JP7001204B1 - 鋼板及び部材 - Google Patents
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Abstract
Description
(A)1180MPa≦TS<1320MPaの場合、700MPa≦YS、13%≦El
(B)1320MPa≦TS<1470MPaの場合、850MPa≦YS、11%≦El
(C)1470MPa≦TSの場合、1000MPa≦YS、9%≦El
(1)得られた鋼板より、100mm×100mmのサンプルを剪断で採取し、該サンプルに、クリアランスを12.5%として直径10mmの穴を打ち抜く。
(2)内径75mmのダイスを用いて、穴の周囲をしわ押さえ力9ton(88.26kN)で抑えた状態で、頂角60°の円錐ポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定する。
(3)下記の式に基づいて、限界穴広げ率:λ(%)を求め、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価する。
λ(%)={(Df-D0)/D0}×100
ただし、上式において、Dfは亀裂発生時の穴径(mm)、D0は初期穴径(mm)である。
(1)せん断により厚さ1.4mm×幅30mm×長手110mmの試験片を採取する。
(2)その試験片に幅中央かつ長手端部から17.5mm位置を中心としたΦ15mmの穴あけ加工を行う。
せん断条件は、板押さえ有りで、せん断レーキ角を0.5°、せん断クリアランスを15%とし、せん断刃は1000ショット以上使用したものとする。
(3)その後、その試験片に曲げ半径(R)を板厚(t)で除したR/t=5.0で90°V曲げ加工を施し、V曲げ頂点の応力がその材料のYS±50MPaとなるようにΦ15mm穴に通したボルトの締め込み量を調整する。
(4)得られた応力を負荷したV曲げ加工サンプルを塩酸に浸漬して、割れの有無を判断する。浸漬条件は、浸漬溶液をpH=3の塩酸で一定管理とし、液温を25℃、浸漬時間を96時間とする。
(1)得られた鋼板の圧延方向と直角方向を長手として30mm×100mmに切断した試験片を1枚と、もう1枚は980MPa級の溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、これらに抵抗溶接(スポット溶接)を実施し、部材を作製する。
(2)溶接機には2枚の鋼板を重ねた板組みについて、溶接ガンに取り付けられたサーボモータ加圧式で単相交流(50Hz)の抵抗溶接機を用いて板組みを5°傾けた状態で抵抗スポット溶接を実施する。溶接条件は加圧力を3.8kN、ホールド時間を0.2秒とし、溶接電流を5.7~6.2kA、通電時間を21サイクル、ホールド時間を5サイクルとする。
(3)溶接後の部材から試験片を半切して、断面を光学顕微鏡で観察し、0.1mm以上の亀裂の有無を確認する。
[1]質量%で、Si:0.20%以上2.00%以下、及びMn:2.70%以上4.00%以下を含有する成分組成と、
フェライトの面積率が5%以上30%以下、ベイニティックフェライトの面積率が5%以上35%以下、焼戻しマルテンサイトの面積率が20%以上50%以下、残留オーステナイトの体積率が5%以上35%以下である鋼組織と、を有し、
鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域において、Si濃度が鋼板の成分組成のSi濃度の1/3以下であり、かつMn濃度が鋼板の成分組成のMn濃度の1/3以下である領域が厚さ1.0μm以上であり、
鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域における最小のSi濃度LSi及び最小のMn濃度LMnと、鋼板の板厚1/4位置におけるSi濃度TSi及びMn濃度TMnとが、下記式(1)を満たし、
引張強さが1180MPa以上である鋼板。
LSi+LMn≦(TSi+TMn)/4・・・(1)
[2]前記成分組成が、さらに、質量%で、
C:0.120%以上0.400%以下、
P:0.001%以上0.100%以下、
S:0.0200%以下、
Al:0.010%以上2.000%以下、及び
N:0.0100%以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる[1]に記載の鋼板。
[3]前記成分組成が、さらに、質量%で、
Sb:0.200%以下及び
Sn:0.200%以下のうちから選ばれる少なくとも1種を含有する[2]に記載の鋼板。
[4]前記成分組成が、さらに、質量%で、
Ti:0.200%以下、
Nb:0.200%以下、
V:0.100%以下、
B:0.0100%以下、
Cu:1.000%以下、
Cr:1.000%以下、
Ni:1.000%以下、
Mo:0.500%以下、
Ta:0.100%以下、
W:0.500%以下、
Mg:0.0200%以下、
Zn:0.020%以下、
Co:0.020%以下、
Zr:0.020%以下、
Ca:0.0200%以下、
Ce:0.0200%以下、
Se:0.0200%以下、
Te:0.0200%以下、
Ge:0.0200%以下、
As:0.0200%以下、
Sr:0.0200%以下、
Cs:0.0200%以下、
Hf:0.0200%以下、
Pb:0.0200%以下、
Bi:0.0200%以下、
REM(Ceを除く):0.0200%以下のうちから選ばれる少なくとも1種を含有する[2]又は[3]に記載の鋼板。
[5]鋼板表面から板厚1/4位置における硬度に対して65%以下の硬度の領域を軟質層としたとき、
鋼板表面から板厚方向に厚さ1.0μm以上50.0μm以下の軟質層を有する[1]~[4]のいずれか一つに記載の鋼板。
[6]鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域において、Si及び/又はMnの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が1μm以上15μm以下である[1]~[5]のいずれか一つに記載の鋼板。
[7]前記Mn濃度LMnと、前記Mn濃度TMnが、下記式(2)を満たす[1]~[6]のいずれか一つに記載の鋼板。
LMn≦TMn/3・・・(2)
[8]鋼板表面に溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する[1]~[7]のいずれか一つに記載の鋼板。
[9]鋼板中に含まれる拡散性水素量が0.50質量ppm以下である[1]~[8]のいずれか一つに記載の鋼板。
[10]前記成分組成の炭素当量Ceqが0.697%以上である[1]~[9]のいずれか一つに記載の鋼板。
[11][1]~[10]のいずれか一つに記載の鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
[12][1]~[4]のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、450℃以上750℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後の鋼板を400℃以上の温度域で3600秒以上保持し、酸洗した後、圧下率30%以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程後の鋼板を820℃以上の温度域で20秒以上保持する第一焼鈍工程と、
前記第一焼鈍工程後の鋼板を露点が-35℃以上の雰囲気中を740℃以上900℃以下の温度域で20秒以上保持した後、該温度域から550℃までの平均冷却速度が8℃/秒以上で、150℃以上300℃以下の冷却停止温度まで冷却し、740℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径100mm以上1000mm以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計3回以上15回以下で行う第二焼鈍工程と、
前記第二焼鈍工程後の鋼板を(前記冷却停止温度+50℃)以上500℃以下の温度域まで再加熱し、該温度域で10秒以上保持する再加熱工程と、を有する鋼板の製造方法。
[13]前記再加熱工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に450℃以上600℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程を有する[12]に記載の鋼板の製造方法。
[14][1]~[4]のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、450℃以上750℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後の鋼板を400℃以上の温度域で3600秒以上保持し、酸洗した後、圧下率30%以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程後の鋼板を820℃以上の温度域で20秒以上保持する第一焼鈍工程と、
前記第一焼鈍工程後の鋼板を露点が-35℃以上の雰囲気中を740℃以上900℃以下の温度域で20秒以上保持した後、該温度域から550℃までの平均冷却速度が8℃/秒以上で、350℃以上500℃以下の冷却停止温度まで冷却し、740℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径100mm以上1000mm以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計3回以上15回以下で行う第二焼鈍工程と、
前記第二焼鈍工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に450℃以上600℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程と、
前記めっき工程後の鋼板を50℃以上350℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度超かつ300℃以上500℃以下の温度まで再加熱して10秒以上保持する再加熱工程と、を有する鋼板の製造方法。
