JP2016141858A - 高強度鋼板、高強度めっき鋼板、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、並びにそれらの製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
ここで、車体軽量化には、鋼板の高強度化により鋼板の板厚を減少させること(薄肉化)が有効な方法である。最近では、鋼板の高強度化が顕著に進んだ結果、TSが780MPa以上であっても、板厚が2.0mmを下回るような薄鋼板を積極的に適用しようという動きがある。しかし、薄肉化による車体剛性の低下も同時に問題になってきており、自動車の構造部品の剛性は、一層の向上が課題になってきている。構造部品の剛性は、断面形状が同じならば、鋼板の板厚とヤング率で決まるため、軽量化と構造部品の剛性を両立させるには、鋼板のヤング率を高めることが有効である。
このような要望に対して、例えば、特許文献1には、質量%で、C:0.02〜0.15%、Si:0.3%以下、Mn:1.0〜3.5%、P:0.05%以下、S:0.01%以下、Al:1.0%以下、N:0.01%以下およびTi:0.1〜1.0%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延し、20〜85%の圧下率で冷間圧延後、再結晶焼鈍することで、フェライト単相のミクロ組織を有し、TSが590MPa以上、かつ圧延方向に対して90°方向のヤング率が230GPa以上、圧延方向に対して0°、45°、90°方向の平均ヤング率が215GPa以上であることを特徴とする剛性に優れた高強度薄鋼板の製造方法が提案されている。
その結果、780MPa以上のTSを有し、剛性のみならず深絞り性や伸びフランジ性に優れる高強度高ヤング率鋼板を製造することが可能となることを見出した。
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものである。
1.質量%で、C:0.060%以上0.200%以下、Si:0.50%以上2.20%以下、Mn:1.00%以上3.00%以下、P:0.100%以下、S:0.0100%以下、Al:0.010%以上2.500%以下、N:0.0100%以下、Nb:0.001%以上0.200%以下、およびV:0.001%以上0.200%以下を含有すると共に、下記(1)式から求められるC*が500≦C*≦1300の関係を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライトの面積率が20%以上、マルテンサイトの面積率が5%以上、焼戻しマルテンサイトの面積率が5%以上であり、前記フェライトの平均結晶粒径が20.0μm以下で、かつ前記フェライト、前記マルテンサイトおよび前記焼戻しマルテンサイトにおけるα−fiberに対するγ−fiberのインバース強度比が、それぞれ1.00以上であるミクロ組織を有することを特徴とする高強度鋼板。
記
C*=(C−(12.0/92.9)×Nb−(12.0/50.9)×V)×10000・・・(1)
なお、式中の各元素記号は各元素の鋼板中含有量(質量%)を表し、C*の単位は質量ppmである。
記
C*=(C−(12.0/92.9)×Nb−(12.0/50.9)×V−(12.0/180.9)×Ta)×10000・・・(2)
なお、式中の各元素記号は各元素の鋼板中含有量(質量%)を表し、C*の単位は質量ppmである。
本発明の製造方法では、NbおよびVを添加し、その他の合金元素の成分組成を併せて適正に制御した鋼スラブを加熱し、ついで熱間圧延を施す。この際、熱間圧延の巻取り温度(CT)を比較的高温化することによって、添加したNbおよびVの析出促進効果を利用し、侵入型元素であるCおよびNの多くを炭化物や窒化物として析出させることで、固溶CおよびNを極力低減することが重要である。
また、熱間圧延後の冷間圧延工程では、圧下率を極力高くして、α−fiber(<110>軸が圧延方向に平行な繊維集合組織)およびγ−fiber(<111>軸が圧延面法線方向に平行な繊維集合組織)の集合組織を発達させることが重要である。
その結果、780MPa以上のTSを有し、剛性のみならず深絞り性や伸びフランジ性に優れる高強度高ヤング率鋼板を製造することが可能となるのである。
先ず、成分組成について説明する。なお、以下の説明において、鋼の成分元素の含有量を表す「%」は、特に明記しない限り「質量%」を意味する。
[C:0.060%以上0.200%以下]
Cは、NbおよびVと析出物を形成することで、熱延時および焼鈍時の粒成長を制御して、高ヤング率化に寄与するとともに、マルテンサイト(焼戻しマルテンサイト含む)による組織強化を利用する際に、その面積率や硬度を調整するために不可欠な元素である。C量が0.060%未満では、フェライト粒径が粗大化し、また必要な面積率のマルテンサイト(焼戻しマルテンサイト含む)を得るのが困難になるとともに、マルテンサイトが硬化しないため、十分な強度が得られない。一方、C量が0.200%を超えると、それに応じてNbおよびVの添加量を多くする必要があるが、炭化物の効果が飽和するとともに、合金コストが増加する。したがって、C量は0.060%以上0.200%以下とし、好ましくは0.080%以上0.130%以下とする。
