JP5630006B2 - 引張強さが１５００ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法ならびに冷間圧延用素材 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車用鋼板等に使用される、引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板およびその製造方法ならびに冷間圧延用素材に関するものである。
近年、地球環境保全の観点からCO2の排出量を規制するため、自動車の燃費改善が要求されている。加えて、衝突時に乗員の安全を確保するため、自動車車体の衝突特性を中心とした安全性向上への要求も高まっている。
このような要求を受けて、自動車車体の軽量化と高強度化を同時に満たすには、部品素材を高強度化し、剛性に問題とならない範囲で板厚を減ずることによる軽量化が効果的であると言われており、最近では、1180MPa級の高強度鋼板も自動車部品に一般的にも使用され始めている。さらに近年では、1500MPaを超えるより高強度な鋼板への要望も強まっている。
一方、超高強度材としてよく知られている材料にピアノ線と呼ばれる鋼線材料がある。これは、フルパーライト組織である共析鋼を伸線加工により強加工することで、4000MPa級以上の超高強度鋼線を実現しているものである。そして、これまで、線材の分野ではその組織に関するさまざまな検討がなされている。
例えば、特許文献１には、化学成分を規定し、伸線加工前のパテンティングと呼ばれるパーライト組織を得るための熱処理で初析セメンタイトの生成を抑制し、かつパーライトの平均ラメラ間隔を0.15μm以下と微細にすることにより伸線加工性に優れる高強度鋼線材を提案している。
また、共析鋼を伸線加工ではなく、圧延加工により高強度化を試みた報告として、非特許文献１では、共析鋼を用いた冷間圧延板の機械的特性の評価を行った結果を報告している。
Wantang Fu、 T. Furuhara、 and T. Maki：ISIJ International、 44 (2004)1、p.171
特許文献１に挙げたように、共析鋼の強加工については、線材での検討は多数なされている。しかしながら、圧延加工での検討はほとんど行われていない。これは、線材のような引き抜きによる加工では基本的に円周断面方向に均一な圧縮加工となるのに対して、圧延による加工は断面方向の変形が複雑となるために板端部での横割れや内部割れの発生などにより圧延できない場合が多いためである。
例えば、非特許文献１に示されている成分系では、冷間圧延時の加工性が問題となり、圧延時に割れが発生しやすく、試料作製が困難であることが予想される。
本発明は、かかる事情に鑑み、自動車用鋼板等に使用される、曲げ加工性に優れた引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板およびその製造方法ならびに冷間圧延用素材を提供することを目的とする。
発明者らは、上記問題点を解決するため、冷間圧延による強加工によって得られる高強度材の組織と成分組成について鋭意検討を行った。その結果、冷間圧延加工前後の炭化物の形態制御を行うことで、引張強さ（以下、TSと称することもある）1500MPa以上の高強度化が実現でき、曲げ加工性などの諸特性にも優れるという知見を得た。特に、冷間圧延加工前後での炭化物の形態変化および炭化物の形態による加工中に材料に固溶するＣの形態について着目したところ、以下の知見を得た。
冷間圧延加工により組織の強化を行う場合には、材料中に多くの転位が導入されるため、高強度実現時には材料の脆化が大きくなり、材料の変形性などの諸特性の劣化が問題となる。特にTSが1500MPaを超える材料を製造する際には、材料の変形が生じずに、脆性破壊をする問題がある。したがって、本発明では、冷間圧延により材料強化を行いTSが1500MPa以上の高強度鋼板を得るに際し、変形可能な薄鋼板について鋭意検討を行うこととした。
その結果、まず、冷間圧延前の冷間圧延用素材をパーライト組織を主体とする材料とすることで、90%以上の冷間圧延率で冷間圧延を行った後にTSが1500MPa以上の高強度化が実現可能であることを確認した。
次いで、冷間圧延前の冷間圧延用素材の組織中の炭化物およびパーライト組織の平均ラメラ間隔を制御し、冷間圧延時に炭化物の一部を溶解させることで、高強度化を実現するのに加え、高強度化した後の変形性も向上することがわかった。
この要因として、冷間圧延加工中に炭化物が溶解することで、冷間圧延後の鋼板変形時に炭化物への応力集中が抑制され脆化が抑制されると考えられる。そのため、冷間圧延後の鋼板中には過剰に固溶した炭素の形成が重要である。また、鋼板中にM7C3型、MC型およびM2C型等のセメンタイト(M3C)以外の炭化物を分散させることで、セメンタイトの安定性に影響を与え、固溶Ｃがより形成されやすくなり、その結果、曲げ加工性が向上する。また、これら炭化物は、析出強化による材料の高強度化にも有効である。
以上より、冷間圧延前の冷間圧延用素材の組織と組織中の炭化物およびパーライト組織の平均ラメラ間隔を制御することにより、冷間圧延加工後の組織は圧延加工パーライト組織となり固溶Cが多く析出されることになる。そして、固溶C量の割合が一定値以上であれば、引張強さが1500MPa以上で曲げ加工性に優れた鋼板が得られることになる。
以上のように、本発明では、冷間圧延前の素材を特定の成分および特定の組織からなる素材とすることで、冷間圧延による強加工によってパーライト組織由来の高強度鋼板を得ることに成功した。これは本発明における特徴であり、重要な要件である。そして、このようにして得られる鋼板は、組織が圧延加工パーライト組織からなり、固溶Ｃ量が５０％以上となる。これもまた本発明の特徴であり、重要な要件である。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］成分組成は、mass％で、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：2.0〜4.0%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、組織は、圧延加工パーライト組織からなり、下式により算出される固溶Ｃ量の割合が５０％以上であることを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板。
[固溶C量の割合（％）]= [固溶C量（mass％）]／ [鋼中のC含有量（mass％）]×100
[固溶C量（mass％）]＝[鋼中のC含有量（mass％）]−[セメンタイトとして析出するC量（mass％）]
[セメンタイトとして析出するC量（mass％）] =(12／(M×3)× CFe×1／(FFe))
ただし、M=(56×FFe + 52×FCr+ 54× FMn)、FFe ： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のFeの割合（原子比）、FCr： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のCrの割合（原子比）、FMn ： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のMnの割合（原子比）、(ただし、FFe+FCr + FMn ＝1)である。また、CFe：抽出残渣により求めたFeの析出量（mass％）である。
［２］成分組成は、mass％で、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：0.2％以上2.0％未満、V：0.02〜0.5％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、組織は、圧延加工パーライト組織からなり、下式により算出される固溶Ｃ量の割合が５０％以上であることを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板。
[固溶C量の割合（％）]= [固溶C量（mass％）]／ [鋼中のC含有量（mass％）]×100
[固溶C量（mass％）]＝[鋼中のC含有量（mass％）]−[セメンタイトとして析出するC量（mass％）]
[セメンタイトとして析出するC量（mass％）] =(12／(M×3)× CFe×1／(FFe))