[15]前記再加熱工程後、鋼板を50℃以上300℃以下の温度域内で0.5時間以上72.0時間以下保持する脱水素処理工程を有する[12]~[14]のいずれか一つに記載の鋼板の製造方法。
[16]前記成分組成の炭素当量Ceqが0.697%以上である[12]~[15]のいずれか一つに記載の鋼板の製造方法。
[17][12]~[16]のいずれか一つに記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
[18]質量%で、Si:0.20%以上2.00%以下、及びMn:2.70%以上4.00%以下を含有する成分組成と、
フェライトの面積率が5%以上30%以下、ベイニティックフェライトの面積率が5%以上35%以下、焼戻しマルテンサイトの面積率が20%以上50%以下、残留オーステナイトの体積率が5%以上35%以下である鋼組織と、を有し、
鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域において、Si濃度が鋼板の成分組成のSi濃度の1/3以下であり、かつMn濃度が鋼板の成分組成のMn濃度の1/3以下である領域が厚さ1.0μm以上であり、
鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域における最小のSi濃度LSi及び最小のMn濃度LMnと、鋼板の板厚1/4位置におけるSi濃度TSi及びMn濃度TMnとが、下記式(1)を満たし、
引張強さが1180MPa以上である鋼板。
LSi+LMn≦(TSi+TMn)/4・・・(1)
[19]前記成分組成が、さらに、質量%で、
C:0.120%以上0.400%以下、
P:0.001%以上0.100%以下、
S:0.0200%以下、
Al:0.010%以上2.000%以下、及び
N:0.0100%以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる[18]に記載の鋼板。
[20]前記成分組成が、さらに、質量%で、
Sb:0.200%以下及び
Sn:0.200%以下のうちから選ばれる少なくとも1種を含有する[19]に記載の鋼板。
[21]前記成分組成が、さらに、質量%で、
Ti:0.200%以下、
Nb:0.200%以下、
V:0.100%以下、
B:0.0100%以下、
Cu:1.000%以下、
Cr:1.000%以下、
Ni:1.000%以下、
Mo:0.500%以下、
Ta:0.100%以下、
W:0.500%以下、
Mg:0.0200%以下、
Zn:0.020%以下、
Co:0.020%以下、
Zr:0.020%以下、
Ca:0.0200%以下、
Ce:0.0200%以下、
Se:0.0200%以下、
Te:0.0200%以下、
Ge:0.0200%以下、
As:0.0200%以下、
Sr:0.0200%以下、
Cs:0.0200%以下、
Hf:0.0200%以下、
Pb:0.0200%以下、
Bi:0.0200%以下、
REM(Ceを除く):0.0200%以下のうちから選ばれる少なくとも1種を含有する[19]又は[20]に記載の鋼板。
[22]鋼板表面から板厚1/4位置における硬度に対して65%以下の硬度の領域を軟質層としたとき、
鋼板表面から板厚方向に厚さ1.0μm以上50.0μm以下の前記軟質層を有する[18]~[21]のいずれか一つに記載の鋼板。
[23]鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域において、Si及び/又はMnの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が1μm以上15μm以下である[18]~[22]のいずれか一つに記載の鋼板。
[24]前記Mn濃度LMnと、前記Mn濃度TMnが、下記式(2)を満たす[18]~[23]のいずれか一つに記載の鋼板。
LMn≦TMn/3・・・(2)
[25]鋼板表面に溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する[18]~[24]のいずれか一つに記載の鋼板。
[26]鋼板中に含まれる拡散性水素量が0.50質量ppm以下である[18]~[25]のいずれか一つに記載の鋼板。
[27]前記成分組成の炭素当量Ceqが0.697%以上である[18]~[26]のいずれか一つに記載の鋼板。
[28][18]~[27]のいずれか一つに記載の鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
[29][18]~[21]のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、450℃以上750℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後の鋼板を400℃以上の温度域で3600秒以上保持し、酸洗した後、圧下率30%以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程後の鋼板を820℃以上の温度域で20秒以上保持する第一焼鈍工程と、
前記第一焼鈍工程後の鋼板を露点が-35℃以上20℃以下の雰囲気中を740℃以上900℃以下の温度域で20秒以上保持した後、該温度域から550℃までの平均冷却速度が8℃/秒以上で、150℃以上300℃以下の冷却停止温度まで冷却し、740℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径100mm以上1000mm以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計3回以上15回以下で行う第二焼鈍工程と、
前記第二焼鈍工程後の鋼板を(前記冷却停止温度+50℃)以上500℃以下の温度域まで再加熱し、該温度域で10秒以上保持する再加熱工程と、を有する鋼板の製造方法。
[30]前記再加熱工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に450℃以上600℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程を有する[29]に記載の鋼板の製造方法。
[31][18]~[21]のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、450℃以上750℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後の鋼板を400℃以上の温度域で3600秒以上保持し、酸洗した後、圧下率30%以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程後の鋼板を820℃以上の温度域で20秒以上保持する第一焼鈍工程と、
前記第一焼鈍工程後の鋼板を露点が-35℃以上20℃以下の雰囲気中を740℃以上900℃以下の温度域で20秒以上保持した後、該温度域から550℃までの平均冷却速度が8℃/秒以上で、350℃以上500℃以下の冷却停止温度まで冷却し、740℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径100mm以上1000mm以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計3回以上15回以下で行う第二焼鈍工程と、
前記第二焼鈍工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に450℃以上600℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程と、
前記めっき工程後の鋼板を50℃以上350℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度超かつ300℃以上500℃以下の温度まで再加熱して10秒以上保持する再加熱工程と、を有する鋼板の製造方法。
[32]前記再加熱工程後、鋼板を50℃以上300℃以下の温度域内で0.5時間以上72.0時間以下保持する脱水素処理工程を有する[29]~[31]のいずれか一つに記載の鋼板の製造方法。
[33]前記成分組成の炭素当量Ceqが0.697%以上である[29]~[32]のいずれか一つに記載の鋼板の製造方法。
[34][29]~[33]のいずれか一つに記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
Siは、焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することで、残留オーステナイトの体積率及び残留オーステナイト中の炭素濃度に影響する元素である。また、Siの含有量を低減すると亜鉛の融点が上昇するため、スポット溶接時の亜鉛の粒界浸食を抑制し、耐LME特性を向上することができる。Siの含有量が0.20%未満では、残留オーステナイトの体積率が減少し、延性が低下する。一方、Siの含有量が2.00%を超えると、残留オーステナイト中の炭素濃度が過度に増加し、打抜き時に残留オーステナイトから生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する。その結果、穴広げ時の亀裂進展が促進され、伸びフランジ性(穴広げ性)が低下する。したがって、Siの含有量は、0.20%以上2.00%以下とする。Siの含有量は、好ましくは0.70%以上である。また、Siの含有量は、好ましくは1.70%以下とする。
Mnは、硬質相の面積率を調整する重要な元素である。Mnの含有量が2.70%未満では、フェライトの面積率が増加して、TSを1180MPa以上とすることが困難になるとともに、YSも低下する。一方、Mnの含有量が4.00%を超えると、優れた延性が得られない。したがって、Mnの含有量は、2.70%以上4.00%以下とする。