Siは、本発明において重要な元素の1つである。フェライト安定化元素であるSiは、フェライト中で高い固溶強化能を有する元素であり、フェライト自身の強度を高めるとともに、加工硬化能を向上させ、フェライト自身の延性を高める。また、焼鈍時にオーステナイトが生成した場合、フェライトからオーステナイトへ固溶Cを排出してフェライトを清浄化することで、剛性および深絞り性に有利な集合組織を有するフェライトを焼鈍中に亘って維持できる。さらに、焼鈍時にオーステナイトが生成した場合、オーステナイト中にCを濃化させることでオーステナイトを安定化させ、マルテンサイト、およびベイナイトなどの低温変態相の生成を促進することができるので、必要に応じて鋼の強度を高めることができる。こうした効果を得るためには、Si量は0.50%以上とする必要がある。一方、Si量が2.20%を超えると、鋼板の溶接性を劣化させ、また、熱間圧延前の加熱時にスラブ表面でファイヤライトの生成を促進し、いわゆる赤スケールと呼ばれる熱延鋼板の表面欠陥の発生を助長させる。さらに、冷延鋼板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が化成処理性を劣化させ、溶融亜鉛めっき鋼板として使用される場合には、表面に生成するSi酸化物が不めっきを誘発する。したがって、Si量は0.50%以上2.20%以下とし、好ましくは0.80%以上2.10%以下とする。
Mnは、焼鈍時の冷却過程において、焼入れ性を高め、マルテンサイト、およびベイナイトなどの低温変態相の生成を促進することで高強度化に大きく寄与し、さらに固溶強化元素としても高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Mn量を1.00%以上とする必要がある。一方、Mn量が3.00%を超えると、焼鈍時の冷却過程で剛性および深絞り性の向上に必要なフェライトの生成が著しく抑制され、また、マルテンサイト、およびベイナイトなどの低温変態相が増加することで鋼が極端に高強度化し、加工性が劣化する。また、このような多量のMnは鋼板の溶接性も劣化させる。したがって、Mn量は1.00%以上3.00%以下とし、好ましくは1.50%以上2.80%以下とする。
Pは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて添加でき、さらに、フェライト変態を促進するため複合組織化にも有効な元素であるが、0.100%を超えて含有すると、スポット溶接性の劣化を招く上、亜鉛めっきの合金化処理を施す場合では、合金化速度を低下させ、めっき性を損なう。したがって、P量は0.100%以下とする必要がある。P量は、好ましくは0.001%以上0.100%以下とする。
Sは、熱間圧延時の熱間割れを引き起こす要因となる他、硫化物として存在して局部変形能を低下させるため、その含有量は極力低減する必要がある。したがって、Sの含有量は0.0100%以下とし、好ましくは0.0050%以下に抑えるのがよい。一方で、Sの含有量を0.0001%未満に抑えることとすると、製造コストが増加する。このため、S量は、0.0001%を下限値とすることが好ましい。したがって、S量は0.0100%以下とし、好ましくは0.0001%以上0.0100%以下、より好ましくは0.0001%以上0.0050%以下とする。
Alは鋼の脱酸元素として有用であるため、Al量は0.010%以上とする必要がある。さらに、フェライト生成元素であるAlは、焼鈍時の冷却過程においてフェライト生成を促進し、オーステナイト中にCを濃化させることでオーステナイトを安定化させ、マルテンサイト、およびベイナイトなどの低温変態相の生成を促進するので、必要に応じて鋼の強度を高めることができる。このような効果を得るためには、Al量は0.020%以上とすることが望ましい。一方、2.500%を超えて含有されると、Ar3変態点を大きく上昇させ、オーステナイト単相域が消失し、オーステナイト域で熱間圧延を終了できなくなる。したがって、Al量は0.010%以上2.500%以下とし、好ましくは0.020%以上2.500%以下とする。
Nは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、Nの含有量が0.0100%を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。したがって、Nの含有量は0.0100%以下とし、好ましくは0.0060%以下に抑えるのがよい。また、生産技術上の制約によっては、0.0005%程度を下限値とするNの含有量を許容してよい。
