JP6384703B1 - 高強度冷延鋼板とその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
また、上記特許文献2の技術では、Alを多量に添加する必要があり、また、均熱焼鈍後、750〜500℃までを20℃/s以下の冷却速度で冷却し、その後、100℃以下まで100℃/s以上で急速冷却する特殊な冷却設備が必要であるため、実用化には大きな設備投資が必要となる。
また、上記特許文献3の技術では、ベイナイトを含まない鋼組織であることから、ミクロ組織間での硬度差が大きく、強度が変動し易いという問題があり、しかも、鋼板の機械的特性のばらつきについては考慮していない。
また、上記特許文献4の技術は、発明の対象が厚板であり、冷間圧延および連続焼鈍を行って製造する自動車用高強度冷延鋼板への適用は難しい。
|ΔYS|=(YSL−2×YSD+YSC)/2 ・・・(1)
で定義される降伏応力の面内異方性ΔYSの絶対値が30MPa以下、および、下記(2)式;
|ΔTS|=(TSL−2×TSD+TSC)/2 ・・・(2)
で定義される引張強さの面内異方性ΔTSの絶対値が30MPa以下である機械的特性を有する高強度冷延鋼板である。ここで、上記(1)式および(2)式におけるYSLおよびTSLは、圧延方向の降伏応力および引張強さ、YSCおよびTSCは、圧延方向に対して直角方向の降伏応力および引張強さ、YSDおよびTSDは、圧延方向に対して45°方向の降伏応力および引張強さである。
|ΔYS|=(YSL−2×YSD+YSC)/2 ・・・(1)
で定義される降伏応力の面内異方性ΔYSの絶対値が30MPa以下、および、下記(2)式;
|ΔTS|=(TSL−2×TSD+TSC)/2 ・・・(2)
で定義される引張強さの面内異方性ΔTSの絶対値が30MPa以下である機械的特性とを付与する高強度冷延鋼板の製造方法を提案する。ここで、上記(1)式および(2)式におけるYSLおよびTSLは、圧延方向の降伏応力および引張強さ、YSCおよびTSCは、圧延方向に対して直角方向の降伏応力および引張強さ、YSDおよびTSDは、圧延方向に対して45°方向の降伏応力および引張強さである。
本発明の鋼板は、引張強さTSが780MPa以上で、引張強さTSに対する降伏応力YSの比(YS/TS×100)である降伏比YRが70%以下であり、下記(1)式;
|ΔYS|=(YSL−2×YSD+YSC)/2 ・・・(1)
で定義される降伏応力YSの面内異方性の絶対値|ΔYS|が30MPa以下、かつ、下記(2)式;
|ΔTS|=(TSL−2×TSD+TSC)/2 ・・・(2)
で定義される引張強さTSの面内異方性の絶対値|ΔTS|が30MPa以下である機械的特性を有することを特徴とする。ここで、上記引張強さTSおよび降伏比YRは、圧延方向に対して直角方向(C方向)の値であり、また、上記(1)式および(2)式におけるYSLおよびTSLは、圧延方向の降伏応力および引張強さ、YSCおよびTSCは、圧延方向に対して直角方向の降伏応力および引張強さ、YSDおよびTSDは、圧延方向に対して45°方向の降伏応力および引張強さである。
本発明の鋼板の鋼組織は、上記した機械的特性を有するためには、全組織に対する面積率が40〜80%のフェライトと、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトから構成される第2相とからなり、第2相に占めるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率が50〜80%で、フレッシュマルテンサイトのアスペクト比が1.0〜1.5の範囲であることが必要である。このように、主相のフェライトと、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトからなる第2相とを併存させることで、引張強さが780MPa以上の高強度でも、低降伏比で引張特性の異方性が小さい機械的特性を付与することができる。以下、上記鋼組織の限定理由について、具体的に説明する。
本発明の鋼板の鋼組織は、延性に富む軟質なフェライト中に、第2相として低温変態相(ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト)が存在する複合組織からなり、該鋼組織に占めるフェライトの面積率は、十分な延性および強度と延性のバランスを確保するため、40%以上であることが必要である。一方、フェライトの面積率が80%を超えると、本発明が目標とする引張強さ(780MPa以上)を確保することが難しくなる。よって、フェライトの面積率は40〜80%の範囲とする。好ましくは45〜75%の範囲である。