ただし、M=(56×FFe + 52×FCr+ 54× FMn)、FFe ： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のFeの割合（原子比）、FCr： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のCrの割合（原子比）、FMn ： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のMnの割合（原子比）、(ただし、FFe+FCr + FMn ＝1)である。また、CFe：抽出残渣により求めたFeの析出量（mass％）である。
［３］前記［１］または［２］において、さらに、mass％で、Mo：0.005〜0.2％含むことを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板。
［４］mass％で、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：2.0〜4.0%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、パーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下であり、炭化物としてM7C3型炭化物を有する鋼片に対して、圧延率：９０%以上で冷間圧延を施すことを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板の製造方法。
［５］mass％で、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：0.2％以上2.0％未満、V：0.02〜0.5％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、パーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下であり、炭化物としてMC型炭化物を有する鋼片に対して、圧延率：９０%以上で冷間圧延を施すことを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板の製造方法。
［６］前記［４］または［５］において、成分組成として、さらに、mass％で、Mo：0.005〜0.2％含むことを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板の製造方法。
［７］前記［４］〜［６］のいずれかにおいて、前記冷間圧延後、さらに、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板の製造方法。
［８］成分組成は、mass％で、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：2.0〜4.0%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、組織はパーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下であり、炭化物としてM7C3型炭化物を有することを特徴とする冷間圧延用素材。
［９］成分組成は、mass％で、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：0.2％以上2.0％未満、V：0.02〜0.5％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、組織はパーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下であり、炭化物としてMC型炭化物を有することを特徴とする冷間圧延用素材。
［１０］前記［８］または［９］において、さらに、mass％で、Mo：0.005〜0.2％含むことを特徴とする冷間圧延用素材。
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、本発明の高強度鋼板とは、引張強さが1500MPa以上の、冷間圧延鋼板および鋼板上に亜鉛を主体とするめっき皮膜が形成された鋼板（例えば、溶融亜鉛系めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板）である。
冷間圧延加工により組織の強化を行う場合には、材料中に多くの転位が導入されるため、高強度実現時には材料の脆化が大きくなり、材料の変形性などの諸特性の劣化が問題となる。特にTSが1500MPaを超える材料を製造する際には、材料の変形が生じずに、脆性破壊をする問題がある。したがって、本発明では、冷間圧延により材料強化を行いTSが1500MPa以上の高強度鋼板を得るに際し、変形可能な薄鋼板について鋭意検討を行うこととした。
その結果、まず、冷間圧延前の冷間圧延用素材をパーライト組織を主体とする材料とすることで、90%以上の冷間圧延率で冷間圧延を行った後にTSが1500MPa以上の高強度化が実現可能であることを確認した。
次いで、冷間圧延前の冷間圧延用素材の組織中の炭化物およびパーライト組織の平均ラメラ間隔を制御し、冷間圧延時に炭化物の一部を溶解させることで、高強度化を実現するのに加え、高強度化した後の変形性も向上することがわかった。
この要因として、冷間圧延加工中に炭化物が溶解することで、冷間圧延後の鋼板変形時に炭化物への応力集中が抑制され脆化が抑制されると考えられる。そのため、冷間圧延後の鋼板中には過剰に固溶した炭素の形成が重要である。また、鋼板中にM7C3型、MC型およびM2C型等のセメンタイト(M3C)以外の炭化物を分散させることで、セメンタイトの安定性に影響を与え、固溶Ｃがより形成されやすくなり、その結果、曲げ加工性が向上する。また、これら炭化物は、析出強化による材料の高強度化にも有効である。
以上より、冷間圧延前の冷間圧延用素材の組織と組織中の炭化物およびパーライト組織の平均ラメラ間隔を制御することにより、冷間圧延加工後の組織は圧延加工パーライト組織となり固溶Cが多く析出されることになる。そして、固溶C量の割合が一定値以上であれば、引張強さが1500MPa以上で曲げ加工性に優れた鋼板が得られることになる。
以上のように、本発明では、冷間圧延前の素材を特定の成分および特定の組織からなる素材とすることで、冷間圧延による強加工によってパーライト組織由来の高強度鋼板を得ることに成功した。これは本発明における特徴であり、重要な要件である。そして、このようにして得られる鋼板は、組織が圧延加工パーライト組織からなり、固溶Ｃ量が５０％以上となる。これもまた本発明の特徴であり、重要な要件である。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］成分組成は、mass％で、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：2.0〜4.0%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、組織は、圧延加工パーライト組織からなり、下式により算出される固溶Ｃ量の割合が５０％以上であることを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板。
[固溶C量の割合（％）]= [固溶C量（mass％）]／ [鋼中のC含有量（mass％）]×100
[固溶C量（mass％）]＝[鋼中のC含有量（mass％）]−[セメンタイトとして析出するC量（mass％）]
[セメンタイトとして析出するC量（mass％）] =(12／(M×3)× CFe×1／(FFe))
ただし、M=(56×FFe + 52×FCr+ 54× FMn)、FFe ： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のFeの割合（原子比）、FCr： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のCrの割合（原子比）、FMn ： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のMnの割合（原子比）、(ただし、FFe+FCr + FMn ＝1)である。また、CFe：抽出残渣により求めたFeの析出量（mass％）である。
［２］成分組成は、mass％で、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：0.2％以上2.0％未満、V：0.02〜0.5％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、組織は、圧延加工パーライト組織からなり、下式により算出される固溶Ｃ量の割合が５０％以上であることを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板。
[固溶C量の割合（％）]= [固溶C量（mass％）]／ [鋼中のC含有量（mass％）]×100