Nbは、熱間圧延時あるいは焼鈍時に微細な析出物を形成して、焼鈍時に剛性および深絞り性の向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させ、また、再結晶粒の粗大化を抑制し、強度の向上に有効に寄与する。特にNbは添加量を適切な量とすることで、焼鈍時に逆変態で生成するオーステナイト相を微細化するため、焼鈍後のミクロ組織も微細化し、強度を上昇させる。このような効果を得るには、Nb量を0.001%以上とする必要がある。一方、Nb量が0.200%を超えると、通常のスラブ再加熱時において炭窒化物を全固溶させることができず、粗大な炭窒化物が残るため、高強度化や再結晶抑制の効果が得られない。また、連続鋳造されたスラブを、一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、そのまま熱間圧延する場合においてもNb量が0.200%を超えた分の再結晶抑制効果の寄与分は小さく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Nb量は0.001%以上0.200%以下とし、好ましくは0.005%以上0.200%以下、さらに好ましくは0.010%以上0.200%以下とする。
Vは、Cと析出物を形成して、焼鈍時に剛性および深絞り性の向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させ、また、再結晶粒の粗大化を抑制し、強度の向上に有効に寄与する。このような作用を有するためには、V量を0.001%以上とする必要がある。一方、V量が0.200%を超えると、通常のスラブ再加熱時において炭窒化物を全固溶させることができずに、粗大な炭窒化物が残るため、高強度化や再結晶抑制の効果が得られない。また、連続鋳造されたスラブを、一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、そのまま熱間圧延する場合においても、V量が0.200%を超えた分の再結晶抑制効果の寄与分は小さく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、V量は0.001%以上0.200%以下とし、好ましくは0.005%以上0.200%以下とする。
C*=(C−(12.0/92.9)×Nb−(12.0/50.9)×V)×10000・・・(1)
なお、式中の各元素記号は各元素の鋼板中含有量(質量%)を表し、C*の単位は質量ppmである。
なお、鋼中のCは、NbおよびVとNbC、VCといった析出物を形成する。このため、鋼中の余剰C量は、このような析出を考慮して、上記した(1)式にて求めることができる。
C*=(C−(12.0/92.9)×Nb−(12.0/50.9)×V−(12.0/180.9)×Ta)×10000・・・(2)
なお、式中の各元素記号は各元素の鋼板中の含有量(質量%)を表し、C*の単位は質量ppmである。
[フェライトの面積率:20%以上]
フェライトは剛性および深絞り性の向上に有利な集合組織の発達効果を有する。こうした効果を得るには、フェライトの面積率は20%以上とする必要がある。より良好な剛性および深絞り性を得るには、フェライトの面積率は30%以上とすることが好ましい。なお、ここでいうフェライトは、いわゆるフェライトに加えて、炭化物の析出を含まないベイニティックフェライト、ポリゴナルフェライト、アシキュラーフェライトを含む。また、特に限定する必要はないが、上記したフェライトの面積率が80%を超えると所望の引張強さTSを確保するのが困難となる。したがって、フェライトの面積率は20%以上とし、好ましくは30%以上、より好ましくは30%以上80%以下とする。
マルテンサイトを含有することにより、強度および強度−伸びバランスが向上する。マルテンサイトの面積率が5%未満では、必要なTS、具体的には780MPa以上のTSを確保することが困難である。したがって、マルテンサイトの面積率は5%以上とする必要がある。また、マルテンサイトの面積率の上限は、特に限定されないが、60%程度である。
焼戻しマルテンサイトとは、マルテンサイトをAc1変態点以下の温度に加熱して得られる転位密度の高いフェライトとセメンタイトとの複合組織であり、鋼の強化に有効に働く。また、焼戻しマルテンサイトは、残留オーステナイトやマルテンサイトに比べて穴広げ性への悪影響が小さく、顕著な穴広げ性の低下なしに強度を確保するのに有効な金属相である。さらに、焼戻しマルテンサイトがマルテンサイトと共存することにより、マルテンサイトによる伸びフランジ性の低下も抑制される。焼戻しマルテンサイトの面積率が5%未満ではそのような効果が十分に得られない。また、特に限定する必要はないが、上記した焼戻しマルテンサイトの面積率が60%を超えると所望の引張強さTSを確保するのが困難となる。したがって、焼戻しマルテンサイトの面積率は5%以上とし、好ましくは5%以上60%以下とする。
