JP2024038051A - 高強度鋼板及びこの製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】高強度及び低降伏比を有し、加工に適切な伸び率、高い穴拡げ性及び良好な溶接性を有する高強度鋼板の提供。【解決手段】高強度鋼板は、C、Si、Mn、Cr、Al、Nb、Ti、B、P、S、N、残部Fe及びその他の不可避不純物を含み、C、Si及びAlの含量は数式(1)を満たし、微細組織が面積分率で、残留オーステナイト1%超過4%以下、フレッシュマルテンサイト10%超過20%以下、フェライト5%以下、テンパードマルテンサイト50%超過70%以下、残部はベイナイトを含み、残留オーステナイトの数密度が0.25個/μm2以下であり、残留オーステナイトの平均有効直径が0.2~0.4μmであり、平均有効直径より小さい有効直径を有する残留オーステナイトの割合が60%超過である。数式(1):[C]+([Si]+[Al])/5≦0.35wt.%ここで、[C]、[Si]、[Al]はC、Si、Alの重量%【選択図】なし
Description
本発明は、穴拡げ性の高い高強度鋼板及びこの製造方法に関するものである。
最近、自動車の軽量化のために、高い強度を有する鋼板製造技術の確保が推進されてい
る。その中でも、高強度と成形性を兼ね備えた鋼板の場合、生産性を高めることができ、
経済性の面で優れ、最終部品の安全性の面でもより有利である。特に引張強度(TS)が
高い鋼板は、破断が発生するまでの支持荷重が高いため、1180MPa級以上の引張強
度の高い鋼材に対する要求が高まっている。従来、既存鋼材の強度を向上させようとする
試みが多くなされてきたが、単純に強度を向上させる場合、延性と穴拡げ性(HER、H
ole expansion ratio)が低下するという欠点が発見された。
る。その中でも、高強度と成形性を兼ね備えた鋼板の場合、生産性を高めることができ、
経済性の面で優れ、最終部品の安全性の面でもより有利である。特に引張強度(TS)が
高い鋼板は、破断が発生するまでの支持荷重が高いため、1180MPa級以上の引張強
度の高い鋼材に対する要求が高まっている。従来、既存鋼材の強度を向上させようとする
試みが多くなされてきたが、単純に強度を向上させる場合、延性と穴拡げ性(HER、H
ole expansion ratio)が低下するという欠点が発見された。
一方、上記欠点を克服した従来技術として、SiやAlを多量添加するTRIP(Tr
ansformation Induced Plasticity)鋼板が挙げられる
。しかし、TRIP鋼板では、TS 1180MPa級で14%以上の伸び率が得られる
が、Si及びAlの多量添加によりLME(Liquid Metal Embritt
lement)抵抗性が劣り、溶接性が悪くなるため、自動車構造用素材としての実用化
が制限的であるという問題がある。
ansformation Induced Plasticity)鋼板が挙げられる
。しかし、TRIP鋼板では、TS 1180MPa級で14%以上の伸び率が得られる
が、Si及びAlの多量添加によりLME(Liquid Metal Embritt
lement)抵抗性が劣り、溶接性が悪くなるため、自動車構造用素材としての実用化
が制限的であるという問題がある。
また、同じ引張強度の等級において用途と目的に応じて多様な降伏比を追求するように
なるが、低い降伏比の鋼板の場合、穴拡げ性の高い鋼材を作ることが容易ではない。なぜ
なら、通常、降伏比を下げるためにマルテンサイトまたはフェライト相を第2相として導
入することが必要であるが、このような組織学的な特徴は、穴拡げ性を損なう要因となる
ためである。
なるが、低い降伏比の鋼板の場合、穴拡げ性の高い鋼材を作ることが容易ではない。なぜ
なら、通常、降伏比を下げるためにマルテンサイトまたはフェライト相を第2相として導
入することが必要であるが、このような組織学的な特徴は、穴拡げ性を損なう要因となる
ためである。
特許文献1には、降伏比、強度、穴拡げ性、耐遅れ破壊性を兼ね備え、17.5%以上
の高い伸び率を有する高強度冷延鋼板が開示されている。しかし、特許文献1では、高い
Siの添加によりLMEが発生し、溶接性が劣るという欠点がある。
の高い伸び率を有する高強度冷延鋼板が開示されている。しかし、特許文献1では、高い
Siの添加によりLMEが発生し、溶接性が劣るという欠点がある。
本発明は、上述した従来技術の限界を解決するためのものであって、高強度及び低降伏
比を有しながらも加工に適切な伸び率、高い穴拡げ性及び良好な溶接性を有する高強度鋼
板を提供することにその目的がある。
比を有しながらも加工に適切な伸び率、高い穴拡げ性及び良好な溶接性を有する高強度鋼
板を提供することにその目的がある。
本発明の課題は、上述した内容に限定されない。本発明が属する技術分野において通常
の知識を有する者であれば、本発明の明細書の全体的な事項から本発明の更なる課題を理
解する上で何らの困難もない。
の知識を有する者であれば、本発明の明細書の全体的な事項から本発明の更なる課題を理
解する上で何らの困難もない。
本発明の一側面は、重量%で、C:0.12%以上0.17%未満、Si:0.3~0
.8%、Mn:2.5~3.0%、Cr:0.4~1.1%、Al:0.01~0.3%
、Nb:0.01~0.03%、Ti:0.01~0.03%、B:0.001~0.0
03%、P:0.04%以下、S:0.01%以下、N:0.01%以下、残部Fe及び
その他の不可避不純物を含み、上記C、Si及びAlの含量は、下記数式(1)を満たし
、微細組織が、面積分率で、残留オーステナイト1%超過4%以下、フレッシュマルテン
サイト10%超過20%以下、フェライト5%以下(0%を除く)、テンパードマルテン
サイト50%超過70%以下、残部はベイナイトを含み、上記残留オーステナイトの数密
度が0.25個/μm2以下であり、上記残留オーステナイトの平均有効直径が0.2~
0.4μmであり、上記平均有効直径より小さい有効直径を有する残留オーステナイトの
割合が60%超過の高強度鋼板である。
.8%、Mn:2.5~3.0%、Cr:0.4~1.1%、Al:0.01~0.3%
、Nb:0.01~0.03%、Ti:0.01~0.03%、B:0.001~0.0
03%、P:0.04%以下、S:0.01%以下、N:0.01%以下、残部Fe及び
その他の不可避不純物を含み、上記C、Si及びAlの含量は、下記数式(1)を満たし
、微細組織が、面積分率で、残留オーステナイト1%超過4%以下、フレッシュマルテン
サイト10%超過20%以下、フェライト5%以下(0%を除く)、テンパードマルテン
サイト50%超過70%以下、残部はベイナイトを含み、上記残留オーステナイトの数密
度が0.25個/μm2以下であり、上記残留オーステナイトの平均有効直径が0.2~
0.4μmであり、上記平均有効直径より小さい有効直径を有する残留オーステナイトの
割合が60%超過の高強度鋼板である。
[数式(1)]
[C]+([Si]+[Al])/5≦0.35wt.%
(ここで[C]、[Si]、[Al]はそれぞれC、Si、Alの重量%を意味する。
)
[C]+([Si]+[Al])/5≦0.35wt.%
(ここで[C]、[Si]、[Al]はそれぞれC、Si、Alの重量%を意味する。
)
上記ベイナイトラス(lath)の間、またはテンパードマルテンサイト相のラスもし
くは結晶粒境界に第2相としてセメンタイト相が、面積分率で1%以上3%以下析出して
分布することができる。
くは結晶粒境界に第2相としてセメンタイト相が、面積分率で1%以上3%以下析出して
分布することができる。
上記鋼板は、重量%で、Cu:0.1%以下、Ni:0.1%以下、Mo:0.3%以
下、及びV:0.03%以下のうち1つ以上をさらに含むことができる。
下、及びV:0.03%以下のうち1つ以上をさらに含むことができる。
上記鋼板は、1180MPa以上の引張強度、740MPa~980MPaの降伏強度
、0.65~0.85の降伏比、25%以上の穴拡げ性(HER)、7~14%の伸び率
を有することができる。
、0.65~0.85の降伏比、25%以上の穴拡げ性(HER)、7~14%の伸び率
を有することができる。
上記鋼板は冷延鋼板であってよい。
上記鋼板の少なくとも一表面に溶融亜鉛めっき層が形成されていてよい。
上記鋼板の少なくとも一表面に合金化溶融亜鉛めっき層が形成されていてよい。
上記鋼板の少なくとも一表面に溶融亜鉛めっき層が形成されていてよい。
上記鋼板の少なくとも一表面に合金化溶融亜鉛めっき層が形成されていてよい。
本発明の他の一側面は、重量%で、C:0.12%以上0.17%未満、Si:0.3
~0.8%、Mn:2.5~3.0%、Cr:0.4~1.1%、Al:0.01~0.