[固溶C量（mass％）]＝[鋼中のC含有量（mass％）]−[セメンタイトとして析出するC量（mass％）]
[セメンタイトとして析出するC量（mass％）] =(12／(M×3)× CFe×1／(FFe))
ただし、M=(56×FFe + 52×FCr+ 54× FMn)、FFe ： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のFeの割合（原子比）、FCr： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のCrの割合（原子比）、FMn ： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のMnの割合（原子比）、(ただし、FFe+FCr + FMn ＝1)である。また、CFe：抽出残渣により求めたFeの析出量（mass％）である。
［３］前記［１］または［２］において、さらに、mass％で、Mo：0.005〜0.2％含むことを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板。
［４］mass％で、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：2.0〜4.0%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、パーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下であり、炭化物としてM7C3型炭化物を有する鋼片に対して、圧延率：９０%以上で冷間圧延を施すことを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板の製造方法。
［５］mass％で、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：0.2％以上2.0％未満、V：0.02〜0.5％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、パーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下であり、炭化物としてMC型炭化物を有する鋼片に対して、圧延率：９０%以上で冷間圧延を施すことを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板の製造方法。
［６］前記［４］または［５］において、成分組成として、さらに、mass％で、Mo：0.005〜0.2％含むことを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板の製造方法。
［７］前記［４］〜［６］のいずれかにおいて、前記冷間圧延後、さらに、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板の製造方法。
［８］成分組成は、mass％で、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：2.0〜4.0%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、組織はパーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下であり、炭化物としてM7C3型炭化物を有することを特徴とする冷間圧延用素材。
［９］成分組成は、mass％で、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：0.2％以上2.0％未満、V：0.02〜0.5％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、組織はパーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下であり、炭化物としてMC型炭化物を有することを特徴とする冷間圧延用素材。
［１０］前記［８］または［９］において、さらに、mass％で、Mo：0.005〜0.2％含むことを特徴とする冷間圧延用素材。
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、本発明の高強度鋼板とは、引張強さが1500MPa以上の、冷間圧延鋼板および鋼板上に亜鉛を主体とするめっき皮膜が形成された鋼板（例えば、溶融亜鉛系めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板）である。
本発明によれば、曲げ加工性に優れた引張強さ1500MPa級以上の高強度鋼板が得られる。本発明により得られる高強度鋼板は、自動車部品素材として十分な基本的性能を維持しつつ、高強度であるため、自動車用鋼板として好適に使用される。
以下、本発明を詳細に説明する。
まず、本発明の引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板の化学成分（成分組成）の限定範囲および限定理由について説明する。
C: 0.3〜0.85%
Cは、パーライト組織においてセメンタイトを形成し、また他の炭化物形成のためにも必須な元素である。また、含有量の増加に伴い強度が向上する。特に、本発明においては固溶Cを得るために必要な元素である。ただし、Ｃの含有量が0.3％未満では、高強度化を図ることが難しい。一方、0.85％を超えると、粗大な炭化物が形成され加工性に問題が生じる。従って、Ｃは0.3％以上0.85%以下とする。好ましくは、Ｃは0.4％以上0.85％以下とする。
まず、本発明の引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板の化学成分（成分組成）の限定範囲および限定理由について説明する。
C: 0.3〜0.85%
Cは、パーライト組織においてセメンタイトを形成し、また他の炭化物形成のためにも必須な元素である。また、含有量の増加に伴い強度が向上する。特に、本発明においては固溶Cを得るために必要な元素である。ただし、Ｃの含有量が0.3％未満では、高強度化を図ることが難しい。一方、0.85％を超えると、粗大な炭化物が形成され加工性に問題が生じる。従って、Ｃは0.3％以上0.85%以下とする。好ましくは、Ｃは0.4％以上0.85％以下とする。
Si：0.01％〜0.5%
Siは、脱酸剤として添加する元素であり、強度上昇のためにも必要な元素である。そのため、0.01％以上含有する必要がある。また、Siはパーライト中のフェライトへの固溶強化により、強度を向上させる効果を有するため、積極的に添加する。しかし、Siの量が0.5％を超えると、酸化物等の形成により材料の割れを誘発する。従って、Ｓｉは、0.01%以上0.5%以下とする。
Siは、脱酸剤として添加する元素であり、強度上昇のためにも必要な元素である。そのため、0.01％以上含有する必要がある。また、Siはパーライト中のフェライトへの固溶強化により、強度を向上させる効果を有するため、積極的に添加する。しかし、Siの量が0.5％を超えると、酸化物等の形成により材料の割れを誘発する。従って、Ｓｉは、0.01%以上0.5%以下とする。
Mn：0.1％〜1.5％
Mnは、材料の高強度化に寄与する元素である。しかし、0.1％未満では十分な効果が得られない。一方、1.5％を超えると、鋼のミクロ偏析によるマルテンサイト組織を生じ易く、組織が脆化する。従って、Mnは0.1％以上1.5％以下とする。
Mnは、材料の高強度化に寄与する元素である。しかし、0.1％未満では十分な効果が得られない。一方、1.5％を超えると、鋼のミクロ偏析によるマルテンサイト組織を生じ易く、組織が脆化する。従って、Mnは0.1％以上1.5％以下とする。
Ｐ：0.035％以下
Ｐは0.035％を超えると、延性を劣化することから、Ｐは0.035％以下とする。
Ｐは0.035％を超えると、延性を劣化することから、Ｐは0.035％以下とする。
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、0.02％を超えるとＳ系の介在物量が著しく増加する。同時に粗大な介在物を生成するため、強加工時に割れを誘発する。従って、Ｓは0.02%以下とする。
Ｓは、0.02％を超えるとＳ系の介在物量が著しく増加する。同時に粗大な介在物を生成するため、強加工時に割れを誘発する。従って、Ｓは0.02%以下とする。
Al:0.08%以下
Alは脱酸材として添加する元素である。ただし、0.08%を超えると介在物が粗大化し、割れが発生する。従って、Alは0.08%以下とする。