Cは、硬質相であるマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト及びベイナイト、並びに残留オーステナイトを所望量生成させて、1180MPa以上のTSを得るとともに、高い降伏応力(YS)を確保するために有効な元素である。Cの含有量が0.120%未満では、フェライトの面積率が増加して、TSを1180MPa以上とすることが困難になるとともに、YSも低下する可能性がある。一方、Cの含有量が0.400%を超えると、残留オーステナイト中の炭素濃度が過度に増加し、打抜き時に残留オーステナイトから生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する可能性がある。その結果、穴広げ時の亀裂進展が促進され、伸びフランジ性(穴広げ性)が低下する可能性がある。したがって、Cの含有量は、好ましくは0.120%以上0.400%以下とする。Cの含有量は、より好ましくは0.150%以上とする。また、Cの含有量は、より好ましくは0.250%以下とする。
Pは、固溶強化の作用を有し、鋼板の強度を上昇させることができる元素である。こうした効果を得るためには、Pの含有量を0.001%以上にすることが好ましい。一方、Pの含有量が0.100%を超えると、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させるため、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性(穴広げ性)が低下する可能性がある。したがって、Pの含有量は、好ましくは0.001%以上0.100%以下とする。Pの含有量は、より好ましくは0.030%以下とする。
Sは、鋼中で硫化物として存在し、含有量が0.0200%を超えると、鋼板の極限変形能を低下させる能性がある。その結果、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性(穴広げ性)が低下する能性がある。そのため、Sの含有量は好ましくは0.0200%以下であり、より好ましくは0.0080%以下である。なお、Sの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Sの含有量は0.0001%以上となることが好ましい。
Alは、焼鈍中の炭化物生成を抑制するとともに、残留オーステナイトの生成を促進する。そのため、Alは、残留オーステナイトの体積率、及び残留オーステナイト中の炭素濃度に影響を及ぼす元素である。Al添加による効果を得るためには、Alの含有量を0.010%以上にすることが好ましい。一方、Al含有量が2.000%を超えると、フェライトの面積率が増加して、TSを1180MPa以上とすることが困難になるとともに、YSも低下する能性がある。したがって、Alの含有量は、0.010%以上2.000%以下とすることが好ましい。より好ましくは、Alの含有量は、0.025%以上であり、さらに好ましくは0.030%以上である。また、より好ましくは、Alの含有量は、1.500%以下であり、さらに好ましくは1.000%以下である。
Nは、鋼中で窒化物として存在し、含有量が0.0100%を超えると、鋼板の極限変形能を低下させる。その結果、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性(穴広げ性)が低下する能性がある。そのため、Nの含有量は0.0100%以下にすることが好ましい。また、Nの含有量は、より好ましくは0.0050%以下である。なお、Nの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Nの含有量は0.0005%以上となることが好ましい。
本発明の鋼板には、所望の特性に応じて、以下に述べる成分元素をさらに含有させることができる。下記の成分元素が下記に示す上限以下で含有されている場合、本発明の効果を得られる。そのため、下記の成分元素の下限は特に限定されず、上限のみを規定している。なお、下記の任意元素を後述する好適な下限値未満で含む場合、当該元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
Sbは、焼鈍中の鋼板表面付近でのC拡散を抑制し、鋼板表面近傍における軟質層の形成を制御するために有効な元素である。Sbの含有量が0.200%を超えると、鋼板表面に軟質層が形成されず、伸びフランジ性(穴広げ性)が低下する可能性がある。そのため、Sbの含有量は0.200%以下にすることが好ましい。Sbの含有量はより好ましくは0.020%以下である。一方、TSをより好適な範囲内とする観点から、Sbの含有量は0.002%以上とすることが好ましい。Sbの含有量はより好ましくは0.005%以上である。
Ti、Nb及びVは、熱間圧延時又は焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成することによって、TSを上昇させる。Ti、Nb及びVの少なくとも1種を添加する場合、こうした効果を得るために、Ti、Nb及びVの少なくとも1種の含有量を、それぞれ0.001%以上にすることが好ましい。それらの含有量は、それぞれ0.005%以上とすることがより好ましい。一方、Tiの含有量が0.200%超え、Nbの含有量が0.200%超え、又はVの含有量が0.100%超えの場合、粗大な析出物や介在物が多量に生成する可能性がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素を存在すると、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となり、伸びフランジ性(穴広げ性)が低下する可能性がある。したがって、Ti、Nb及びVの少なくとも1種を添加する場合、Ti含有量は好ましくは0.200%以下、Nb含有量は好ましくは0.200%以下、Vの含有量は好ましくは0.100%以下とする。また、Ti、Nb及びVの含有量は、より好ましくはそれぞれ0.060%以下とする。
より好ましくは、Mg含有量は、0.0100%以下であり、さらに好ましくは0.0700%以下である。
なお、本発明でいうREMとは、原子番号21番のスカンジウム(Sc)と原子番号39番のイットリウム(Y)及び、原子番号57番のランタン(La)から71番のルテチウム(Lu)までのランタノイドのうち、Ceを除いた元素のことを指す。本発明におけるREM濃度とは、上述のREMから選択された1種または2種以上の元素の総含有量である。
1180MPa以上のTSを得る観点からは、本発明の鋼板の製造方法のもとでは、成分組成の炭素当量Ceqは0.697%以上であることが好ましい。なお、炭素当量Ceqの上限は特に限定しないが、炭素当量Ceqが過度に高い場合、全伸び(以下、単にElともいう。)の低下が懸念されるため、炭素当量Ceqは0.900%未満とすることが好ましい。
ただし、上記式中の[元素記号%]は、各元素の含有量(質量%)を表し、含有しない元素は0とする。
なお、炭素当量は、後述する軟質層の部分は除いた板厚範囲で計算されるものとする。
良好な延性を確保するため、フェライトの面積率を5%以上にする必要がある。また、1180MPa以上のTSと、高いYSを確保するため、軟質であるフェライトの面積率を30%以下にする必要がある。また、フェライトの面積率は、好ましくは7%以上である。また、フェライトの面積率は、好ましくは25%以下とする。
軟質なフェライトと硬質相の硬度差を緩和させ、良好な伸びフランジ性(穴広げ性)を確保するために、ベイニティックフェライトの面積率を5%以上にする必要がある。良好な延性を確保するため、ベイニティックフェライトの面積率を35%以下にする必要がある。また、ベイニティックフェライトの面積率は、好ましくは7%以上である。また、ベイニティックフェライトの面積率は、好ましくは30%以下とする。
軟質なフェライトと硬質相の硬度差を緩和させ、良好な伸びフランジ性(穴広げ性)を確保するために、焼戻しマルテンサイトの面積率を20%以上にする必要がある。良好な延性を確保するため、焼戻しマルテンサイトの面積率を50%以下にする必要がある。また、焼戻しマルテンサイトの面積率は、好ましくは25%以上とする。
残留オーステナイトを5%以上含有することで、優れた延性を得ることができる。一方、残留オーステナイトの体積率が35%を超えると、残留オーステナイトは高い水素濃度を有していることから、打抜き時又は曲げ試験時に加工を受けてマルテンサイト変態した際に、マルテンサイト内部でボイドが生じる。よって、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性(穴広げ性)が低下する。したがって、残留オーステナイトの体積率は5%以上35%以下とする。また、残留オーステナイトの体積率は、好ましくは7%以上である。また、残留オーステナイトの体積率は、好ましくは30%以下である。
上記の厚さが1.0μm以上であることは、本発明において、極めて重要な発明構成要件である。鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域において、Si濃度が鋼板の成分組成のSi濃度の1/3以下であり、かつMn濃度が鋼板の成分組成のMn濃度の1/3以下である領域が厚さ1.0μm以上の場合、良好な耐遅れ破壊特性を確保しつつ優れた耐LME特性が得られる。一方、該領域が厚さ1.0μm未満の場合、打角を付けたスポット溶接時にLME割れが生じる。該領域は、好ましくは厚さ3.0μm以上とする。なお、本発明では、該領域が鋼板表面から4.9μm以内に存在することが重要であり、該領域が厚さ1.0μm以上あればよい。該領域の厚さの上限は本発明の効果を得る観点からは特に限定されず、該領域は、厚さ4.9μmでもよい。なお、ここでいうSi濃度及びMn濃度の単位は、質量%である。
LSi+LMn≦(TSi+TMn)/4・・・(1)
上記の式(1)を満たすことは、本発明において、極めて重要な発明構成要件である。上記式(1)を満たす場合、良好な耐遅れ破壊特性を確保しつつ優れた耐LME特性が得られる。一方、LSi+LMn>(TSi+TMn)/4の場合は、打角を付けたスポット溶接時にLME割れが生じる。
LMn≦TMn/3・・・(2)
すなわち、本発明では、鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域において、Si濃度が鋼板の成分組成のSi濃度の1/3以下であり、かつMn濃度が鋼板の成分組成のMn濃度の1/3以下である領域の厚さ:1.0μm以上である。