ここで、上記ベイナイトは、フェライトとフレッシュマルテンサイトの中間的な硬さの組織であり、引張特性の異方性を低減する効果があるので、全鋼板組織に対する面積率で10〜30%存在するのが好ましい。なお、上記ベイナイト量は、後述する熱処理工程で、650−550℃間に1次滞留し、所定量のフェライト量を生成させることで達成することができる。ベイナイト量は、より好ましくは30%未満、さらに好ましくは20%以下である。
また、フレッシュマルテンサイトは、後述するように、連続焼鈍の冷却過程の最終段階で形成される焼入れままのマルテンサイト組織であり、鋼板の降伏比を低減する効果がある。上記効果を得るためには、全鋼板組織に対する面積率で5%以上存在することが好ましい。しかし、多量に存在すると、プレス成形時にフレッシュマルテンサイトとフェライトの界面に形成されるボイド量が多くなり、プレス割れを引き起こし易くなるため、30%以下であることが好ましい。より好ましくは10〜20%の範囲である。
次に、本発明の鋼板において重要なことは、引張特性の異方性を低減する観点から、上記第2相の面積率に占めるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率が50〜80%の範囲であることである。第2相に占めるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率が50%未満では、引張特性の異方性が大きくなるだけでなく、鋼板の曲げ性や伸びフランジ性が低下する。一方、80%を超えると、780MPa以上の引張強さを確保することが難しくなる他、降伏比が大きく上昇してしまうからである。好ましくは、55〜75%の範囲である。
なお、第2相に占めるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率は、前述した方法でフレッシュマルテンサイトの面積率を測定し、第2相の面積率からフレッシュマルテンサイトの面積率を除いた面積率を、第2相の合計面積率で除して求める。
また、本発明の鋼板において、フレッシュマルテンサイトの形態も重要であり、第2相の形態が圧延方向に伸長した割合が多くなると、プレス成形時にボイドが発生し易くなる他、亀裂も進展し易くなる。したがって、フレッシュマルテンサイトのアスペクト比が1.0〜1.5の範囲にあることが必要である。好ましくは1.0〜1.3の範囲である。フレッシュマルテンサイトのアスペクト比は、(長軸の長さ/短軸の長さ)で定義される。本発明の鋼板において、「長軸の長さ」は「鋼板の圧延方向におけるフレッシュマルテンサイトの長さ」とし、「短軸の長さ」は「鋼板の厚さ方向におけるフレッシュマルテンサイトの長さ」とする。
フレッシュマルテンサイトの平均粒径:1.0μm以下
フレッシュマルテンサイトの平均粒径は、プレス成形性に影響し、平均粒径が1.0μmを超えると、プレス成形時にフレッシュマルテンサイトとフェライトとの界面にボイドが生成し、均一伸びが低下して、プレス割れを引き起こし易くなる。また、引張特性の異方性も、フレッシュマルテンサイトの平均粒径に依存し、平均粒径が1.0μmを超えると、引張特性の異方性が大きくなる傾向にある。よって、フレッシュマルテンサイトの平均粒径は、1.0μm以下であることが好ましい。より好ましくは、0.8μm以下である。
なお、フレッシュマルテンサイトの平均粒径は、SEMで粒と認識できる領域を一つの粒として切断法により求めた。
ベイナイト中の炭化物の平均粒径も、プレス成形性に影響し、平均粒径が0.3μmを超えるとプレス成形時に、炭化物の界面でボイドが生成しやすくなり、均一伸びが低下し、プレス割れなどの問題が発生するため、0.3μm以下とするのが好ましい。より好ましくは、0.2μm以下である。ベイナイト中の炭化物の平均粒径の下限値は0.1μmである。
本発明の鋼板は、基本成分組成が、C:0.07〜0.12mass%、Si:0.7mass%以下、Mn:2.2〜2.8mass%、P:0.1mass%以下、S:0.01mass%以下、Al:0.01〜0.1mass%、N:0.015mass%以下、かつ、TiおよびNbのうちから選ばれる1種または2種を合計で0.02〜0.08mass%含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる。
Cは、焼入れ性を高め、所定量の第2相(ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト)を確保するために必要な元素である。C含有量が0.07mass%未満では、上述した所定のミクロ組織が得られず、降伏比が70%以下とならないばかりか、780MPa以上の引張強さを確保するのが難しくなる。一方、C含有量が0.12mass%を超えると、第2相の粒径が大きくなり、また、ベイナイトの生成量が減少して、引張特性の異方性が大きくなり易くなる。よって、C含有量は、0.07〜0.12mass%の範囲とする。好ましくは0.08mass%以上、より好ましくは0.09mass%以上である。また、好ましくは0.11mass%以下、より好ましくは0.10mass%以下である。
