JP6354917B2 - 鋼板及びめっき鋼板 - Google Patents
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Description
本発明は、鋼板及びめっき鋼板に関する。
近年、自動車の燃費向上を目的とした各種部材の軽量化への要求に対し、部材に用いられる鉄合金等の鋼板の高強度化による薄肉化や、Al合金等の軽金属の各種部材への適用が進められている。しかし、鋼等の重金属と比較した場合、Al合金等の軽金属は比強度が高いという利点があるものの、著しく高価であるという欠点がある。そのため、Al合金等の軽金属の適用は特殊な用途に限られている。従って、各種部材の軽量化をより安価でかつ広い範囲に適用するために、鋼板の高強度化による薄肉化が要求されている。
鋼板を高強度化すると、一般的に成形性(加工性)等の材料特性が劣化する。そのため、高強度鋼板の開発において、材料特性を劣化させずに高強度化を図ることが重要な課題である。鋼板は、用途に応じて、延性、伸びフランジ加工性、バーリング加工性、延性、疲労耐久性、耐衝撃性及び耐食性等が求められ、これら材料特性と強度とを両立させることが重要である。
例えば、せん断や打ち抜き加工によりブランキングや穴開けが行われた後、伸びフランジ加工やバーリング加工を主体としたプレス成形が施され、良好な伸びフランジ性が求められる。
上記の良好な伸びフランジ性の課題に対して、例えば、特許文献1には、TiCのサイズを制限することにより、延性、伸びフランジ性、材質均一性に優れる熱延鋼板を提供できることが開示されている。また、特許文献2には、酸化物の種類、サイズ及び個数密度を規定することにより、伸びフランジ性と疲労特性に優れる熱延鋼板を提供できることが開示されている。また、特許文献3には、フェライト相の面積率、及びフェライト相と第二相との硬度差を規定することにより、強度のばらつきが小さく、かつ延性と穴広げ性とに優れる熱延鋼板を提供できることが開示されている。
しかしながら、上記の特許文献1に開示された技術では、鋼板の組織においてフェライト相を95%以上確保する必要がある。そのため、十分な強度を確保するためには、480MPa級(TSが480MPa以上)とする場合でも、Tiを0.08%以上含有させる必要がある。一方、軟質のフェライト相を95%以上有する鋼において、TiCの析出強化によって480MPa以上の強度を確保する場合、延性の低下が問題となる。また、特許文献2に開示された技術では、LaやCeなどの希少金属の添加が必須となる。従って、特許文献2に開示された技術は、いずれも合金元素の制約という課題を有している。
また、上述したように、近年、自動車部材には、高強度鋼板の適用の要求が高まっている。高強度鋼板を冷間でプレスして成形する場合、成形中に伸びフランジ成形となる部位のエッジからのき裂が発生しやすくなる。これは、ブランク加工時に打ち抜き端面に導入されるひずみによりエッジ部のみ加工硬化が進んでしまうことによると考えられる。従来の伸びフランジ性の試験評価方法としては、穴広げ試験が用いられている。しかしながら、穴広げ試験では周方向のひずみがほとんど分布せずに破断に至るが、実際の部品の加工では、ひずみ分布が存在するため、破断部周辺のひずみや応力の勾配による破断限界への影響が存在する。従って、高強度鋼板の場合には、穴広げ試験では十分な伸びフランジ性を示していたとしても、冷間プレスを行う場合には、ひずみ分布によってき裂が発生する場合がある。
特許文献1、2には、光学顕微鏡で観察される組織のみを規定することで、穴広げ性を向上させることが開示されている。しかしながら、ひずみ分布を考慮した場合にも十分な伸びフランジ性を確保できるかどうかは不明である。また、このような部材に対して用いられる鋼板では、せん断や打ち抜き加工されて形成された端面に疵や微小割れが発生し、これら発生した疵や微小割れよりき裂が進展し、疲労破壊に至ることが懸念される。このため、上記鋼板の端面においては、疲労耐久性を向上させるために疵や微小割れを生じさせないことが必要とされている。これらの端面に発生した疵や微小割れとして、端面の板厚方向に平行に割れが発生する。この割れを「はがれ」と呼んでいる。この「はがれ」は、特に540MPa級の鋼板では、約80%程度、780MPa級の鋼板ではほぼ100%発生する。また、この「はがれ」は、穴広げ率とは相関なく発生する。例えば、穴広げ率が50%でも、100%でも、はがれが発生する。
このように高強度性と、特に成形性のような各種材料特性とを両立するために、例えば、特許文献4には、鋼組織を、フェライトが90%以上とし、残部をベイナイトとすることで、高強度及び延性と、穴広げ性とを両立する鋼板の製造方法が開示されている。しかしながら、本発明者らが追試したところ、特許文献4に記載されている組成の鋼では、打抜き後に「はがれ」が発生した。
また、例えば、特許文献2、3には、Moを添加して析出物を微細化することにより、高強度でありながら、優れた伸びフランジ性を達成する高張力熱延鋼板の技術が開示されている。しかしながら、上述した特許文献2、3に開示されている技術を適用した鋼板についても、本発明者らが追試したところ、特許文献5又は6に記載されている組成の鋼では、打抜き後に「はがれ」が発生した。従って、特許文献2、3に開示されている技術においては、せん断や打ち抜き加工されて形成された端面での疵や微小割れを抑制する技術について何ら開示されていないと言える。
また、一方、上述したように、薄肉化によって軽量化を達成する場合、腐食により、自動車の使用寿命が短くなる傾向がある。さらに、鋼板の防錆性を向上させるために、めっき鋼板に対する要望も強くなっている。
本発明は、高強度で、優れた伸びフランジ性を有し、はがれの発生が少ない鋼板及びめっき鋼板を提供することを目的とする。
従来の知見によれば、伸びフランジ性(穴広げ性)の改善は、特許文献1〜3に示されているように、介在物制御、組織均質化、単一組織化及び/又は組織間の硬度差の低減などによって行われている。言い換えれば、従来、光学顕微鏡によって観察される組織を制御することによって、伸びフランジ性などの改善が図られている。
しかしながら、本発明者らは光学顕微鏡で観察される組織だけを制御しても、ひずみ分布が存在する場合の伸びフランジ性を向上させることができないことに鑑み、各結晶粒の粒内の方位差に着目し、鋭意検討を進めた。その結果、結晶粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の全結晶粒に占める割合を一定の範囲に制御することで、伸びフランジ性を大きく向上させることができることを見出した。
また、本発明者らは、固溶Cの粒界個数密度、又は固溶Cと固溶Bとの合計の粒界個数密度が1個/nm2以上4.5個/nm2以下であり、鋼板中の粒界に析出しているセメンタイトの平均粒径が2μm以下であれば、はがれも抑制でき、端面からの割れも抑制できるため、更なる伸びフランジ性を向上させることができることを見出した。
本発明の要旨は以下の通りである。
(1)
質量%で、
C:0.008〜0.150%、
Si:0.01〜1.70%、
Mn:0.60〜2.50%、
Al:0.010〜0.60%、
Ti:0〜0.200%、
Nb:0〜0.200%、
Ti+Nb:0.015〜0.200%、
Cr:0〜1.0%、
B:0〜0.10%、
Mo:0〜1.0%、
Cu:0〜2.0%、
Ni:0〜2.0%、
Mg:0〜0.05%、
REM:0〜0.05%、
Ca:0〜0.05%、
Zr:0〜0.05%、
P:0.05%以下、
S:0.0200%以下、
N:0.0060%以下、かつ
残部:Fe及び不純物、
で表される化学組成を有し、
面積率で、
フェライト:0〜30%、
ベイナイト:70〜100%、かつ
残部10%以下、
で表される組織を有し、
方位差が15°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が0.3μm以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が5〜14°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で20〜100%であり、
固溶Cの粒界個数密度、又は固溶Cと固溶Bとの合計の粒界個数密度が1個/nm2以上4.5個/nm2以下であり、
粒界に析出しているセメンタイトの平均粒径が2μm以下であることを特徴とする鋼板。
質量%で、
C:0.008〜0.150%、
Si:0.01〜1.70%、
Mn:0.60〜2.50%、
Al:0.010〜0.60%、
Ti:0〜0.200%、
Nb:0〜0.200%、
Ti+Nb:0.015〜0.200%、
Cr:0〜1.0%、
B:0〜0.10%、
Mo:0〜1.0%、
Cu:0〜2.0%、
Ni:0〜2.0%、
Mg:0〜0.05%、
REM:0〜0.05%、
Ca:0〜0.05%、
Zr:0〜0.05%、
P:0.05%以下、
S:0.0200%以下、
N:0.0060%以下、かつ
残部:Fe及び不純物、
で表される化学組成を有し、
面積率で、
フェライト:0〜30%、
ベイナイト:70〜100%、かつ
残部10%以下、
で表される組織を有し、
方位差が15°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が0.3μm以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が5〜14°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で20〜100%であり、
固溶Cの粒界個数密度、又は固溶Cと固溶Bとの合計の粒界個数密度が1個/nm2以上4.5個/nm2以下であり、
粒界に析出しているセメンタイトの平均粒径が2μm以下であることを特徴とする鋼板。
(2)
引張強度が480MPa以上であり、
前記引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が19500mm・MPa以上であることを特徴とする(1)に記載の鋼板。
引張強度が480MPa以上であり、
前記引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が19500mm・MPa以上であることを特徴とする(1)に記載の鋼板。
(3)
前記化学組成が、質量%で、
Cr:0.05〜1.0%、及び
B:0.0005〜0.10%、
からなる群から選択される1種以上を含むことを特徴とする(1)又は(2)に記載の鋼板。
前記化学組成が、質量%で、
Cr:0.05〜1.0%、及び
B:0.0005〜0.10%、
からなる群から選択される1種以上を含むことを特徴とする(1)又は(2)に記載の鋼板。
(4)
前記化学組成が、質量%で、
Mo:0.01〜1.0%、
Cu:0.01〜2.0%、及び
Ni:0.01%〜2.0%、
からなる群から選択される1種以上を含むことを特徴とする(1)〜(3)のいずれかに記載の鋼板。
前記化学組成が、質量%で、
Mo:0.01〜1.0%、
Cu:0.01〜2.0%、及び
Ni:0.01%〜2.0%、
からなる群から選択される1種以上を含むことを特徴とする(1)〜(3)のいずれかに記載の鋼板。
(5)
前記化学組成が、質量%で、
Ca:0.0001〜0.05%、
Mg:0.0001〜0.05%、
Zr:0.0001〜0.05%、及び
REM:0.0001〜0.05%、
からなる群から選択される1種以上を含むことを特徴とする(1)〜(4)のいずれかに記載の鋼板。
前記化学組成が、質量%で、
Ca:0.0001〜0.05%、
Mg:0.0001〜0.05%、
Zr:0.0001〜0.05%、及び
REM:0.0001〜0.05%、
からなる群から選択される1種以上を含むことを特徴とする(1)〜(4)のいずれかに記載の鋼板。
(6)
(1)〜(5)のいずれかに記載の鋼板の表面に、めっき層が形成されていることを特徴とするめっき鋼板。