上記の厚さが1.0μm以上であることは、本発明において、極めて重要な発明構成要件である。鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域において、Si濃度が鋼板の成分組成のSi濃度の1/3以下であり、かつMn濃度が鋼板の成分組成のMn濃度の1/3以下である領域が厚さ1.0μm以上の場合、良好な疲労特性を確保しつつ優れた耐LME特性が得られる。一方、該領域が厚さ1.0μm未満の場合、打角を付けたスポット溶接時にLME割れが生じる。該領域は、好ましくは厚さ3.0μm以上とする。なお、本発明では、該領域が鋼板表面から15.0μm以内に存在することが好ましく、該領域が厚さ1.0μm以上あればよい。該領域の厚さの上限は本発明の効果を得る観点からは特に限定されず、該領域は、最大で厚さ15.0μmでもよい。なお、ここでいうSi濃度及びMn濃度の単位は、質量%である。
LSi+LMn≦(TSi+TMn)/4・・・(1)
上記の式(1)を満たすことは、本発明において、極めて重要な発明構成要件である。上記式(1)を満たす場合、良好な疲労特性を確保しつつ優れた耐LME特性が得られる。一方、LSi+LMn>(TSi+TMn)/4の場合は、打角を付けたスポット溶接時にLME割れが生じる。
LMn≦TMn/3・・・(2)
また、鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域のSi濃度及びMn濃度の制御を行う場合、鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域におけるSi濃度も、電界放出型電子プローブマイクロアナライザーを用いて、電子ビーム径0.1μmで鋼板表面から板厚方向に線分析を行い、鋼板表面から板厚方向に0~15.0μmにおけるSi濃度の濃度分布を得る。ここで、当該濃度分布のうち最小のSi濃度を、上記濃度LSiとしている。
また、鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域におけるMn濃度も、電界放出型電子プローブマイクロアナライザーを用いて、電子ビーム径0.1μmで鋼板表面から板厚方向に線分析を行い、鋼板表面から板厚方向に0~15.0μmにおけるMn濃度の濃度分布を得る。ここで、当該濃度分布のうち最小のMn濃度を、上記濃度LMnとしている。
なお、ここでいうSi濃度、Mn濃度、LSi、TSi、LMn及びTMnの単位は、質量%である。また、本発明における電界放出型電子プローブマイクロアナライザーでのSi濃度及びMn濃度の測定は、測定する位置に粒状物が存在していない箇所を10箇所選んで実施し、それらの平均値をそれぞれSi濃度及びMn濃度とした。
本発明でいう軟質層とは、鋼板表面から板厚1/4位置における硬度に対して65%以下の硬度の領域のことである。鋼板表面から板厚方向に厚さ1.0μm以上50.0μm以下の軟質層を有することで、より優れた伸びフランジ性及び耐LME特性を得ることができる。こうした効果を得るために、鋼板表面から板厚方向に厚さ1.0μm以上の軟質層を有することが好ましい。一方、良好な耐遅れ破壊特性と1180MPa以上のTSを確保するためには、鋼板表面から板厚方向に厚さ50.0μm以下の軟質層を有することが好ましい。また、鋼板表面から板厚方向に厚さ40.0μm以下の軟質層を有することがより好ましい。
また、軟質層は、上記「鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域において、Si濃度が鋼板の成分組成のSi濃度の1/3以下であり、かつMn濃度が鋼板の成分組成のMn濃度の1/3以下である領域」と重複する領域に存在してもよい。
本発明でいうSi及び/又はMnの酸化物を含む結晶粒とは、粒内にSi及び/又はMnの粒状酸化物を1つ以上含む酸化物粒子のことを意味する。鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域において、Si及び/又はMnの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が1μm以上の場合、結晶粒自体が良好な変形能を有しているため、より良好な耐LME特性が得られる。また、鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域において、Si及び/又はMnの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が15μm以下の場合、より良好な耐遅れ破壊特性が得られる。したがって、該平均粒径を1μm以上15μm以下とすることが好ましい。
また、鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域のSi濃度及びMn濃度の制御を行う場合においても、本発明でいうSi及び/又はMnの酸化物を含む結晶粒とは、粒内にSi及び/又はMnの粒状酸化物を1つ以上含む酸化物粒子のことを意味する。鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域において、Si及び/又はMnの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が1μm以上の場合、結晶粒自体が良好な変形能を有しているため、更に良好な耐LME特性が得られる。また、鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域において、Si及び/又はMnの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が15μm以下の場合、より良好な疲労特性が得られる。したがって、該平均粒径を1μm以上15μm以下とすることが好ましい。
本発明の鋼板は、より優れた伸びフランジ性(穴広げ性)を得る観点から、鋼板中に含まれる拡散性水素量を0.50質量ppm以下とすることが好ましい。また、鋼板中に含まれる拡散性水素量は、より好ましくは0.35質量ppm以下とする。なお、鋼板中の拡散性水素量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、鋼板中の拡散性水素量は0.01質量ppm以上となることが多い。なお、拡散性水素量を測定する鋼板は、めっき層を有しない鋼板のほか、溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板の母材鋼板でもよい。また、拡散性水素量の測定は、打ち抜き加工及び伸びフランジ成形等の成形加工が施された部材の母材鋼板に対して行ってもよく、成形加工後の鋼板を溶接して製造された製品(部材)の母材鋼板に対して行ってもよい。なお、鋼板を成形加工や溶接した後の製品(部材)について、一般的な使用環境おかれた該製品からサンプルを切り出して鋼中の拡散性水素量を測定した際に、鋼中に含まれる拡散性水素量が0.50質量ppm以下であれば、成形加工や溶接をする前も0.50質量ppm以下であったとみなせる。
本発明の鋼板の製造方法の第一の実施形態は、上述した成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、450℃以上750℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、熱間圧延工程後の鋼板を400℃以上の温度域で3600秒以上保持し、酸洗した後、圧下率30%以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、冷間圧延工程後の鋼板を820℃以上の温度域で20秒以上保持する第一焼鈍工程と、第一焼鈍工程後の鋼板を露点が-35℃以上の雰囲気中を740℃以上900℃以下の温度域で20秒以上保持した後、該温度域から550℃までの平均冷却速度が8℃/秒以上で、150℃以上300℃以下の冷却停止温度まで冷却し、740℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径100mm以上1000mm以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計3回以上15回以下で行う第二焼鈍工程と、第二焼鈍工程後の鋼板を(冷却停止温度+50℃)以上500℃以下の温度域まで再加熱し、該温度域で10秒以上保持する再加熱工程と、を有する。以下、第一の実施形態に係る鋼板の製造方法を説明する。
鋼スラブに熱間圧延を施した後、熱延鋼板を巻き取って回収する。巻取温度を450℃以上とすることで、熱間圧延時に生成した酸化スケールにCが拡散する。すなわち、鋼板表面近傍の脱炭が促進し、焼鈍後の鋼板の鋼板表面から板厚方向に所望の厚さの軟質層を形成しやすくなる。さらに、焼鈍後の鋼板の鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域において、Si濃度が鋼板の成分組成のSi濃度の1/3以下であり、かつMn濃度が鋼板の成分組成のMn濃度の1/3以下である領域を形成できる。その結果、良好な耐遅れ破壊特性を確保しつつ優れた耐LME特性を得ることができる。一方、巻取温度が750℃を超えると、焼鈍後の鋼板において、鋼板表面から板厚方向に過剰な厚さの軟質層が形成され、良好な耐遅れ破壊特性の確保が困難になる可能性がある。したがって、熱間圧延後の巻取温度は450℃以上750℃以下とする。また、焼鈍後の鋼板の鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域において、Si濃度が鋼板の成分組成のSi濃度の1/3以下であり、かつMn濃度が鋼板の成分組成のMn濃度の1/3以下である領域を1.0μm以上形成させるためには、熱間圧延後の巻取温度は、好ましくは550℃以上である。また、熱間圧延後の巻取温度は、好ましくは700℃以下である。更には、焼鈍後の鋼板の鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域において、Si濃度が鋼板の成分組成のSi濃度の1/3以下であり、かつMn濃度が鋼板の成分組成のMn濃度の1/3以下である領域を1.0μm以上形成させるためには、熱間圧延後の巻取温度は、好ましくは600℃以上である。また、熱間圧延後の巻取温度は、好ましくは750℃以下である。