3%、Nb:0.01~0.03%、Ti:0.01~0.03%、B:0.001~0
.003%、P:0.04%以下、S:0.01%以下、N:0.01%以下、残部Fe
及びその他の不可避不純物を含み、上記C、Si及びAlの含量が下記数式(1)を満た
すスラブを準備する段階;上記スラブを1150~1250℃の温度範囲まで再加熱する
段階;上記再加熱されたスラブを900~980℃の仕上げ圧延温度(FDT)範囲で仕
上げ熱間圧延する段階;上記仕上げ熱間圧延後、10~100℃/secの平均冷却速度
で冷却する段階;500~700℃の温度範囲で巻き取る段階;30~60%の冷間圧下
率で冷間圧延する段階;冷間圧延された鋼板を(Ac3+20℃~Ac3+50℃)の温
度範囲で窒素が95%以上であり、残部は水素からなる気体を充填して炉内雰囲気を制御
しながら連続焼鈍する段階;連続焼鈍された鋼板を560~700℃の1次冷却終了温度
まで10℃/s以下の平均冷却速度で1次冷却し、280~350℃の2次冷却終了温度
までは最大分率65%までの高水素気体を使用して冷却することによって、10℃/s以
上の平均冷却速度で2次冷却する段階;及び冷却された鋼板を380~480℃の温度範
囲まで5℃/s以下の昇温速度で再加熱する段階;を含む高強度鋼板の製造方法である。
~0.8%、Mn:2.5~3.0%、Cr:0.4~1.1%、Al:0.01~0.
3%、Nb:0.01~0.03%、Ti:0.01~0.03%、B:0.001~0
.003%、P:0.04%以下、S:0.01%以下、N:0.01%以下、残部Fe
及びその他の不可避不純物を含み、上記C、Si及びAlの含量が下記数式(1)を満た
すスラブを準備する段階;上記スラブを1150~1250℃の温度範囲まで再加熱する
段階;上記再加熱されたスラブを900~980℃の仕上げ圧延温度(FDT)範囲で仕
上げ熱間圧延する段階;上記仕上げ熱間圧延後、10~100℃/secの平均冷却速度
で冷却する段階;500~700℃の温度範囲で巻き取る段階;30~60%の冷間圧下
率で冷間圧延する段階;冷間圧延された鋼板を(Ac3+20℃~Ac3+50℃)の温
度範囲で窒素が95%以上であり、残部は水素からなる気体を充填して炉内雰囲気を制御
しながら連続焼鈍する段階;連続焼鈍された鋼板を560~700℃の1次冷却終了温度
まで10℃/s以下の平均冷却速度で1次冷却し、280~350℃の2次冷却終了温度
までは最大分率65%までの高水素気体を使用して冷却することによって、10℃/s以
上の平均冷却速度で2次冷却する段階;及び冷却された鋼板を380~480℃の温度範
囲まで5℃/s以下の昇温速度で再加熱する段階;を含む高強度鋼板の製造方法である。
[数式(1)]
[C]+([Si]+[Al])/5≦0.35wt.%
(ここで[C]、[Si]、[Al]はそれぞれC、Si、Alの重量%を意味する。
)
[C]+([Si]+[Al])/5≦0.35wt.%
(ここで[C]、[Si]、[Al]はそれぞれC、Si、Alの重量%を意味する。
)
上記スラブは、重量%で、Cu:0.1%以下、Ni:0.1%以下、Mo:0.3%
以下、及びV:0.03%以下のうち1つ以上をさらに含むことができる。
上記再加熱する段階の後、480~540℃の温度範囲で溶融亜鉛めっき処理する段階
をさらに含むことができる。
上記溶融亜鉛めっき処理する段階の後、合金化熱処理を実施してから常温まで冷却を実
施することができる。
常温まで冷却した後、1%未満の調質圧延を実施することができる。
以下、及びV:0.03%以下のうち1つ以上をさらに含むことができる。
上記再加熱する段階の後、480~540℃の温度範囲で溶融亜鉛めっき処理する段階
をさらに含むことができる。
上記溶融亜鉛めっき処理する段階の後、合金化熱処理を実施してから常温まで冷却を実
施することができる。
常温まで冷却した後、1%未満の調質圧延を実施することができる。
本発明によると、1180MPa以上の高い引張強度、740MPa~980MPaの
降伏強度、0.65~0.85の低い降伏比を有しながらも、25%以上の高い穴拡げ性
、7%~14%の伸び率を示す高強度鋼板を提供することができる。
降伏強度、0.65~0.85の低い降伏比を有しながらも、25%以上の高い穴拡げ性
、7%~14%の伸び率を示す高強度鋼板を提供することができる。
また、本発明の高強度鋼板を用いて製造した亜鉛めっき鋼板は、亜鉛めっき後のLME
(Liquid Metal Embrittlement)抵抗性に優れ、優れた溶接
性を示す効果がある。
(Liquid Metal Embrittlement)抵抗性に優れ、優れた溶接
性を示す効果がある。
本発明の多様かつ有益な利点と効果は上述した内容に限定されず、本発明の具体的な実
施形態を説明する過程でより容易に理解することができる。
施形態を説明する過程でより容易に理解することができる。
ここで使用される専門用語は単に特定の実施例を言及するためのものであり、本発明を
限定することを意図しない。ここで、使用される単数形は、語句がこれと明らかに反対の
意味を示さない限り、複数の形態も含む。
明細書で使用される「含む」の意味は、特定の特性、領域、整数、段階、動作、要素及
び/または成分を具体化し、他の特定の特性、領域、整数、段階、動作、要素、成分及び
/または群の存在や付加を除外するものではない。
限定することを意図しない。ここで、使用される単数形は、語句がこれと明らかに反対の
意味を示さない限り、複数の形態も含む。
明細書で使用される「含む」の意味は、特定の特性、領域、整数、段階、動作、要素及
び/または成分を具体化し、他の特定の特性、領域、整数、段階、動作、要素、成分及び
/または群の存在や付加を除外するものではない。
他に定義されてはいないが、ここで使用される技術用語及び科学用語を含むすべての用
語は、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者が一般に理解する意味と同
じ意味を有する。通常使用される辞書に定義されている用語は、関連技術文献と現在開示
されている内容に一致する意味を有するものとして追加解釈され、定義されない限り、理
想的または非常に公式的な意味として解釈されない。
語は、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者が一般に理解する意味と同
じ意味を有する。通常使用される辞書に定義されている用語は、関連技術文献と現在開示
されている内容に一致する意味を有するものとして追加解釈され、定義されない限り、理
想的または非常に公式的な意味として解釈されない。
以下では、本発明の一側面による高強度鋼板について詳細に説明する。本発明において
各元素に対して含量を示す際に特に断りのない限り、重量%を意味することに留意する必
要がある。なお、結晶や組織の割合は、特に別途表現しない限り、面積を基準とする。
各元素に対して含量を示す際に特に断りのない限り、重量%を意味することに留意する必
要がある。なお、結晶や組織の割合は、特に別途表現しない限り、面積を基準とする。
まず、本発明の一側面による高強度鋼板の成分系について詳細に説明する。
本発明の一側面による高強度鋼板は、重量%で、C:0.12%以上0.17%未満、
Si:0.3~0.8%、Mn:2.5~3.0%、Cr:0.4~1.1%、Al:0
.01~0.3%、Nb:0.01~0.03%、Ti:0.01~0.03%、B:0
.001~0.003%、P:0.04%以下、S:0.01%以下、N:0.01%以
下、残部Fe及びその他の不可避不純物を含み、上記C、Si及びAlの含量は下記数式
(1)を満たすことができる。
本発明の一側面による高強度鋼板は、重量%で、C:0.12%以上0.17%未満、
Si:0.3~0.8%、Mn:2.5~3.0%、Cr:0.4~1.1%、Al:0
.01~0.3%、Nb:0.01~0.03%、Ti:0.01~0.03%、B:0
.001~0.003%、P:0.04%以下、S:0.01%以下、N:0.01%以
下、残部Fe及びその他の不可避不純物を含み、上記C、Si及びAlの含量は下記数式
(1)を満たすことができる。
[数式(1)]
[C]+([Si]+[Al])/5≦0.35wt.%
