JP6052473B1 - 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びこれらの製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
d[%Cx]/dx=([%Cx]−[%Cx−10μm])/0.01 (1)
式(1)における[%Cx]はxにおけるC濃度、xは鋼板表面から板厚方向の距離を示し、その値は50μm以下とする。
(pCO+pCO2+pCH4)/(pCO+2pCO2+pH2O+2pO2)≦1 (2)
式(2)におけるpCO、pCO2、pCH4、pH2O及びpO2はそれぞれ、CO、CO2、CH4、H2O及びO2の分圧(Pa)を意味する。
本発明の高強度冷延鋼板は、質量%で、C:0.06%以上0.20%以下、Si:0.01%以上2.0%以下、Mn:1.8%以上5.0%以下、P:0.06%以下、S:0.005%以下、Al:0.08%以下、N:0.008%以下を含有する。
Cは強度を担うベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相の硬さを上昇させる効果を持つ。鋼板表面から板厚方向に50μmまでの領域である表層部の引張強さが所望の範囲となるようにするためには、C含有量を0.06%以上にする必要がある。一方、Cはフェライト相生成を抑制する焼入性を有しており、C含有量が0.20%を上回ると、板厚1/4から3/4までの領域において、フェライト相の面積率が20%を下回り、延性および曲げ性が失われ実用が困難となる。そこで、C含有量は0.06%以上0.20%以下とする。望ましいC含有量は0.07%以上0.18%以下である。
Siは、固溶強化により高強度化に寄与する元素である。一方で、SiはCの拡散を遅らせてCの濃度勾配を付けにくくする。このためSi含有量には最適値が存在する。Si含有量が2.0%を上回ると、表層部において所望のC濃度勾配が得られなくなる。そこで、Si含有量の上限を2.0%とした。一方、0.01%程度のSiは不可避的に鋼中に混入するため、Si含有量の下限を0.01%とした。好ましいSi含有量は0.02%以上1.6%以下である。
Mnは、固溶強化により高強度化に寄与するうえ、フェライト相の生成を抑える元素である。表層部の引張強さを所望の範囲にするには、Mn含有量を1.8%以上とする必要がある。一方で、Mn含有量が5.0%を上回ると、板厚1/4から3/4までの領域において、フェライト相の面積率が20%を下回り、また、曲げ加工性が劣化する。このため、Mn含有量の上限を5.0%とした。好ましいMn含有量の範囲は1.9%以上3.5%以下である。
Pは、粒界に偏析して曲げ成形時の割れの起点となるため、成形性に悪影響をもたらす元素である。したがって、P含有量は極力低減することが好ましい。本発明では上記問題を回避すべく、P含有量を0.06%以下とする。好ましいP含有量は0.03%以下である。P含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、0.002%は不可避的に混入することが多い。
Sは、鋼中でMnSなどの介在物として存在する。この介在物は、熱間圧延および冷間圧延により楔状の形態となる。このような形態であると、介在物がボイド生成の起点となりやすく、成形性が低下する。したがって、本発明では、S含有量を極力低減することが好ましく、0.005%以下とする。好ましいS含有量は0.003%以下である。S含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、0.0005%は不可避的に混入することが多い。
Alを製鋼の段階で脱酸剤として添加する場合、Alを0.02%以上含有することとなる。一方で、Al含有量が0.08%を超えるとアルミナなどの粗大な介在物の影響で成形性が悪化する。したがって、Al含有量は0.08%以下とする。好ましいAl含有量は0.07%以下である。
本発明においてNは、Tiと結合し粗大なTi系窒化物として析出する。この粗大なTi系窒化物は成形性に悪影響をもたらすため、N含有量は極力低減する必要があり、上限量を0.008%とする。好ましいN含有量は0.006%以下である。N含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、0.0005%は不可避的に混入することが多い。
Mo、CrおよびNiは、固溶強化に加え、ベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相の生成を促進する効果がある元素である。したがって、これらの元素は、実質的に高強度化に寄与する。一方で、これら元素を過度に含有した場合、成形性が悪化する。以上のことから、Mo:0.01%以上0.5%以下、Cr:0.01%以上0.9%以下、Ni:0.01%以上0.2%以下とした。
