材の圧延方向に平行な断面について、表面を研磨し、更に電解研磨した後、ナイタール腐食させて板厚の1/4位置をSEMで、倍率3000倍で5視野観察した。観察視野は約50μm×約50μmとした。
金属組織のうち、残留γの体積率は、飽和磁化法で測定した。具体的には、供試材の飽和磁化(I)と、400℃で15時間熱処理した標準試料の飽和磁化(Is)を測定し、下記式から残留γの体積率(Vγr)を求めた。飽和磁化の測定は、理研電子製の直流磁化B−H特性自動記録装置「model BHS−40」を用い、最大印加磁化を5000(Oe)として室温で測定した(表3中、「残留γ(体積%)」)。
Vγr=(1−I/Is)×100
供試材の圧延方向に平行な断面について、表面を研磨し、板厚の1/4位置にて、100μm×100μmの領域について、1ステップ:0.25μmで18万点のEBSD測定(テクセムラボラトリーズ社製OIMシステム)を実施した。この測定結果から、各粒における平均IQ値を求めた。なお、結晶粒は、測定領域内に完全に一つの結晶粒が収まっているもののみを測定対象とすると共に、CI<0.1の測定点は解析から除外した。また下記式(1)、式(2)では、最大側、最小側共にそれぞれ全データ数の2%のデータを除外した。表3には、(IQave−IQmin)/(IQmax−IQmin)の値を「式(1)」、σIQ/(IQmax−IQmin)の値を「式(2)」に記載した。
(IQave−IQmin)/(IQmax−IQmin)≧0.40・・・(1)
σIQ/(IQmax−IQmin)≦0.25・・・(2)
[引張強度(TS)、伸び(EL)]
引張強度(TS)と伸び(EL)は、JIS Z2241に基づいて引張試験を行って測定した。試験片は、供試材の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるように、JIS Z2201で規定される5号試験片を供試材から切り出したものを用いた。測定結果を下記表4に示す(「TS(MPa)」、「EL(%)」)。
伸びフランジ性(λ)は、穴拡げ率によって評価する。穴拡げ率(λ)は、鉄鋼連盟規格JFST 1001に基づいて穴拡げ試験を行って測定した。測定結果を下記表4に示す(「λ(%)」)。
曲げ性(R)は、限界曲げ半径によって評価する。JIS Z2248に基づいてV曲げ試験を行って測定した。試験片は、供試材の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向、すなわち曲げ稜線が圧延方向と一致するように、JIS Z2204で規定される板厚1.4mmとした1号試験片を供試材から切り出したものを用いた。なお、V曲げ試験は、亀裂が発生しないように試験片の長手方向の端面に機械研削を施してから行った。
エリクセン値は、JIS Z2247に基づいてエリクセン試験を行って測定した。試験片は、90mm×90mm×厚み1.4mmとなるように供試材から切り出したものを用いた。エリクセン試験は、パンチ径が20mmのものを用いて行った。測定結果を下記表4に示す(「エリクセン値(mm)」)。なお、エリクセン試験によれば、鋼板の全伸び特性と局部延性の両方による複合効果を評価できる。
低温靱性は、JIS Z2242に基づいて、−20℃におけるシャルピー衝撃試験を行い、そのときの脆性破面率(%)によって評価した。試験片幅は板厚と同じ1.4mmとした。試験片は、供試材の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるように、Vノッチ試験片を供試材から切り出したものを用いた。測定結果を下記表4に示す(「低温靭性(%)」)。
引張強度(TS) :590MPa以上、780MPa未満
伸び(EL) :34%以上
伸びフランジ性(λ):30%以上
曲げ性(R) :0.5mm以下
エリクセン値 :10.8mm以上
低温靭性 :10%以下
引張強度(TS) :780MPa以上、980MPa未満
伸び(EL) :25%以上
伸びフランジ性(λ):30%以上
曲げ性(R) :1.0mm以下
エリクセン値 :10.4mm以上
低温靭性 :10%以下
引張強度(TS) :980MPa以上、1180MPa未満
伸び(EL) :19%以上
伸びフランジ性(λ):20%以上
曲げ性(R) :3.0mm以下
エリクセン値 :10.0mm以上
低温靭性 :10%以下
引張強度(TS) :1180MPa以上、1270MPa未満
伸び(EL) :15%以上
伸びフランジ性(λ):20%以上
曲げ性(R) :4.5mm以下
エリクセン値 :9.6mm以上
低温靭性 :10%以下
2 中心位置間距離
3 MA混合相
4 旧γ粒界
5 高温域生成ベイナイト
6 低温域生成ベイナイト等
Claims (12)
- 質量%で、
C :0.10〜0.5%、
Si:1.0〜3%、
Mn:1.5〜3.0%、
Al:0.005〜1.0%、
P :0.1%以下(0%を含まない)、および
S :0.05%以下(0%を含まない)を満足し、
残部が鉄および不可避不純物からなる鋼板であり、
該鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、および残留オーステナイトを含み、
(1)金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、
(1a)前記ポリゴナルフェライトの面積率aが金属組織全体に対して50%超であり、
(1b)前記ベイナイトは、
隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、隣接する残留オーステナイトと炭化物の中心位置間距離の平均間隔が1μm以上である高温域生成ベイナイトと、
隣接する残留オーステナイト同士、隣接する炭化物同士、隣接する残留オーステナイトと炭化物の中心位置間距離の平均間隔が1μm未満である低温域生成ベイナイトとの複合組織で構成されており、
前記高温域生成ベイナイトの面積率bが金属組織全体に対して5〜40%、
前記低温域生成ベイナイトと前記焼戻しマルテンサイトとの合計面積率cが金属組織全体に対して5〜40%を満足し、
(2)飽和磁化法で測定した前記残留オーステナイトの体積率が金属組織全体に対して5%以上、
(3)電子線後方散乱回折法(EBSD)で測定される方位差3°以上の境界で囲まれる領域を結晶粒と定義したときに、該結晶粒のうち体心立方格子(体心正方格子を含む)の結晶粒毎に解析したEBSDパターンの鮮明度に基づく各平均IQ(Image Quality)を用いた分布が、下記式(1)、(2)を満足すること特徴とする加工性および低温靭性に優れた高強度鋼板。
(IQave−IQmin)/(IQmax−IQmin)≧0.40・・・(1)
σIQ/(IQmax−IQmin)≦0.25・・・(2)
(式中、
IQaveは、各結晶粒の平均IQ全データの平均値
IQminは、各結晶粒の平均IQ全データの最小値
IQmaxは、各結晶粒の平均IQ全データの最大値
σIQは、各結晶粒の平均IQ全データの標準偏差を表す) - 前記金属組織を光学顕微鏡で観察したときに、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトが複合したMA混合相が存在している場合には、前記MA混合相の全個数に対して、円相当直径dが7μm超を有するMA混合相の個数割合が15%未満(0%を含む)である請求項1に記載の高強度鋼板。
- 前記ポリゴナルフェライト粒の平均円相当直径Dが、10μm以下(0μmを含まない)である請求項1または2に記載の高強度鋼板。
- 前記鋼板は、更に他の元素として、
Cr:1%以下(0%を含まない)、および
Mo:1%以下(0%を含まない)よりなる群から選択される1種以上の元素を含有する請求項1〜3のいずれかに記載の高強度鋼板。 - 前記鋼板は、更に他の元素として、
Ti:0.15%以下(0%を含まない)、
Nb:0.15%以下(0%を含まない)および
V :0.15%以下(0%を含まない)よりなる群から選択される1種以上の元素を含有する請求項1〜4のいずれかに記載の高強度鋼板。 - 前記鋼板は、更に他の元素として、
Cu:1%以下(0%を含まない)および
Ni:1%以下(0%を含まない)よりなる群から選択される1種以上の元素を含有する請求項1〜5のいずれかに記載の高強度鋼板。 - 前記鋼板は、更に他の元素として、
B:0.005%以下(0%を含まない)を含有する請求項1〜6のいずれかに記載の高強度鋼板。 - 前記鋼板は、更に他の元素として、
Ca:0.01%以下(0%を含まない)、
Mg:0.01%以下(0%を含まない)および
希土類元素:0.01%以下(0%を含まない)よりなる群から選択される1種以上の元素を含有する請求項1〜7のいずれかに記載の高強度鋼板。 - 前記鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層を有している請求項1〜8のいずれかに記載の高強度鋼板。
- 請求項1〜8のいずれかに記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
請求項1、4〜8のいずれかに記載の成分組成を満足する鋼材を800℃以上、Ac3点−10℃以下の温度域に加熱する工程と、該温度域で50秒間以上保持して均熱した後、600℃以上の範囲を平均冷却速度20℃/秒以下で冷却し、その後、
150℃以上、400℃以下(但し、下記式で表されるMs点が400℃以下の場合は、Ms点以下)を満たす任意の温度Tまで平均冷却速度10℃/秒以上で冷却し、且つ下記式(3)を満たす温度域で、10〜200秒保持し、
次いで、下記式(4)を満たす温度域に加熱し、この温度域で50秒間以上保持してから冷却することを特徴とする加工性および低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
150℃≦T1(℃)≦400℃ ・・・(3)
400℃<T2(℃)≦540℃ ・・・(4)
Ms点(℃)=561−474×[C]/(1−Vf/100)−33×[Mn]−17×[Ni]−17×[Cr]−21×[Mo]
(式中、Vfは別途、加熱、均熱から冷却までの焼鈍パターンを再現したサンプルを作製したときの該サンプル中のフェライト分率測定値を意味する。また式中、[ ]は各元素の含有量(質量%)を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は0質量%として計算する。) - 上記式(4)を満たす温度域で保持した後、冷却し、次いで電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、または合金化溶融亜鉛めっきを行う請求項10に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 上記式(4)を満たす温度域で溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを行う請求項10に記載の高強度鋼板の製造方法。
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