(ここで[C]、[Si]、[Al]はそれぞれC、Si、Alの重量%を意味する。
)
[C]+([Si]+[Al])/5≦0.35wt.%
(ここで[C]、[Si]、[Al]はそれぞれC、Si、Alの重量%を意味する。
)
炭素(C):0.12%以上0.17%未満
炭素(C)は、固溶強化及び析出強化により鋼材の強度を支える基本的な元素である。
Cの量が0.12%未満であると、50%以上のテンパードマルテンサイト分率を確保し
難く、引張強度(TS)1180MPa級に相当する強度が得られ難い。一方、Cの量が
0.17%以上の場合、高いLME抵抗性を有し難く、点溶接性の条件が過酷な場合には
、溶接過程で溶融したZnの浸透による割れが発生するようになる。また、炭素含量が高
い場合、アーク溶接性及びレーザー溶接性が悪くなり、低温脆性による溶接部割れが発生
する危険性が大きくなり、目標とする穴拡げ性値も得られ難くなる。したがって、本発明
においてCの含量は、0.12%以上0.17%未満に制限することが好ましい。好まし
いC含量の下限は0.122%であってよく、より好ましいC含量の下限は0.125%
であってよい。好ましいC含量の上限は0.168%であってよく、より好ましいC含量
の上限は0.165%であってよい。
炭素(C)は、固溶強化及び析出強化により鋼材の強度を支える基本的な元素である。
Cの量が0.12%未満であると、50%以上のテンパードマルテンサイト分率を確保し
難く、引張強度(TS)1180MPa級に相当する強度が得られ難い。一方、Cの量が
0.17%以上の場合、高いLME抵抗性を有し難く、点溶接性の条件が過酷な場合には
、溶接過程で溶融したZnの浸透による割れが発生するようになる。また、炭素含量が高
い場合、アーク溶接性及びレーザー溶接性が悪くなり、低温脆性による溶接部割れが発生
する危険性が大きくなり、目標とする穴拡げ性値も得られ難くなる。したがって、本発明
においてCの含量は、0.12%以上0.17%未満に制限することが好ましい。好まし
いC含量の下限は0.122%であってよく、より好ましいC含量の下限は0.125%
であってよい。好ましいC含量の上限は0.168%であってよく、より好ましいC含量
の上限は0.165%であってよい。
ケイ素(Si):0.3~0.8%
ケイ素(Si)は、ベイナイト領域でセメンタイトの析出を阻害することにより残留オ
ーステナイト分率と伸び率を高める作用をするTRIP(Transformation
Induced Plasticity)鋼の核心元素である。Siが0.3%未満に
なると、残留オーステナイトがほとんど残らなくなり伸び率が過度に低くなる。一方、S
iが0.8%を超える場合、LME割れの形成による溶接部の物性悪化を防ぐことができ
なくなり、鋼材の表面特性及びめっき性が悪くなる。したがって、本発明においてSiの
含量は0.3~0.8%に制限することが好ましい。好ましいSi含量の下限は0.35
%であってよく、より好ましいSi含量の下限は0.4%であってよい。好ましいSi含
量の上限は0.78%であってよく、より好ましいSi含量の上限は0.75%であって
よい。
ケイ素(Si)は、ベイナイト領域でセメンタイトの析出を阻害することにより残留オ
ーステナイト分率と伸び率を高める作用をするTRIP(Transformation
Induced Plasticity)鋼の核心元素である。Siが0.3%未満に
なると、残留オーステナイトがほとんど残らなくなり伸び率が過度に低くなる。一方、S
iが0.8%を超える場合、LME割れの形成による溶接部の物性悪化を防ぐことができ
なくなり、鋼材の表面特性及びめっき性が悪くなる。したがって、本発明においてSiの
含量は0.3~0.8%に制限することが好ましい。好ましいSi含量の下限は0.35
%であってよく、より好ましいSi含量の下限は0.4%であってよい。好ましいSi含
量の上限は0.78%であってよく、より好ましいSi含量の上限は0.75%であって
よい。
マンガン(Mn):2.5~3.0%
本発明においてマンガン(Mn)の含量は2.5~3.0%であってよい。Mnの含量
が2.5%未満の場合、強度を確保し難くなり、一方、その含量が3.0%を超える場合
、ベイナイト変態速度が遅くなり過度に多いフレッシュマルテンサイトが形成され、高い
穴拡げ性が得られ難くなる。また、Mnの含量が高いと、マルテンサイト形成開始温度が
低くなり、焼鈍水冷段階で初期マルテンサイト相を得るために必要な冷却終了温度が過度
に低くなる。したがって、本発明においてMnの含量は2.5~3.0%に制限すること
が好ましい。好ましいMn含量の下限は2.55%であってよく、より好ましいMn含量
の下限は2.6%であってよい。好ましいMn含量の上限は2.95%であってよく、よ
り好ましいMn含量の上限は2.9%であってよい。
本発明においてマンガン(Mn)の含量は2.5~3.0%であってよい。Mnの含量
が2.5%未満の場合、強度を確保し難くなり、一方、その含量が3.0%を超える場合
、ベイナイト変態速度が遅くなり過度に多いフレッシュマルテンサイトが形成され、高い
穴拡げ性が得られ難くなる。また、Mnの含量が高いと、マルテンサイト形成開始温度が
低くなり、焼鈍水冷段階で初期マルテンサイト相を得るために必要な冷却終了温度が過度
に低くなる。したがって、本発明においてMnの含量は2.5~3.0%に制限すること
が好ましい。好ましいMn含量の下限は2.55%であってよく、より好ましいMn含量
の下限は2.6%であってよい。好ましいMn含量の上限は2.95%であってよく、よ
り好ましいMn含量の上限は2.9%であってよい。
クロム(Cr):0.4~1.1%
本発明においてクロム(Cr)の含量は0.4~1.1%であってよい。Crの量が0
.4%未満であると、目標とする引張強度が得られ難くなり、上限である1.1%を超え
ると、ベイナイトの変態速度が遅くなり、高い穴拡げ性が得られ難くなる。したがって、
本発明においてCrの含量は0.4~1.1%に制限することが好ましい。好ましいCr
含量の下限は0.5%であってよく、より好ましいCr含量の下限は0.6%であってよ
い。好ましいCr含量の上限は1.05%であってよく、より好ましいCr含量の上限は
1.0%であってよい。
本発明においてクロム(Cr)の含量は0.4~1.1%であってよい。Crの量が0
.4%未満であると、目標とする引張強度が得られ難くなり、上限である1.1%を超え
ると、ベイナイトの変態速度が遅くなり、高い穴拡げ性が得られ難くなる。したがって、
本発明においてCrの含量は0.4~1.1%に制限することが好ましい。好ましいCr
含量の下限は0.5%であってよく、より好ましいCr含量の下限は0.6%であってよ
い。好ましいCr含量の上限は1.05%であってよく、より好ましいCr含量の上限は
1.0%であってよい。
アルミニウム(Al):0.01~0.3%
本発明においてアルミニウム(Al)の含量は0.01~0.3%であってよい。Al
の量が0.01%未満であると、鋼材の脱酸が十分に行われず、清浄性を損なうようにな
る。一方、Alが0.3%を超えて添加される場合、鋼材の鋳造性を損なうようになる。
したがって、本発明においてAlの含量は0.01~0.3%に制限することが好ましい
。好ましいAl含量の下限は0.015%であってよく、より好ましいAl含量の下限は
0.02%であってよい。好ましいAl含量の上限は0.28%であってよく、より好ま
しいAl含量の上限は0.25%であってよい。
本発明においてアルミニウム(Al)の含量は0.01~0.3%であってよい。Al
の量が0.01%未満であると、鋼材の脱酸が十分に行われず、清浄性を損なうようにな
る。一方、Alが0.3%を超えて添加される場合、鋼材の鋳造性を損なうようになる。
したがって、本発明においてAlの含量は0.01~0.3%に制限することが好ましい
。好ましいAl含量の下限は0.015%であってよく、より好ましいAl含量の下限は
0.02%であってよい。好ましいAl含量の上限は0.28%であってよく、より好ま
しいAl含量の上限は0.25%であってよい。
ニオブ(Nb):0.01~0.03%
本発明では、結晶粒微細化及び析出物形成を通じて鋼材の強度と穴拡げ性を高めるため
に、0.01~0.03%のニオブ(Nb)を添加することができる。Nb含量が0.0