Ti、NbおよびVは炭素と結合し析出物を生成する元素である。この析出物による強化は、鋼板の引張強さを、板厚方向全体にわたって強化する。一方で、表層付近の軟化はベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相よりも困難である。すなわち、Ti、Nb、V量が本発明で規定する上限を超えると、これらの析出物による強化の度合いが過度に大きくなる。その結果、後述するような、表面から板厚方向に50μmまでのC濃度の微分量が0.10質量%/mm以上とした場合でも、表面から板厚方向に50μmまでの表層部の成形性が劣化し、本発明で特徴とする良好な曲げ加工性(成形性)が得られなくなる。そこで、Ti:0.01%以上0.15%以下、Nb:0.01%以上0.1%以下、V:0.01%以上0.5%以下とした。このとき、Ti、NbおよびVを含む粗大な炭窒化物生成の影響により成形性が悪化することがある。この観点から、これらの元素を上記含有量で含む場合に、鋼板表面から板厚方向に50μmまでの領域である表層部における、粒子径が0.2μm以上の介在物密度が500個/mm2以下とする。なお、好ましい介在物密度上限は350個/mm2以下である。一方、打抜加工時のせん断面における亀裂生成を促進させるという観点からは50個/mm2以上が好ましい。
JIS5号引張試験片を用いた引張試験で得られる引張強さは板厚方向に対して1/4から3/4までの領域の組織によって決定される。フェライト相は軟質な組織であり、上記フェライト相の面積率が80%を上回ると、引張強さが780MPaを下回る。また、上記フェライト相の面積率が80%を上回ることで上記引張強さが780MPaを下回ると、表層部でもフェライト相の含有量が多くなるため、表層部の引張強さが所望の範囲に調整されない。一方で、フェライト相は成形性を向上させる組織であるため、上記面積率が20%を下回ると成形性が著しく低下し、延性も損なわれる。この観点からフェライト相の面積率は20%以上80%以下とした。好ましいフェライト相の面積率は、30%以上70%以下である。
ベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相は、フェライト相よりも硬いため、これらの相を含有する金属組織は、高強度化に適する。表層部の引張強さを所望の範囲にするには、これら金属組織の面積率を合計で20%以上とする必要がある。一方で、これらの相は延性に乏しく、これらの相の含有は一般的には成形性を低下させる。本発明では、これら金属組織の硬度がC含有量によるところが大きいことに着目し、表層部のC濃度を連続的に低下させることで成形性を改善したことに特徴を有する。しかしながら、ベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相の面積率合計が80%を上回ると表層部のC濃度を変化させても所望の成形性が得られないため、これら組織の面積率合計は80%以下とした。ベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相の面積率の合計の望ましい範囲は30%以上70%以下である。
前述の通り、本発明の高強度冷延鋼板の強度はC濃度によるところが大きい。したがって、表面近傍のC濃度である上記C濃度は表層部の引張強さと関連性を有する。上記C濃度を調整することとJIS5号試験片を用いて測定した引張強さが780MPa以上であることの組み合わせによって、表層部の引張強さが所望の範囲にあることを表すことができる。また、C濃度が局所的に低下した場合は、その部分の加工性は良好なものとなる。さらに、曲げ加工では板厚方向に対して連続的に応力が変化するため、例えば鋼板表面の硬さのみを低下させても、硬度が高いところで延性不足に起因した亀裂や、硬度差に起因した亀裂が発生する。これらの悪影響を回避するには、鋼板表面から板厚方向にxμm(ただし、xは50μm以下)における下記式(1)で表されるC濃度の微分量を0.10質量%/mm以上とすればよい。一方、上記微分量が6.5質量%/mmを上回ると板厚方向に対する硬度差が大きくなり、亀裂の原因となる可能性がある。そこで、C濃度の微分量は6.5質量%/mm以下とすることが望ましい。
本発明の高強度めっき鋼板は、上記高強度冷延鋼板と、その上に形成されためっき層とから構成される。