(1)〜(5)のいずれかに記載の鋼板の表面に、めっき層が形成されていることを特徴とするめっき鋼板。
(7)
前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする(6)に記載のめっき鋼板。
前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする(6)に記載のめっき鋼板。
(8)
前記めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする(6)に記載のめっき鋼板。
前記めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする(6)に記載のめっき鋼板。
本発明によれば、高強度で、優れた伸びフランジ性を有し、はがれの発生が少ない鋼板及びめっき鋼板を提供できる。本発明によれば、高強度でありながら厳しい伸びフランジ性並びに、特に、せん断や打ち抜き加工されて形成された部材端面での割れ(はがれ)に対する耐性に優れた、540MPa級以上、さらに780MPa級以上の鋼板グレードである表面性状及びバーリング性に優れた鋼板及びめっき鋼板を提供できる。本発明の鋼板及びめっき鋼板は、高強度でありながら厳しい延性及び伸びフランジ性を要求される部材に適用できる。
以下、本発明の実施形態について説明する。
「化学組成」
先ず、本発明の実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。以下の説明において、鋼板に含まれる各元素の含有量の単位である「%」は、特に断りがない限り「質量%」を意味する。本実施形態に係る鋼板は、C:0.008〜0.150%、Si:0.01〜1.70%、Mn:0.60〜2.50%、Al:0.010〜0.60%、Ti:0〜0.200%、Nb:0〜0.200%、Ti+Nb:0.015〜0.200%、Cr:0〜1.0%、B:0〜0.10%、Mo:0〜1.0%、Cu:0〜2.0%、Ni:0〜2.0%、Mg:0〜0.05%、希土類金属(rare earth metal:REM):0〜0.05%、Ca:0〜0.05%、Zr:0〜0.05%、P:0.05%以下、S:0.0200%以下、N:0.0060%以下、かつ残部:Fe及び不純物、で表される化学組成を有する。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
先ず、本発明の実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。以下の説明において、鋼板に含まれる各元素の含有量の単位である「%」は、特に断りがない限り「質量%」を意味する。本実施形態に係る鋼板は、C:0.008〜0.150%、Si:0.01〜1.70%、Mn:0.60〜2.50%、Al:0.010〜0.60%、Ti:0〜0.200%、Nb:0〜0.200%、Ti+Nb:0.015〜0.200%、Cr:0〜1.0%、B:0〜0.10%、Mo:0〜1.0%、Cu:0〜2.0%、Ni:0〜2.0%、Mg:0〜0.05%、希土類金属(rare earth metal:REM):0〜0.05%、Ca:0〜0.05%、Zr:0〜0.05%、P:0.05%以下、S:0.0200%以下、N:0.0060%以下、かつ残部:Fe及び不純物、で表される化学組成を有する。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
「C:0.008〜0.150%」
Cは、Nb、Ti等と結合して鋼板中で析出物を形成し、析出強化により鋼の強度向上に寄与する。C含有量が0.008%未満では、この効果を十分に得られない。このため、C含有量は0.008%以上とする。C含有量は、好ましくは0.010%以上とし、より好ましくは0.018%以上とする。一方、C含有量が0.150%超では、ベイナイト中の方位分散が大きくなりやすく、粒内の方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足する。また、C含有量が0.150%超では、伸びフランジ性にとって有害なセメンタイトが増加し、伸びフランジ性が劣化する。このため、C含有量は0.150%以下とする。C含有量は、好ましくは0.100%以下とし、より好ましくは0.090%以下とする。
Cは、Nb、Ti等と結合して鋼板中で析出物を形成し、析出強化により鋼の強度向上に寄与する。C含有量が0.008%未満では、この効果を十分に得られない。このため、C含有量は0.008%以上とする。C含有量は、好ましくは0.010%以上とし、より好ましくは0.018%以上とする。一方、C含有量が0.150%超では、ベイナイト中の方位分散が大きくなりやすく、粒内の方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足する。また、C含有量が0.150%超では、伸びフランジ性にとって有害なセメンタイトが増加し、伸びフランジ性が劣化する。このため、C含有量は0.150%以下とする。C含有量は、好ましくは0.100%以下とし、より好ましくは0.090%以下とする。
「Si:0.01〜1.70%」
Siは、溶鋼の脱酸剤として機能する。Si含有量が0.01%未満では、この効果を十分に得られない。このため、Si含有量は0.01%以上とする。Si含有量は、好ましくは0.02%以上とし、より好ましくは0.03%以上とする。一方、Si含有量が1.70%超では、伸びフランジ性が劣化したり、表面疵が発生したりする。また、Si含有量が1.70%超では、変態点が上がりすぎ、圧延温度を高くする必要が生じる。この場合、熱間圧延中の再結晶が著しく促進され、粒内の方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足する。また、Si含有量が1.70%超では、鋼板の表面にめっき層が形成されている場合に表面疵が生じやすい。このため、Si含有量は1.70%以下とする。Si含有量は、好ましくは1.60%以下とし、より好ましくは1.50%以下とし、更に好ましくは1.40%以下とする。
Siは、溶鋼の脱酸剤として機能する。Si含有量が0.01%未満では、この効果を十分に得られない。このため、Si含有量は0.01%以上とする。Si含有量は、好ましくは0.02%以上とし、より好ましくは0.03%以上とする。一方、Si含有量が1.70%超では、伸びフランジ性が劣化したり、表面疵が発生したりする。また、Si含有量が1.70%超では、変態点が上がりすぎ、圧延温度を高くする必要が生じる。この場合、熱間圧延中の再結晶が著しく促進され、粒内の方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足する。また、Si含有量が1.70%超では、鋼板の表面にめっき層が形成されている場合に表面疵が生じやすい。このため、Si含有量は1.70%以下とする。Si含有量は、好ましくは1.60%以下とし、より好ましくは1.50%以下とし、更に好ましくは1.40%以下とする。
「Mn:0.60〜2.50%」
Mnは、固溶強化により、又は鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度向上に寄与する。Mn含有量が0.60%未満では、この効果を十分に得られない。このため、Mn含有量は0.60%以上とする。Mn含有量は、好ましくは0.70%以上とし、より好ましくは0.80%以上とする。一方、Mn含有量が2.50%超では、焼入れ性が過剰になり、ベイナイト中の方位分散の程度が大きくなる。この結果、粒内の方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足し、伸びフランジ性が劣化する。このため、Mn含有量は2.50%以下とする。Mn含有量は、好ましくは2.30%以下とし、より好ましくは2.10%以下とする。
Mnは、固溶強化により、又は鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度向上に寄与する。Mn含有量が0.60%未満では、この効果を十分に得られない。このため、Mn含有量は0.60%以上とする。Mn含有量は、好ましくは0.70%以上とし、より好ましくは0.80%以上とする。一方、Mn含有量が2.50%超では、焼入れ性が過剰になり、ベイナイト中の方位分散の程度が大きくなる。この結果、粒内の方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足し、伸びフランジ性が劣化する。このため、Mn含有量は2.50%以下とする。Mn含有量は、好ましくは2.30%以下とし、より好ましくは2.10%以下とする。
「Al:0.010〜0.60%」
Alは、溶鋼の脱酸剤として有効である。Al含有量が0.010%未満では、この効果を十分に得られない。このため、Al含有量は0.010%以上とする。Al含有量は、好ましくは0.020%以上とし、より好ましくは0.030%以上とする。一方、Al含有量が0.60%超では、溶接性や靭性などが劣化する。このため、Al含有量は0.60%以下とする。Al含有量は、好ましくは0.50%以下とし、より好ましくは0.40%以下とする。
Alは、溶鋼の脱酸剤として有効である。Al含有量が0.010%未満では、この効果を十分に得られない。このため、Al含有量は0.010%以上とする。Al含有量は、好ましくは0.020%以上とし、より好ましくは0.030%以上とする。一方、Al含有量が0.60%超では、溶接性や靭性などが劣化する。このため、Al含有量は0.60%以下とする。Al含有量は、好ましくは0.50%以下とし、より好ましくは0.40%以下とする。
「Ti:0〜0.200%、Nb:0〜0.200%、Ti+Nb:0.015〜0.200%」
Ti及びNbは、炭化物(TiC、NbC)として鋼中に微細に析出し、析出強化により鋼の強度を向上させる。また、Ti及びNbは、炭化物を形成することによってCを固定し、伸びフランジ性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制する。更に、Ti及びNbは、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合を著しく向上させ、鋼の強度を向上させつつ、伸びフランジ性を向上させることができる。Ti及びNbの合計含有量が0.015%未満では、加工性が劣化し、圧延中に割れる頻度が高くなる。このため、Ti及びNbの合計含有量は0.015%以上とし、好ましくは0.018%以上とする。また、Ti含有量は、好ましくは0.015%以上とし、より好ましくは0.020%以上とし、更に好ましくは0.025%以上とする。また、Nb含有量は、好ましくは0.015%以上とし、より好ましくは0.020%以上とし、更に好ましくは0.025%以上とする。一方、Ti及びNbの合計含有量が0.200%超では、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合が不足し、伸びフランジ性が劣化する。このため、Ti及びNbの合計含有量は0.200%以下とし、好ましくは0.150%以下とする。また、Ti含有量が0.200%超では、延性が劣化する。このため、Ti含有量は0.200%以下とする。Ti含有量は、好ましくは0.180%以下とし、より好ましくは0.160%以下とする。また、Nb含有量が0.200%超では、延性が劣化する。そのため、Nb含有量は0.200%以下とする。Nb含有量は、好ましくは0.180%以下とし、より好ましくは0.160%以下とする。