1%未満の場合、組織微細化効果が消失し析出強化量も不足するようになる。一方、Nb
が0.03%を超えて含有されると、鋼材の鋳造性が悪くなる。したがって、本発明にお
いてNbの含量は0.01~0.03%に制限することが好ましい。好ましいNb含量の
下限は0.012%であってよく、より好ましいNb含量の下限は0.014%であって
よい。好ましいNb含量の上限は0.025%であってよく、より好ましいNb含量の上
限は0.023%であってよい。
本発明では、結晶粒微細化及び析出物形成を通じて鋼材の強度と穴拡げ性を高めるため
に、0.01~0.03%のニオブ(Nb)を添加することができる。Nb含量が0.0
1%未満の場合、組織微細化効果が消失し析出強化量も不足するようになる。一方、Nb
が0.03%を超えて含有されると、鋼材の鋳造性が悪くなる。したがって、本発明にお
いてNbの含量は0.01~0.03%に制限することが好ましい。好ましいNb含量の
下限は0.012%であってよく、より好ましいNb含量の下限は0.014%であって
よい。好ましいNb含量の上限は0.025%であってよく、より好ましいNb含量の上
限は0.023%であってよい。
チタン(Ti):0.01~0.03%、ボロン(B):0.001~0.003%
本発明では、鋼材の硬化能を高めるために、0.01~0.03%のチタン(Ti)と
0.001~0.003%のボロン(B)を添加することができる。Ti含量が0.01
%未満の場合、BがNと結合するようになりBの硬化能強化効果が消失し、Tiが0.0
3%を超えて含有されると、鋼材の鋳造性が悪くなる。一方、B含量が0.001%未満
の場合、有効な硬化能強化効果が得られず、0.003%を超えて含有すると、ボロン炭
化物が形成される可能性があり、むしろ硬化能を損なう可能性がある。したがって、本発
明において、Ti含量は0.01~0.03%、B含量は0.001~0.003%に制
限することが好ましい。
本発明では、鋼材の硬化能を高めるために、0.01~0.03%のチタン(Ti)と
0.001~0.003%のボロン(B)を添加することができる。Ti含量が0.01
%未満の場合、BがNと結合するようになりBの硬化能強化効果が消失し、Tiが0.0
3%を超えて含有されると、鋼材の鋳造性が悪くなる。一方、B含量が0.001%未満
の場合、有効な硬化能強化効果が得られず、0.003%を超えて含有すると、ボロン炭
化物が形成される可能性があり、むしろ硬化能を損なう可能性がある。したがって、本発
明において、Ti含量は0.01~0.03%、B含量は0.001~0.003%に制
限することが好ましい。
リン(P):0.04%以下
リン(P)は鋼中に不純物として存在し、その含量をできるだけ低く制御することが有
利であるが、鋼材の強度を高めるために意図的に添加することもある。しかし、上記Pが
過剰に添加される場合、鋼材の靭性が悪化するため、本発明では、これを防止するために
その上限を0.04%に制限することが好ましい。
リン(P)は鋼中に不純物として存在し、その含量をできるだけ低く制御することが有
利であるが、鋼材の強度を高めるために意図的に添加することもある。しかし、上記Pが
過剰に添加される場合、鋼材の靭性が悪化するため、本発明では、これを防止するために
その上限を0.04%に制限することが好ましい。
硫黄(S):0.01%以下
硫黄(S)は上記Pと同様に、鋼中に不純物として存在し、その含量をできるだけ低く
制御することが有利である。また、Sは鋼材の延性と衝撃特性を悪くするため、その上限
を0.01%以下に制限することが好ましい。
硫黄(S)は上記Pと同様に、鋼中に不純物として存在し、その含量をできるだけ低く
制御することが有利である。また、Sは鋼材の延性と衝撃特性を悪くするため、その上限
を0.01%以下に制限することが好ましい。
窒素(N):0.01%以下
本発明において窒素(N)は不純物として鋼材に添加され、その上限は0.01%以下
に制限する。
上述したC、Si及びAlの含量に加えて、C、Si及びAlは、下記数式(1)を満
たすことができる。
本発明において窒素(N)は不純物として鋼材に添加され、その上限は0.01%以下
に制限する。
上述したC、Si及びAlの含量に加えて、C、Si及びAlは、下記数式(1)を満
たすことができる。
[数式(1)]
[C]+([Si]+[Al])/5≦0.35wt.%
(ここで[C]、[Si]、[Al]はそれぞれC、Si、Alの重量%を意味する。
)
[C]+([Si]+[Al])/5≦0.35wt.%
(ここで[C]、[Si]、[Al]はそれぞれC、Si、Alの重量%を意味する。
)
めっき鋼板の液相金属脆化(LME、Liquid Metal Embrittle
ment)は、点溶接中にめっきした亜鉛が液相となった状態で鋼板のオーステナイト結
晶粒界面に引張応力が形成されながら、液相亜鉛がオーステナイト結晶粒境界に浸透して
発生する。このようなLME現象は、特にSi及びAlが添加された鋼板で激しく現れる
ため、本発明では、上記数式(1)によりSiとAlの添加量を制御する。また、C含量
が高いと鋼材のA3温度が低くなり、LMEに脆弱なオーステナイト領域が拡大し、素材
の靭性が弱くなる効果があるため、上記数式(1)によってその添加量を制限した。
ment)は、点溶接中にめっきした亜鉛が液相となった状態で鋼板のオーステナイト結
晶粒界面に引張応力が形成されながら、液相亜鉛がオーステナイト結晶粒境界に浸透して
発生する。このようなLME現象は、特にSi及びAlが添加された鋼板で激しく現れる
ため、本発明では、上記数式(1)によりSiとAlの添加量を制御する。また、C含量
が高いと鋼材のA3温度が低くなり、LMEに脆弱なオーステナイト領域が拡大し、素材
の靭性が弱くなる効果があるため、上記数式(1)によってその添加量を制限した。
上記数式(1)の値が0.35%を超えると、前述のように点溶接時にLME抵抗性が
劣るため、点溶接後にLMEクラックが存在し疲労特性と構造的安全性を損なうようにな
る。一方、上記数式(1)の値が小さいほど点溶接性及びLME抵抗性が改善されるため
、その下限を別途に設定しなくてよいが、その値が0.20未満であると、点溶接性及び
LME抵抗性は改善されるものの、優れた穴拡げ性とともに1180MPa級の高い引張
強度が得られ難くなるため、場合によっては、その下限を0.20%に制限することがで
きる。
劣るため、点溶接後にLMEクラックが存在し疲労特性と構造的安全性を損なうようにな
る。一方、上記数式(1)の値が小さいほど点溶接性及びLME抵抗性が改善されるため
、その下限を別途に設定しなくてよいが、その値が0.20未満であると、点溶接性及び
LME抵抗性は改善されるものの、優れた穴拡げ性とともに1180MPa級の高い引張
強度が得られ難くなるため、場合によっては、その下限を0.20%に制限することがで
きる。
本発明の一側面による高強度鋼板は、上述した合金成分以外にさらにCu:0.1重量
%以下、Ni:0.1重量%以下、Mo:0.3重量%以下、及びV:0.03重量%以
下のうち1つ以上をさらに含むことができる。
%以下、Ni:0.1重量%以下、Mo:0.3重量%以下、及びV:0.03重量%以
下のうち1つ以上をさらに含むことができる。
銅(Cu):0.1%以下、ニッケル(Ni):0.1%以下、モリブデン(Mo):
0.3%以下
銅(Cu)、ニッケル(Ni)及びモリブデン(Mo)は鋼材の強度を高める元素であ
って、本発明では、選択成分として含み、各元素の添加の上限をそれぞれ0.1%、0.
1%、0.3%に制限する。これらの元素は、鋼材の強度と硬化能を高める元素ではある
が、過度に多量を添加する場合、目標とする強度の等級を超える可能性があり、高価な元
素であるため、経済的な観点から添加の上限を0.1%または0.3%に制限することが
好ましい。一方、上記Cu、Ni及びMoは、固溶強化元素として作用するため、0.0
3%未満で添加する場合、固溶強化効果が僅かである可能性があることから、添加する場
合、その下限を0.03%以上に制限することができる。
0.3%以下
銅(Cu)、ニッケル(Ni)及びモリブデン(Mo)は鋼材の強度を高める元素であ
って、本発明では、選択成分として含み、各元素の添加の上限をそれぞれ0.1%、0.