次に、本発明の高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。本発明の高強度冷延鋼板の製造方法は、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程を含む。以下、各工程について説明する。なお、以下の説明において、温度は特に断らない限り表面温度とする。また、平均冷却速度は((冷却後の表面温度−冷却前の表面温度)/冷却時間)とする。
本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を加熱して、鋼素材の鋼組織を実質的に均質なオーステナイト相とする必要がある。また、粗大な介在物の生成を抑制するためには加熱温度の制御が重要となる。加熱温度が1150℃を下回ると仕上圧延温度が800℃以上で熱間圧延を完了させることができない。一方、加熱温度が1400℃を上回ると、過度にスケールが生成され歩留まりが低下するため、加熱温度は、好ましくは1400℃以下である。
仕上圧延温度が800℃を下回ると、仕上圧延中にフェライト変態が開始してフェライト粒が伸展された組織となるうえ、部分的にフェライト粒が成長した混粒組織となる。このため、800℃未満の仕上圧延温度は、冷間圧延時の板厚精度に悪影響をもたらす。したがって、仕上圧延温度は800℃以上とする。好ましい仕上圧延温度は820℃以上である。また、仕上圧延温度はスケールの噛み混みによる表面性状が劣化するという理由で仕上圧延温度は940℃以下が好ましい。仕上圧延後は、仕上圧延温度から560℃までの平均冷却速度が−30℃/s以下の条件で冷却することが望ましい。平均冷却速度が−30℃/sを上回る場合、ランアウトテーブル長さの制約上、低温で巻き取ることが困難となる。この仕上圧延後の冷却における冷却停止温度は巻取温度と一致してもよいし、一致しなくてもよい。一致しない場合には、さらに、巻取温度まで冷却又は加熱が必要になる。
巻取温度が350℃を下回る温度に設定するのは、ランアウトテーブル長さの制約上、困難である。また、巻取温度が350℃未満であると、板の形状が悪化し冷間圧延が困難となる。一方、巻取温度が720℃を上回るとコイラーが高温による影響で損傷し、設備に対して悪影響をもたらす。以上から、巻取温度は350℃以上720℃以下とした。好ましくは450℃以上680℃以下である。
空気比が1.05以上では酸化雰囲気となり、鋼板表面のCと酸素とが反応することで鋼板表面のC濃度の勾配が生じる。このときの反応速度は温度によっても変化し、連続焼鈍ラインもしくは連続めっきラインで十分な反応速度を得るには、空気比が1.05以上で燃焼バーナーを用いて580〜T℃の温度域を加熱する必要がある。一方、空気比が1.30を上回ると粒界酸化による粒界割れによる成形性低下の悪影響が顕在化するため、上記温度域での燃焼バーナーの空気比は1.30以下とした。好ましい上記空気比の範囲は1.07〜1.26である。
炉内の水蒸気と鋼板表層部のCとが反応することによっても、鋼板表層部のC濃度の勾配が生じる。この効果を発現させるには、加熱の際の730℃以上の温度域の露点が−40〜−15℃になるようにする。上記温度域での露点が−15℃を上回ると、粒界酸化の影響により粒界割れによる成形性低下の悪影響が顕在化する。一方、上記温度域で露点−40℃を下回った場合、炉内の水蒸気と鋼板表層部のCとが反応せず、所望のC濃度勾配が得られない。好ましい露点の範囲は−35〜−20℃である。また、水蒸気と鋼板表層部のCとが十分に反応しないことを防ぐため、少なくとも730℃以上の温度域は露点を制御する必要がある。また、最高到達温度まで露点を上記範囲にする。
最高到達温度が730℃未満であると上記の通り、適切にC濃度勾配を形成することができない場合や、所望の鋼組織を得られない場合がある。最高到達温度はC濃度勾配形成の観点からは750℃以上が好ましい。なお、最高到達温度の上限は特に限定されないが、最高到達温度を過度に高温にすると、焼鈍炉の設備に対する熱による損傷が生じたり、燃料原単位の低下につながったりするため880℃以下が好ましい。
700℃から550℃まではフェライト変態が進行する温度域であり、この温度域の平均冷却速度が−10℃/sを上回るとフェライト相の面積率が80%を上回り、所望の鋼板強度が得られない。したがって、700℃から550℃までの平均冷却速度:−10℃/s以下とする。望ましくは700℃から550℃の温度域の平均冷却速度が−20℃/s以下である。
ベイナイト相、マルテンサイト相を十分に得るには、530℃以下に冷却する必要がある。冷却する方法は、上記平均冷却速度の条件を満たせば、ガスジェット冷却装置や水冷等のいずれでもよい。安定的に、ベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相の面積率の合計を20%以上にするには、冷却停止温度を520℃以下にすることが望ましい。本発明では、あえて室温を下回る温度まで冷却する必要が無いことから冷却停止温度の下限は室温に相当する25℃とする。