Ti及びNbは、炭化物(TiC、NbC)として鋼中に微細に析出し、析出強化により鋼の強度を向上させる。また、Ti及びNbは、炭化物を形成することによってCを固定し、伸びフランジ性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制する。更に、Ti及びNbは、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合を著しく向上させ、鋼の強度を向上させつつ、伸びフランジ性を向上させることができる。Ti及びNbの合計含有量が0.015%未満では、加工性が劣化し、圧延中に割れる頻度が高くなる。このため、Ti及びNbの合計含有量は0.015%以上とし、好ましくは0.018%以上とする。また、Ti含有量は、好ましくは0.015%以上とし、より好ましくは0.020%以上とし、更に好ましくは0.025%以上とする。また、Nb含有量は、好ましくは0.015%以上とし、より好ましくは0.020%以上とし、更に好ましくは0.025%以上とする。一方、Ti及びNbの合計含有量が0.200%超では、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合が不足し、伸びフランジ性が劣化する。このため、Ti及びNbの合計含有量は0.200%以下とし、好ましくは0.150%以下とする。また、Ti含有量が0.200%超では、延性が劣化する。このため、Ti含有量は0.200%以下とする。Ti含有量は、好ましくは0.180%以下とし、より好ましくは0.160%以下とする。また、Nb含有量が0.200%超では、延性が劣化する。そのため、Nb含有量は0.200%以下とする。Nb含有量は、好ましくは0.180%以下とし、より好ましくは0.160%以下とする。
「P:0.05%以下」
Pは不純物である。Pは、靭性、延性、溶接性などを劣化させるので、P含有量は低いほど好ましい。P含有量が0.05%超であると、伸びフランジ性の劣化が著しい。このため、P含有量は0.05%以下とする。P含有量は、好ましくは0.03%以下とし、より好ましくは0.02%以下とする。P含有量の下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくない。このため、P含有量は0.005%以上としてもよい。
Pは不純物である。Pは、靭性、延性、溶接性などを劣化させるので、P含有量は低いほど好ましい。P含有量が0.05%超であると、伸びフランジ性の劣化が著しい。このため、P含有量は0.05%以下とする。P含有量は、好ましくは0.03%以下とし、より好ましくは0.02%以下とする。P含有量の下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくない。このため、P含有量は0.005%以上としてもよい。
「S:0.0200%以下」
Sは不純物である。Sは、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、伸びフランジ性を劣化させるA系介在物を形成する。従って、S含有量は低いほど好ましい。S含有量が0.0200%超であると、伸びフランジ性の劣化が著しい。このため、S含有量は0.0200%以下とする。S含有量は、好ましくは0.0150%以下とし、より好ましくは0.0060%以下とする。S含有量の下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくない。このため、S含有量は0.0010%以上としてもよい。
Sは不純物である。Sは、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、伸びフランジ性を劣化させるA系介在物を形成する。従って、S含有量は低いほど好ましい。S含有量が0.0200%超であると、伸びフランジ性の劣化が著しい。このため、S含有量は0.0200%以下とする。S含有量は、好ましくは0.0150%以下とし、より好ましくは0.0060%以下とする。S含有量の下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくない。このため、S含有量は0.0010%以上としてもよい。
「N:0.0060%以下」
Nは不純物である。Nは、Cよりも優先的に、Ti及びNbと析出物を形成し、Cの固定に有効なTi及びNbを減少させる。従って、N含有量は低い方が好ましい。N含有量が0.0060%超であると、伸びフランジ性の劣化が著しい。このため、N含有量は0.0060%以下とする。N含有量は、好ましくは0.0050%以下とする。N含有量の下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくない。このため、N含有量は0.0010%以上としてもよい。
Nは不純物である。Nは、Cよりも優先的に、Ti及びNbと析出物を形成し、Cの固定に有効なTi及びNbを減少させる。従って、N含有量は低い方が好ましい。N含有量が0.0060%超であると、伸びフランジ性の劣化が著しい。このため、N含有量は0.0060%以下とする。N含有量は、好ましくは0.0050%以下とする。N含有量の下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくない。このため、N含有量は0.0010%以上としてもよい。
Cr、B、Mo、Cu、Ni、Mg、REM、Ca及びZrは、必須元素ではなく、鋼板に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
「Cr:0〜1.0%」
Crは、鋼の強度向上に寄与する。Crが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Cr含有量は好ましくは0.05%以上とする。一方、Cr含有量が1.0%超では、上記効果が飽和して経済性が低下する。このため、Cr含有量は1.0%以下とする。
Crは、鋼の強度向上に寄与する。Crが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Cr含有量は好ましくは0.05%以上とする。一方、Cr含有量が1.0%超では、上記効果が飽和して経済性が低下する。このため、Cr含有量は1.0%以下とする。
「B:0〜0.10%」
Bは、粒界に偏析し、固溶Cとともに存在する場合、粒界強度を高める。この効果を十分に得るために、B含有量は好ましくは0.0002%以上とする。また、Bは、焼き入れ性を向上させ、バーリング性にとって好ましいミクロ組織である連続冷却変態組織の形成を容易にする。そのため、B含有量は、より好ましくは0.0005%以上とし、更に好ましくは0.001%以上とする。ただし、固溶Bのみが粒界に存在して、固溶Cが粒界に存在しない場合には、固溶Cほどの粒界強化効果がないので、「はがれ」を起こしやすい。また、Bを含有していない場合、巻き取り温度が650℃以下までは、粒界偏析元素であるBの幾らかが固溶Cに置換して粒界の強度向上に寄与するが、巻き取り温度が650℃超では、固溶Cと固溶Bとの合計の粒界個数密度が1個/nm2未満となるため、破断面割れが生じると推定される。一方、B含有量が0.10%超では、上記効果が飽和して経済性が低下する。このため、B含有量は0.10%以下とする。また、B含有量が0.002%超では、スラブ割れを起こすことがある。従って、B含有量は、好ましくは0.002%以下とする。
Bは、粒界に偏析し、固溶Cとともに存在する場合、粒界強度を高める。この効果を十分に得るために、B含有量は好ましくは0.0002%以上とする。また、Bは、焼き入れ性を向上させ、バーリング性にとって好ましいミクロ組織である連続冷却変態組織の形成を容易にする。そのため、B含有量は、より好ましくは0.0005%以上とし、更に好ましくは0.001%以上とする。ただし、固溶Bのみが粒界に存在して、固溶Cが粒界に存在しない場合には、固溶Cほどの粒界強化効果がないので、「はがれ」を起こしやすい。また、Bを含有していない場合、巻き取り温度が650℃以下までは、粒界偏析元素であるBの幾らかが固溶Cに置換して粒界の強度向上に寄与するが、巻き取り温度が650℃超では、固溶Cと固溶Bとの合計の粒界個数密度が1個/nm2未満となるため、破断面割れが生じると推定される。一方、B含有量が0.10%超では、上記効果が飽和して経済性が低下する。このため、B含有量は0.10%以下とする。また、B含有量が0.002%超では、スラブ割れを起こすことがある。従って、B含有量は、好ましくは0.002%以下とする。
「Mo:0〜1.0%」
Moは、焼入性を向上させると共に炭化物を形成して強度を高める効果を有する。Moが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Mo含有量は好ましくは0.01%以上とする。一方、Mo含有量が1.0%超では、延性や溶接性が低下することがある。このため、Mo含有量は1.0%以下とする。
Moは、焼入性を向上させると共に炭化物を形成して強度を高める効果を有する。Moが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Mo含有量は好ましくは0.01%以上とする。一方、Mo含有量が1.0%超では、延性や溶接性が低下することがある。このため、Mo含有量は1.0%以下とする。
「Cu:0〜2.0%」
Cuは、鋼板の強度を上げると共に、耐食性やスケールの剥離性を向上させる。Cuが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Cu含有量は好ましくは0.01%以上とし、より好ましくは0.04%以上とする。一方、Cu含有量が2.0%超では、表面疵が発生することがある。このため、Cu含有量は2.0%以下とし、好ましくは1.0%以下とする。
Cuは、鋼板の強度を上げると共に、耐食性やスケールの剥離性を向上させる。Cuが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Cu含有量は好ましくは0.01%以上とし、より好ましくは0.04%以上とする。一方、Cu含有量が2.0%超では、表面疵が発生することがある。このため、Cu含有量は2.0%以下とし、好ましくは1.0%以下とする。
「Ni:0〜2.0%」
Niは、鋼板の強度を上げると共に、靭性を向上させる。Niが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Ni含有量は好ましくは0.01%以上とする。一方、Ni含有量が2.0%超では、延性が低下する。このため、Ni含有量は2.0%以下とする。
Niは、鋼板の強度を上げると共に、靭性を向上させる。Niが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Ni含有量は好ましくは0.01%以上とする。一方、Ni含有量が2.0%超では、延性が低下する。このため、Ni含有量は2.0%以下とする。
「Mg:0〜0.05%、REM:0〜0.05%、Ca:0〜0.05%、Zr:0〜0.05%」
Ca、Mg、Zr及びREMは、いずれも硫化物や酸化物の形状を制御して靭性を向上させる。Ca、Mg、Zr及びREMが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Ca、Mg、Zr及びREMからなる群から選択される1種以上の含有量は好ましくは0.0001%以上とし、より好ましくは0.0005%以上とする。一方、Ca、Mg、Zr又はREMのいずれかの含有量が0.05%超では、伸びフランジ性が劣化する。このため、Ca、Mg、Zr及びREMの含有量は、いずれも0.05%以下とする。
Ca、Mg、Zr及びREMは、いずれも硫化物や酸化物の形状を制御して靭性を向上させる。Ca、Mg、Zr及びREMが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Ca、Mg、Zr及びREMからなる群から選択される1種以上の含有量は好ましくは0.0001%以上とし、より好ましくは0.0005%以上とする。一方、Ca、Mg、Zr又はREMのいずれかの含有量が0.05%超では、伸びフランジ性が劣化する。このため、Ca、Mg、Zr及びREMの含有量は、いずれも0.05%以下とする。