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。熱延鋼板を巻き取り後、400℃以上の温度域での保持時間を3600秒以上とすることで、熱間圧延時に生成した酸化スケールにCが拡散する。すなわち、鋼板表面近傍の脱炭が促進し、焼鈍後の鋼板の鋼板表面から板厚方向に所望の厚さの軟質層を形成しやすくなる。さらに、焼鈍後の鋼板の鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域において、Si濃度が鋼板の成分組成のSi濃度の1/3以下であり、かつMn濃度が鋼板の成分組成のMn濃度の1/3以下である領域を形成できる。また、焼鈍後の鋼板の鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域において、Si濃度が鋼板の成分組成のSi濃度の1/3以下であり、かつMn濃度が鋼板の成分組成のMn濃度の1/3以下である領域を形成できる。その結果、良好な耐遅れ破壊特性を確保しつつ優れた耐LME特性を得ることができる。したがって、巻取後の400℃以上の温度域での保持時間は3600秒以上とする。該保持時間は、好ましくは10000秒以上とする。また、該保持時間の上限は特に限定されないが、10時間超えで保持しても効果が飽和するので、該保持時間は10時間以下とすることが好ましい。
冷間圧延の圧下率を30%以上とすることで、次工程での昇温時における再結晶が進行し、フェライトの面積率を5%以上とすることができる。その結果、良好な延性を得ることができる。したがって、冷間圧延の圧下率は30%以上であり、好ましくは35%以上である。一方、冷間圧延の圧下率の上限は特に限定されないが、圧下率が75%を超えると、鋼板の形状不良が生じ、最終鋼板の亜鉛めっきの付着量が不均一になる場合がある。したがって、冷間圧延の圧下率は好ましくは75%以下であり、より好ましくは70%以下である。
1回目の焼鈍工程(第一焼鈍工程)では、冷間圧延後の鋼板を820℃以上の温度域で20秒以上保持する。焼鈍温度が820℃以上未満又はその温度域での保持時間が20秒未満のときは、フェライトとオーステナイトの二相域での熱処理になるため、2回目の焼鈍後の組織におけるフェライトの面積率が増加し、さらに、マルテンサイトの面積率も増加するため、YSが低下する。また、マルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加するため、打抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性(穴広げ性)が低下する。また、1回目の焼鈍における焼鈍温度は、好ましくは830℃以上である。また、1回目の焼鈍における焼鈍温度は、好ましくは920℃以下とする。また、1回目の焼鈍における焼鈍温度での保持時間は、特に限定されないが、強度確保の観点から、600秒以下であることが好ましい。
2回目の焼鈍工程(第二焼鈍工程)では、まず、1回目の焼鈍工程(第一焼鈍工程)後の鋼板を露点が-35℃以上の雰囲気中を740℃以上900℃以下の温度域で20秒以上保持する。焼鈍温度が740℃未満又はその温度域での保持時間が20秒未満のときは、フェライトとオーステナイトの二相域での加熱中におけるオーステナイトの生成割合が不十分になるため、焼鈍後の焼戻しマルテンサイト及びマルテンサイトの面積率及び残留オーステナイトの体積率が減少し、またフェライトの面積率が増加して、TSを1180MPa以上とすることが困難になる。一方、焼鈍温度が900℃を超えると、オーステナイト単相域での加熱中に、オーステナイトの粒成長が生じるため、焼鈍後のフェライトの面積率及び残留オーステナイトの体積率が減少し、Elが低下する。したがって、2回目の焼鈍温度は740℃以上900℃以下とする。2回目の焼鈍における焼鈍温度は、好ましくは760℃以上である。また、2回目の焼鈍における焼鈍温度は、好ましくは860℃以下とする。なお、2回目の焼鈍における焼鈍温度での保持時間は特に限定されないが、600秒以下とすることが好ましい。
また、鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域において、Si濃度が鋼板の成分組成のSi濃度の1/3以下であり、かつMn濃度が鋼板の成分組成のMn濃度の1/3以下である領域を厚さ1.0μm以上形成させるためには、2回目の焼鈍温度における露点は、-35℃以上20℃以下とすることが必要である。好ましくは、-20℃以上である。このような制御により、鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域における最小のSi濃度LSi及び最小のMn濃度LMnと、鋼板の板厚1/4位置におけるSi濃度TSi及びMn濃度TMnとが、LSi+LMn≦(TSi+TMn)/4を満足する。これらにより、最も優れた疲労特性を確保しつつ優れた耐LME特性を得ることができる。
2回目の焼鈍処理後の鋼板を、焼鈍温度から550℃までの平均冷却速度が8℃/秒以上となる条件で、150℃以上300℃以下の冷却停止温度まで冷却する。平均冷却速度を8℃/秒以上とすることで、フェライトの面積率を所望の範囲内に制御することができることから、YSを所望の範囲内とすることができる。また、軟質相であるフェライトと硬質相である焼入れマルテンサイトとの間の炭素の分配を抑制することができるため、伸びフランジ性(穴広げ性)が向上する。平均冷却速度は好ましくは12℃/秒以上である。なお、平均冷却速度の上限は特に規定しないが、平均冷却速度が100℃/秒を超えると、焼鈍中に鋼板中に侵入した拡散性水素が、冷却中に脱離できない可能性があり、鋼板中の拡散性水素量が増大し、伸びフランジ性(穴広げ性)及び耐LME特性を向上することが困難となる可能性がある。そのため、曲げ性及び耐LME特性をより向上する観点からは、平均冷却速度は100℃/秒以下にすることが好ましい。なお、冷却方法は特に限定されず、ガスジェット冷却、ロール冷却、ミスト冷却、水冷、及び空冷などの冷却方法を適用できる。
上記2回目の焼鈍後に、150℃以上300℃以下の冷却停止温度まで冷却する。冷却停止温度をマルテンサイト変態開始温度以下まで冷却することで、後述する再加熱工程で生成する焼戻しマルテンサイトの面積率を増加し、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内とすることができる。また、冷却停止時点で、オーステナイトの一部をマルテンサイト変態させることで、鋼板中の拡散性水素量が低減でき、その結果、打抜き後のボイドの生成量を減少し、伸びフランジ性を向上することができる。冷却停止温度が150℃未満では、冷却中に存在する未変態オーステナイトが、冷却停止時点でほぼ全量マルテンサイトに変態するために、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に確保できず、延性が低下する。一方、冷却停止温度が300℃を超えると、マルテンサイトの面積率が増加するため、YSが低下する場合がある。また、マルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加するため、打抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性(穴広げ性)が低下する。したがって、冷却停止温度は150℃以上300℃以下とする。冷却停止温度は、好ましくは170℃以上、より好ましくは180℃以上とする。また、冷却停止温度は、好ましくは270℃以下、より好ましくは240℃以下とする。なお、上記冷却における、550℃から上記冷却停止温度までの平均冷却速度は、特に限定されないが、通常1℃/秒以上50℃/秒以下であることが好ましい。
2回目の焼鈍後に740℃から上記冷却停止温度まで冷却する際に、半径100mm以上1000mm以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計3回以上15回以下で実施する。曲げ及び曲げ戻しの合計が3回以上で、鋼板表面付近に曲げひずみが導入され、鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域において、Si濃度が鋼板の成分組成のSi濃度の1/3以下であり、かつMn濃度が鋼板の成分組成のMn濃度の1/3以下である領域を厚さ1.0μm以上形成できる。また、該曲げ及び曲げ戻しの合計が3回以上で、鋼板表面付近に曲げひずみが導入され、鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域において、Si濃度が鋼板の成分組成のSi濃度の1/3以下であり、かつMn濃度が鋼板の成分組成のMn濃度の1/3以下である領域を厚さ1.0μm以上形成できる。
また、該曲げ及び曲げ戻しの合計が3回以上で、鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域における最小のSi濃度LSi及び最小のMn濃度LMnと、鋼板の板厚1/4位置におけるSi濃度TSi及びMn濃度TMnとが、LSi+LMn≦(TSi+TMn)/4を満足させることができる。さらに、鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域において、Si及び/又はMnの酸化物を含む結晶粒の平均粒径を所望の範囲に制御しやすくなる。また、該曲げ及び曲げ戻しの合計が3回以上で、鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域における最小のSi濃度LSi及び最小のMn濃度LMnと、鋼板の板厚1/4位置におけるSi濃度TSi及びMn濃度TMnとが、LSi+LMn≦(TSi+TMn)/4を満足させることができる。さらに、鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域において、Si及び/又はMnの酸化物を含む結晶粒の平均粒径を所望の範囲に制御しやすくなる。