1%、0.3%に制限する。これらの元素は、鋼材の強度と硬化能を高める元素ではある
が、過度に多量を添加する場合、目標とする強度の等級を超える可能性があり、高価な元
素であるため、経済的な観点から添加の上限を0.1%または0.3%に制限することが
好ましい。一方、上記Cu、Ni及びMoは、固溶強化元素として作用するため、0.0
3%未満で添加する場合、固溶強化効果が僅かである可能性があることから、添加する場
合、その下限を0.03%以上に制限することができる。
バナジウム(V):0.03%以下
バナジウム(V)は析出硬化により鋼材の降伏強度を高める元素であり、本発明では、
降伏強度を高めるために選択的に添加することができる。ただし、その含量が過剰である
場合、伸び率を過度に低くする可能性があり、鋼材の脆性を誘発する可能性があるため、
本発明ではVの上限を0.03%以下に制限する。一方、Vの場合、析出硬化を引き起こ
すため少量の添加でも効果があるが、0.005%未満にして添加する場合には、その効
果が僅かである可能性があるため、添加する場合、その下限を0.005%以上に制限す
ることができる。
バナジウム(V)は析出硬化により鋼材の降伏強度を高める元素であり、本発明では、
降伏強度を高めるために選択的に添加することができる。ただし、その含量が過剰である
場合、伸び率を過度に低くする可能性があり、鋼材の脆性を誘発する可能性があるため、
本発明ではVの上限を0.03%以下に制限する。一方、Vの場合、析出硬化を引き起こ
すため少量の添加でも効果があるが、0.005%未満にして添加する場合には、その効
果が僅かである可能性があるため、添加する場合、その下限を0.005%以上に制限す
ることができる。
本発明は、上述した鋼組成以外に、残りはFe及び不可避不純物を含むことができる。
不可避不純物は、通常の鉄鋼製造工程で意図せずに混入し得るものであるため、これを全
面的に排除することはできず、通常の鉄鋼製造分野の技術者であれば、その意味を容易に
理解することができる。なお、本発明は、前述した鋼組成以外の他の組成の添加を全面的
に排除するものではない。
不可避不純物は、通常の鉄鋼製造工程で意図せずに混入し得るものであるため、これを全
面的に排除することはできず、通常の鉄鋼製造分野の技術者であれば、その意味を容易に
理解することができる。なお、本発明は、前述した鋼組成以外の他の組成の添加を全面的
に排除するものではない。
一方、上述した鋼組成を満たす本発明の一側面による高強度鋼板は、微細組織が、面積
分率で、残留オーステナイト1%超過4%以下、フレッシュマルテンサイト10%超過2
0%以下、フェライト5%以下(0%を除く)、テンパードマルテンサイト50%超過7
0%以下、残部はベイナイトを含むことができる。
分率で、残留オーステナイト1%超過4%以下、フレッシュマルテンサイト10%超過2
0%以下、フェライト5%以下(0%を除く)、テンパードマルテンサイト50%超過7
0%以下、残部はベイナイトを含むことができる。
また、上記ベイナイトラス(lath)の間、またはテンパードマルテンサイト相のラ
スもしくは結晶粒境界に第2相としてセメンタイト相が、面積分率で1%以上3%以下析
出して分布することができる。
スもしくは結晶粒境界に第2相としてセメンタイト相が、面積分率で1%以上3%以下析
出して分布することができる。
本発明の一側面による高強度鋼板では、セメンタイト成長を抑制してオーステナイトを
安定化させるSi及びAlの含量を上記数式(1)の条件によって制限することにより、
微細組織内に一部のセメンタイトが析出、成長するようになる。このセメンタイトは、2
次冷却で形成されたマルテンサイトが再加熱されるときにマルテンサイトラス(lath
)もしくは結晶粒境界で析出するか、または2次冷却後、再加熱中にベイナイト変態が発
生するときにベイナイティックフェライトラス間の炭素が濃化した部分で形成される。
安定化させるSi及びAlの含量を上記数式(1)の条件によって制限することにより、
微細組織内に一部のセメンタイトが析出、成長するようになる。このセメンタイトは、2
次冷却で形成されたマルテンサイトが再加熱されるときにマルテンサイトラス(lath
)もしくは結晶粒境界で析出するか、または2次冷却後、再加熱中にベイナイト変態が発
生するときにベイナイティックフェライトラス間の炭素が濃化した部分で形成される。
本発明による高強度鋼板では、数式(1)でSiとAlの上限を制限することにより、
面積分率で1%以上のレベルのセメンタイトが析出するようになるが、それにもかかわら
ず、一部のSiとAlの存在によりオーステナイトが残留するようになり、残留オーステ
ナイトの内部に炭素が分布するため、セメンタイトの析出量は3面積%よりは小さい。ま
た、SiとAlがある程度は添加されるため、残留オーステナイトが1面積%超過4面積
%以下のレベルで存在するが、Si及びAlの含量が非常に高い典型的なTRIP鋼のよ
うに高い分率の残留オーステナイトが分布することはない。
面積分率で1%以上のレベルのセメンタイトが析出するようになるが、それにもかかわら
ず、一部のSiとAlの存在によりオーステナイトが残留するようになり、残留オーステ
ナイトの内部に炭素が分布するため、セメンタイトの析出量は3面積%よりは小さい。ま
た、SiとAlがある程度は添加されるため、残留オーステナイトが1面積%超過4面積
%以下のレベルで存在するが、Si及びAlの含量が非常に高い典型的なTRIP鋼のよ
うに高い分率の残留オーステナイトが分布することはない。
本発明では、低い降伏比を得るためにフレッシュマルテンサイト(Fresh Mar
tensite)組織を10面積%超過20面積%以下のレベルで導入する。2次冷却及
び再加熱を終えた状態でオーステナイト相分率が高い場合、オーステナイト内の炭素含量
が低く安定性が不足し、その後の冷却過程で一部がフレッシュマルテンサイトに変態する
。これにより降伏比が低くなる。
tensite)組織を10面積%超過20面積%以下のレベルで導入する。2次冷却及
び再加熱を終えた状態でオーステナイト相分率が高い場合、オーステナイト内の炭素含量
が低く安定性が不足し、その後の冷却過程で一部がフレッシュマルテンサイトに変態する
。これにより降伏比が低くなる。
また、本発明において、フェライト組織は穴拡げ性に悪いが、製造過程において0面積
%超過5面積%以下のレベルで存在することができる。その他、本発明の微細組織はベイ
ナイトで構成されてよい。
%超過5面積%以下のレベルで存在することができる。その他、本発明の微細組織はベイ
ナイトで構成されてよい。
テンパードマルテンサイト相は微細な内部構造を有するため、鋼材の穴拡げ性の確保に
有利な鉄鋼組織である。テンパードマルテンサイトの分率が50面積%未満の場合、目標
とする穴拡げ性が得られ難く、テンパードマルテンサイトの量が不足すると、最終冷却段
階以前の相変態量が不足して、最終的にフレッシュマルテンサイトが過剰に形成され、鋼
材の伸び率と穴拡げ性を共に損なうようになる。一方、テンパードマルテンサイトが70
面積%を超えると、鋼材の降伏比と降伏強度が本発明の上限を超えるようになり、鋼材の
成形が難しくなり、成形後にスプリングバックのような問題が発生する可能性がある。
有利な鉄鋼組織である。テンパードマルテンサイトの分率が50面積%未満の場合、目標
とする穴拡げ性が得られ難く、テンパードマルテンサイトの量が不足すると、最終冷却段
階以前の相変態量が不足して、最終的にフレッシュマルテンサイトが過剰に形成され、鋼
材の伸び率と穴拡げ性を共に損なうようになる。一方、テンパードマルテンサイトが70
面積%を超えると、鋼材の降伏比と降伏強度が本発明の上限を超えるようになり、鋼材の
成形が難しくなり、成形後にスプリングバックのような問題が発生する可能性がある。
微細組織中の残留オーステナイトに対して、残留オーステナイトの数密度が0.25個
/μm2以下であり、上記残留オーステナイトの平均有効直径が0.2~0.4μmであ
り、上記平均有効直径より小さい有効直径を有する残留オーステナイトの割合が60%超
過であってよい。
/μm2以下であり、上記残留オーステナイトの平均有効直径が0.2~0.4μmであ