「金属組織」
次に、本発明の実施形態に係る鋼板の組織(金属組織)について説明する。以下の説明において、各組織の割合(面積率)の単位である「%」は、特に断りがない限り「面積%」を意味する。本実施形態に係る鋼板は、フェライト:0〜30%、かつベイナイト:70〜100%、で表される組織を有する。
次に、本発明の実施形態に係る鋼板の組織(金属組織)について説明する。以下の説明において、各組織の割合(面積率)の単位である「%」は、特に断りがない限り「面積%」を意味する。本実施形態に係る鋼板は、フェライト:0〜30%、かつベイナイト:70〜100%、で表される組織を有する。
「フェライト:0〜30%」
フェライトの面積率が30%以下であれば、バーリング性を大きく劣化させることなく、延性を高めることができる。また、フェライトは、結晶粒内にCがたまりながら変態するため、粒界に固溶Cが少なくなる傾向にある。一方、フェライトの面積率が30%を超えると、固溶Cの粒界個数密度を1個/nm2以上4.5個/nm2以下の範囲に制御することが困難となる。このため、フェライトの面積率は0〜30%とする。
フェライトの面積率が30%以下であれば、バーリング性を大きく劣化させることなく、延性を高めることができる。また、フェライトは、結晶粒内にCがたまりながら変態するため、粒界に固溶Cが少なくなる傾向にある。一方、フェライトの面積率が30%を超えると、固溶Cの粒界個数密度を1個/nm2以上4.5個/nm2以下の範囲に制御することが困難となる。このため、フェライトの面積率は0〜30%とする。
「ベイナイト:70〜100%」
ベイナイトを主相とすることによって、伸びフランジ加工、バーリング加工性を高めることができる。この効果を十分に得るために、ベイナイトの面積率は70〜100%とする。
ベイナイトを主相とすることによって、伸びフランジ加工、バーリング加工性を高めることができる。この効果を十分に得るために、ベイナイトの面積率は70〜100%とする。
鋼板の組織に、パーライト若しくはマルテンサイト又はこれらの両方が含まれてもよい。パーライトは、ベイナイトと同様に、疲労特性及び伸びフランジ性が良好である。パーライトとベイナイトとを比較すると、ベイナイトの方が打ち抜き加工部の疲労特性が良好である。パーライトの面積率は、好ましくは0〜15%とする。パーライトの面積率がこの範囲であると、打ち抜き加工部の疲労特性がより良好な鋼板が得られる。マルテンサイトは、伸びフランジ性に悪影響を与えることから、マルテンサイトの面積率は好ましくは10%以下とする。フェライト、ベイナイト、パーライト及びマルテンサイト以外の組織の面積率は、好ましくは10%以下とし、より好ましくは5%以下とし、更に好ましくは3%以下とする。
各組織の割合(面積率)は、以下の方法により求められる。まず、鋼板から採取した試料をナイタールでエッチングする。エッチング後に光学顕微鏡を用いて板厚の1/4深さの位置において300μm×300μmの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行う。この画像解析により、フェライトの面積率、パーライトの面積率、並びにベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率が得られる。次いで、レペラ腐食した試料を用い、光学顕微鏡を用いて板厚の1/4深さの位置において300μm×300μmの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行う。この画像解析により、残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率が得られる。さらに、圧延面法線方向から板厚の1/4深さまで面削した試料を用い、X線回折測定により残留オーステナイトの体積率を求める。残留オーステナイトの体積率は、面積率と同等であるので、これを残留オーステナイトの面積率とする。そして、残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率から残留オーステナイトの面積率を減じることでマルテンサイトの面積率が得られ、ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率からマルテンサイトの面積率を減じることでベイナイトの面積率が得られる。このようにして、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライトのそれぞれの面積率を得ることができる。
本実施形態に係る鋼板では、方位差が15°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が0.3μm以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が5〜14°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で20〜100%である。粒内の方位差は、結晶方位解析に多く用いられる電子ビーム後方散乱回折パターン解析(electron back scattering diffraction:EBSD)法を用いて求められる。粒内の方位差は、組織において、方位差が15°以上である境界を粒界とし、この粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義した場合の値である。
粒内の方位差が5〜14°である結晶粒は、強度と加工性とのバランスが優れる鋼板を得るために有効である。粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合を多くすることで、所望の鋼板強度を維持しつつ、伸びフランジ性を向上させることができる。粒内方位差が5〜14°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で20%以上であると、所望の鋼板強度と伸びフランジ性が得られる。粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合は、高くても構わないため、その上限は100%である。
後述するように、仕上げ圧延の後段3段の累積ひずみを制御すると、フェライトやベイナイトの粒内に結晶方位差が生じる。この原因を以下のように考える。累積ひずみを制御することによって、オーステナイト中の転位が増え、オーステナイト粒内に高密度で転位壁ができ、いくつかのセルブロックが形成される。これらのセルブロックは、異なる結晶方位をもつ。このように高い転位密度で、かつ異なる結晶方位のセルブロックが含まれるオーステナイトから変態することによって、フェライトやベイナイトも、同じ粒内であっても、結晶方位差があり、かつ転位密度も高くなるものと考えられる。したがって、粒内の結晶方位差は、その結晶粒に含まれる転位密度と相関があると考えられる。一般的に、粒内の転位密度の増加は、強度の向上をもたらす一方、加工性を低下させる。しかし、粒内の方位差が5〜14°に制御された結晶粒では、加工性を低下させることなく強度を向上させることができる。そのため、本実施形態に係る鋼板では、粒内の方位差が5〜14°の結晶粒の割合を20%以上とする。粒内の方位差が5°未満の結晶粒は、加工性に優れるが高強度化が困難である。粒内の方位差が14°超の結晶粒は、結晶粒内で変形能が異なるので、伸びフランジ性の向上に寄与しない。
粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合は、以下の方法で測定できる。まず、鋼板表面から板厚tの1/4深さ位置(1/4t部)の圧延方向垂直断面について、圧延方向に200μm、圧延面法線方向に100μmの領域を0.2μmの測定間隔でEBSD解析して結晶方位情報を得る。ここでEBSD解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡(JEOL製JSM−7001F)とEBSD検出器(TSL製HIKARI検出器)で構成された装置を用い、200〜300点/秒の解析速度で実施する。次に、得られた結晶方位情報に対して、方位差15°以上かつ円相当径で0.3μm以上の領域を結晶粒と定義して、結晶粒の粒内の平均方位差を計算し、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合を求める。上記で定義した結晶粒や粒内の平均方位差は、EBSD解析装置に付属のソフトウェア「OIM Analysis(登録商標)」を用いて算出できる。
本実施形態おける「粒内方位差」とは、結晶粒内の方位分散である「Grain Orientation Spread(GOS)」を表す。粒内方位差の値は「EBSD法及びX線回折法によるステンレス鋼の塑性変形におけるミスオリエンテーションの解析」、木村英彦他、日本機械学会論文集(A編)、71巻、712号、2005年、p.1722−1728に記載されているように、同一結晶粒内において基準となる結晶方位と全ての測定点間のミスオリエンテーションの平均値として求められる。本実施形態において、基準となる結晶方位は、同一結晶粒内の全ての測定点を平均化した方位である。GOSの値は、EBSD解析装置に付属のソフトウェア「OIM Analysis(登録商標)Version 7.0.1」を用いて算出できる。
本実施形態において、伸びフランジ性は鞍型成形品を用いた、鞍型伸びフランジ試験法で評価する。図1A及び図1Bは、本実施形態における鞍型伸びフランジ試験法で用いられる鞍型成形品を示す図であり、図1Aは斜視図、図1Bは平面図である。鞍型伸びフランジ試験法では、具体的には、図1A及び図1Bに示すような直線部と円弧部とからなる伸びフランジ形状を模擬した鞍型成形品1をプレス加工し、そのときの限界成形高さを用いて伸びフランジ性を評価する。本実施形態における鞍型伸びフランジ試験法では、コーナー部2の曲率半径Rを50〜60mm、コーナー部2の開き角θを120°とした鞍型成形品1を用いて、コーナー部2を打ち抜く際のクリアランスを11%としたときの限界成形高さH(mm)を測定する。ここで、クリアランスとは、打ち抜きダイスとパンチの間隙と試験片の厚さとの比を示す。クリアランスは、実際には打ち抜き工具と板厚の組み合わせによって決まるので、11%とは、10.5〜11.5%の範囲を満足することを意味する。限界成形高さHの判定は、成形後に目視にて板厚の1/3以上の長さを有するクラックの存在の有無を観察し、クラックが存在しない限界の成形高さとする。
従来、伸びフランジ成形性に対応した試験法として用いられている穴広げ試験は、周方向のひずみがほとんど分布せずに破断に至る。このため、実際の伸びフランジ成形時とは破断部周辺のひずみや応力勾配が異なる。また、穴広げ試験は、板厚貫通の破断が発生した時点での評価となるなど、本来の伸びフランジ成形を反映した評価になっていない。一方、本実施形態で用いた鞍型伸びフランジ試験では、ひずみ分布を考慮した伸びフランジ性を評価できるため、本来の伸びフランジ成形を反映した評価が可能である。
本実施形態に係る鋼板によれば、480MPa以上の引張強度が得られる。つまり、優れた引張強度が得られる。引張強度の上限は、特に限定されない。ただし、本実施形態における成分範囲において、実質的な引張強度の上限は1180MPa程度である。引張強度は、JIS−Z2201に記載の5号試験片を作製し、JIS−Z2241に記載の試験方法に従って引張試験を行うことによって、測定することができる。
本実施形態に係る鋼板によれば、19500mm・MPa以上の引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が得られる。つまり、優れた伸びフランジ性が得られる。この積の上限は、特に限定されない。ただし、本実施形態における成分範囲において、実質的なこの積の上限は25000mm・MPa程度である。