これらにより、優れた耐遅れ破壊特性を確保しつつ優れた耐LME特性を得ることができる。一方、該曲げ及び曲げ戻しの合計を15回超にした場合、上述した効果が飽和するため、合計15回以下とした。上記効果を得るためには、半径1000μm以下のロールを用いて、鋼板表面付近に適度な曲げひずみを導入する必要がある。一方、半径100μm未満のロールを用いた場合は、導入される曲げひずみが大きすぎて、上記のような効果を得られない。したがって、半径100mm以上1000mm以下のロールを用いた。本発明でいう「曲げ及び曲げ戻し」とは、曲げと曲げ戻しを合わせて1回とするのではなく、曲げで1回、曲げ戻しで1回として回数を数える。
上記曲げ及び曲げ戻しを行った後、冷延鋼板を(上記冷却停止温度+50℃)以上500℃以下の温度域まで再加熱し、該温度域で10秒以上保持する。ここでいう冷却停止温度は、2回目の焼鈍後の冷却停止温度を示す。再加熱温度を(冷却停止温度+50℃)以上とすることで、冷却停止時に存在するマルテンサイトを焼戻し、かつ、マルテンサイト中に過飽和に固溶したCをオーステナイトへと拡散させることで、室温で安定なオーステナイト、すなわち、残留オーステナイトの生成が可能となる。再加熱温度が(冷却停止温度+50℃)未満では、冷却停止時に生成したマルテンサイトから未変態オーステナイトへの炭素の分配が進行しないため、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内とすることができず、延性が低下する。また、焼入れマルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加するため、打抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性(穴広げ性)が低下する。一方、再加熱温度が500℃を超えると、冷却停止時に生成したマルテンサイトの焼戻しが過度に進行するため、TSを1180MPa以上とすることが困難になる。また、冷却停止時に存在する未変態オーステナイトが、炭化物(パーライト)として分解してしまうため、延性が低下する。したがって、再加熱温度は(冷却停止温度+50℃)以上500℃以下とする。再加熱温度は、好ましくは(冷却停止温度+80℃)以上、より好ましくは(冷却停止温度+100℃)以上とする。また、(2回目焼鈍の)再加熱温度は、好ましくは450℃以下とする。
再加熱温度で保持することで、冷却停止時に生成したマルテンサイトから未変態オーステナイトへの炭素の分配が進行し、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に実現することができる。再加熱温度での保持時間が10秒未満の場合、冷却停止時に生成したマルテンサイトから未変態オーステナイトへの炭素の分配が進行しないため、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に確保できず、延性が低下する。また、マルテンサイトの面積率が増加するため、YSが減少し、成形時の寸法精度が低下する。また、マルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加するため、打抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性(穴広げ性)が低下する。したがって、再加熱温度での保持時間は10秒以上とする。なお、再加熱温度での保持時間の上限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、1000秒以下とすることが好ましい。再加熱温度での保持時間は、好ましくは13秒以上である。また、好ましくは、300秒以下とする。
次に、本発明の鋼板の製造方法の第二の実施形態を説明する。本発明の鋼板の製造方法の第二の実施形態は、上述した成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、450℃以上750℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、熱間圧延工程後の鋼板を400℃以上の温度域で3600秒以上保持し、酸洗した後、圧下率30%以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、冷間圧延工程後の鋼板を820℃以上の温度域で20秒以上保持する第一焼鈍工程と、第一焼鈍工程後の鋼板を露点が-35℃以上の雰囲気中を740℃以上900℃以下の温度域で20秒以上保持した後、該温度域から550℃までの平均冷却速度が8℃/秒以上で、350℃以上500℃以下の冷却停止温度まで冷却し、740℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径100mm以上1000mm以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計3回以上15回以下で行う第二焼鈍工程と、第二焼鈍工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に450℃以上600℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程と、めっき工程後の鋼板を50℃以上350℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度超かつ300℃以上500℃以下の温度まで再加熱して10秒以上保持する再加熱工程と、を有する。また、第二の実施形態でも、第一の実施形態と同様に、再加熱工程後に、鋼板を50℃以上300℃以下の温度域内で0.5時間以上72.0時間以下保持する脱水素処理工程を有することが好ましい。
第二の実施形態では、第二焼鈍工程において、第一焼鈍工程後の鋼板を露点が-35℃以上の雰囲気中を740℃以上900℃以下の温度域で20秒以上保持した後、該温度域から550℃までの平均冷却速度が8℃/秒以上で、350℃以上500℃以下の冷却停止温度まで冷却し、740℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径100mm以上1000mm以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計3回以上15回以下で行う。第二の実施形態では第一の実施形態とは異なり、2回目の焼鈍後に、350℃以上500℃以下の冷却停止温度まで冷却する。第二の実施形態では、めっき工程前における組織の変態を抑制する観点から、冷却停止温度を350℃以上とする。また、パーライトの生成を抑制する観点から、冷却停止温度を500℃以下とする。
第二の実施形態では、第二焼鈍工程後にめっき工程を行い、めっき工程後の鋼板を50℃以上350℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度超かつ300℃以上500℃以下の温度まで再加熱して10秒以上保持する再加熱工程を有する。再加熱工程では、上述したとおり、めっき工程後に、鋼板を50℃以上350℃以下の冷却停止温度まで冷却する。冷却停止温度をマルテンサイト変態開始温度以下とすることで、後述する再加熱後の保持工程で生成する焼戻しマルテンサイトの面積率を増加し、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内とすることができる。また、冷却停止時点で、オーステナイトの一部をマルテンサイト変態させることで、鋼板中の拡散性水素量が低減でき、その結果、打抜き後のボイドの生成量を減少し、伸びフランジ性を向上することができる。冷却停止温度が50℃未満では、冷却中に存在する未変態オーステナイトが、冷却停止時点でほぼ全量マルテンサイトに変態するために、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に確保できず、延性が低下する。一方、冷却停止温度が350℃を超えると、マルテンサイトの面積率が増加するため、YSが低下する。また、マルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加するため、打抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性(穴広げ性)が低下する。したがって、冷却停止温度は50℃以上350℃以下とする。冷却停止温度は、好ましくは100℃以上、より好ましくは170℃以上とする。また、冷却停止温度は、好ましくは300℃以下、より好ましくは270℃以下とする。
冷却停止温度超かつ300℃以上500℃以下の再加熱温度で保持することで、冷却停止時に生成したマルテンサイトから未変態オーステナイトへの炭素の分配が進行し、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に実現することができる。ここで、冷却停止温度は、再加熱前に鋼板を冷却した際の冷却停止温度を意味する。再加熱温度での保持時間が10秒未満の場合、冷却停止時に生成したマルテンサイトから未変態オーステナイトへの炭素の分配が進行しないため、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に確保できず、延性が低下する。また、マルテンサイトの面積率が増加するため、YSが減少し、成形時の寸法精度が低下する。また、マルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加するため、打抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性(穴広げ性)が低下する。したがって、第二再加熱温度での保持時間は10秒以上とする。なお、第二再加熱温度での保持時間の上限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、1000秒以下とすることが好ましい。第二再加熱温度での保持時間は、好ましくは13秒以上、300秒以下とする。
本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。本発明の範囲は以下の実施例に限定されない。
その他の鋼板の組織(残部組織)は、例えばSEM観察で確認し判定すればよい。
引張試験は、JIS Z 2241に準拠して行った。得られた鋼板より、長手方向が鋼板の圧延方向に対して直角となるようにJIS5号試験片を採取した。該試験片を用いて、クロスヘッド速度が10mm/minの条件で引張試験を行い、YS、TS及び全伸び(El)を測定した。なお、本発明では、TSが1180MPa以上であり、YS及びElが下記を満たす場合を合格と判断した。