Alは脱酸材として添加する元素である。ただし、0.08%を超えると介在物が粗大化し、割れが発生する。従って、Alは0.08%以下とする。
N：0.01％以下
Nは、耐常温時効性を劣化させる元素である。また、N量が多くなると、固溶Nを固定するために多量のAl等の添加が必要となる。よって、これらの点からできるだけ低減することが好ましいが、0.01％程度までは許容できる。従って、Nは0.01％以下とする。
Nは、耐常温時効性を劣化させる元素である。また、N量が多くなると、固溶Nを固定するために多量のAl等の添加が必要となる。よって、これらの点からできるだけ低減することが好ましいが、0.01％程度までは許容できる。従って、Nは0.01％以下とする。
Cr：2.0〜4.0%（Ｖ添加なしの場合）
Crは、セメンタイト相およびM7C3等の他の炭化物を形成させ、冷間圧延後の鋼板の強度を向上させるために必要な元素である。また、Crの添加によりM7C3型炭化物を形成しセメンタイトの溶解を容易とし、その結果、固溶Ｃをより多く形成させて曲げ加工性を向上させる。ただし、2.0％未満ではそれら効果が小さく、4.0%を超えると焼入れ性が高くなり、強加工による試料の加工に問題がある。従って、Cr量は2.0%以上4.0%以下とする。
Crは、セメンタイト相およびM7C3等の他の炭化物を形成させ、冷間圧延後の鋼板の強度を向上させるために必要な元素である。また、Crの添加によりM7C3型炭化物を形成しセメンタイトの溶解を容易とし、その結果、固溶Ｃをより多く形成させて曲げ加工性を向上させる。ただし、2.0％未満ではそれら効果が小さく、4.0%を超えると焼入れ性が高くなり、強加工による試料の加工に問題がある。従って、Cr量は2.0%以上4.0%以下とする。
Cr：0.2%以上2.0%未満、V：0.02〜0.5％
Ｖは、MC型炭化物を形成し冷間圧延後の鋼板の強度を高めるため、必要な元素である。しかし、0.02％未満ではその効果が十分に期待できず、強度の向上の寄与は低い。また、0.5％を超えて添加すると、炭化物が粗大化し、変形性に問題を生じる。従って、Ｖ量を0.02%以上0.5%以下とする。
なお、ＣｒとＶはセメンタイト以外の炭化物を形成し冷間圧延後の鋼板の強度を向上させるという同じ作用を有し、所望の強度を得るため、Ｖを上記範囲で添加する場合、Crは0.2％以上2.0％未満とする。Ｖが0.02〜0.5%含有する場合にCrが0.2％未満では、Cr系炭化物の形成量が充分でないために加工性に問題が生じる。一方、Crが2.0％以上では、V系析出物の形成が抑制され、強度が低下する。
Ｖは、MC型炭化物を形成し冷間圧延後の鋼板の強度を高めるため、必要な元素である。しかし、0.02％未満ではその効果が十分に期待できず、強度の向上の寄与は低い。また、0.5％を超えて添加すると、炭化物が粗大化し、変形性に問題を生じる。従って、Ｖ量を0.02%以上0.5%以下とする。
なお、ＣｒとＶはセメンタイト以外の炭化物を形成し冷間圧延後の鋼板の強度を向上させるという同じ作用を有し、所望の強度を得るため、Ｖを上記範囲で添加する場合、Crは0.2％以上2.0％未満とする。Ｖが0.02〜0.5%含有する場合にCrが0.2％未満では、Cr系炭化物の形成量が充分でないために加工性に問題が生じる。一方、Crが2.0％以上では、V系析出物の形成が抑制され、強度が低下する。
上記の元素に加えて、本発明では、固溶強化による強度上昇を目的としてMo：0.005〜0.2 %を含有することができる。
Moは、M2C型炭化物を形成し、固溶強化により強度上昇に有効な元素である。ただし、0.005%未満ではその効果が小さく、0.2％を超えるとマルテンサイトが生成し、またコスト的にも不利であるため、0.005%以上0.2%以下とする。
Moは、M2C型炭化物を形成し、固溶強化により強度上昇に有効な元素である。ただし、0.005%未満ではその効果が小さく、0.2％を超えるとマルテンサイトが生成し、またコスト的にも不利であるため、0.005%以上0.2%以下とする。
残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物として、例えば、Oは酸化物系介在物の粗大化を防ぐために0.004％以下とすることが好ましい。また、本発明では、本発明の作用効果を害さない微量元素として、目的により、Cu、Nb、W等の元素を問題ない範囲で適宜添加することも可能である。
次いで、組織について説明する。
本発明の引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板の組織は圧延加工パーライト組織とする。
本発明の圧延加工パーライト組織とは、上記成分組成を有し、パーライト組織を主相とし前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下である組織を有する冷間圧延前の素材を、圧延率９０％以上の冷間圧延を施すことにより得られる組織である。
本発明の引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板の組織は圧延加工パーライト組織とする。
本発明の圧延加工パーライト組織とは、上記成分組成を有し、パーライト組織を主相とし前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下である組織を有する冷間圧延前の素材を、圧延率９０％以上の冷間圧延を施すことにより得られる組織である。
そして、下式により算出される固溶Ｃ量の割合が５０％以上である。この固溶Ｃ量は、本発明において、最も重要な要件である。
本発明では、特定の冷間圧延用素材を冷間圧延強加工することによって固溶Cが多く析出され、すなわち固溶Cが多く形成され固溶Ｃ量が増加することを特徴とする。そして、Feの析出量（鋼板中の析出物を構成するFe量）およびセメンタイトを形成する金属元素(Cr、 Mn)の析出量から計算されるセメンタイトとして析出するC量と鋼中のC含有量（鋼中のＣ量の総量）の差分を固溶C量として計算し、鋼中の全C量に対する固溶C量の割合が５０％以上であれば、冷間圧延後の鋼板が高強度で優れた曲げ加工性を有することになる。50%未満ではセメンタイトの溶解が不十分であるため、材料の高強度化が実現しない。
なお、上記固溶Ｃ量は、鋼板中にはセメンタイト以外の炭化物が存在するため、冷間圧延後の試料から抽出残渣を用いた析出分析のFeの析出量およびTEM-EDXで求めたセメンタイト（M3C）を構成する金属元素濃度を用いて下記の式で計算にて求めることとする。このとき、セメンタイトを構成するFe以外の金属元素としては、CrおよびMnとした。
[固溶C量の割合（％）]= [固溶C量（mass％）]／ [鋼中のC含有量（mass％）]×100
[固溶C量（mass％）]＝[鋼中のC含有量（mass％）]−[セメンタイトとして析出するC量（mass％）]
[セメンタイトとして析出するC量（mass％）] =(12／(M×3)× CFe×1／(FFe))
ただし、M=(56×FFe + 52×FCr + 54× FMn)、FFe： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のFeの割合（原子比）、FCr： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のCrの割合（原子比）、FMn： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のMnの割合（原子比）、(ただし、セメンタイトを構成する金属原子をFe、Cr、Mnの3原で規格化しており、FFe+FCr + FMn ＝1)である。また、CFe：抽出残渣により求めたFeの析出量（mass％）であり、鋼板中の析出物を構成するFe量（mass％）である。
[固溶C量の割合（％）]= [固溶C量（mass％）]／ [鋼中のC含有量（mass％）]×100
[固溶C量（mass％）]＝[鋼中のC含有量（mass％）]−[セメンタイトとして析出するC量（mass％）]
[セメンタイトとして析出するC量（mass％）] =(12／(M×3)× CFe×1／(FFe))
ただし、M=(56×FFe + 52×FCr + 54× FMn)、FFe： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のFeの割合（原子比）、FCr： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のCrの割合（原子比）、FMn： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のMnの割合（原子比）、(ただし、セメンタイトを構成する金属原子をFe、Cr、Mnの3原で規格化しており、FFe+FCr + FMn ＝1)である。また、CFe：抽出残渣により求めたFeの析出量（mass％）であり、鋼板中の析出物を構成するFe量（mass％）である。