本実施形態に係る鋼板において、フェライトやベイナイトなどの光学顕微鏡組織で観察される各組織の面積率と、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合とは、直接関係するものではない。言い換えれば、例えば、同一のフェライトの面積率及びベイナイトの面積率を有する鋼板があったとしても、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合が同一であるとは限らない。従って、フェライトの面積率及びベイナイトの面積率を制御しただけでは、本実施形態に係る鋼板に相当する特性を得ることはできない。
本実施形態に係る鋼板では、固溶Cの粒界個数密度、又は固溶Cと固溶Bとの合計の粒界個数密度は1個/nm2以上4.5個/nm2以下である。固溶Cの粒界個数密度、又は固溶Cと固溶Bとの合計の粒界個数密度を1個/nm2以上4.5個/nm2以下とすることによって、「はがれ」を発生させないで、伸びフランジ性を向上させることができる。これは、固溶Cと固溶Bが粒界を強化するためであると考えられる。従って、この効果を十分に得るために、固溶Cの粒界個数密度、又は固溶Cと固溶Bとの合計の粒界個数密度を1個/nm2以上とする。一方、固溶Cの粒界個数密度、又は固溶Cと固溶とBの合計の粒界個数密度が4.5個/nm2を超えると、伸びフランジ性が低下する。これは、粒界に固溶Cや固溶Bが多すぎて、粒界が脆くなるためと推測される。従って、固溶Cの粒界個数密度、又は固溶Cと固溶Bとの合計の粒界個数密度は4.5個/nm2以下とする。
本実施形態に係る鋼板では、粒界に析出しているセメンタイトの平均粒径は2μm以下である。粒界に析出しているセメンタイトの平均粒径を2μm以下とすることによって、伸びフランジ性を向上させることができる。伸びフランジ成形では、成形中に、ボイドが発生し、連結することにより、亀裂が生じる。従って、粒界に粗大なセメンタイトが存在すると、成形時にセメンタイトが割れ、ボイドが生じやすくなる。なお、セメンタイトであっても、パーライトのラメラーを形成するものは、存在しても問題ない。これは、セメンタイトの形状が割れにくいものであったり、セメンタイトがα相に挟まれているため、ボイドになりにくいものであるからと考えられる。セメンタイトの平均粒径は、より小さい方が好ましいため、好ましくは1.5μm以下とし、より好ましくは1.0μm以下とする。
粒界に析出しているセメンタイトの平均粒径は、供試鋼の鋼板板幅の1/4W若しくは3/4W位置より切出した試料の1/4厚のところから透過型電子顕微鏡サンプルを採取し、200kVの加速電圧の電界放射型電子銃(Field Emission Gun:FEG)を搭載した透過型電子顕微鏡によって観察する。粒界にて観察された析出物は、ディフラクションパターンを解析することによりセメンタイトであることが確認できる。なお、本実施形態におけるセメンタイトの平均粒径は、一視野において観察された全セメンタイトの粒径を測定し、その測定値より算出される平均値と定義する。
粒界及び粒内に存在している固溶Cや固溶Bを測定するために、三次元アトムプローブ法を用いる。三次元アトムプローブ法では、位置敏感型アトムプローブ(Position Sensitive Atom Probe、PoSAP)を用いる。位置敏感型アトムプローブは、1988年にオックスフォード大学のA.Cerezoらにより開発された装置である。この装置は、アトムプローブの検出器として位置敏感型検出器(position sensitive detector)を備えており、分析に際してアパーチャーを用いずに検出器に到達した原子の飛行時間と位置を同時に測定することができる装置である。
この装置を用いれば、試料表面に存在する合金中の全構成元素を原子レベルの空間分解能で2次元マップとして表示することができるばかりでなく、電界蒸発現象を用いて試料表面を一原子層ずつ蒸発させて、2次元マップを深さ方向に拡張していくことにより、3次元マップとして表示・分析ができる。粒界観察には、粒界部を含むAP用針状試料を作製するためにFIB(収束イオンビーム)装置(日立製作所製FB2000A)を用い、切出した試料を電解研磨により針形状にするために任意形状走査ビームで粒界部を針先端部となるようにする。その試料を、SIM(走査イオン顕微鏡)のチャネリング現象で方位の異なる結晶粒にコントラストが生じることを活かし、観察しながら粒界を特定して、イオンビームで切断する。位置敏感型アトムプローブは、CAMECA社製OTAPである。測定条件は、試料位置温度を約70Kとし、プローブ全電圧を10〜15kVとし、パルス比を25%とする。各試料の粒界、粒内をそれぞれ三回測定して、その平均値を代表値とする。測定値よりバックグラウンドノイズ等を除去して得られた値は、単位粒界面積当たりの原子密度として定義され、これを粒界個数密度(粒界偏析密度)(個/nm2)とする。従って、粒界に存在する固溶Cとは、まさに粒界に存在するC原子のことをいう。また、粒界に存在する固溶Bとは、まさに粒界に存在するB原子のことをいう。
本実施形態における固溶Cの粒界個数密度とは、粒界に存在している固溶Cの粒界単位面積当たりの個数(密度)と定義する。本実施形態における固溶Bの粒界個数密度とは、粒界に存在している固溶Bの粒界単位面積当たりの個数(密度)と定義する。三次元アトムプローブ法によれば、原子マップで三次元的に原子の分布が分かるので、粒界位置にC原子やB原子の個数が多いことが確認できる。なお、析出物であれば、原子数、他の原子の位置関係(Tiなど)で特定可能である。
次に、本発明の実施形態に係る鋼板を製造する方法について説明する。この方法では、熱間圧延、空冷、第1の冷却及び第2の冷却をこの順で行う。
「熱間圧延」
熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延とを含む。熱間圧延では、上述した化学成分を有するスラブ(鋼片)を加熱し、粗圧延を行う。スラブ加熱温度は、下記式(1)で表されるSRTmin℃以上1260℃以下とする。
SRTmin=[7000/{2.75−log([Ti]×[C])}−273)+10000/{4.29−log([Nb]×[C])}−273)]/2・・・(1)
ここで、式(1)中の[Ti]、[Nb]、[C]は、質量%でのTi、Nb、Cの含有量を示す。
熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延とを含む。熱間圧延では、上述した化学成分を有するスラブ(鋼片)を加熱し、粗圧延を行う。スラブ加熱温度は、下記式(1)で表されるSRTmin℃以上1260℃以下とする。
SRTmin=[7000/{2.75−log([Ti]×[C])}−273)+10000/{4.29−log([Nb]×[C])}−273)]/2・・・(1)
ここで、式(1)中の[Ti]、[Nb]、[C]は、質量%でのTi、Nb、Cの含有量を示す。
スラブ加熱温度がSRTmin℃未満であると、Ti及び/又はNbが十分に溶体化しない。スラブ加熱時にTi及び/又はNbが溶体化しないと、Ti及び/又はNbを炭化物(TiC、NbC)として微細析出させて、析出強化により鋼の強度を向上させることが困難となる。また、スラブ加熱温度がSRTmin℃未満であると、炭化物(TiC、NbC)の形成によってCを固定して、バーリング性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制することが困難となる。また、スラブ加熱温度がSRTmin℃未満であると、粒内の結晶方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足しやすい。このため、スラブ加熱温度はSRTmin℃以上とする。一方、スラブ加熱温度が1260℃超であると、スケールオフにより歩留が低下する。このため、スラブ加熱温度は1260℃以下とする。
スラブ加熱後、特に待つことなく加熱炉より抽出したスラブに対して粗圧延を行い、粗バーが得られる。粗圧延の終了温度が1000℃未満であると、粗圧延での熱間変形抵抗が増して、粗圧延の操業に障害をきたすことがある。このため、粗圧延の終了温度は、1000℃以上とする。一方、粗圧延の終了温度が1150℃を超えると、粒界中の固溶Cの粒界個数密度が1個/nm2以下となることがある。これは、オーステナイト中にTi及びNbが、粗大なTiCやNbCとして析出し、固溶Cが減少するためであると推測される。また、粗圧延の終了温度が1150℃を超えると、熱延板強度が低下することがある。これは、TiCやNbCが粗大に析出するためである。
粗圧延の終了から仕上げ圧延の開始までの時間が150秒を超えると、粒界中の固溶C量粒界個数密度が1個/nm2以下となることがある。これは、オーステナイト中にTi及びNbが、粗大なTiCやNbCとして析出し、固溶Cが減少するためであると推測される。また、熱延板強度が低下することもある。これは、TiCやNbCが粗大に析出するためである。一方、粗圧延の終了から仕上げ圧延の開始までの時間が30秒未満であると、仕上げ圧延の開始前及びパス間で鋼板地鉄の表面スケールの間にウロコ、紡錘スケール欠陥の起点となるブリスターが発生するため、これらスケール欠陥が生成しやすくなることがある。
仕上げ圧延により熱延鋼板が得られる。粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合を20%以上にするために、仕上げ圧延において後段3段(最終3パス)での累積ひずみを0.5〜0.6とした上で、後述する冷却を行う。これは、以下に示す理由による。粒内の方位差が5〜14°である結晶粒は、比較的低温にてパラ平衡状態で変態することにより生成する。このため、熱間圧延において変態前のオーステナイトの転位密度をある範囲に限定するとともに、その後の冷却速度をある範囲に限定することによって、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の生成を制御できる。
すなわち、仕上げ圧延の後段3段での累積ひずみ及びその後の冷却を制御することで、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の核生成頻度及びその後の成長速度を制御できる。その結果、冷却後に得られる鋼板における粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の面積率を制御できる。より具体的には、仕上げ圧延によって導入されるオーステナイトの転位密度が主に核生成頻度に関わり、圧延後の冷却速度が主に成長速度に関わる。
仕上げ圧延の後段3段の累積ひずみが0.5未満では、導入されるオーステナイトの転位密度が十分でなく、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合が20%未満となる。このため、後段3段の累積ひずみは0.5以上とする。一方、仕上げ圧延の後段3段の累積ひずみが0.6を超えると、熱間圧延中にオーステナイトの再結晶が起こり、変態時の蓄積転位密度が低下する。この結果、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合が20%未満となる。このため、後段3段の累積ひずみは0.6以下とする。
仕上げ圧延の後段3段の累積ひずみ(εeff.)は、以下の式(2)によって求められる。
εeff.=Σεi(t,T)・・・(2)
ここで、
εi(t,T)=εi0/exp{(t/τR)2/3}、
τR=τ0・exp(Q/RT)、
τ0=8.46×10−9、
Q=183200J、
R=8.314J/K・mol、であり、
εi0は圧下時の対数ひずみを示し、tは当該パスでの冷却直前までの累積時間を示し、Tは当該パスでの圧延温度を示す。
εeff.=Σεi(t,T)・・・(2)
ここで、
εi(t,T)=εi0/exp{(t/τR)2/3}、
τR=τ0・exp(Q/RT)、
τ0=8.46×10−9、
Q=183200J、
R=8.314J/K・mol、であり、