また、上記の組織画像において、フェライトは灰色の組織(下地組織)、マルテンサイトは白色の組織、焼戻しマルテンサイトは灰色の下地に、微細な白色の炭化物が析出している組織を呈しているので、識別および面積率の測定が可能である。
フェライトの平均結晶粒径が20.0μmを超えると、高強度化が図れない。したがって、フェライトの結晶粒径を微細化し、強度の向上を図るために、フェライトの平均結晶粒径は20.0μm以下とする。また、平均結晶粒径の下限は、特に限定する必要はないが、1μm未満では、延性が低下傾向にあるため、フェライトの平均結晶粒径は1μm以上であることが好ましい。
なお、フェライトの平均結晶粒径は、上述のAdobe Photoshopを用いて、画像上に引いた線分の長さを実際の長さに補正した値を、画像上に引いた線分が通る結晶粒の数で割ることで算出した。
また、本発明のミクロ組織では、上記したフェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計の面積率を90%以上とすることが好ましい。本発明のミクロ組織には、フェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト以外に、ベイナイト、焼戻しベイナイト、パーライト、セメンタイト等の鋼板に公知の相が、面積率で10%以下の範囲で含まれても、本発明の効果が損なわれることはない。
α−fiberとは<110>軸が圧延方向に平行な繊維集合組織であり、また、γ−fiberとは<111>軸が圧延面の法線方向に平行な繊維集合組織である。体心立方金属では、圧延変形によりα−fiberおよびγ−fiberが強く発達し、再結晶でもそれらに属する集合組織が形成するという特徴がある。
フェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトにおけるγ−fiberを発達させることにより、鋼板の剛性およびヤング率の向上、具体的には、各方向のヤング率および平均r値を向上させるために、鋼板の1/4板厚におけるフェライト、マルテンサイト(焼戻しマルテンサイト含む)におけるα−fiberに対するγ−fiberのインバース強度比を、1.00以上にする必要がある。
先ず、冷延鋼板とする場合は、例えば連続鋳造法により得られた上記成分組成の鋼スラブを1150℃以上1300℃以下の温度域に加熱し(鋼スラブの加熱工程)、次いで850℃以上1000℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し(熱間圧延工程)、500℃以上800℃以下の温度域で巻取り(巻取り工程)、必要に応じて酸洗処理後(酸洗工程)、40%以上の冷延圧下率で冷間圧延する工程(冷間圧延工程)を経て得られた冷延板を、450℃以上750℃以下の温度域に加熱し(第1加熱)、当該温度域で300s以上保持し(第1加熱後の保持工程)、次いで750℃以上950℃以下に加熱し(第2加熱)、次いで、500℃までの平均冷却速度が10℃/s以上の条件で、50℃以上250℃以下の冷却停止温度域まで冷却した後(第2加熱後の冷却工程)、250℃超600℃以下まで加熱し(第3加熱)、当該温度域で10s以上保持(第3加熱後の保持工程)する。本製造方法によって、冷延鋼板である高強度高ヤング率鋼板、すなわち高強度高ヤング率冷延鋼板が得られる。
本製造方法によって、溶融亜鉛めっき鋼板である高強度高ヤング率鋼板、すなわち高強度高ヤング率溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする場合は、溶融亜鉛めっきを施した後、470℃以上600℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す(合金化処理工程)。本製造方法によって、合金化溶融亜鉛めっき鋼板である高強度高ヤング率鋼板、すなわち高強度高ヤング率合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
[鋼スラブの加熱工程]
鋳造された鋼スラブを加熱する段階で存在しているNbおよびV系の析出物は、そのままでは最終的に得られる鋼板内に粗大な析出物として残存することになり、強度、ヤング率、平均r値および穴広げ性といった鋼板の諸特性の向上に寄与しない。このため、鋼スラブの加熱時には、鋳造時に析出したNbおよびV系析出物を再溶解させる必要がある。これによる諸特性への寄与は、1150℃以上の加熱で認められている。また、スラブ表層の気泡や偏析等の欠陥をスケールオフし、亀裂や凹凸の少ない平滑な鋼板表面を得るためにも、1150℃以上に加熱するのがよい。一方、加熱温度が1300℃を超えるとオーステナイトの結晶粒の粗大化を引き起こし、結果、最終組織が粗大化して強度および延性の低下を招く。したがって、鋼スラブは1150℃以上1300℃以下の温度域に加熱する。すなわち、スラブ加熱温度は1150℃以上1300℃以下とする。