Siは、固溶強化元素であるとともに、均一伸び等の加工性を向上させる元素でもある。上記効果を得るためには0.1mass%以上含有させるのが好ましい。しかし、0.7mass%を超えると、赤スケールの発生等による表面性状の劣化や、化成処理性の劣化を引き起こす。また、Siは、フェライト安定化元素であり、550〜650℃の温度域でのフェライト生成量を増加し、第2相の生成量を減少させるため、780MPa以上の強度を確保することが難しくなる。よって、Si含有量は0.7mass%以下とする。好ましくは0.60mass%以下、より好ましくは0.50mass%以下である。さらに好ましくは0.30mass%未満、さらにより好ましくは0.25mass%以下である。
Mnは、オーステナイト安定化元素であり、連続焼鈍の均熱焼鈍後の冷却過程においてフェライトやパーライトの生成を抑制し、オーステナイトからマルテンサイトへの変態を促進する、すなわち、焼入れ性を高めて第2相の生成を容易にするため、鋼板の強度を確保するのに必要な元素である。上記効果を得るためには、2.2mass%以上の添加が必要である。特に、水焼入れタイプに比べて冷却速度が遅いガスジェット冷却タイプの冷却設備で鋼板を製造する場合には、Mnはより多く添加するのが好ましい。一方、Mn含有量が2.8mass%を超えると、スポット溶接性を損なうだけでなく、鋳造性の低下(スラブ割れ)を引き起こしたり、板厚方向のMn偏析が顕著となり、降伏比が上昇したりする。また、連続焼鈍の均熱焼鈍後の冷却過程における550〜650℃の温度域でのフェライト生成が抑制される他、その後の冷却過程におけるベイナイトの生成も抑制されるため、均一伸びが低下したり、引張特性の異方性が大きくなったりする。よって、Mn含有量は、2.2〜2.8mass%の範囲とする。なお、好ましくは2.3mass%以上、より好ましくは2.4mass%以上である。また、好ましくは2.7mass%以下、より好ましくは2.6mass%以下である。
Pは、固溶強化能が大きい元素であり、所望の強度に応じて適宜添加することができる。しかし、P添加量が0.1mass%を超えると、溶接性の低下を招くだけでなく、粒界偏析により脆化し、耐衝撃性が低下する。よって、P含有量は0.1mass%以下とする。好ましくは0.05mass%以下、より好ましくは0.03mass%以下である。
Sは、鋼の精錬過程で不可避的に混入してくる不純物元素であり、粒界に偏析して熱間脆性を引き起こすとともに、硫化物系介在物を形成して、鋼板の局部変形能を低下させるため、低いほど好ましい。そのため、本発明では、S含有量は0.01mass%以下に制限する。好ましくは0.005mass%以下である。より好ましくは0.002mass%以下である。
Alは、鋼の精錬工程で脱酸剤として添加される元素であるとともに、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進するのに有効な元素である。上記の効果を得るためには、0.01mass%以上添加する必要がある。一方、Al含有量が0.1mass%を超えると、粗大なAlNが析出して、延性が低下する。よって、Al含有量は0.01〜0.1mass%の範囲とする。なお、好ましくは0.03mass%以上である。また、好ましくは0.06mass%以下である。
Nは、鋼の耐時効性を最も劣化させる元素であり、特に0.015mass%を超えると、耐時効性の劣化が顕著となるため、0.015mass%以下に制限する。なお、Nは、少ないほど望ましく、好ましくは0.0100mass%以下、より好ましくは0.0070mass%以下である。さらに好ましくは0.0050mass%以下である。
NbおよびTiは、いずれも鋼中で炭窒化物を形成して結晶粒を微細化するため、鋼の高強度化に有効な元素である。特に、ガスジェット冷却タイプの冷却装置を有する連続焼鈍設備で本発明を実施する場合には、780MPa以上の引張強さを安定的に確保するため、NbおよびTiを積極的に添加する必要がある。そこで、本発明においては、上記効果を得るため、NbおよびNbの1種または2種を合計で0.02mass%以上添加する。一方、NbおよびTiの合計添加量が0.08mass%を超えると、製品板の組織中に未再結晶組織が残存するようになり、引張特性の異方性が大きくなる。よって、NbおよびTiの添加量は、合計で0.02〜0.08mass%の範囲とする。なお、NbおよびTiの合計添加量は好ましくは0.03mass%以上である。また、好ましくは0.05mass%以下である。