εi0は圧下時の対数ひずみを示し、tは当該パスでの冷却直前までの累積時間を示し、Tは当該パスでの圧延温度を示す。
圧延終了温度をAr3℃未満にすると、変態前のオーステナイトの転位密度が過度に高まり、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒を20%以上とすることが困難となる。このため、仕上げ圧延の終了温度はAr3℃以上とする。
仕上げ圧延は、複数の圧延機を直線的に配置し、1方向に連続圧延して所定の厚みを得るタンデム圧延機を用いて行うことが好ましい。また、タンデム圧延機を用いて仕上げ圧延を行う場合、圧延機と圧延機との間で冷却(スタンド間冷却)を行って、仕上げ圧延中の鋼板温度がAr3℃以上〜Ar3+150℃以下の範囲となるように制御する。仕上げ圧延時の鋼板の最高温度がAr3+150℃を超えると、粒径が大きくなりすぎるために靭性が劣化することが懸念される。また、仕上げ圧延時の鋼板の最高温度がAr3+150℃を超えると、仕上げ圧延終了後の冷却開始までにγ粒が成長粗大化し、粒界の固溶B及び固溶Cの粒界個数密度が増加する。
上記のような条件の熱間圧延を行うことで、変態前のオーステナイトの転位密度範囲を限定し、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒を所望の割合で得ることができる。
Ar3は、鋼板の化学成分に基づき、圧下による変態点への影響を考慮した下記式(3)で算出する。
Ar3=970−325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]−92×([Mn]+[Mo]+[Cu])−46×([Cr]+[Ni])・・・(3)
ここで、[C]、[Si]、[P]、[Al]、[Mn]、[Mo]、[Cu]、[Cr]、[Ni]は、それぞれ、C、Si、P、Al、Mn、Mo、Cu、Cr、Niの質量%での含有量を示す。含有されていない元素については、0%として計算する。
Ar3=970−325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]−92×([Mn]+[Mo]+[Cu])−46×([Cr]+[Ni])・・・(3)
ここで、[C]、[Si]、[P]、[Al]、[Mn]、[Mo]、[Cu]、[Cr]、[Ni]は、それぞれ、C、Si、P、Al、Mn、Mo、Cu、Cr、Niの質量%での含有量を示す。含有されていない元素については、0%として計算する。
仕上げ圧延における最終パスの圧下率が3%未満であると、通板形状が劣化し、ホットコイル形成時におけるコイルの巻き形状や、製品板厚精度に悪影響を及ぼす懸念がある。一方、仕上げ圧延における最終パスの圧下率が20%を超えると、過度のひずみの導入により鋼板内部の転位密度が必要以上に増加する。仕上げ圧延の終了後において、転位密度の高い領域は、ひずみエネルギーが高いため、フェライト組織に変態しやすい。このような変態により形成されたフェライトは、あまり炭素を固溶せずに析出するため、母層中に含まれていた炭素がオーステナイトとフェライトとの界面に集中しやすく、粒界の固溶Cの粒界個数密度が増加するのに加えて、界面において粗大なNb及びTiの炭化物が析出しやすくなる。このように仕上げ圧延において固溶N、Tiが減少した場合は、上述した理由により、鋼板の強度向上が望めず、「はがれ」が発生しやすくなる。従って、仕上げ圧延における最終パスの圧下率を、3%以上20%以下の範囲となるように制御する。
仕上げ圧延における最終パスの圧延速度が400mpm未満であると、γ粒が成長粗大化し、粒界の固溶Cの粒界個数密度が増加する。このため、仕上げ圧延における最終パスの圧延速度は400mpm以上とする。一方、圧延速度の上限値については特に限定しなくとも本発明の効果を奏するが、設備制約上1800mpm以下が現実的である。このため、仕上げ圧延における最終パスの圧延速度は1800mpm以下とする。
「空冷」
この製造方法では、仕上げ圧延の終了から2秒以下の時間だけ熱延鋼板の空冷を行う。この空冷時間が2秒超では、粒界の固溶B及び固溶Cの粒界個数密度が増加する。従って、この空冷時間は、2秒以下とする。
この製造方法では、仕上げ圧延の終了から2秒以下の時間だけ熱延鋼板の空冷を行う。この空冷時間が2秒超では、粒界の固溶B及び固溶Cの粒界個数密度が増加する。従って、この空冷時間は、2秒以下とする。
「第1の冷却、第2の冷却」
2秒以下の空冷後、熱延鋼板の第1の冷却及び第2の冷却をこの順で行う。第1の冷却では、10℃/s以上の冷却速度で600〜750℃の第1の温度域まで熱延鋼板を冷却する。第2の冷却では、30℃/s以上の冷却速度で400〜600℃の第2の温度域まで熱延鋼板を冷却する。第1の冷却と第2の冷却との間には、第1の温度域に熱延鋼板を0〜10秒間保持する。第2の冷却後には熱延鋼板を空冷することが好ましい。
2秒以下の空冷後、熱延鋼板の第1の冷却及び第2の冷却をこの順で行う。第1の冷却では、10℃/s以上の冷却速度で600〜750℃の第1の温度域まで熱延鋼板を冷却する。第2の冷却では、30℃/s以上の冷却速度で400〜600℃の第2の温度域まで熱延鋼板を冷却する。第1の冷却と第2の冷却との間には、第1の温度域に熱延鋼板を0〜10秒間保持する。第2の冷却後には熱延鋼板を空冷することが好ましい。
第1の冷却の冷却速度が10℃/s未満であると、粒内の結晶方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足する。また、第1の冷却の冷却停止温度が600℃未満であると、面積率で5%以上のフェライトを得ることが困難となるとともに、粒内の結晶方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足する。また、第1の冷却の冷却停止温度が750℃超であると、面積率で70%以上のベイナイトを得ることが困難となるとともに、粒内の結晶方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足する。また、600〜750℃での保持時間が10秒を超えると、バーリング性に有害なセメンタイトが生成しやすくなり、また、粒界に析出しているセメンタイトの平均粒径が2μmを超えることが多い。また、600〜750℃での保持時間が10秒を超えると、面積率で70%以上のベイナイトを得ることが困難となる場合が多く、さらに粒内の結晶方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足する。
第2の冷却の冷却速度が30℃/s未満であると、バーリング性に有害なセメンタイトが生成しやすくなるとともに、粒内の結晶方位差が5〜14°の結晶粒の割合が不足する。第2の冷却の冷却停止温度が400℃未満であったり、600℃超であったりすると、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合が不足する。
巻取り温度が600℃を超えると、固溶Cの粒界個数密度が1個/nm2未満となり、破断面割れが発生する。また、フェライトの面積率も高くなる。このため、巻取り温度は600℃以下とし、好ましくは550℃以下とする。一方、巻取り温度が400℃未満であると、粒界に析出しているセメンタイトの平均粒径が2μmを超えるため、穴拡げ値が劣化する。このため、巻取り温度は400℃以上とし、好ましくは450℃以上とする。
第1の冷却及び第2の冷却における冷却速度の上限は、特に限定しないが、冷却設備の設備能力を考慮して200℃/s以下としてもよい。
このようにして本実施形態に係る鋼板を得ることができる。
上述の製造方法では、熱間圧延の条件を制御することにより、オーステナイトに加工転位を導入する。そうした上で、冷却条件を制御することにより、導入された加工転位を適度に残すことが重要である。すなわち、熱間圧延の条件又は冷却の条件を単独で制御したとしても、本実施形態に係る鋼板を得ることはできず、熱間圧延及び冷却の条件の両方を適切に制御することが重要である。上記以外の条件については、例えば、第2の冷却の後に公知の方法で巻き取るなど、公知の方法を用いればよく、特に限定しない。
表面のスケールをとるために、酸洗してもよい。熱間圧延及び冷却の条件が上記の通りであれば、その後に、冷間圧延、熱処理(焼鈍)、めっきなどを行っても同様の効果を得ることができる。
冷間圧延では、圧下率を90%以下とすることが好ましい。冷間圧延における圧下率が90%を超えると、延性が低下することがある。冷間圧延を行わなくてもよく、冷間圧延における圧下率の下限は0%である。上記のとおり、熱延原板のままで、優れた成形性を有する。一方で、冷間圧延により導入された転位上に、固溶ままのTi、Nb、Mo等が集まり、析出することによって、降伏強度や引張強度を向上させることができる。従って、強度の調整のために冷間圧延を使用できる。冷間圧延により冷延鋼板が得られる。
熱処理(焼鈍)の温度が840℃を超えると、熱間圧延で作りこんだ組織がオーステナイト化により、キャンセルされてしまう。また、一般的に、焼鈍後は、熱間圧延に比べ短時間で室温まで冷却するため、マルテンサイトが多くなり、伸びフランジ性が大きく劣化する傾向にある。このため、焼鈍温度は好ましくは840℃以下とする。焼鈍温度の下限は特に設けない。上述の通り、焼鈍を行わない熱延原板のままで、優れた成形性を有するためである。
本実施形態の鋼板の表面に、めっき層が形成されていてもよい。つまり、本発明の他の実施形態としてめっき鋼板が挙げられる。めっき層は、例えば電気めっき層、溶融めっき層又は合金化溶融めっき層である。溶融めっき層及び合金化溶融めっき層としては、例えば、亜鉛及びアルミニウムの少なくともいずれか一方からなる層が挙げられる。具体的には、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層、合金化溶融アルミニウムめっき層、溶融Zn−Alめっき層、及び合金化溶融Zn−Alめっき層などが挙げられる。特に、めっきのし易さや防食性の観点から、溶融亜鉛めっき層及び合金化溶融亜鉛めっき層が好ましい。
溶融めっき鋼板や合金化溶融めっき鋼板は、前述した本実施形態に係る鋼板に対して溶融めっき又は合金化溶融めっきを施すことによって製造される。ここで、合金化溶融めっきとは、溶融めっきを施して表面に溶融めっき層を形成し、次いで、合金化処理を施して溶融めっき層を合金化溶融めっき層とすることを言う。めっきを施す鋼板は熱延鋼板であってもよく、熱延鋼板に冷間圧延と焼鈍とを施した鋼板であってもよい。溶融めっき鋼板や合金化溶融めっき鋼板は、本実施形態に係る鋼板を有し、かつ表面に溶融めっき層や合金化溶融めっき層が設けられているため、本実施形態に係る鋼板の作用効果と共に、優れた防錆性が達成できる。めっきを施す前に、プレめっきとして、Ni等を表面につけてもよい。
鋼板に熱処理(焼鈍)を施す場合、熱処理行った後に、そのまま溶融亜鉛めっき浴に浸漬させて、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。この場合、熱処理の原板は、熱延鋼板であってもよいし、冷延鋼板であってもよい。溶融亜鉛めっき層を形成した後、再加熱し、めっき層と地鉄とを合金化させる合金化処理を行って、合金化溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。
本発明の実施形態に係るめっき鋼板は、鋼板の表面にめっき層が形成されているので、優れた防錆性を有する。したがって、例えば、本実施形態のめっき鋼板を用いて、自動車の部材を薄肉化した場合に、部材の腐食により自動車の使用寿命が短くなることを防止できる。
なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