熱間圧延工程は、粗圧延および仕上げ圧延からなり、加熱後の鋼スラブは、この粗圧延および仕上げ圧延を経て熱延板となる。この熱間圧延の仕上げ温度が1000℃を超えると、酸化物(熱延スケール)の生成量が急激に増加して、地鉄と酸化物との界面が荒れるため、後段の酸洗工程後や冷間圧延工程後の表面品質が劣化する。一方で、熱間圧延の仕上げ温度が850℃未満になると、圧延荷重が増大して圧延負荷が大きくなる他、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率の上昇、もしくは核生成したフェライトが存在した状態での圧延により異常な集合組織が発達し、その結果、最終製品における面内異方性が顕著となって、材質の均一性が損なわれるだけでなく、ヤング率および平均r値そのものの低下を招く。したがって、熱間圧延の仕上げ温度は850℃以上1000℃以下とし、好ましくは850℃以上950℃以下とする。
熱間圧延後の熱延板を巻取る際の巻取り温度が800℃を超えると、フェライト粒が粗大化し、冷間圧延での方位の集積が妨げられる。また、NbやVの炭窒化物が粗大化して焼鈍時のフェライトの再結晶を抑制する効果や、オーステナイト粒の粗大化を抑制する効果が小さくなる。一方、巻取り温度が500℃未満になると、フェライトの他に硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成するようになる。この場合、再結晶焼鈍時に集合組織の発達を阻害する固溶C量が増大し、また、冷間圧延時の粒内の方位分散が大きくなり、その結果、焼鈍後の集合組織がα−fiberおよびγ−fiber、特にγ−fiberに発達せず、ヤング率および平均r値が向上しない。したがって、巻取り温度は、500℃以上800℃以下とする。すなわち、熱間圧延後は500℃以上800℃以下の温度域で巻取る。
上記の製造により、製造した熱延鋼板に冷間圧延を施す場合には、好ましくは熱延鋼板表面の酸化スケールを酸洗により除去した後、冷間圧延に供して所定の板厚の冷延鋼板とする。酸洗は鋼板表面の酸化物(スケール)の除去が可能であることから、最終製品の高強度鋼板の良好な化成処理性やめっき品質の確保のために行う。また、酸洗は、一回で行っても良いし、複数回に分けて行っても良い。
熱間圧延工程後に冷間圧延を行って、ヤング率および平均r値の向上に有効なα−fiberおよびγ−fiberを集積させる。すなわち、冷間圧延によりα−fiberおよびγ−fiberを発達させることによって、その後の焼鈍工程後の組織でも、α−fiberおよびγ−fiber、特にγ−fiberを持つフェライトを増やし、ヤング率および平均r値を高くする。
このような効果を得るには、冷間圧延時の冷延圧下率を40%以上とする必要がある。さらに、ヤング率および平均r値を向上させる観点からは、冷延圧下率を50%以上とすることが好ましい。一方で、冷延圧下率が大きくなると、圧延荷重が大きくなって製造が困難になるため、冷延圧下率を80%以下とすることが好ましい。したがって、冷延圧下率は40%以上とし、好ましくは40%以上80%以下、より好ましくは50%以上80%以下とする。なお、圧延パスの回数、パス毎の冷延圧下率については特に規定することなく本発明の効果は発揮される。
本発明で重要な製造因子の一つであり、第1加熱工程での焼鈍温度は450℃以上750℃以下とし、フェライトの集合組織をα−fiberおよびγ−fiber、特にγ−fiberに集積させる必要がある。本工程での加熱時の焼鈍温度が低い場合には未再結晶組織が多く残存し、フェライトの再結晶時に形成するγ−fiberへの集積が難しくなり、各方向のヤング率および平均r値が低下する。このため、焼鈍温度は450℃以上とする。さらに、ヤング率および平均r値を向上させる観点からは、焼鈍温度を500℃以上、より好ましくは550℃以上とする。一方、焼鈍温度が750℃を超えると、焼鈍中に生成したオーステナイトの体積率が増加し、α−fiberおよびγ−fiber、特にγ−fiberに集積したフェライトの体積率が減少するため、各方向のヤング率および平均r値が低下する。
また、加熱後の冷却工程を実施する場合には、冷却時にオーステナイトが変態して生成するフェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、焼戻しベイナイト、あるいはパーライト、セメンタイト等の炭化物等が、第1加熱工程で制御したフェライトの集合組織とは異なる集合組織を有するため、α−fiberおよびγ−fiber、特にγ−fiberに集積することが難しくなる。したがって、本加熱工程での焼鈍温度は750℃以下とする。すなわち、本加熱工程では、450℃以上750℃以下の温度域に加熱する。好ましくは500℃以上750℃以下、より好ましくは550℃以上750℃以下の温度域に加熱する。