Cr,Mo,VおよびBは、いずれも、焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制して、焼入れ性を高める効果を有するので、必要に応じて添加することができる。上記効果を得るためには、Cr,Mo,VおよびBの1種または2種以上を、それぞれCr:0.05mass%以上、Mo:0.05mass%以上、V:0.01mass%以上、B:0.0003mass%以上添加するのが好ましい。しかし、Cr,Mo,VおよびBの添加量が、それぞれCr:1.0mass%、Mo:1.0mass%、V:0.1mass%およびB:0.005mass%を超えると、硬質なマルテンサイトの量が増大して、高強度化し過ぎ、鋼板に必要な加工性を得ることができなくなる。よって、Cr,Mo,VおよびBを添加する場合には、それぞれ上記範囲で添加するのが好ましい。なお、上記元素はより好ましくは、それぞれCr:0.1mass%以上、Mo:0.1mass%以上、V:0.03mass%以上およびB:0.0005mass%以上である。一方、上記元素はより好ましくは、それぞれCr:0.5mass%以下、Mo:0.3mass%以下、V:0.06mass%以下およびB:0.002mass%以下である。
本発明の鋼板は、上記成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延して熱延板とし、該熱延板を冷間圧延して所定の板厚の冷延板とした後、該冷延板に、本発明が規定する所定の条件の連続焼鈍を施すことにより製造する。
この熱処理は、Ac3−30℃〜Ac3+50℃の温度域で60秒以上保持する均熱処理した後、平均冷却速度2〜5℃/sで650℃以下まで冷却(1次冷却)し、550〜650℃の温度域に10〜50秒滞留(1次滞留)した後、さらに、平均冷却速度15〜30℃/sで350℃以下まで冷却(2次冷却)し、350℃〜250℃の温度域に300〜500秒滞留(2次滞留)した後、3次冷却する熱処理である。
均熱温度までの加熱条件は、再結晶を十分に進行させる観点から650℃超えの温度域では10℃/s以下とするのが好ましい。10℃/sを超える加熱速度では連続焼鈍後の鋼板組織が不均一となり、引張特性の異方性が大きくなるからである。より好ましくは8℃/s以下である。
均熱処理(均熱焼鈍)は、冷間圧延によって形成されたフェライト圧延組織を十分に再結晶させるとともに、フェライト中に第2相を形成させるために必要なオーステナイトに変態させるため、Ac3−30℃〜Ac3+50℃の温度域に、60秒以上滞留させることが必要である。均熱焼鈍温度が、Ac3−30℃未満の場合には、圧延方向に伸展した圧延組織が残存し易く、引張特性の異方性が大きくなる。好ましい均熱温度の下限はAc3−20℃である。一方、均熱焼鈍温度がAc3+50℃を超えると、生成したオーステナイトが粗大となり、3次冷却で生成するフレッシュマルテンサイトの平均粒径が1.0μmを超えるため、10%以上の均一伸びが得られず、成形性が低下する。好ましい均熱温度の上限はAc3+40℃である。また、均熱焼鈍時間が60秒未満では、フェライトのオーステナイトへの逆変態が十分に進まず、所定量のオーステナイトを確保できず、所望の強度が得られなかったり、また、未再結晶粒の残存が多い場合にはプレス成形性が低下したり、引張強度の異方性が大きくなるおそれがある。そのため、均熱焼鈍時間は60秒以上とする。好ましくは100秒以上である。なお、均熱焼鈍時間が500秒を超えると、オーステナイトの粒径が粗大となり、連続焼鈍後の鋼板組織で粗大なマルテンサイトが生成されやすくプレス成形性が劣化するだけでなく、エネルギーコストの増大を招く。そのため、上限は500秒とするのが好ましい。
Ac3点(℃)=910−203×[C%]1/2+44.7×[Si%]−30×[Mn%]+700×[P%]+400×[Al%]−20×[Cu%]+31.5×[Mo%]+104×[V%]+400×[Ti%]
なお、上記式中の[X%]は、鋼板の成分元素Xの含有量(mass%)であり、含有しないときは“0”とする。
上記均熱処理に続く1次冷却は、所定量のフェライト量を確保するため、上記均熱焼鈍温度から、650〜550℃の1次冷却停止温度まで、平均冷却速度2〜5℃/sで冷却することが必要である。平均冷却速度が2℃/s未満では、冷却中にオーステナイトの分解が過度に進行し、550〜650℃の温度域での1次滞留より前に生成するフェライト量が多くなり過ぎ、焼鈍後に所望の強度が得られない。一方、平均冷却速度が5℃/sを超えると、逆に、冷却中のオーステナイトの分解が不足し、所定のフェライト分率が確保できず、70%以下の低降伏比が得られなくなる。よって、1次冷却の平均冷却速度は2〜5℃/sの範囲とする。