セメンタイト以外の炭化物の存在
冷間圧延前の素材の組織中に存在したセメンタイト以外のM7C3型炭化物、MC型炭化物、M2C型炭化物は冷間圧延後もそのまま変化せずに残り、冷間圧延後の鋼板組織中に存在することになる。セメンタイト以外の炭化物の存在は高強度化に有効である。特にM7C3は変形性の向上の効果があり、また、MC型およびM2C型の析出物は鋼板の高強度化に効果的である。特に、M7C3は、体積分率でセメンタイトの1/10以上出ていることが望ましい。
なお、これらのセメンタイト以外の炭化物の形態は、TEMで2,000倍で3〜5視野の観察を行い、EDXもしくは電子回折により確認できる。また、材料を0.1g程度電解し、抽出物をフィルターに捕集し、フィルター捕集物のXRD分析による構造解析でも確認可能である。
冷間圧延前の素材の組織中に存在したセメンタイト以外のM7C3型炭化物、MC型炭化物、M2C型炭化物は冷間圧延後もそのまま変化せずに残り、冷間圧延後の鋼板組織中に存在することになる。セメンタイト以外の炭化物の存在は高強度化に有効である。特にM7C3は変形性の向上の効果があり、また、MC型およびM2C型の析出物は鋼板の高強度化に効果的である。特に、M7C3は、体積分率でセメンタイトの1/10以上出ていることが望ましい。
なお、これらのセメンタイト以外の炭化物の形態は、TEMで2,000倍で3〜5視野の観察を行い、EDXもしくは電子回折により確認できる。また、材料を0.1g程度電解し、抽出物をフィルターに捕集し、フィルター捕集物のXRD分析による構造解析でも確認可能である。
冷間圧延加工後のFe析出量：冷間圧延加工前の1/2以下（好適条件）
冷間圧延による強加工によって炭化物を形成するセメンタイトの溶解(Cの固溶)は、材料の高強度化および変形性の上昇に重要である。Cの溶解量をモニターするために冷間圧延前後でのFe析出量の比較が有効である。すなわち、冷間圧延後のセメンタイトを形成するFe量（冷間圧延後のFe析出量）が冷間圧延前のセメンタイトを形成するFe量（冷間圧延前のFe析出量）の1/2以下の場合は、セメンタイトの溶解が十分生じ、鋼板が高強度化すると判断出来る。すなわち、冷間圧延後のセメンタイトを形成するFe量が冷間圧延前のセメンタイトを形成するFe量の1/2以下とすることで、概ね固溶Ｃ量の割合が５０％以上となる。そのため、冷間圧延前後でのFe析出量の比較は、固溶Ｃ量の割合を５０％以上とするための指標として好適に用いることができる。なお、この量は冷間圧延前後でのFeの析出量を抽出残渣を用いた定量分析を行うことで得られる。
冷間圧延による強加工によって炭化物を形成するセメンタイトの溶解(Cの固溶)は、材料の高強度化および変形性の上昇に重要である。Cの溶解量をモニターするために冷間圧延前後でのFe析出量の比較が有効である。すなわち、冷間圧延後のセメンタイトを形成するFe量（冷間圧延後のFe析出量）が冷間圧延前のセメンタイトを形成するFe量（冷間圧延前のFe析出量）の1/2以下の場合は、セメンタイトの溶解が十分生じ、鋼板が高強度化すると判断出来る。すなわち、冷間圧延後のセメンタイトを形成するFe量が冷間圧延前のセメンタイトを形成するFe量の1/2以下とすることで、概ね固溶Ｃ量の割合が５０％以上となる。そのため、冷間圧延前後でのFe析出量の比較は、固溶Ｃ量の割合を５０％以上とするための指標として好適に用いることができる。なお、この量は冷間圧延前後でのFeの析出量を抽出残渣を用いた定量分析を行うことで得られる。
次に、本発明の引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度鋼板は、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：2.0〜4.0%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる化学成分範囲に調整され、パーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下であり、炭化物としてM7C3型炭化物を有する鋼片に対して、圧延率：９０%以上で冷間圧延を施すことにより得られる。または、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：0.2％以上2.0％未満、V：0.02〜0.5％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる化学成分範囲に調整され、パーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下であり、炭化物としてMC型炭化物を有する鋼片に対して、圧延率：９０%以上で冷間圧延を施すことにより得られる。
このように、冷間圧延後に、圧延加工パーライト組織からなり、固溶Ｃ量の割合を５０％以上とするには、冷間圧延前の冷間圧延用素材として、成分組成がCr：2.0〜4.0%を含有する場合は、パーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下であり、炭化物としてM7C3型炭化物を有し、成分組成がCr：0.2％以上2.0％未満、V：0.02〜0.5％を含有する場合は、パーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下であり、炭化物としてMC型炭化物を有することが必要である。
本発明の高強度鋼板は、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：2.0〜4.0%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる化学成分範囲に調整され、パーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下であり、炭化物としてM7C3型炭化物を有する鋼片に対して、圧延率：９０%以上で冷間圧延を施すことにより得られる。または、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：0.2％以上2.0％未満、V：0.02〜0.5％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる化学成分範囲に調整され、パーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下であり、炭化物としてMC型炭化物を有する鋼片に対して、圧延率：９０%以上で冷間圧延を施すことにより得られる。
このように、冷間圧延後に、圧延加工パーライト組織からなり、固溶Ｃ量の割合を５０％以上とするには、冷間圧延前の冷間圧延用素材として、成分組成がCr：2.0〜4.0%を含有する場合は、パーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下であり、炭化物としてM7C3型炭化物を有し、成分組成がCr：0.2％以上2.0％未満、V：0.02〜0.5％を含有する場合は、パーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が300nm以下であり、炭化物としてMC型炭化物を有することが必要である。
まず、強加工を施される冷間圧延用素材について説明する。
主相：パーライト組織
パーライト組織を主相とするとは、パーライト組織の組織全体に対する体積率が７５％以上であることを意味する。パーライト組織が体積率で75％未満であると、圧延率：９０％以上の冷間圧延を施しても1500MPa以上の強度を得ることが困難になる。なお、パーライト相以外にはフェライト相、べイナイト相が不可避的に存在する場合もあるが、パーライト相以外の合計が体積率で25％以下であれば本発明の効果を得る上で問題はない。より好ましくは、パーライト相以外の相の体積率は10％未満すなわちパーライト相の体積率が90％超えであり、この場合、本発明におけるパーライト相以外の相の影響はほぼ認められなくなりパーライト単相と同等とみなすことができる。
主相：パーライト組織
パーライト組織を主相とするとは、パーライト組織の組織全体に対する体積率が７５％以上であることを意味する。パーライト組織が体積率で75％未満であると、圧延率：９０％以上の冷間圧延を施しても1500MPa以上の強度を得ることが困難になる。なお、パーライト相以外にはフェライト相、べイナイト相が不可避的に存在する場合もあるが、パーライト相以外の合計が体積率で25％以下であれば本発明の効果を得る上で問題はない。より好ましくは、パーライト相以外の相の体積率は10％未満すなわちパーライト相の体積率が90％超えであり、この場合、本発明におけるパーライト相以外の相の影響はほぼ認められなくなりパーライト単相と同等とみなすことができる。