前工程で得られたマルテンサイト相を焼き戻す、もしくはベイナイト変態を促進させる目的で200℃から530℃で保持する。保持温度よりも上記冷却停止温度の方が低い場合は加熱する必要があり、加熱する方法はIH加熱、ガス加熱装置などを用いればよい。200℃以下では十分にマルテンサイトが焼き戻されず、鋼板の延性が損なわれる。一方で、530℃を上回る場合にはフェライト変態が進行し、所望の鋼板強度が得られなくなる。好ましい保持温度の範囲は250℃以上520℃以下である。また、上記保持は、鋼板温度が上記温度域にあればよく、定温保持に限定されない。また、保持時間は特に限定されないが、上記目的の観点から保持時間は20〜1200秒であることが好ましい。
続いて行うめっき工程とは、上記焼鈍工程後にめっきを施し、焼鈍板上にめっき層を形成する工程である。例えば、めっき処理として、自動車用鋼板に多用される溶融めっきを行う場合には、上記焼鈍を連続溶融めっきラインで行い、焼鈍後の冷却に引き続いて溶融めっき浴に浸漬して、表面にめっき層を形成すればよい。また、上記めっき工程後に、必要に応じて、合金化処理を行う合金化工程を設けてもよい。なお、めっきの種類は亜鉛めっきが好ましい。
各相の面積率は以下の手法により評価した。鋼板から、圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう切り出し、観察面を1%ナイタールで腐食現出し、走査型電子顕微鏡で2000倍に拡大して板厚1/4〜3/4の領域を10視野分撮影した。フェライト相は粒内に腐食痕やセメンタイトが観察されない形態を有する組織であり、ベイナイト相は粒内に腐食痕や大きな炭化物が認められる組織である。マルテンサイト相は粒内に炭化物が認められず、白いコントラストで観察される組織である。焼き戻しマルテンサイトは粒内に腐食痕が認められ、ラス間に微細な炭化物が認められる組織である。これらを画像解析によりフェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相を分離し、観察視野に対する面積率を求めた。結果を表3に示した。
介在物密度測定は以下の手法により評価した。鋼板から、圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう切り出し、走査型電子顕微鏡で2000倍に拡大して鋼板表層から板厚さ方向に50μmまでの領域を1mm2観察し、0.5μm以上の介在物の数をカウントし、介在物密度を測定した。結果を表3に示した。
圧延方向に平行な板厚断面において、鋼板表面から板厚方向に板厚1/4〜3/4の領域を研削加工し、200μm以上の化学研磨を施した、研磨面のX線回折強度により残留オーステナイト量を定量した。入射線源はMoKα線を用い、(200)α、(211)α、(200)γ、(220)γ、(311)γのピークから測定し、体積率を求めた。なお、本発明においては、得られた体積率は面積率として扱う。
鋼板表面を逐次板厚方向に研削し、表れた表面に対してスパーク放電発行分光分析を行うことによりその表面でのC濃度を求めた。これにより研削量に応じて複数回測定することで、板厚方向のC濃度分布が測定できる。
得られた鋼板から圧延方向に対して垂直方向にJIS5号引張試験片を作製し(もとの厚さのままであり、試験片は表層を含む)、JIS Z 2241(2011)の規定に準拠した引張試験を5回行い、平均の降伏強度(YS)、引張強さ(TS)、全伸び(El)を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは10mm/minとした。降伏強さは連続降伏の場合は0.2%耐力の値を読みとり、不連続降伏の場合は下降伏点を読みとった。表3において、引張強さ:780MPa以上、かつ全伸び:8%以上を本発明で求める鋼板の特性とした。ここで、全伸び:8%以上としたのは、8%を下回る場合、成形性が悪く、プレス加工などで鋼板の延性不足によって割れなどの問題で実用不可となるためである。なお、降伏強さは490MPa以上であることが好ましい。
鋼板の板厚方向に対して垂直方向が試験片の長手方向となるようにJIS Z2248に記載の3号試験片を採取し、Vブロック法で曲げ試験を行った。曲げ稜線に割れが認められたときの押しつけ金具先端の半径を板厚で割ることにより限界曲げ半径(R/t)を求めた。実際は強度によって求められる曲げ性が異なる。そのため、(R/t)/TSが2.0×10−3以下であれば非常に良好な結果として“○”、2.0×10−3超2.5×10−3以下は良好な結果として“△”の評価とし本発明で求める範囲とした。(R/t)/TSが2.5×10−3を上回る場合には、“×”として評価し本発明で求める範囲外とした。