また、1次冷却の冷却停止温度を650℃以下とする理由は、650℃を超えると、オーステナイトの分解が進まず、オーステナイトが増加するため、結果として、硬質なベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトからなる第2相が多くなり過ぎ、低降伏比を実現できなくなる。ただし、1次冷却の終点温度が550℃未満になると、フェライトの生成量が増大するため、製品板の引張強さ780MPa以上を確保するのが難しくなるので、1次冷却の停止温度は550℃以上とするのが好ましい。
1次冷却した鋼板は、その後、所定量のフェライトを生成させるため、1次冷却停止温度、すなわち、550〜650℃の温度域に15〜60秒滞留させる1次滞留を施すことが必要である。
1次滞留の温度が650℃を超えると、フェライト量が少なくなり低降伏比が得られなかったり、一方、550℃未満では、フェライト量が多くなり焼鈍後の強度が確保できない可能性がある。また、上記温度域での滞留時間が15秒未満では、オーステナイトの分解が進まず、第2相が増加するため、低降伏比が得られない。一方、滞留時間が60秒を超えると、オーステナイトの分解が進み過ぎて、フェライトの面積率が過大となって第2相を所定量確保することができず、780MPa以上の引張強さを得ることが難しくなる。したがって、550〜650℃の温度域での滞留時間は15〜60秒とする。好ましくは20秒以上である。また、好ましくは50秒以下である。なお、上記1次滞留時間は、鋼板が550〜650℃の温度域に存在している全時間をいい、冷却中、温度保持中を問わない。
1次冷却し、1次滞留した冷延板は、その後、1次滞留後に残されたオーステナイトの一部をベイナイトおよび/またはマルテンサイトに変態させて、所定量のベイナイトと焼戻しマルテンサイトを確保するため、1次滞留温度の550〜650℃から350℃以下の温度まで、平均冷却速度10〜25℃/sで冷却する2次冷却を施すことが必要である。
なお、2次冷却の停止温度の下限は、2次冷却の後に行う2次滞留温度の下限温度である250℃とするのが好ましい。
また、上記2次冷却の平均冷却速度を10〜25℃/sとする理由は、10℃/s未満では、冷却速度が遅く、冷却中に過度にオーステナイトの分解が進行し過ぎるため、ベイナイトおよびマルテンサイトの面積率が全組織の30%未満となり、所定の引張強さを確保できなくなる。一方、25℃/sを超えると、逆に冷却中のオーステナイトの分解が不足し、ベイナイトおよびマルテンサイトの面積率が過大となるため、引張強さが大きく上昇し、引張特性の異方性も大きくなる。よって、2次冷却における平均冷却速度は10〜25℃/sの範囲とする。好ましくは15℃/s以上である。また、好ましくは20℃/s以下である。
2次冷却した鋼板は、その後、350〜250℃の温度域で300〜500秒保持する2次滞留を施すことが必要である。
2次滞留温度が350℃を超えると、および/または、2次滞留時間が500秒を超えると、ベイナイトの生成量が増加したり、2次冷却で生成したマルテンサイトの焼戻しが過度に進行して、引張強さが低下したりするため、低降伏比が得られなくなる。一方、2次滞留温度が250℃を下回ると、および/または、2次滞留時間が300秒を下回ると、マルテンサイトの焼戻しが十分に進行せず、また、硬質なフレッシュマルテンサイトが生成する温度域となり、製品板のフレッシュマルテンサイト量が増加し過ぎるため、引張特性の異方性が大きくなる。したがって、2次滞留は、350〜250℃の温度域で300〜500秒滞留させる条件とする。好ましい2次滞留時間は380秒以上である。また、好ましい2次滞留時間は430秒以下である。なお、上記2次滞留時間は、鋼板が350〜250℃の温度域に存在している全時間をいい、冷却中、温度保持中を問わない。
2次冷却し、2次滞留した冷延板は、その後、上記2次滞留後に残留しているオーステナイトをマルテンサイトに変態させるための3次冷却を行うことが必要である。なお、上記3次冷却で生成した焼入れままのマルテンサイトをフレッシュマルテンサイトといい、上記2次滞留で焼戻しを行なった焼戻しマルテンサイトと区別する。
<鋼板組織>
・ 鋼板の圧延方向の板厚断面(L断面)を研磨した後、1vol%のナイタール液で腐食し、鋼板表面から板厚の1/4の位置をSEM(Scanning Electron Microscope)を用いて1000倍の倍率で40μm×28μmの範囲を3視野撮像し、上記組織画像から、Adobe Systems社のAdobe Photoshopを用いて各相の面積率、フレッシュマルテンサイトのアスペクト比、フレッシュマルテンサイトの平均粒径、ベイナイト中の析出した炭化物の平均粒径を測定し、3視野の平均を求めた。