り、上記平均有効直径より小さい有効直径を有する残留オーステナイトの割合が60%超
過であってよい。
もし残留オーステナイトの単位面積当たりの結晶粒の個数及びサイズ分布が上記条件を
外れると、溶接時にオーステナイト結晶粒界を介したZnの浸透が助長され、LME割れ
が発生しやすくなる。残留オーステナイトの個数が多いほど、そして、個別の残留オース
テナイトのサイズが大きいほど、LME抵抗性は悪くなる。ここで数密度は、単位面積内
で個別に区分されて存在する残留オーステナイト粒子の個数と定義することができ、有効
直径は、残留オーステナイト粒子の断面積を同じ面積の円に換算したときの円の直径と定
義することができる。また、同じ炭素含量の鋼において残留オーステナイトのサイズが大
きく分率が高くなると、残留オーステナイトの安定性が低下し、小さな応力でも容易にマ
ルテンサイトに変態するため、低いHER値が得られ、伸びフランジ性が悪くなる。
外れると、溶接時にオーステナイト結晶粒界を介したZnの浸透が助長され、LME割れ
が発生しやすくなる。残留オーステナイトの個数が多いほど、そして、個別の残留オース
テナイトのサイズが大きいほど、LME抵抗性は悪くなる。ここで数密度は、単位面積内
で個別に区分されて存在する残留オーステナイト粒子の個数と定義することができ、有効
直径は、残留オーステナイト粒子の断面積を同じ面積の円に換算したときの円の直径と定
義することができる。また、同じ炭素含量の鋼において残留オーステナイトのサイズが大
きく分率が高くなると、残留オーステナイトの安定性が低下し、小さな応力でも容易にマ
ルテンサイトに変態するため、低いHER値が得られ、伸びフランジ性が悪くなる。
以上の成分組成と微細組織を有することにより、本発明の高強度鋼板は、1180MP
a以上の引張強度、740MPa~980MPaの降伏強度及び0.65~0.85の低
い降伏比でも25%以上の高い穴拡げ性を示すことができる。
a以上の引張強度、740MPa~980MPaの降伏強度及び0.65~0.85の低
い降伏比でも25%以上の高い穴拡げ性を示すことができる。
前述したように、本発明による高強度鋼板の降伏比が低い理由はフレッシュマルテンサ
イトの導入に因るものであるが、本発明者らは、本発明による合金成分及び組織制御の条
件ではフレッシュマルテンサイトが存在しても穴拡げ性が25%以上得られることを確認
した。
イトの導入に因るものであるが、本発明者らは、本発明による合金成分及び組織制御の条
件ではフレッシュマルテンサイトが存在しても穴拡げ性が25%以上得られることを確認
した。
また、本発明による高強度鋼板は、SiとAlの含量を制限するため、TRIP効果が
弱く、7%以上14%以下の伸び率を示す。
弱く、7%以上14%以下の伸び率を示す。
本発明による高強度鋼板は冷延鋼板であってよい。
本発明による高強度鋼板の少なくとも一表面には、溶融亜鉛めっき法による溶融亜鉛め
っき層が形成されていてよい。本発明では、上記溶融亜鉛めっき層の構成について特に制
限しておらず、当該技術分野において通常適用される溶融亜鉛めっき層であれば、本発明
に好ましく適用することができる。
本発明による高強度鋼板の少なくとも一表面には、溶融亜鉛めっき法による溶融亜鉛め
っき層が形成されていてよい。本発明では、上記溶融亜鉛めっき層の構成について特に制
限しておらず、当該技術分野において通常適用される溶融亜鉛めっき層であれば、本発明
に好ましく適用することができる。
また、上記溶融亜鉛めっき層は、鋼板の一部の合金成分と合金化した合金化溶融亜鉛め
っき層であってよい。
っき層であってよい。
次に、本発明の他の一側面による高強度鋼板の製造方法について詳細に説明する。
本発明の一側面による高強度鋼板は、上述した鋼の成分組成及び数式(1)を満たす鋼
スラブを準備-スラブ再加熱-熱間圧延-巻き取り-冷間圧延-連続焼鈍-1次及び2次
冷却-再加熱工程を経ることにより製造することができ、詳細な内容は以下の通りである
。
本発明の一側面による高強度鋼板は、上述した鋼の成分組成及び数式(1)を満たす鋼
スラブを準備-スラブ再加熱-熱間圧延-巻き取り-冷間圧延-連続焼鈍-1次及び2次
冷却-再加熱工程を経ることにより製造することができ、詳細な内容は以下の通りである
。
まず、上述した合金組成を有し、数式(1)を満たすスラブを準備し、上記スラブを1
150℃~1250℃の温度まで再加熱する。このとき、スラブ温度が1150℃未満で
あると、次の段階である熱間圧延の実行が不可能となり得る。一方、1250℃を超える
場合、スラブ温度を高めるために多くのエネルギーが不要に消耗される。したがって、上
記加熱温度は1150~1250℃の温度に制限することが好ましい。
150℃~1250℃の温度まで再加熱する。このとき、スラブ温度が1150℃未満で
あると、次の段階である熱間圧延の実行が不可能となり得る。一方、1250℃を超える
場合、スラブ温度を高めるために多くのエネルギーが不要に消耗される。したがって、上
記加熱温度は1150~1250℃の温度に制限することが好ましい。
上記再加熱されたスラブを仕上げ圧延温度(FDT)が900~980℃となる条件で
所期の目的に合う厚さまで熱間圧延する。上記仕上げ圧延温度(FDT)が900℃未満
であると、圧延負荷が大きく形状不良が増加し、生産性が悪くなる。一方、上記仕上げ圧
延温度が980℃を超えると、過度な高温作業による酸化物の増加により表面品質が悪く
なる。したがって、上記仕上げ圧延温度が900~980℃の条件で熱間圧延することが
好ましい。
所期の目的に合う厚さまで熱間圧延する。上記仕上げ圧延温度(FDT)が900℃未満
であると、圧延負荷が大きく形状不良が増加し、生産性が悪くなる。一方、上記仕上げ圧
延温度が980℃を超えると、過度な高温作業による酸化物の増加により表面品質が悪く
なる。したがって、上記仕上げ圧延温度が900~980℃の条件で熱間圧延することが
好ましい。
熱間圧延後に10~100℃/secの平均冷却速度で巻取温度まで冷却し、500~
700℃の温度領域で巻取を実施する。そして巻取後30~60%の冷間圧下率で冷間圧
延して冷延鋼板を得る。
700℃の温度領域で巻取を実施する。そして巻取後30~60%の冷間圧下率で冷間圧
延して冷延鋼板を得る。
上記冷間圧下率が30%未満であると、目標とする厚さ精度を確保することが難しいだ
けでなく、鋼板の形状矯正が難しくなる。一方、冷間圧下率が60%を超えると、鋼板の
エッジ(edge)部にクラックが発生する可能性が高くなり、冷間圧延負荷が過度に大
きくなるという問題点が発生する。したがって、冷間圧延段階での冷間圧下率を30~6
0%に制限することが好ましい。
けでなく、鋼板の形状矯正が難しくなる。一方、冷間圧下率が60%を超えると、鋼板の
エッジ(edge)部にクラックが発生する可能性が高くなり、冷間圧延負荷が過度に大
きくなるという問題点が発生する。したがって、冷間圧延段階での冷間圧下率を30~6
0%に制限することが好ましい。
冷間圧延された鋼板を(Ac3+20℃~Ac3+50℃)の温度範囲(以下、「SS
」または「連続焼鈍温度」ともいう)で窒素が95%以上であり、残部は水素からなる気
体を充填して、炉内雰囲気を制御しながら連続焼鈍を実施する。連続焼鈍段階はオーステ
ナイト単相域まで加熱して100%に近いオーステナイトを形成し、その後、相変態に用
いるためである。もし上記連続焼鈍温度がAc3+20℃未満であると、十分なオーステ
ナイト変態が行われず、焼鈍後に目的とするマルテンサイトとベイナイト分率を確保する
ことができない。一方、上記連続焼鈍温度がAc3+50℃を超えると生産性が低下し、
粗大なオーステナイトが形成され、材質が劣化する可能性があり、特に最終組織内の残留
オーステナイトのサイズも増加するようになる。
」または「連続焼鈍温度」ともいう)で窒素が95%以上であり、残部は水素からなる気
体を充填して、炉内雰囲気を制御しながら連続焼鈍を実施する。連続焼鈍段階はオーステ
ナイト単相域まで加熱して100%に近いオーステナイトを形成し、その後、相変態に用
いるためである。もし上記連続焼鈍温度がAc3+20℃未満であると、十分なオーステ
ナイト変態が行われず、焼鈍後に目的とするマルテンサイトとベイナイト分率を確保する