本発明で重要な製造因子の一つであり、第1加熱後の保持工程での保持時間は300s以上とし、フェライトの集合組織をα−fiberおよびγ−fiber、特にγ−fiberに集積させる必要がある。上記した450℃以上750℃以下の温度域での保持時間が300s未満になると、未再結晶組織が残存することで、γ−fiberへの集積が難しくなり、各方向のヤング率および平均r値が低下する。このため、保持時間は300s以上とする。また、特に限定する必要はないが、保持時間が100000sを超えると、再結晶フェライト粒径が粗大化し、所望の引張強さTSを確保するのが困難となるため、保持時間は100000s以下であることが好ましい。したがって、保持時間は300s以上とし、好ましくは300s以上100000s以下、より好ましくは300s以上36000s以下、さらに好ましくは300s以上21600s以下とする。なお、本発明では、第1加熱と、第1加熱後の保持工程を合せて、第1加熱工程という。
本発明で重要な製造因子の一つであり、第2加熱工程での焼鈍温度は750℃以上950℃以下とし、フェライトおよびマルテンサイト(焼戻しマルテンサイト含む)を一定の割合以上生成させる必要がある。本加熱工程での焼鈍温度が750℃未満になると、オーステナイトの生成が不十分となる結果、加熱後の冷却工程で十分な量のマルテンサイトが得られずに所望の引張強さTSを確保するのが困難となる。また、未再結晶組織が残存してしまい、延性を低下させる。したがって、焼鈍温度は750℃以上とする。また、本加熱工程での焼鈍温度が950℃を超えるとオーステナイト単相域での焼鈍となり、本加熱工程および加熱後の保持工程で形成したフェライトの集合組織がランダム化し、最終的に得られる鋼板のヤング率および平均r値が低下する。したがって、焼鈍温度は950℃以下とする。すなわち、本加熱工程では、750℃以上950℃以下の温度域に加熱する。好ましくは750℃以上920℃以下、より好ましくは750℃以上890℃以下の温度域に加熱する。
なお、第1加熱工程の焼鈍温度:750℃で、かつ第2加熱工程の焼鈍温度:750℃とする場合は、第1加熱工程と第2加熱は連続した処理としても良い。
上記した第2加熱後の冷却時において、500℃までの平均冷却速度が10℃/s未満になると、未変態オーステナイトがパーライトに変態し、所望のマルテンサイト(焼戻しマルテンサイト含む)の面積率を確保できずに、所望の引張強さTSを確保するのが困難となる。また、特に限定する必要はないが、上記した平均冷却速度が200℃/sを超えると、鋼板形状の悪化や、冷却到達温度の制御が困難となる可能性があるため、上記した平均冷却速度は200℃/s以下であることが好ましい。したがって、第2加熱後の冷却工程での500℃までの平均冷却速度は10℃/s以上とし、好ましくは10℃/s以上200℃/s以下、より好ましくは10℃/s以上80℃/s以下とする。
ここで、冷却停止温度が250℃を超えると、冷却停止時のマルテンサイト変態が不十分で未変態オーステナイト量が多くなり、最終的なマルテンサイトが過剰に生成して、穴広げ性を低下させる。一方、冷却到達温度が50℃未満では、冷却中にオーステナイトがほとんどマルテンサイトに変態し、その後の再加熱時に焼戻しマルテンサイトの量が増大し、所望のTSを確保するのが困難となる。したがって、第2加熱後の冷却工程での冷却停止温度は50℃以上250℃以下とし、好ましくは50℃以上200℃以下とする。なお、本発明では、第2加熱と、冷却工程とを合せて、第2加熱工程という。
上記の冷却工程を経て加熱する第3加熱工程での加熱温度が250℃以下ではマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、穴広げ性が低下する。一方、加熱温度が600℃を超えると、冷却停止時の未変態オーステナイトがパーライトに変態し、所望の引張強さTSを確保するのが困難となる。したがって、第3加熱工程での加熱温度は250℃超600℃以下とする。
上記した第3加熱工程時の250℃超600℃以下の温度域での保持時間が10s未満になると、前記第2加熱後の冷却工程で生成したマルテンサイトが十分に焼戻されず、穴広げ性が低下する。なお、特に限定する必要はないが、保持時間が600sを超えると、冷却停止時の未変態オーステナイトがベイナイトに変態し、マルテンサイトの生成量が減少し、所望の引張強さTSの確保が困難となる。したがって、第3加熱後の保持時間は10s以上とし、好ましくは10s以上600s以下とする。なお、本発明では、第3加熱と、第3加熱後の保持工程を合せて、第3加熱工程という。
ここで、冷延鋼板として製造する場合には、上記の保持工程時に、過時効帯を通過させる処理を施してもよい。また、溶融亜鉛めっき鋼板として製造する場合には、上記の保持工程後に、溶融亜鉛中を通板させてもよく、さらに、合金化溶融亜鉛めっき鋼板として製造する場合には、合金化処理を行ってもよい。