<機械的特性>
・ 降伏応力YS、引張強さTS、均一伸びおよび全伸び:鋼板の圧延方向に直角な方向(C方向)からJIS5号試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して引張試験を行い、測定した。また、降伏比YRは、上記のように測定して得た降伏応力YSと引張強さTSから求めた。
なお、引張特性は、引張強さTSが780MPa以上、降伏比YRが70%以下のものを本発明に適合していると評価した。
・ 引張特性の異方性:鋼板の圧延方向(L方向)、圧延方向に対して45°方向(D方向)および圧延方向に対して直角方向(C方向)の3方向からJIS5号試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して引張試験を行い、各方向の降伏応力(YSL、YSD、YSC)および引張強さ(TSL、TSD、TSC)を測定し、下記(1)式;
|ΔYS|=(YSL−2×YSD+YSC)/2 ・・・(1)
を用いて降伏応力YSの面内異方性の絶対値、および、下記(2);
|ΔTS|=(TSL−2×TSD+TSC)/2 ・・・(2)
を用いて引張強さTSの面内異方性の絶対値を求めた。
なお、引張特性の面内異方性は、│ΔYS│≦30MPa、│ΔTS│≦30MPa以下の両方を満たすものを、本発明に適合していると評価した。
Claims (5)
- C:0.07〜0.12mass%、Si:0.7mass%以下、Mn:2.2〜2.8mass%、P:0.1mass%以下、S:0.01mass%以下、Al:0.01〜0.1mass%、N:0.015mass%以下、かつ、TiおよびNbのうちから選ばれる1種または2種を合計で0.02〜0.08mass%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、
全組織に対する面積率が40〜80%のフェライトと、焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとベイナイトから構成される第2相とからなり、第2相に占めるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率が50〜80%で、フレッシュマルテンサイトのアスペクト比が1.0〜1.5の範囲である鋼組織と、
引張強さが780MPa以上、降伏比が70%以下で、下記(1)式で定義される降伏応力の面内異方性ΔYSの絶対値が30MPa以下、および、下記(2)式で定義される引張強さの面内異方性ΔTSの絶対値が30MPa以下である機械的特性を有する高強度冷延鋼板。
記
|ΔYS|=(YSL−2×YSD+YSC)/2 ・・・(1)
|ΔTS|=(TSL−2×TSD+TSC)/2 ・・・(2)
ここで、YSL、TSL:圧延方向の降伏応力、引張強さ
YSC、TSC:圧延方向に対して直角方向の降伏応力、引張強さ
YSD、TSD:圧延方向に対して45°方向の降伏応力、引張強さ - ベイナイト中の炭化物の平均粒径が0.3μm以下であり、フレッシュマルテンサイトの平均粒径が1.0μm以下であることを特徴とする請求項1に記載の高強度冷延鋼板。
- 上記成分組成に加えてさらに、Cr:0.05〜1.0mass%、Mo:0.05〜1.0mass%およびV:0.01〜0.1mass%から選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高強度冷延鋼板。
- 上記成分組成に加えてさらに、B:0.0003〜0.005mass%を含有することを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の高強度冷延鋼板。
- 請求項1〜4のいずれか1項に記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延し、冷間圧延した後、連続焼鈍を施して高強度冷延鋼板を製造する際、
上記連続焼鈍において、Ac3−30℃〜Ac3+50℃の温度域に60秒以上滞留する均熱処理した後、該均熱温度から650℃以下まで平均冷却速度2〜5℃/sで1次冷却し、650〜550℃の温度域に15〜60秒1次滞留した後、該滞留温度から350℃以下の温度域まで平均冷却速度10〜25℃/sで2次冷却し、350〜250℃の温度域に300〜500秒2次滞留した後、3次冷却することにより、