Claims (11)
- 質量%で、C:0.06%以上0.20%以下、Si:0.01%以上2.0%以下、Mn:1.8%以上5.0%以下、P:0.06%以下、S:0.005%以下、Al:0.08%以下、N:0.008%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と、
板厚1/4から3/4までの領域におけるフェライト相の面積率が20%以上80%以下、ベイナイト相、マルテンサイト相および焼き戻しマルテンサイト相の面積率の合計が20%以上80%以下であり、
鋼板表面から板厚方向にxμmにおける下記式(1)で表されるC濃度の微分量が0.10質量%/mm以上である鋼組織と、を有し、
JIS5号引張試験片を用いて引張試験を行ったときの引張強さが780MPa以上である高強度冷延鋼板。
d[%Cx]/dx=([%Cx]−[%Cx−10μm])/0.01 (1)
式(1)における[%Cx]はxにおけるC濃度、xは鋼板表面から板厚方向の距離を示し、その値は50μm以下とする。 - 前記成分組成は、さらに質量%で、Mo:0.01%以上0.5%以下、Cr:0.01%以上0.9%以下、Ni:0.01%以上0.2%以下の1種または2種以上を含有する請求項1に記載の高強度冷延鋼板。
- 前記成分組成は、さらに質量%で、Ti:0.01%以上0.15%以下、Nb:0.01%以上0.1%以下、V:0.01%以上0.5%以下の1種または2種以上を含有し、
前記鋼組織において、鋼板表面から板厚方向に50μmまでの領域における、粒子径が0.2μm以上の介在物密度が500個/mm2以下である請求項1または請求項2に記載の高強度冷延鋼板。 - 前記成分組成は、さらに質量%で、B:0.0002%以上0.0030%以下を含有する請求項1〜3のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
- 請求項1〜4のいずれかに記載の高強度冷延鋼板と、
該高強度冷延鋼板上に形成されためっき層と、を有する高強度めっき鋼板。 - 前記めっき層は、溶融めっき層又は合金化溶融めっき層である請求項5に記載の高強度めっき鋼板。
- 前記めっき層は、質量%で、Fe:5.0〜20.0%、Al:0.001%〜1.0%を含有し、さらに、Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、REMから選択する1種または2種以上を合計で0〜3.5%含有し、残部がZn及び不可避的不純物からなる請求項5又は6に記載の高強度めっき鋼板。
- 請求項1から4のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の製造方法であって、
鋼素材を、1150℃以上に加熱し、粗圧延、仕上圧延終了温度が800℃以上の仕上圧延を施し、350℃以上720℃以下の巻取温度で巻取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後に、熱延鋼板に対して冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程後に、連続焼鈍ラインもしくは連続めっきラインで、燃焼バーナーを用いて、580℃以上T℃以下の温度域を空気比が1.05〜1.30の条件(ただし、580<T≦730)、730℃以上の温度域の露点が−40〜−15℃の条件で、冷延鋼板を730℃以上の最高到達温度まで加熱し、次いで700℃から550℃までの平均冷却速度が−10℃/s以下の条件で25〜530℃の冷却停止温度まで冷却し、次いで必要に応じて加熱して、200℃から530℃の温度域で保持する焼鈍工程と、を有する高強度冷延鋼板の製造方法。 - 前記熱間圧延工程において、前記鋼素材を加熱する際の、雰囲気が式(2)を満たし、前記鋼素材が1150℃以上の温度域に滞留する時間が30分以上である請求項8に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
(pCO+pCO2+pCH4)/(pCO+2pCO2+pH2O+2pO2)≦1 (2)
式(2)におけるpCO、pCO2、pCH4、pH2O及びpO2はそれぞれ、CO、CO2、CH4、H2O及びO2の分圧(Pa)を意味する。 - 請求項8又は9に記載の製造方法で製造された高強度冷延鋼板にめっきを施すめっき工程を有する高強度めっき鋼板の製造方法。
- 前記めっき工程後に、合金化処理を行う合金化工程を有する請求項10に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
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