セメンタイト以外の炭化物の存在
セメンタイト以外の炭化物の存在は、強加工による割れの抑制および高強度化に有効である。特にM7C3は強加工による材料の割れの抑制に効果があり、体積分率でセメンタイトの1/10以上出ていることが望ましい。また、MC型およびM2C型の析出物は材料の高強度化に効果的であることがわかった。これらセメンタイト以外の炭化物を形成するには、Cr、VさらにはMoの添加が必要であり、また、熱処理で450℃から700℃の温度で10分以上保持することが望ましい。なお、これらのセメンタイト以外の炭化物の形態は、TEMで2,000倍で3〜5視野の観察を行い、EDXもしくは電子回折により確認できる。また、材料を0.1g程度電解し、抽出物をフィルターに捕集し、フィルター捕集物のXRD分析による構造解析でも確認可能である。
セメンタイト以外の炭化物の存在は、強加工による割れの抑制および高強度化に有効である。特にM7C3は強加工による材料の割れの抑制に効果があり、体積分率でセメンタイトの1/10以上出ていることが望ましい。また、MC型およびM2C型の析出物は材料の高強度化に効果的であることがわかった。これらセメンタイト以外の炭化物を形成するには、Cr、VさらにはMoの添加が必要であり、また、熱処理で450℃から700℃の温度で10分以上保持することが望ましい。なお、これらのセメンタイト以外の炭化物の形態は、TEMで2,000倍で3〜5視野の観察を行い、EDXもしくは電子回折により確認できる。また、材料を0.1g程度電解し、抽出物をフィルターに捕集し、フィルター捕集物のXRD分析による構造解析でも確認可能である。
パーライト組織の平均ラメラ間隔:300nm以下
パーライト組織の平均ラメラ間隔は強加工による材料の割れの防止および強加工後の材料の高強度化を実現するために必要な組織形態である。ラメラ間隔が300nmを超えると強加工中に組織の割れの発生や、90%以上の強加工でも材料の強度が1500MPaを超えない場合があるため、300nm以下とする。ラメラ間隔の調整は、上記成分の調整に加えて、オーステナイト相からの冷却速度、パーライト保持温度と時間を調整することで可能である。例えば、材料を1000℃に加熱し、1000℃から650℃へ冷却速度0.5℃/sで冷却し、650℃で40分保持後、空冷を行い、220nmのラメラ間隔を得る。また、熱処理のγ相中で圧延を行うことでγ粒を微細化し、その後の冷却過程でパーライトラメラ間隔の微細化を実現することも可能である。
このラメラ間隔の測定は、材料のTEMもしくはSEM観察から平均幅を決定する。
ここで、パーライトのラメラ間隔は、ラメラを構成する隣り合うフェライト層とセメンタイト層各々の厚さ方向の中心点間の平均距離を意味する。前記平均距離は、例えば、フェライト層1層とセメンタイト層1層を一組の層としてとらえ、組織観察において層の展伸方向に対して垂直方向の所定長さの線分により何組の層が切断されるかを測定して求めればよい。なお、線分の両端で線分により完全には切断されない層は、計測しない。
すなわち、ラメラ間隔＝線分長さ÷（線分により切断される組数×2）により算出される。
なお、上記組織は、圧延方向に平行な断面をナイタールもしくは電解研磨によりエッチングし、走査顕微鏡(SEM)を用いて、5,000倍以上で３視野以上撮影し、画像解析などの手法により測定することができる。また、TEMによる評価も可能で、5,000倍以上で撮影し、SEMと同様の手法で評価できる。また、簡便には、フェライトとセメンタイトが交互に並んでいるため、（線分により切断される組数）を（セメンタイト数）として求めてもよい。
パーライト組織の平均ラメラ間隔は強加工による材料の割れの防止および強加工後の材料の高強度化を実現するために必要な組織形態である。ラメラ間隔が300nmを超えると強加工中に組織の割れの発生や、90%以上の強加工でも材料の強度が1500MPaを超えない場合があるため、300nm以下とする。ラメラ間隔の調整は、上記成分の調整に加えて、オーステナイト相からの冷却速度、パーライト保持温度と時間を調整することで可能である。例えば、材料を1000℃に加熱し、1000℃から650℃へ冷却速度0.5℃/sで冷却し、650℃で40分保持後、空冷を行い、220nmのラメラ間隔を得る。また、熱処理のγ相中で圧延を行うことでγ粒を微細化し、その後の冷却過程でパーライトラメラ間隔の微細化を実現することも可能である。
このラメラ間隔の測定は、材料のTEMもしくはSEM観察から平均幅を決定する。
ここで、パーライトのラメラ間隔は、ラメラを構成する隣り合うフェライト層とセメンタイト層各々の厚さ方向の中心点間の平均距離を意味する。前記平均距離は、例えば、フェライト層1層とセメンタイト層1層を一組の層としてとらえ、組織観察において層の展伸方向に対して垂直方向の所定長さの線分により何組の層が切断されるかを測定して求めればよい。なお、線分の両端で線分により完全には切断されない層は、計測しない。
すなわち、ラメラ間隔＝線分長さ÷（線分により切断される組数×2）により算出される。
なお、上記組織は、圧延方向に平行な断面をナイタールもしくは電解研磨によりエッチングし、走査顕微鏡(SEM)を用いて、5,000倍以上で３視野以上撮影し、画像解析などの手法により測定することができる。また、TEMによる評価も可能で、5,000倍以上で撮影し、SEMと同様の手法で評価できる。また、簡便には、フェライトとセメンタイトが交互に並んでいるため、（線分により切断される組数）を（セメンタイト数）として求めてもよい。
以上よりなる冷間圧延用素材は、上記組織制御のための所定の処理を除き、通常の転炉による溶製および連続鋳造等の通常の工程で製造することが可能である。その後、熱間圧延等により適度な厚さの冷間圧延用の鋼材の作製を行う。このとき、冷間圧延前の材料はパーライトを主体とする組織であることが望ましく、また、冷間圧延処理中に炭化物の溶解が容易な形状にすることが望ましい。このため、1000℃程度でオーステナイト均一相に保持した後、450℃から700℃のパーライト形成温度での保持することが必要である。また、パーライト形態を調整するためにこの途中に熱間圧延をおこなってもよい。
以上により得られた冷間圧延用素材に対して、冷間圧延を行うことで高強度で曲げ加工性に優れた鋼板を得る。このためには、冷間圧延率90%以上の圧延を行う必要がある。また、この冷間圧延後に高強度で変形性のよい材料を得るために、冷間圧延中の炭化物の溶解を進める必要がある。このため、冷間圧延後期には炭化物の溶解を促進するために圧延速度を低下させることが望ましい。具体的には、圧延速度を初期の1/3以下にすることが望まれる。
以上により、引張強さが1500MPa以上で曲げ加工性に優れた高強度鋼板が得られる。さらに、本発明では、前記冷間圧延後、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施すこともできる。
溶融亜鉛めっきを施す場合は、めっき浴の浴温420〜480℃で鋼板をめっき浴中に浸入させて行い、ガスワイピングなどで付着量を調整する。
さらに合金化処理を施す場合には430〜550℃以下で処理することが望ましい。550℃超えでは、冷間圧延による加工組織が再結晶を開始し、目標とする特性、組織が得られない場合がある。また、パウダリング性も劣化する。430℃未満では合金化が進行しない。
また、めっき付着量は片面当たり20〜150g/m2が好ましい。20g/m2未満は耐食性が劣化する。150 g/m2越えはコストアップし、かつ耐食効果が飽和する。
合金化度は7〜15%が好ましい。7％未満では合金化ムラが生じ外観性が劣化し、いわゆるζ相が生成し摺動性が劣化する。15％越えは硬質で脆いΓ相が多量に形成しめっき密着性が劣化する。
表1に示す成分組成を有する鋼を用い、表2のA〜Cで示される工程（熱処理）で、直接、鋼板コイル（表3に示すサンプル1〜10の冷間圧延用試料）を作製した。具体的には、鋼スラブを1100℃もしくは1000℃の均一化温度に加熱し、オーステナイト域（800〜900℃）で厚さ30mmまでの熱延（加工処理）を行った。その後、700℃以上でコイルに巻取り、焼鈍炉による熱処理でパーライト化処理を行った。表2に、巻取り後パーライト化処理温度までの平均冷却速度、パーライト化処理温度、および該処理温度での保持時間を示す。