全組織に対する面積率が40〜80%のフェライトと、焼戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトとベイナイトから構成される第2相とからなり、第2相に占めるベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率が50〜80%で、フレッシュマルテンサイトのアスペクト比が1.0〜1.5の範囲にある鋼組織と、
引張強さが780MPa以上、降伏比が70%以下で、下記(1)式で定義される降伏応力の面内異方性ΔYSの絶対値が30MPa以下、および、下記(2)式で定義される引張強さの面内異方性ΔTSの絶対値が30MPa以下である機械的特性とを付与する高強度冷延鋼板の製造方法。
記
|ΔYS|=(YSL−2×YSD+YSC)/2 ・・・(1)
|ΔTS|=(TSL−2×TSD+TSC)/2 ・・・(2)
ここで、YSL、TSL:圧延方向の降伏応力、引張強さ
YSC、TSC:圧延方向に対して直角方向の降伏応力、引張強さ
YSD、TSD:圧延方向に対して45°方向の降伏応力、引張強さ
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Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2020130560A1 (ko) * | 2018-12-18 | 2020-06-25 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 |
Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2013047760A1 (ja) * | 2011-09-30 | 2013-04-04 | 新日鐵住金株式会社 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
JP2014005514A (ja) * | 2012-06-26 | 2014-01-16 | Jfe Steel Corp | 疲労特性と延性に優れ、且つ延性の面内異方性の小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
WO2015080242A1 (ja) * | 2013-11-29 | 2015-06-04 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間成形用鋼板 |
WO2016072479A1 (ja) * | 2014-11-05 | 2016-05-12 | 新日鐵住金株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板 |
WO2016194272A1 (ja) * | 2015-05-29 | 2016-12-08 | Jfeスチール株式会社 | 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 |
WO2017038070A1 (ja) * | 2015-09-04 | 2017-03-09 | Jfeスチール株式会社 | 高強度薄鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR100884104B1 (ko) * | 2004-01-14 | 2009-02-19 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 도금 밀착성 및 구멍 확장성이 우수한 용융 아연 도금 고강도 강판과 그 제조 방법 |
JP5365217B2 (ja) * | 2008-01-31 | 2013-12-11 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
JP5240037B2 (ja) * | 2009-04-20 | 2013-07-17 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
KR101329840B1 (ko) * | 2010-09-16 | 2013-11-14 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 연성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 이들의 제조 방법 |
BR112013025015B1 (pt) * | 2011-03-28 | 2018-11-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | chapa de aço laminada a frio e método de produção da mesma |