ことができない。一方、上記連続焼鈍温度がAc3+50℃を超えると生産性が低下し、
粗大なオーステナイトが形成され、材質が劣化する可能性があり、特に最終組織内の残留
オーステナイトのサイズも増加するようになる。
実際の製造時に製造中の鋼板のAc3温度が分かりにくい等の事情がある場合には、8
10~850℃の温度範囲で連続焼鈍を実施することができる。また、上記連続焼鈍は、
連続合金化溶融めっき連続炉で実施することができる。
10~850℃の温度範囲で連続焼鈍を実施することができる。また、上記連続焼鈍は、
連続合金化溶融めっき連続炉で実施することができる。
連続焼鈍された鋼板を560~700℃の1次冷却終了温度(以下、「SCS」ともい
う)まで10℃/s以下の平均冷却速度で1次冷却し、280~350℃の2次冷却終了
温度(以下、「RCS」ともいう)まで10℃/s以上の平均冷却速度で2次冷却し、鋼
板の微細組織にマルテンサイトを導入する。ここで、上記1次冷却終了温度は、1次冷却
で適用されなかった急冷設備がさらに適用され、急冷が開始される時点と定義することが
できる。冷却工程を1次及び2次冷却に分けて段階的に実行する場合、徐冷段階で鋼板の
温度分布を均一にして最終的な温度及び材質偏差を減少させることができ、必要な相構成
を得る上でも有利である。
う)まで10℃/s以下の平均冷却速度で1次冷却し、280~350℃の2次冷却終了
温度(以下、「RCS」ともいう)まで10℃/s以上の平均冷却速度で2次冷却し、鋼
板の微細組織にマルテンサイトを導入する。ここで、上記1次冷却終了温度は、1次冷却
で適用されなかった急冷設備がさらに適用され、急冷が開始される時点と定義することが
できる。冷却工程を1次及び2次冷却に分けて段階的に実行する場合、徐冷段階で鋼板の
温度分布を均一にして最終的な温度及び材質偏差を減少させることができ、必要な相構成
を得る上でも有利である。
1次冷却は10℃/s以下の平均冷却速度で徐冷し、その冷却終了温度は560~70
0℃の温度範囲であってよい。1次冷却終了温度が560℃より低くなると、フェライト
相が過剰析出して最終穴拡げ性を悪くする。一方、700℃を超えると、2次冷却に過度
な負荷がかかり、連続焼鈍ラインの通板速度を遅らせなければならないため、生産性が低
下する可能性がある。
0℃の温度範囲であってよい。1次冷却終了温度が560℃より低くなると、フェライト
相が過剰析出して最終穴拡げ性を悪くする。一方、700℃を超えると、2次冷却に過度
な負荷がかかり、連続焼鈍ラインの通板速度を遅らせなければならないため、生産性が低
下する可能性がある。
2次冷却は、上記1次冷却で適用されなかった急冷設備をさらに適用することができ、
好ましい一実現例として、H2ガスを用いた水素急冷設備を利用することができる。より
具体的には、最大分率65%までの高水素気体を使用して冷却することができるが、これ
に限定されるものではない。
好ましい一実現例として、H2ガスを用いた水素急冷設備を利用することができる。より
具体的には、最大分率65%までの高水素気体を使用して冷却することができるが、これ
に限定されるものではない。
このとき、2次冷却の冷却終了温度は、適切な初期マルテンサイト分率が得られる28
0~350℃に制御することが重要であるが、280℃より低くなると、2次冷却中に変
態する初期マルテンサイト分率が過度に高くなり、後続工程で必要な様々な相変態を得る
空間がなくなり、鋼板の形状及び作業性が悪くなる。一方、2次冷却終了温度が350℃
を超えると、初期マルテンサイト分率が低く、高い穴拡げ性が得られ難くなる可能性があ
り、また残留するオーステナイトの平均サイズも増加するようになる。
0~350℃に制御することが重要であるが、280℃より低くなると、2次冷却中に変
態する初期マルテンサイト分率が過度に高くなり、後続工程で必要な様々な相変態を得る
空間がなくなり、鋼板の形状及び作業性が悪くなる。一方、2次冷却終了温度が350℃
を超えると、初期マルテンサイト分率が低く、高い穴拡げ性が得られ難くなる可能性があ
り、また残留するオーステナイトの平均サイズも増加するようになる。
上記冷却された鋼板を再び380~480℃の温度範囲(以下、「焼鈍再加熱温度」ま
たは「RHS」ともいう)まで5℃/s以下の昇温速度で再加熱して前段階で得たマルテ
ンサイトを焼戻しし、ベイナイト変態誘導及びベイナイトに隣接している未変態オーステ
ナイトに炭素を濃縮させる。
たは「RHS」ともいう)まで5℃/s以下の昇温速度で再加熱して前段階で得たマルテ
ンサイトを焼戻しし、ベイナイト変態誘導及びベイナイトに隣接している未変態オーステ
ナイトに炭素を濃縮させる。
このとき、再加熱温度を380~480℃に制御することが重要であり、380℃より
低いか、480℃を超えると、ベイナイトの相変態量が少なく、最終冷却過程で過度に多
いフレッシュマルテンサイトが形成され、伸び率及び穴拡げ性を大きく損なうようになる
。
低いか、480℃を超えると、ベイナイトの相変態量が少なく、最終冷却過程で過度に多
いフレッシュマルテンサイトが形成され、伸び率及び穴拡げ性を大きく損なうようになる
。
必要に応じて、再加熱された鋼板に対して480~540℃の温度範囲で溶融亜鉛めっ
き処理を実施して鋼板の少なくとも一表面に溶融亜鉛めっき層を形成することができる。
また、必要に応じて、合金化した溶融亜鉛めっき層を得るために溶融亜鉛めっき処理後
、合金化熱処理を実施してから常温まで冷却することができる。
き処理を実施して鋼板の少なくとも一表面に溶融亜鉛めっき層を形成することができる。
また、必要に応じて、合金化した溶融亜鉛めっき層を得るために溶融亜鉛めっき処理後
、合金化熱処理を実施してから常温まで冷却することができる。
さらに、その後、鋼板の形状を矯正し、降伏強度を調整するために常温まで冷却してか
ら1%未満の調質圧延を行う工程をさらに含むことができる。
ら1%未満の調質圧延を行う工程をさらに含むことができる。
以下では、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。ただし、以下の実施例は、
本発明を例示して具体化するためのものだけであり、本発明の権利範囲を制限するための
ものではないことに留意する必要がある。これは、本発明の権利範囲が特許請求の範囲に
記載された事項及びこれにより合理的に類推される事項によって決定されるためである。
本発明を例示して具体化するためのものだけであり、本発明の権利範囲を制限するための
ものではないことに留意する必要がある。これは、本発明の権利範囲が特許請求の範囲に
記載された事項及びこれにより合理的に類推される事項によって決定されるためである。
(実施例)
まず、下記表1に記載の成分系を満たすA~Eの5種類の鋼板を準備した。また、各実
施例別に鋼板の厚さ、FDT(仕上げ圧延温度)、CT(熱延巻取温度)工程条件と連続
合金化溶融めっき焼鈍条件であるSS(連続焼鈍温度)、SCS(1次冷却終了温度)、
RCS(2次冷却終了温度)、RHS(焼鈍再加熱温度)による材質及び相分率の測定結
果を表2及び表3に示した。下記表2に別途に表していない仕上げ圧延後の冷却速度、冷
間圧下率及び冷却後の再加熱時における昇温速度は、いずれも本発明の条件を満たす範囲
内で制御された。なお、各実施例のAc3温度は、熱力学常用ソフトウェアであるTer
mocalcを用いて計算した。
まず、下記表1に記載の成分系を満たすA~Eの5種類の鋼板を準備した。また、各実
施例別に鋼板の厚さ、FDT(仕上げ圧延温度)、CT(熱延巻取温度)工程条件と連続
合金化溶融めっき焼鈍条件であるSS(連続焼鈍温度)、SCS(1次冷却終了温度)、
RCS(2次冷却終了温度)、RHS(焼鈍再加熱温度)による材質及び相分率の測定結
果を表2及び表3に示した。下記表2に別途に表していない仕上げ圧延後の冷却速度、冷
間圧下率及び冷却後の再加熱時における昇温速度は、いずれも本発明の条件を満たす範囲
内で制御された。なお、各実施例のAc3温度は、熱力学常用ソフトウェアであるTer
mocalcを用いて計算した。
本実施例において適用された材質及び相分率の測定方法は以下の通りである。
本実施例の引張強度(TS)、降伏強度(YS)、及び伸び率(EL)は、圧延直角方