また、表1に示す成分組成を有する鋼を用い、熱延によりシートバー（鋼板）とした後、表2のD〜Hに示す熱処理を施し、表3に示すサンプル11から22の冷間圧延用試料を作成した。具体的には、鋼スラブを1200℃に加熱し、オーステナイト領域で熱延を行い、30mmの厚さのシートバーを作製し、室温まで冷却した。シートバーを室温に冷却後、焼鈍炉を用いて表2のD〜Hに示す熱履歴に従ってバッチ処理により均一化温度まで昇温後パーライト化処理を行った。表2に800℃からのパーライト化処理温度までの平均冷却速度、パーライト化処理温度、および該処理温度での保持時間を示す。
パーライト化処理後は室温まで空冷して冷間圧延試料Ｎｏ1〜22を得た。なお、Ｃ、Ｇの工程では、備考に示す条件でパーライト化処理温度域を除冷し、また、Ｆの条件では均一化温度からの冷却の際、備考に示す条件で加工した。
また、表1に示す成分組成を有する鋼を用い、熱延によりシートバー（鋼板）とした後、表2のD〜Hに示す熱処理を施し、表3に示すサンプル11から22の冷間圧延用試料を作成した。具体的には、鋼スラブを1200℃に加熱し、オーステナイト領域で熱延を行い、30mmの厚さのシートバーを作製し、室温まで冷却した。シートバーを室温に冷却後、焼鈍炉を用いて表2のD〜Hに示す熱履歴に従ってバッチ処理により均一化温度まで昇温後パーライト化処理を行った。表2に800℃からのパーライト化処理温度までの平均冷却速度、パーライト化処理温度、および該処理温度での保持時間を示す。
パーライト化処理後は室温まで空冷して冷間圧延試料Ｎｏ1〜22を得た。なお、Ｃ、Ｇの工程では、備考に示す条件でパーライト化処理温度域を除冷し、また、Ｆの条件では均一化温度からの冷却の際、備考に示す条件で加工した。
以上により得られた冷間圧延用試料に対して、冷間圧延を行う前の素材組織観察として、パーライト体積率、パーライト組織の平均ラメラ間隔、セメンタイト以外の炭化物の有無の測定を行った。なお、組織の体積率は、各々の面積率を測定しこれを体積率とした。
引き続き、上記冷間圧延用試料No.１〜２２に対して、30mmから3mmに冷間圧延（冷間圧延率９０％）を行い、冷間圧延後の鋼板の組織観察、固溶Ｃ量の測定、引張特性および曲げ加工性の調査を行った。
また、冷間圧延の前後でのFeの析出量を、通常の抽出残渣法を用いた析出物の定量分析により求めた。
各調査方法の詳細は下記の通りである。
また、冷間圧延の前後でのFeの析出量を、通常の抽出残渣法を用いた析出物の定量分析により求めた。
各調査方法の詳細は下記の通りである。
また、一部については、冷間圧延後、溶融亜鉛めっき処理を行い、めっき処理鋼板とした。めっき処理は、浴温463℃のめっき浴にて行った。
冷間圧延前の組織観察
パーライト体積率は、各冷間圧延前の鋼板から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面(L断面)を電解研磨し、走査型電子顕微鏡(SEM)を用い、2,000倍で３視野以上撮像し、画像解析などの手法により測定した。
また、パーライトのラメラ間隔は、TEMを用い、2万倍で5視野以上観察し、平均ラメラ間隔を決定した。
また、セメンタイト以外の炭化物の存在についてもTEMによる組織観察とEDX分析および電子回折によりその有無を判定した。
なお、パーライトの平均ラメラ間隔S0は次式で求めることができる。
S0=L/2 (1)
L：任意長さl中のセメンタイト数nで割った平均切片間隔
なお、任意長さlは、ｎ≧20となる長さとした。
パーライト体積率は、各冷間圧延前の鋼板から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚断面(L断面)を電解研磨し、走査型電子顕微鏡(SEM)を用い、2,000倍で３視野以上撮像し、画像解析などの手法により測定した。
また、パーライトのラメラ間隔は、TEMを用い、2万倍で5視野以上観察し、平均ラメラ間隔を決定した。
また、セメンタイト以外の炭化物の存在についてもTEMによる組織観察とEDX分析および電子回折によりその有無を判定した。
なお、パーライトの平均ラメラ間隔S0は次式で求めることができる。
S0=L/2 (1)
L：任意長さl中のセメンタイト数nで割った平均切片間隔
なお、任意長さlは、ｎ≧20となる長さとした。
冷間圧延加工性
冷間圧延加工性の評価は、圧延中に試料の側面に5mm以上の割れが発生したものを圧延不良材とした。
炭化物の形態については冷間圧延後の試料からTEM用試料を作製し、組織観察によりセメンタイト以外の炭化物の有無を調べるとともに、EDX分析を用いてセメンタイトを構成する金属元素の分析を行った。セメンタイト中の金属構成元素の濃度はTEM-EDX分析の10個の平均値を用いた。なお、本発明例では、全てにおいて、冷間圧延後にもセメンタイト以外にM7C3型炭化物、MC型炭化物、M2C型炭化物のいずれか一つ以上が確認できた。
冷間圧延加工性の評価は、圧延中に試料の側面に5mm以上の割れが発生したものを圧延不良材とした。
炭化物の形態については冷間圧延後の試料からTEM用試料を作製し、組織観察によりセメンタイト以外の炭化物の有無を調べるとともに、EDX分析を用いてセメンタイトを構成する金属元素の分析を行った。セメンタイト中の金属構成元素の濃度はTEM-EDX分析の10個の平均値を用いた。なお、本発明例では、全てにおいて、冷間圧延後にもセメンタイト以外にM7C3型炭化物、MC型炭化物、M2C型炭化物のいずれか一つ以上が確認できた。
固溶Ｃ量
固溶C量については以下の通り計算した。各材料について上述のように10個のセメンタイトのEDX定量分析の結果から、各材料のセメンタイトを構成する金属元素である、Fe,MnおよびCrの割合（原子比）の平均値、FFe、FCrおよびFMnを求めた(ただし、FFe +FCr + FMn＝1)。また、10%アセチル-アセトン電解抽出よって得られた残渣（抽出残渣）のICP発光分析から得られたFeの値（鋼中の析出物を形成するFe元素の割合（mass％））をセメンタイトとして析出している鋼中のFe量（mass％）(CFe)として用いる。上記のようにして得られるFFe、FCr、FMnおよび CFeと表1の鋼中のC量から以下の式で求めた。
[固溶C量の割合（％）]= [固溶C量（mass％）]／ [鋼中のC含有量（mass％）]×100
[固溶C量（mass％）]＝[鋼中のC含有量（mass％）]−[セメンタイトとして析出するC量（mass％）]
[セメンタイトとして析出するC量（mass％）] =(12／(M×3)× CFe×1／(FFe))
ただし、M=(56×FFe + 52×FCr + 54× FMn)、FFe： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のFeの割合（原子比）、FCr： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のCrの割合（原子比）、FMn： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のMnの割合（原子比）、(ただし、FFe +FCr + FMn ＝1)である。また、CFe：抽出残渣により求めたFeの析出量（mass％）である。
固溶C量については以下の通り計算した。各材料について上述のように10個のセメンタイトのEDX定量分析の結果から、各材料のセメンタイトを構成する金属元素である、Fe,MnおよびCrの割合（原子比）の平均値、FFe、FCrおよびFMnを求めた(ただし、FFe +FCr + FMn＝1)。また、10%アセチル-アセトン電解抽出よって得られた残渣（抽出残渣）のICP発光分析から得られたFeの値（鋼中の析出物を形成するFe元素の割合（mass％））をセメンタイトとして析出している鋼中のFe量（mass％）(CFe)として用いる。上記のようにして得られるFFe、FCr、FMnおよび CFeと表1の鋼中のC量から以下の式で求めた。
[固溶C量の割合（％）]= [固溶C量（mass％）]／ [鋼中のC含有量（mass％）]×100
[固溶C量（mass％）]＝[鋼中のC含有量（mass％）]−[セメンタイトとして析出するC量（mass％）]
[セメンタイトとして析出するC量（mass％）] =(12／(M×3)× CFe×1／(FFe))
ただし、M=(56×FFe + 52×FCr + 54× FMn)、FFe： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のFeの割合（原子比）、FCr： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のCrの割合（原子比）、FMn： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のMnの割合（原子比）、(ただし、FFe +FCr + FMn ＝1)である。また、CFe：抽出残渣により求めたFeの析出量（mass％）である。