表1に示す化学組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造し、得られた鋼片を表2及び表3に示す加熱温度に加熱して、熱間で粗圧延を行った後、引き続いて、表2及び表3に示す条件で仕上げ圧延を行った。仕上げ圧延後の熱延鋼板の板厚は、2.2〜3.4mmであった。表2及び表3中の「経過時間」は粗圧延の終了から仕上げ圧延の開始までの経過時間である。表1の空欄は、分析値が検出限界未満であったことを意味する。表1中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示し、表3中の下線は、本発明の鋼板の製造に適した範囲から外れていることを示す。
Ar3(℃)は表1に示した成分より式(3)を用いて求めた。
Ar3=970−325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]−92×([Mn]+[Mo]+[Cu])−46×([Cr]+[Ni])・・・(3)
Ar3=970−325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]−92×([Mn]+[Mo]+[Cu])−46×([Cr]+[Ni])・・・(3)
仕上げ3段の累積ひずみは式(2)より求めた。
εeff.=Σεi(t,T)・・・(2)
ここで、
εi(t,T)=εi0/exp{(t/τR)2/3}、
τR=τ0・exp(Q/RT)、
τ0=8.46×10−9、
Q=183200J、
R=8.314J/K・mol、であり、
εi0は圧下時の対数ひずみを示し、tは当該パスでの冷却直前までの累積時間を示し、Tは当該パスでの圧延温度を示す。
εeff.=Σεi(t,T)・・・(2)
ここで、
εi(t,T)=εi0/exp{(t/τR)2/3}、
τR=τ0・exp(Q/RT)、
τ0=8.46×10−9、
Q=183200J、
R=8.314J/K・mol、であり、
εi0は圧下時の対数ひずみを示し、tは当該パスでの冷却直前までの累積時間を示し、Tは当該パスでの圧延温度を示す。
得られた熱延鋼板について、以下に示す方法により、各組織の組織分率(面積率)、及び粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合を求めた。その結果を表4及び表5に示す。表5中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
「各組織の組織分率(面積率)」
まず、鋼板から採取した試料をナイタールでエッチングした。エッチング後に光学顕微鏡を用いて板厚の1/4深さの位置において300μm×300μmの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行った。この画像解析により、フェライトの面積率、パーライトの面積率、並びにベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率を得た。次いで、レペラ腐食した試料を用い、光学顕微鏡を用いて板厚の1/4深さの位置において300μm×300μmの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行った。この画像解析により、残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率を得た。さらに、圧延面法線方向から板厚の1/4深さまで面削した試料を用い、X線回折測定により残留オーステナイトの体積率を求めた。残留オーステナイトの体積率は、面積率と同等であるので、これを残留オーステナイトの面積率とした。そして、残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率から残留オーステナイトの面積率を減じることでマルテンサイトの面積率を得、ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率からマルテンサイトの面積率を減じることでベイナイトの面積率を得た。このようにして、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライトのそれぞれの面積率を得た。
まず、鋼板から採取した試料をナイタールでエッチングした。エッチング後に光学顕微鏡を用いて板厚の1/4深さの位置において300μm×300μmの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行った。この画像解析により、フェライトの面積率、パーライトの面積率、並びにベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率を得た。次いで、レペラ腐食した試料を用い、光学顕微鏡を用いて板厚の1/4深さの位置において300μm×300μmの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行った。この画像解析により、残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率を得た。さらに、圧延面法線方向から板厚の1/4深さまで面削した試料を用い、X線回折測定により残留オーステナイトの体積率を求めた。残留オーステナイトの体積率は、面積率と同等であるので、これを残留オーステナイトの面積率とした。そして、残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率から残留オーステナイトの面積率を減じることでマルテンサイトの面積率を得、ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率からマルテンサイトの面積率を減じることでベイナイトの面積率を得た。このようにして、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライトのそれぞれの面積率を得た。
「粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合」
鋼板表面から板厚tの1/4深さ位置(1/4t部)の圧延方向垂直断面について、圧延方向に200μm、圧延面法線方向に100μmの領域を0.2μmの測定間隔でEBSD解析して結晶方位情報を得た。ここで、EBSD解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡(JEOL製JSM−7001F)とEBSD検出器(TSL製HIKARI検出器)で構成された装置を用い、200〜300点/秒の解析速度で実施した。次に、得られた結晶方位情報に対して、方位差15°以上かつ円相当径で0.3μm以上の領域を結晶粒と定義し、結晶粒の粒内の平均方位差を計算し、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合を求めた。上記で定義した結晶粒や粒内の平均方位差は、EBSD解析装置に付属のソフトウェア「OIM Analysis(登録商標)」を用いて算出した。
鋼板表面から板厚tの1/4深さ位置(1/4t部)の圧延方向垂直断面について、圧延方向に200μm、圧延面法線方向に100μmの領域を0.2μmの測定間隔でEBSD解析して結晶方位情報を得た。ここで、EBSD解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡(JEOL製JSM−7001F)とEBSD検出器(TSL製HIKARI検出器)で構成された装置を用い、200〜300点/秒の解析速度で実施した。次に、得られた結晶方位情報に対して、方位差15°以上かつ円相当径で0.3μm以上の領域を結晶粒と定義し、結晶粒の粒内の平均方位差を計算し、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合を求めた。上記で定義した結晶粒や粒内の平均方位差は、EBSD解析装置に付属のソフトウェア「OIM Analysis(登録商標)」を用いて算出した。
次に、引張試験において、降伏強度と引張強度とを求め、鞍型伸びフランジ試験によって、フランジの限界成形高さを求めた。そして、引張強度(MPa)と限界成形高さ(mm)との積を伸びフランジ性の指標とし、積が19500mm・MPa以上の場合に、伸びフランジ性に優れると判断した。また、引張強度(TS)が480MPa以上である場合に、高強度であると判断した。これらの結果を表4及び表5に示す。表5中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
引張試験は、JIS5号引張試験片を圧延方向に対して直角方向から採取し、この試験片を用いて、JISZ2241に準じて試験を行った。
鞍型伸びフランジ試験は、コーナーの曲率半径をR60mm、開き角θを120°とした鞍型成形品を用いて、コーナー部を打ち抜く際のクリアランスを11%として行った。限界成形高さは、成形後に目視にて、板厚の1/3以上の長さを有するクラックの存在の有無を観察し、クラックが存在しない限界の成形高さとした。
ハガレの程度を調査するために、鋼板の打ち抜きを行い、その端面の観察を行った。打ち抜き条件は、穴広げ試験(JFS T 1001−1996)に準じて行った。鋼板を10か所打ち抜き、破断面割れが2か所以下のものをOKと判断し、3か所以上のものをNGと判断した。粒界に析出しているセメンタイトの平均粒径と、固溶Cの粒界個数密度、又は固溶Cと固溶Bとの合計の粒界個数密度は、上述の方法にて観測した。これらの結果を表4及び表5に示す。表5中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
本発明例(試験No.1〜21)では、480MPa以上の引張強度、及び19500mm・MPa以上の引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が得られた。
試験No.22〜27は、化学成分が本発明の範囲外の比較例である。試験No.28〜47は、製造条件が望ましい範囲から外れた結果、光学顕微鏡で観察される組織、粒内の方位差が5〜14°である結晶粒の割合、セメンタイトの平均粒径、固溶Cの粒界個数密度、固溶Cと固溶Bとの合計の粒界個数密度のいずれか1つ又は複数が本発明の範囲を満たさなかった比較例である。これらの例では、伸びフランジ性の指標が目標値を満足しなかったり、はがれが生じたりした。また、一部の例では引張強度も低くなっていた。
本発明によれば、高強度でありながら厳しい伸びフランジ性が要求される部材への適用が可能な、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板を提供することができる。これらの鋼板は、自動車の燃費向上等に寄与するため、産業上の利用可能性が高い。
Claims (8)
- 質量%で、
C:0.008〜0.150%、
Si:0.01〜1.70%、
Mn:0.60〜2.50%、
Al:0.010〜0.60%、
Ti:0〜0.200%、
Nb:0〜0.200%、
Ti+Nb:0.015〜0.200%、
Cr:0〜1.0%、
B:0〜0.10%、
Mo:0〜1.0%、
Cu:0〜2.0%、
Ni:0〜2.0%、
Mg:0〜0.05%、
REM:0〜0.05%、
Ca:0〜0.05%、
Zr:0〜0.05%、
P:0.05%以下、
S:0.0200%以下、
N:0.0060%以下、かつ
残部:Fe及び不純物、
で表される化学組成を有し、
面積率で、
フェライト:0〜30%、
ベイナイト:70〜100%、かつ
残部10%以下、
で表される組織を有し、
方位差が15°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が0.3μm以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が5〜14°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で20〜100%であり、