向への引張試験によって測定し、Gauge Lengthは50mmであり、引張試験
片の幅は25mmの試験片の規格を使用した。
本実施例の引張強度(TS)、降伏強度(YS)、及び伸び率(EL)は、圧延直角方
向への引張試験によって測定し、Gauge Lengthは50mmであり、引張試験
片の幅は25mmの試験片の規格を使用した。
穴拡げ性はISO 16330標準に従って測定し、穴は直径10mmのパンチを使用
して12%のクリアランスで剪断加工した。
して12%のクリアランスで剪断加工した。
各実施例の相分率は走査電子顕微鏡(SEM)写真からPoint Counting
方法で測定し、残留オーステナイトの分率はXRDで測定した。また、残留オーステナイ
トの数密度と有効直径は、走査電子顕微鏡でEBSD分析を実施して得た。そして、下記
表3に記載された相以外の残りはベイナイトである。
方法で測定し、残留オーステナイトの分率はXRDで測定した。また、残留オーステナイ
トの数密度と有効直径は、走査電子顕微鏡でEBSD分析を実施して得た。そして、下記
表3に記載された相以外の残りはベイナイトである。
まず、比較例1~2は、それぞれ鋼種AとBが適用された場合である。鋼種AとBは、
炭素(C)またはマンガン(Mn)の含量が本発明の範囲より低い場合であって、引張強
度(TS)基準で1180MPa級の強度が得られなかった。
炭素(C)またはマンガン(Mn)の含量が本発明の範囲より低い場合であって、引張強
度(TS)基準で1180MPa級の強度が得られなかった。
また、比較例3及び4の場合、テンパードマルテンサイト分率が50面積%を超えず、
フレッシュマルテンサイトの分率が20面積%を超えながら穴拡げ性(HER)値が低く
得られ、降伏比も0.65未満の値を示した。なお、比較例3及び4の場合、連続焼鈍温
度とRCS温度が高く残留オーステナイトの平均サイズが大きく、個数もさらに多く、平
均サイズより有効粒径の微細な割合が60%に達することができなかった。
フレッシュマルテンサイトの分率が20面積%を超えながら穴拡げ性(HER)値が低く
得られ、降伏比も0.65未満の値を示した。なお、比較例3及び4の場合、連続焼鈍温
度とRCS温度が高く残留オーステナイトの平均サイズが大きく、個数もさらに多く、平
均サイズより有効粒径の微細な割合が60%に達することができなかった。
比較例5の場合、鋼種Eの炭素(C)含量が本発明の成分範囲を超え、その他の条件を
満たしているにもかかわらず、炭素(C)とシリコン(Si)の含量が高く残留オーステ
ナイトの数密度とサイズが共に高く、穴拡げ性(HER)値が25%未満と低く得られ、
LME抵抗性も低かった。
満たしているにもかかわらず、炭素(C)とシリコン(Si)の含量が高く残留オーステ
ナイトの数密度とサイズが共に高く、穴拡げ性(HER)値が25%未満と低く得られ、
LME抵抗性も低かった。
上記比較例とは対照的に、発明例1~3は、本発明の合金組成を満たす鋼種C及びDが
適用されており、全ての工程条件を満たした場合であって、0.65~0.85の低い降
伏比で25%以上の穴拡げ性及び7%~14%の加工に適切な伸び率が得られた。
適用されており、全ての工程条件を満たした場合であって、0.65~0.85の低い降
伏比で25%以上の穴拡げ性及び7%~14%の加工に適切な伸び率が得られた。
以上、実施例を参照して説明したが、当該技術分野の熟練した通常の技術者は、下記の
特許請求の範囲に記載された本発明の思想及び領域から逸脱しない範囲内で本発明を多様
に修正及び変更することができることを理解すべきである。
特許請求の範囲に記載された本発明の思想及び領域から逸脱しない範囲内で本発明を多様
に修正及び変更することができることを理解すべきである。
Claims (12)
- 重量%で、C:0.12%以上0.17%未満、Si:0.3~0.8%、Mn:2.
5~3.0%、Cr:0.4~1.1%、Al:0.01~0.3%、Nb:0.01~
0.03%、Ti:0.01~0.03%、B:0.001~0.003%、P:0.0
4%以下、S:0.01%以下、N:0.01%以下、残部Fe及びその他の不可避不純
物を含み、
前記C、Si及びAlの含量は下記数式(1)を満たし、
微細組織が、面積分率で、残留オーステナイト1%超過4%以下、フレッシュマルテン
サイト10%超過20%以下、フェライト5%以下(0%除く)、テンパードマルテンサ
イト50%超過70%以下、残部はベイナイトを含み、
前記残留オーステナイトの数密度が0.25個/μm2以下であり、
前記残留オーステナイトの平均有効直径が0.2~0.4μmであり、前記平均有効直
径より小さい有効直径を有する残留オーステナイトの割合が60%超過である高強度鋼板
。
[数式(1)]
[C]+([Si]+[Al])/5≦0.35wt.%
(ここで[C]、[Si]、[Al]はそれぞれC、Si、Alの重量%を意味する。
) - ベイナイトラス(lath)の間、またはテンパードマルテンサイト相のラスもしくは
結晶粒境界に第2相としてセメンタイト相が、面積分率で1%以上3%以下析出して分布
する、請求項1に記載の高強度鋼板。 - 重量%で、Cu:0.1%以下、Ni:0.1%以下、Mo:0.3%以下、及びV:
0.03%以下のうち1つ以上をさらに含む、請求項1に記載の高強度鋼板。 - 1180MPa以上の引張強度、740~980MPaの降伏強度、0.65~0.8
5の降伏比、25%以上の穴拡げ性(HER)、7~14%の伸び率を有する、請求項1
に記載の高強度鋼板。 - 前記鋼板は冷延鋼板である、請求項1に記載の高強度鋼板。
- 前記鋼板の少なくとも一表面に溶融亜鉛めっき層が形成されている、請求項1に記載の
高強度鋼板。 - 前記鋼板の少なくとも一表面に合金化溶融亜鉛めっき層が形成されている、請求項1に
記載の高強度鋼板。 - 重量%で、C:0.12%以上0.17%未満、Si:0.3~0.8%、Mn:2.
5~3.0%、Cr:0.4~1.1%、Al:0.01~0.3%、Nb:0.01~
0.03%、Ti:0.01~0.03%、B:0.001~0.003%、P:0.0
4%以下、S:0.01%以下、N:0.01%以下、残部Fe及びその他の不可避不純
物を含み、前記C、Si及びAlの含量が下記数式(1)を満たすスラブを準備する段階
;
前記スラブを1150~1250℃の温度範囲まで再加熱する段階;
前記再加熱されたスラブを900~980℃の仕上げ圧延温度(FDT)範囲で仕上げ
熱間圧延する段階;
前記仕上げ熱間圧延後、10~100℃/secの平均冷却速度で冷却する段階;
500~700℃の温度範囲で巻き取る段階;
30~60%の冷間圧下率で冷間圧延する段階;
前記冷間圧延された鋼板を(Ac3+20℃~Ac3+50℃)の温度範囲で窒素が9
5%以上であり、残部は水素からなる気体を充填して炉内雰囲気を制御しながら連続焼鈍
する段階;
前記連続焼鈍された鋼板を560~700℃の1次冷却終了温度まで10℃/s以下の
平均冷却速度で1次冷却し、280~350℃の2次冷却終了温度までは最大分率65%
までの高水素気体を使用して冷却することにより、10℃/s以上の平均冷却速度で2次
冷却する段階;及び
前記冷却された鋼板を380~480℃の温度範囲まで5℃/s以下の昇温速度で再加
熱する段階;を含む高強度鋼板の製造方法。
[数式(1)]
[C]+([Si]+[Al])/5≦0.35wt.%
(ここで[C]、[Si]、[Al]はそれぞれC、Si、Alの重量%を意味する。
) - 前記スラブは、重量%で、Cu:0.1%以下、Ni:0.1%以下、Mo:0.3%
以下、及びV:0.03%以下のうち1つ以上をさらに含む、請求項8に記載の高強度鋼
板の製造方法。 - 前記再加熱する段階の後、480~540℃の温度範囲で溶融亜鉛めっき処理する段階
をさらに含む、請求項8に記載の高強度鋼板の製造方法。 - 前記溶融亜鉛めっき処理する段階の後、合金化熱処理を実施してから常温まで冷却を実
施する、請求項10に記載の高強度鋼板の製造方法。 - 常温まで冷却した後、1%未満の調質圧延を実施する、請求項10に記載の高強度鋼板
の製造方法。
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