引張特性
得られた冷間圧延後の試料から圧延方向に対して0°方向（L方向）にJIS5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠してクロスヘッド速度10mm/minで引張試験を行い、引張強さ(TS(MPa))を求め1500MPa以上で合格とした。
得られた冷間圧延後の試料から圧延方向に対して0°方向（L方向）にJIS5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠してクロスヘッド速度10mm/minで引張試験を行い、引張強さ(TS(MPa))を求め1500MPa以上で合格とした。
曲げ加工性
3号試験片を採取しJIS Z2248のVブロック法に準じて行い、割れが発生しないものを合格とした。
3号試験片を採取しJIS Z2248のVブロック法に準じて行い、割れが発生しないものを合格とした。
以上により得られた結果を条件と併せて表3に示す。なお、表3中、サンプルＮｏ２およびＮｏ１３は冷間圧延後溶融亜鉛めっきを施した。
本発明例では、曲げ加工性に優れ、引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板が得られている。一方、比較例では、曲げ加工性が劣るか、引張強さが不十分である。
本発明の鋼板は、自動車の外板を中心に、高強度化を必要とする各種自動車などの部品に対して好適に使用できる。
Claims (10)
- 成分組成は、mass％で、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：2.0〜4.0%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、組織は、圧延加工パーライト組織からなり、下式により算出される固溶Ｃ量の割合が５０％以上であることを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板。
[固溶C量の割合（％）]= [固溶C量（mass％）]／ [鋼中のC含有量（mass％）]×100
[固溶C量（mass％）]＝[鋼中のC含有量（mass％）]−[セメンタイトとして析出するC量（mass％）]
[セメンタイトとして析出するC量（mass％）] =(12／(M×3)× CFe×1／(FFe))
ただし、M=(56×FFe + 52×FCr + 54× FMn)、FFe ： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のFeの割合（原子比）、FCr： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のCrの割合（原子比）、FMn ： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のMnの割合（原子比）、(ただし、FFe +FCr + FMn＝1)である。また、CFe：抽出残渣により求めたFeの析出量（mass％）である。 - 成分組成は、mass％で、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：0.2％以上2.0％未満、V：0.02〜0.5％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、組織は、圧延加工パーライト組織からなり、下式により算出される固溶Ｃ量の割合が５０％以上であることを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板。
[固溶C量の割合（％）]= [固溶C量（mass％）]／ [鋼中のC含有量（mass％）]×100
[固溶C量（mass％）]＝[鋼中のC含有量（mass％）]−[セメンタイトとして析出するC量（mass％）]
[セメンタイトとして析出するC量（mass％）] =(12／(M×3)× CFe×1／(FFe))
ただし、M=(56×FFe + 52×FCr + 54× FMn)、FFe ： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のFeの割合（原子比）、FCr： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のCrの割合（原子比）、FMn ： EDXで求めたM3C（セメンタイト）を構成する金属元素中のMnの割合（原子比）、(ただし、FFe +FCr + FMn＝1)である。また、CFe：抽出残渣により求めたFeの析出量（mass％）である。 - さらに、mass％で、Mo：0.005〜0.2％含むことを特徴とする請求項１または２に記載の引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板。
- mass％で、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：2.0〜4.0%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、パーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が292nm以下であり、炭化物としてM7C3型炭化物を有する鋼片に対して、圧延率：９０%以上で冷間圧延を施すことを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板の製造方法。
- mass％で、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：0.2％以上2.0％未満、V：0.02〜0.5％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、パーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が279nm以下であり、炭化物としてMC型炭化物を有する鋼片に対して、圧延率：９０%以上で冷間圧延を施すことを特徴とする引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板の製造方法。
- 成分組成として、さらに、mass％で、Mo：0.005〜0.2％含むことを特徴とする請求項４または５に記載の引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板の製造方法。
- 前記冷間圧延後、さらに、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする請求項４〜６のいずれか一項に記載の引張強さが1500MPa以上の高強度鋼板の製造方法。
- 成分組成は、mass％で、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：2.0〜4.0%を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、組織はパーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が292nm以下であり、炭化物としてM7C3型炭化物を有することを特徴とする冷間圧延用素材。
- 成分組成は、mass％で、C：0.3〜0.85％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.1〜1.5％、P：0.035％以下、S：0.02％以下、Al：0.08％以下、N：0.01％以下、Cr：0.2％以上2.0％未満、V：0.02〜0.5％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、組織はパーライト組織を主相とし、前記パーライト組織の平均ラメラ間隔が279nm以下であり、炭化物としてMC型炭化物を有することを特徴とする冷間圧延用素材。
- さらに、mass％で、Mo：0.005〜0.2％含むことを特徴とする請求項８または９に記載の冷間圧延用素材。
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| JP2009252866A JP5630006B2 (ja) | 2009-11-04 | 2009-11-04 | 引張強さが１５００ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法ならびに冷間圧延用素材 |
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