溶融亜鉛めっきを施す場合は、420℃以上550℃以下の温度域で施すのが好ましく、焼鈍後の冷却工程の中で行うことができる。溶融亜鉛めっき浴は、GI(溶融亜鉛めっき鋼板)では、Al:0.15〜0.23質量%を含有する亜鉛浴を使用し、GA(合金化溶融亜鉛めっき鋼板)では、Al:0.12〜0.20質量%を含有する亜鉛浴を使用することが好ましい。また、めっき付着量は片面あたり20〜70g/m2(両面めっき)が好ましく、GAは、下記の合金化処理を施すことによりめっき層中のFe濃度を7〜15質量%とすることが好ましい。
合金化処理時の合金化処理温度が470℃未満になると、合金化が進行しないという問題が生じる。一方で、合金化処理温度が600℃を超える場合、冷却停止時の未変態オーステナイトがパーライトに変態し、所望の強度を確保できない。したがって、本発明における合金化処理温度は470℃以上600℃以下とする。すなわち、亜鉛めっきの合金化処理は、470℃以上600℃以下の温度域で施す。
表1に示す成分組成を有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを表2に示す条件で熱間圧延したのち、得られた熱延板を酸洗した。次いで、表2に示す条件で冷間圧延した後、表2に示す加熱および保持条件(第1加熱工程)、再加熱および冷却条件(第2加熱工程)および再々加熱および保持条件(第3加熱工程)に従った処理を施し、冷延鋼板とした(CR:冷延鋼板(めっき無し))。一部のものは、第3加熱工程後、溶融亜鉛めっきを施した(GI:溶融亜鉛めっき鋼板)。また、一部のものは、第3加熱工程後、溶融亜鉛めっきを施した後、更に、合金化処理を施した(GA:合金化溶融亜鉛めっき鋼板)。
その評価結果を表3に示す。また、供試材である各鋼板の板厚を表3に併記する。
[引張試験]
引張試験は、伸長率0.5%の調質圧延を施した鋼板から、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるように採取したJIS5号試験片を用いて、JIS Z 2241(2011年)に準拠して行い、引張強さTS、全伸びELを測定した。
[ヤング率測定]
ヤング率測定は鋼板の圧延方向(L方向)、鋼板の圧延方向に対して45°方向(D方向)、鋼板の圧延方向に対して直角方向(C方向)の3方向から10mm×50mmの試験片を切り出し、横振動型の共振周波数測定装置を用いて、American Society to Testing Materialsの基準(C1259)に従いヤング率を測定した。
[平均r値測定]
平均r値測定は、鋼板の圧延方向(L方向)、鋼板の圧延方向に対して45°方向(D方向)、鋼板の圧延方向に対して直角方向(C方向)の3方向からそれぞれJIS Z 2201(1998年)に規定のJIS5号試験片を用いて、JIS Z 2254の規定に準拠してそれぞれの塑性歪比rL,rD,rCを求め、以下の式により平均r値を算出した。
平均r値=(rL+2rD+rC)/4
なお、本発明では、平均r値≧1.05の場合を平均r値が良好と判定した。
[穴広げ試験]
穴広げ性は、JIS Z 2256(2010年)に準拠して行った。得られた各鋼板を100mm×100mmに切断後、クリアランス12%±1%で直径10mmの穴を打ち抜いた後、内径75mmのダイスを用いてしわ押さえ力9ton(88.26kN)で抑えた状態で、60°円錐のポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定し、下記の式から、限界穴広げ率:λ(%)を求め、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価した。
限界穴広げ率:λ(%)={(Df−D0)/D0}×100
ただし、Dfは亀裂発生時の穴径(mm)、D0は初期穴径(mm)である。なお、本発明では、限界穴広げ率:λ≧20%の場合を穴広げ性が良好と判定した。
また、前述した方法にしたがって、フェライトの面積率、マルテンサイトの面積率、および焼戻しマルテンサイトの面積率、また、鋼板の板厚1/4位置におけるフェライトおよびマルテンサイト(焼戻しマルテンサイト含む)でのα−fiberに対するγ−fiberのインバース強度比を求めた。結果を表3に示す。
Claims (14)
- 質量%で、C:0.060%以上0.200%以下、Si:0.50%以上2.20%以下、Mn:1.00%以上3.00%以下、P:0.100%以下、S:0.0100%以下、Al:0.010%以上2.500%以下、N:0.0100%以下、Nb:0.001%以上0.200%以下、およびV:0.001%以上0.200%以下を含有すると共に、下記(1)式から求められるC*が500≦C*≦1300の関係を満たし、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、フェライトの面積率が20%以上、マルテンサイトの面積率が5%以上、焼戻しマルテンサイトの面積率が5%以上であり、前記フェライトの平均結晶粒径が20.0μm以下で、かつ前記フェライト、前記マルテンサイトおよび前記焼戻しマルテンサイトにおけるα−fiberに対するγ−fiberのインバース強度比が、それぞれ1.00以上であるミクロ組織を有することを特徴とする高強度鋼板。