1180MPa≦TS<1320MPaの場合、700MPa≦YS、かつ13%≦El
1320MPa≦TS<1470MPaの場合、850MPa≦YS、かつ11%≦El
1470MPa≦TSの場合、1000MPa≦YS、かつ9%≦El
伸びフランジ性(穴広げ性)は、穴広げ試験により評価した。穴広げ試験は、JIS Z 2256に準拠して行った。得られた鋼板より、100mm×100mmのサンプルを剪断で採取した。該サンプルに、クリアランスを12.5%として直径10mmの穴を打ち抜いた。内径75mmのダイスを用いて、穴の周囲をしわ押さえ力9ton(88.26kN)で抑えた状態で、頂角60°の円錐ポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定した。下記の式に基づいて、限界穴広げ率:λ(%)を求め、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価した。
λ(%)={(Df-D0)/D0}×100
ただし、上式において、Dfは亀裂発生時の穴径(mm)、D0は初期穴径(mm)である。なお、本発明では、λが20%以上の場合を伸びフランジ性が良好と判断した。
耐LME特性は、抵抗溶接割れ試験により判断した。得られた鋼板の圧延方向と直角方向を長手として30mm×100mmに切断した試験片を1枚と、もう1枚は980MPa級の溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、これらに抵抗溶接(スポット溶接)を実施することにより、部材を作製した。溶接機には2枚の鋼板を重ねた板組みについて、溶接ガンに取り付けられたサーボモータ加圧式で単相交流(50Hz)の抵抗溶接機を用いて板組みを5°傾けた状態で抵抗スポット溶接を実施した。溶接条件は加圧力を3.8kN、ホールド時間を0.2秒とした。また、溶接電流を5.7~6.2kA、通電時間を21サイクル、ホールド時間を5サイクルとした。溶接後は試験片を半切して、断面を光学顕微鏡で観察し、0.02mm以上の亀裂がみとめられないものをLME割れ性が極めて良好(◎)とし、亀裂が発生するものの亀裂が0.02mm以上0.1mm未満であるものをLME割れ性が良好(〇)とし、0.1mm以上の亀裂が認められたものをLME割れ性が不良(×)とした。
耐遅れ破壊特性は、応力を負荷したV曲げ加工サンプルを用いた塩酸浸漬試験により判断した。せん断により厚さ1.4mm×幅30mm×長手110mmの試験片を採取し、その試験片に幅中央かつ長手端部から17.5mm位置を中心としたΦ15mmの穴あけ加工を行った。せん断条件は、板押さえ有りで、せん断レーキ角を0.5°、せん断クリアランスを15%とし、せん断刃は1000ショット以上使用したものとした。その後、その試験片に曲げ半径(R)を板厚(t)で除したR/t=5.0で90°V曲げ加工を施し、V曲げ頂点の応力がその材料のYS±50MPaとなるようにΦ15mm穴に通したボルトの締め込み量を調整した。得られた応力を負荷したV曲げ加工サンプルを塩酸に浸漬して、割れの有無を判断した。浸漬条件は、浸漬溶液をpH=3の塩酸で一定管理とし、液温を25℃、浸漬時間を96時間とした。なお、本発明では、耐遅れ破壊特性の合否判断として、塩酸浸漬試験後、1mm以上の割れが発生しなかった場合は良好(〇)、1mm以上の割れが発生した場合は不良(×)とした。
実施例1の表2の製造条件No.1(本発明例)に対して、亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板をプレス成形して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例1の表2の製造条件No.1(本発明例)に対して亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板と、実施例1の表2の製造条件No.3(本発明例)に対して亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板とをスポット溶接により接合して本発明例の部材を製造した。これら本発明例の部材は、上述した耐LME割れ性が評価「◎」と優れており、かつ、耐遅れ破壊特性割れ性が評価「〇」と優れている。また、上記の本発明例の部材は、引張強さ(TS)が1180MPa以上であり、降伏応力(YS)が高く、優れた延性、伸びフランジ性(穴広げ性)を有している。そのため、これらの部材は、自動車部品等に好適に用いられることがわかる。
表1のG鋼、U鋼、W鋼、AT鋼、AU鋼又はAX鋼の成分組成を有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼素材を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。得られた鋼スラブを1250℃に加熱して、粗圧延した。次いで仕上げ圧延温度900℃にて仕上げ圧延を施し、表4に示す種々の巻取温度で巻き取り、熱延鋼板とした。次いで、表4に示す条件で、冷間圧延工程、第一焼鈍工程、及び第二焼鈍工程を経て、冷延鋼板(CR)を得た。
その他の鋼板の組織(残部組織)は、SEM観察で確認し判定した。
引張試験は、JIS Z 2241に準拠して行った。得られた鋼板より、長手方向が鋼板の圧延方向に対して直角となるようにJIS5号試験片を採取した。該試験片を用いて、クロスヘッド速度が10mm/minの条件で引張試験を行い、YS、TS及び全伸び(El)を測定した。なお、本発明では、TSが1180MPa以上であり、YS及びElが下記を満たす場合を合格と判断した。
1180MPa≦TS<1320MPaの場合、700MPa≦YS、かつ13%≦El
1320MPa≦TS<1470MPaの場合、850MPa≦YS、かつ11%≦El
1470MPa≦TSの場合、1000MPa≦YS、かつ9%≦El
伸びフランジ性(穴広げ性)は、穴広げ試験により評価した。穴広げ試験は、JIS Z 2256に準拠して行った。得られた鋼板より、100mm×100mmのサンプルを剪断で採取した。該サンプルに、クリアランスを12.5%として直径10mmの穴を打ち抜いた。内径75mmのダイスを用いて、穴の周囲をしわ押さえ力9ton(88.26kN)で抑えた状態で、頂角60°の円錐ポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定した。下記の式に基づいて、限界穴広げ率:λ(%)を求め、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価した。
λ(%)={(Df-D0)/D0}×100
ただし、上式において、Dfは亀裂発生時の穴径(mm)、D0は初期穴径(mm)である。なお、本発明では、λが20%以上の場合を伸びフランジ性が良好と判断した。
耐LME特性は、抵抗溶接割れ試験により判断した。得られた鋼板の圧延方向と直角方向を長手として30mm×100mmに切断した試験片を1枚と、もう1枚は980MPa級の溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、これらに抵抗溶接(スポット溶接)を実施することにより、部材を作製した。溶接機には2枚の鋼板を重ねた板組みについて、溶接ガンに取り付けられたサーボモータ加圧式で単相交流(50Hz)の抵抗溶接機を用いて板組みを5°傾けた状態で抵抗スポット溶接を実施した。溶接条件は加圧力を3.8kN、ホールド時間を0.2秒とした。また、溶接電流を5.7~6.2kA、通電時間を21サイクル、ホールド時間を5サイクルとした。溶接後は試験片を半切して、断面を光学顕微鏡で観察し、0.02mm以上の亀裂がみとめられないものをLME割れ性が極めて良好(◎)とし、亀裂が発生するものの亀裂が0.02mm以上0.1mm未満であるものをLME割れ性が良好(〇)とし、0.1mm以上の亀裂が認められたものをLME割れ性が不良(×)とした。
耐遅れ破壊特性は、応力を負荷したV曲げ加工サンプルを用いた塩酸浸漬試験により判断した。せん断により厚さ1.4mm×幅30mm×長手110mmの試験片を採取し、その試験片に幅中央かつ長手端部から17.5mm位置を中心としたΦ15mmの穴あけ加工を行った。せん断条件は、板押さえ有りで、せん断レーキ角を0.5°、せん断クリアランスを15%とし、せん断刃は1000ショット以上使用したものとした。その後、その試験片に曲げ半径(R)を板厚(t)で除したR/t=5.0で90°V曲げ加工を施し、V曲げ頂点の応力がその材料のYS±50MPaとなるようにΦ15mm穴に通したボルトの締め込み量を調整した。得られた応力を負荷したV曲げ加工サンプルを塩酸に浸漬して、割れの有無を判断した。浸漬条件は、浸漬溶液をpH=3の塩酸で一定管理とし、液温を25℃、浸漬時間を96時間とした。なお、本発明では、耐遅れ破壊特性の合否判断として、塩酸浸漬試験後、1mm以上の割れが発生しなかった場合は良好(〇)、1mm以上の割れが発生した場合は不良(×)とした。
実施例3の表4の製造条件No.77(本発明例)に対して、亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板をプレス成形して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例1の表2の製造条件No.77(本発明例)に対して亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板と、実施例1の表2の製造条件No.80(本発明例)に対して亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板とをスポット溶接により接合して本発明例の部材を製造した。これら本発明例の部材は、上述した耐LME割れ性が評価「◎」と優れており、かつ、耐遅れ破壊特性割れ性が評価「〇」と優れている。また、上記の本発明例の部材は、引張強さ(TS)が1180MPa以上であり、降伏応力(YS)が高く、優れた延性、伸びフランジ性(穴広げ性)を有している。そのため、これらの部材は、自動車部品等に好適に用いられることがわかる。
Claims (20)