US9745639B2 (en) * | 2011-06-13 | 2017-08-29 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength steel sheet excellent in workability and cold brittleness resistance, and manufacturing method thereof |
JP5764549B2 (ja) * | 2012-03-29 | 2015-08-19 | 株式会社神戸製鋼所 | 成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法 |
JP5821911B2 (ja) * | 2013-08-09 | 2015-11-24 | Jfeスチール株式会社 | 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
KR101999910B1 (ko) * | 2015-03-27 | 2019-07-12 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그 제조 방법 |
-
2018
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- 2018-03-08 CN CN202111061351.XA patent/CN113862563B/zh active Active
Patent Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2013047760A1 (ja) * | 2011-09-30 | 2013-04-04 | 新日鐵住金株式会社 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
JP2014005514A (ja) * | 2012-06-26 | 2014-01-16 | Jfe Steel Corp | 疲労特性と延性に優れ、且つ延性の面内異方性の小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
WO2015080242A1 (ja) * | 2013-11-29 | 2015-06-04 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間成形用鋼板 |
WO2016072479A1 (ja) * | 2014-11-05 | 2016-05-12 | 新日鐵住金株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板 |
WO2016194272A1 (ja) * | 2015-05-29 | 2016-12-08 | Jfeスチール株式会社 | 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 |
WO2017038070A1 (ja) * | 2015-09-04 | 2017-03-09 | Jfeスチール株式会社 | 高強度薄鋼板およびその製造方法 |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2020130560A1 (ko) * | 2018-12-18 | 2020-06-25 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 |
US10941467B2 (en) | 2018-12-18 | 2021-03-09 | Posco | Cold-rolled steel sheet with excellent formability, galvanized steel sheet, and manufacturing method thereof |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
EP3572546A4 (en) | 2020-01-22 |
CN113862563B (zh) | 2022-10-28 |
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EP3572546A1 (en) | 2019-11-27 |
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