記
C*=(C−(12.0/92.9)×Nb−(12.0/50.9)×V)×10000・・・(1)
なお、式中の各元素記号は各元素の鋼板中含有量(質量%)を表し、C*の単位は質量ppmである。 - 前記鋼板に、さらに、質量%で、Cr:0.05%以上1.00%以下、Mo:0.05%以上1.00%以下、Ni:0.05%以上1.00%以下、およびCu:0.05%以上1.00%以下のうちから選ばれる少なくとも1種の元素を含有することを特徴とする請求項1に記載の高強度鋼板。
- 前記鋼板に、さらに、質量%で、B:0.0003%以上0.0050%以下を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高強度鋼板。
- 前記鋼板に、さらに、質量%で、Ca:0.0010%以上0.0050%以下、Mg:0.0005%以上0.0100%以下、およびREM:0.0003%以上0.0050%以下のうちから選ばれる少なくとも1種の元素を含有することを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の高強度鋼板。
- 前記鋼板に、さらに、質量%で、Sn:0.0020%以上0.2000%以下、およびSb:0.0020%以上0.2000%以下のうちから選ばれる少なくとも1種の元素を含有することを特徴とする請求項1〜4のいずれか1項に記載の高強度鋼板。
- 前記鋼板に、さらに、質量%で、Ta:0.0010%以上0.1000%以下を含有し、下記(2)式から求められるC*が500≦C*≦1300の関係を満たすことを特徴とする請求項1〜5のいずれか1項に記載の高強度鋼板。
記
C*=(C−(12.0/92.9)×Nb−(12.0/50.9)×V−(12.0/180.9)×Ta)×10000・・・(2)
なお、式中の各元素記号は各元素の鋼板中含有量(質量%)を表し、C*の単位は質量ppmである。 - 請求項1〜6のいずれか1項に記載の高強度鋼板が冷延鋼板であることを特徴とする高強度鋼板。
- 請求項1〜6のいずれか1項に記載の高強度鋼板の表面にめっき皮膜を有することを特徴とする高強度めっき鋼板。
- 前記めっき皮膜が溶融亜鉛めっき皮膜であることを特徴とする請求項8に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 前記めっき皮膜が合金化溶融亜鉛めっき皮膜であることを特徴とする請求項8に記載の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項1〜6のいずれか1項に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、請求項1〜6のいずれか1項に記載の成分組成を有する鋼スラブを、1150℃以上1300℃以下の温度域に加熱したのち、850℃以上1000℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、次いで500℃以上800℃以下の温度域で巻取り、40%以上の冷延圧下率で冷間圧延する工程を経て得られた冷延板を、さらに、450℃以上750℃以下の温度域に加熱し、該温度域で300s以上保持したのち、750℃以上950℃以下に加熱し、さらに、少なくとも500℃までの平均冷却速度を10℃/s以上として、50℃以上250℃以下の冷却停止温度域まで冷却し、次いで250℃超600℃以下の温度域まで加熱をしたのち、該温度域で10s以上の間保持することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
- 請求項11に記載の製造方法により得られる高強度鋼板に、さらに、めっきを施してめっき鋼板とすることを特徴とする高強度めっき鋼板の製造方法。
- 請求項11に記載の製造方法により得られる高強度鋼板に、さらに、溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板とすることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項11に記載の製造方法により得られる高強度鋼板に、さらに、溶融亜鉛めっきを施し、その後470℃以上600℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板とすることを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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