- 質量%で、
Si:0.20%以上2.00%以下、
Mn:2.70%以上4.00%以下、
C:0.120%以上0.400%以下、
P:0.001%以上0.100%以下、
S:0.0200%以下、
Al:0.010%以上2.000%以下、及び
N:0.0100%以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成と、
フェライトの面積率が5%以上30%以下、ベイニティックフェライトの面積率が5%以上35%以下、焼戻しマルテンサイトの面積率が20%以上50%以下、残留オーステナイトの体積率が5%以上35%以下である鋼組織と、を有し、
鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域において、Si濃度が鋼板の成分組成のSi濃度の1/3以下であり、かつMn濃度が鋼板の成分組成のMn濃度の1/3以下である領域が厚さ1.0μm以上であり、
鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域における最小のSi濃度LSi及び最小のMn濃度LMnと、鋼板の板厚1/4位置におけるSi濃度TSi及びMn濃度TMnとが、下記式(1)を満たし、
引張強さが1180MPa以上である鋼板。
LSi+LMn≦(TSi+TMn)/4・・・(1) - 前記成分組成が、さらに、質量%で、
Sb:0.200%以下及び
Sn:0.200%以下のうちから選ばれる少なくとも1種を含有する請求項1に記載の鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、
Ti:0.200%以下、
Nb:0.200%以下、
V:0.100%以下、
B:0.0100%以下、
Cu:1.000%以下、
Cr:1.000%以下、
Ni:1.000%以下、
Mo:0.500%以下、
Ta:0.100%以下、
W:0.500%以下、
Mg:0.0200%以下、
Zn:0.020%以下、
Co:0.020%以下、
Zr:0.020%以下、
Ca:0.0200%以下、
Ce:0.0200%以下、
Se:0.0200%以下、
Te:0.0200%以下、
Ge:0.0200%以下、
As:0.0200%以下、
Sr:0.0200%以下、
Cs:0.0200%以下、
Hf:0.0200%以下、
Pb:0.0200%以下、
Bi:0.0200%以下、
REM(Ceを除く):0.0200%以下のうちから選ばれる少なくとも1種を含有する請求項1又は2に記載の鋼板。 - 鋼板表面から板厚1/4位置における硬度に対して65%以下の硬度の領域を軟質層としたとき、
鋼板表面から板厚方向に厚さ1.0μm以上50.0μm以下の前記軟質層を有する請求項1~3のいずれか一項に記載の鋼板。 - 鋼板表面から板厚方向に4.9μm以内の領域において、Si及び/又はMnの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が1μm以上15μm以下である請求項1~4のいずれか一項に記載の鋼板。
- 前記Mn濃度LMnと、前記Mn濃度TMnが、下記式(2)を満たす請求項1~5のいずれか一項に記載の鋼板。
LMn≦TMn/3・・・(2) - 鋼板表面に溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する請求項1~6のいずれか一項に記載の鋼板。
- 鋼板中に含まれる拡散性水素量が0.50質量ppm以下である請求項1~7のいずれか一項に記載の鋼板。
- 前記成分組成の炭素当量Ceqが0.697%以上である請求項1~8のいずれか一項に記載の鋼板。
- 請求項1~9のいずれか一項に記載の鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
- 質量%で、
Si:0.20%以上2.00%以下、
Mn:2.70%以上4.00%以下、
C:0.120%以上0.400%以下、
P:0.001%以上0.100%以下、
S:0.0200%以下、
Al:0.010%以上2.000%以下、及び
N:0.0100%以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成と、
フェライトの面積率が5%以上30%以下、ベイニティックフェライトの面積率が5%以上35%以下、焼戻しマルテンサイトの面積率が20%以上50%以下、残留オーステナイトの体積率が5%以上35%以下である鋼組織と、を有し、
鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域において、Si濃度が鋼板の成分組成のSi濃度の1/3以下であり、かつMn濃度が鋼板の成分組成のMn濃度の1/3以下である領域が厚さ1.0μm以上であり、
鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域における最小のSi濃度LSi及び最小のMn濃度LMnと、鋼板の板厚1/4位置におけるSi濃度TSi及びMn濃度TMnとが、下記式(1)を満たし、
引張強さが1180MPa以上である鋼板。
LSi+LMn≦(TSi+TMn)/4・・・(1) - 前記成分組成が、さらに、質量%で、
Sb:0.200%以下及び
Sn:0.200%以下のうちから選ばれる少なくとも1種を含有する請求項11に記載の鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、
Ti:0.200%以下、
Nb:0.200%以下、
V:0.100%以下、
B:0.0100%以下、
Cu:1.000%以下、
Cr:1.000%以下、
Ni:1.000%以下、
Mo:0.500%以下、
Ta:0.100%以下、
W:0.500%以下、
Mg:0.0200%以下、
Zn:0.020%以下、
Co:0.020%以下、
Zr:0.020%以下、
Ca:0.0200%以下、
Ce:0.0200%以下、
Se:0.0200%以下、
Te:0.0200%以下、
Ge:0.0200%以下、
As:0.0200%以下、
Sr:0.0200%以下、
Cs:0.0200%以下、
Hf:0.0200%以下、
Pb:0.0200%以下、
Bi:0.0200%以下、
REM(Ceを除く):0.0200%以下のうちから選ばれる少なくとも1種を含有する請求項11又は12に記載の鋼板。 - 鋼板表面から板厚1/4位置における硬度に対して65%以下の硬度の領域を軟質層としたとき、
鋼板表面から板厚方向に厚さ1.0μm以上50.0μm以下の前記軟質層を有する請求項11~13のいずれか一項に記載の鋼板。 - 鋼板表面から板厚方向に15.0μm以内の領域において、Si及び/又はMnの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が1μm以上15μm以下である請求項11~14のいずれか一項に記載の鋼板。
- 前記Mn濃度LMnと、前記Mn濃度TMnが、下記式(2)を満たす請求項11~15のいずれか一項に記載の鋼板。
LMn≦TMn/3・・・(2) - 鋼板表面に溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する請求項11~16のいずれか一項に記載の鋼板。
- 鋼板中に含まれる拡散性水素量が0.50質量ppm以下である請求項11~17のいずれか一項に記載の鋼板。
- 前記成分組成の炭素当量Ceqが0.697%以上である請求項11~18のいずれか一項に記載の鋼板。
- 請求項11~19のいずれか一項に記載の鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
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Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2015092982A1 (ja) * | 2013-12-18 | 2015-06-25 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
JP2017002384A (ja) * | 2015-06-15 | 2017-01-05 | 新日鐵住金株式会社 | 耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板及びその製造方法 |
WO2019026116A1 (ja) * | 2017-07-31 | 2019-02-07 | 新日鐵住金株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板 |
JP2019504196A (ja) * | 2015-12-15 | 2019-02-14 | ポスコPosco | 表面品質及びスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
WO2019077777A1 (ja) * | 2017-10-20 | 2019-04-25 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (13)
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---|---|---|---|---|
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JP2017002384A (ja) * | 2015-06-15 | 2017-01-05 | 新日鐵住金株式会社 | 耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板及びその製造方法 |
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WO2019026116A1 (ja) * | 2017-07-31 | 2019-02-07 | 新日鐵住金株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板 |
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