固溶Cの粒界個数密度、又は固溶Cと固溶Bとの合計の粒界個数密度が1個/nm2以上4.5個/nm2以下であり、
粒界に析出しているセメンタイトの平均粒径が2μm以下であることを特徴とする鋼板。 - 引張強度が480MPa以上であり、
前記引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が19500mm・MPa以上であることを特徴とする請求項1に記載の鋼板。 - 前記化学組成が、質量%で、
Cr:0.05〜1.0%、及び
B:0.0005〜0.10%、
からなる群から選択される1種以上を含むことを特徴とする請求項1又は2に記載の鋼板。 - 前記化学組成が、質量%で、
Mo:0.01〜1.0%、
Cu:0.01〜2.0%、及び
Ni:0.01%〜2.0%、
からなる群から選択される1種以上を含むことを特徴とする請求項1乃至3のいずれか1項に記載の鋼板。 - 前記化学組成が、質量%で、
Ca:0.0001〜0.05%、
Mg:0.0001〜0.05%、
Zr:0.0001〜0.05%、及び
REM:0.0001〜0.05%、
からなる群から選択される1種以上を含むことを特徴とする請求項1乃至4のいずれか1項に記載の鋼板。 - 請求項1乃至5のいずれか1項に記載の鋼板の表面に、めっき層が形成されていることを特徴とするめっき鋼板。
- 前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項6に記載のめっき鋼板。
- 前記めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項6に記載のめっき鋼板。
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KR102221452B1 (ko) * | 2019-05-03 | 2021-03-02 | 주식회사 포스코 | 전단가공성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법 |
US20220259692A1 (en) * | 2019-11-06 | 2022-08-18 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet and method of manufacturing same |
KR102328392B1 (ko) * | 2019-12-20 | 2021-11-19 | 주식회사 포스코 | 펀칭 가공부 단면품질이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법 |
CN111015131B (zh) * | 2019-12-31 | 2021-06-29 | 福建金锐达金属包装有限公司 | 一种马口铁罐盖的制备工艺 |
Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2008056812A1 (fr) * | 2006-11-07 | 2008-05-15 | Nippon Steel Corporation | Plaque en acier à module de young élevé et procédé de production de celle-ci |
WO2008123366A1 (ja) * | 2007-03-27 | 2008-10-16 | Nippon Steel Corporation | はがれの発生が無く表面性状及びバーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
JP2009019265A (ja) * | 2007-06-12 | 2009-01-29 | Nippon Steel Corp | 穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板及びその製造方法 |
WO2014002941A1 (ja) * | 2012-06-26 | 2014-01-03 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
WO2014014120A1 (ja) * | 2012-07-20 | 2014-01-23 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼材 |
Family Cites Families (32)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP3188787B2 (ja) | 1993-04-07 | 2001-07-16 | 新日本製鐵株式会社 | 穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
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JP4062118B2 (ja) * | 2002-03-22 | 2008-03-19 | Jfeスチール株式会社 | 伸び特性および伸びフランジ特性に優れた高張力熱延鋼板とその製造方法 |
JP2005256115A (ja) | 2004-03-12 | 2005-09-22 | Nippon Steel Corp | 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板 |
JP4575893B2 (ja) * | 2006-03-20 | 2010-11-04 | 新日本製鐵株式会社 | 強度延性バランスに優れた高強度鋼板 |
EP2053140B1 (en) * | 2006-07-14 | 2013-12-04 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High-strength steel sheets and processes for production of the same |
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KR101313957B1 (ko) | 2009-05-27 | 2013-10-01 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 피로 특성과 연신 및 충돌 특성이 우수한 고강도 강판, 용융 도금 강판, 합금화 용융 도금 강판 및 그들의 제조 방법 |
JP5423191B2 (ja) | 2009-07-10 | 2014-02-19 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
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BR112013009277A2 (pt) | 2010-10-18 | 2016-07-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | chapa de aço laminada a quente, laminada a frio e revestida tendo ductilidade local e uniforme melhoradas a uma alta taxa de tensão |
JP5454738B2 (ja) * | 2011-04-13 | 2014-03-26 | 新日鐵住金株式会社 | ガス軟窒化用熱延鋼板及びその製造方法 |
TWI463018B (zh) | 2012-04-06 | 2014-12-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 具優異裂縫阻滯性之高強度厚鋼板 |
EP2843075B1 (en) | 2012-04-26 | 2018-03-21 | JFE Steel Corporation | High-strength hot-rolled steel sheet having excellent ductility, stretch flangeability and uniformity and method for manufacturing the same |
DE102012016119A1 (de) | 2012-08-15 | 2014-02-20 | Lawo Informationssysteme Gmbh | Verfahren zum Aufbereiten und Anzeigen von Fahrplaninformation |
JP5825225B2 (ja) | 2012-08-20 | 2015-12-02 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板の製造方法 |
KR101658744B1 (ko) * | 2012-09-26 | 2016-09-21 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 복합 조직 강판 및 그 제조 방법 |
CN105102658B (zh) * | 2013-04-15 | 2017-03-15 | 新日铁住金株式会社 | 热轧钢板 |
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CN106232851B (zh) * | 2014-04-23 | 2018-01-05 | 新日铁住金株式会社 | 连续变截面板用热轧钢板、连续变截面板、及它们的制造方法 |
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JP6290074B2 (ja) * | 2014-12-12 | 2018-03-07 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性に優れた高強度冷延鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
WO2016135896A1 (ja) * | 2015-02-25 | 2016-09-01 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
BR112019001331B8 (pt) * | 2016-08-05 | 2023-10-10 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Chapa de aço |
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Patent Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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WO2008123366A1 (ja) * | 2007-03-27 | 2008-10-16 | Nippon Steel Corporation | はがれの発生が無く表面性状及びバーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
JP2009019265A (ja) * | 2007-06-12 | 2009-01-29 | Nippon Steel Corp | 穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板及びその製造方法 |
WO2014002941A1 (ja) * | 2012-06-26 | 2014-01-03 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
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