JP7031800B1 - 鋼板、部材及びそれらの製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
[1]炭素当量Ceqが0.35%以上0.60%未満を満たす成分組成と、
面積率で、フェライト:40~85%、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計:10~55%、残留オーステナイト:3~15%、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの合計:93%以上である鋼組織を有し、
曲率半径/板厚:4.2で幅(C)方向を軸に圧延(L)方向に90°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から0~50μm領域内のL断面において、焼戻しマルテンサイトの(板厚方向の粒径)/(板厚と直交方向の粒径)の曲げ加工前後での変化量が0.50以上であり、
引張強度が590MPa以上である鋼板。
[2]前記成分組成は、質量%で、
C:0.03~0.20%、
Si:0.1~2.0%、
Mn:0.5~2.5%、
P:0.05%以下、
S:0.05%以下、
Sol.Al:0.005~0.1%、及び
N:0.010%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]前記成分組成は、さらに、質量%で、
Cr:1.0%以下、
Mo:0.5%以下、
V:0.5%以下、
Ti:0.5%以下、
Nb:0.5%以下、
B:0.005%以下、
Ni:1.0%以下、
Cu:1.0%以下、
Sb:1.0%以下、
Sn:1.0%以下、
Ca:0.005%以下、及び
REM:0.005%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]鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層、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]から[3]までのいずれか一つに記載の鋼板。
[5][1]から[4]まで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。
[6]炭素当量Ceqが0.35%以上0.60%未満を満たし、かつ[2]又は[3]に記載の成分組成を有する鋼スラブを、仕上げ圧延温度を850~950℃として熱間圧延を施し、600℃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熱延鋼板を20%超えの圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程後の冷延鋼板を720~860℃の焼鈍温度まで加熱し、30秒以上保持する焼鈍工程と、
前記焼鈍温度からマルテンサイト変態開始温度Msまでの温度域を平均冷却速度20℃/s以上で冷却した後、前記マルテンサイト変態開始温度Msから冷却停止温度:(Ms-250℃)~(Ms-50℃)までを平均冷却速度2~15℃/sで冷却する焼入れ工程と、
300~500℃の温度域で20秒以上保持する焼戻し工程と、
前記焼戻し工程後に、100~300℃の温度域で20秒以上保持する熱処理工程と、を有する鋼板の製造方法。
[7]前記焼戻し工程後、かつ前記熱処理工程前に、鋼板の表面に、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっきを施すめっき工程を有する[6]に記載の鋼板の製造方法。
[8][6]又は[7]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。
炭素当量Ceqは鋼の強度における指標としてC以外の元素の影響をC量に換算したものである。炭素当量Ceqを0.35%以上0.60%未満とすることで、後述するフェライト等の各金属組織の面積率を本発明の範囲内に制御することができる。炭素当量Ceqを0.35%以上、好ましくは0.40%以上とすることで、本発明の強度を得ることができる。一方、炭素当量Ceqを0.60%未満、好ましくは0.55%以下とすることで、本発明の衝突特性向上の効果を得ることができる。
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。
フェライトの面積率が40%未満では、焼戻しマルテンサイト分率が過剰となり、衝突特性が低下する場合がある。したがって、フェライトの面積率は40%以上であり、好ましくは50%以上である。一方、フェライトの面積率が85%を超えるとフェライト分率が過剰となりTSが低下する場合がある。したがって、フェライトの面積率は85%以下であり、好ましくは80%以下である。また、より好ましくは、75%以下であり、さらに好ましくは、70%以下である。
焼戻しマルテンサイト及びベイナイトは、衝突変形時に部材破断を抑制しつつ吸収エネルギーを向上させ、高強度化させるのに有効である。焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が10%未満では、TSが低下してしまう場合がある。したがって、合計面積率は10%以上であり、好ましくは20%以上である。また、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が55%を超えると衝突特性が低下する場合がある。したがって、合計面積率は55%以下であり、好ましくは50%以下である。
また、上記の範囲を満たしていれば焼戻しマルテンサイト及びベイナイトのそれぞれの面積率の範囲は特に限定されないが、ベイナイトの面積率は3~20%であることが好ましい。この範囲が好ましい理由は次のように考えられる。ベイナイトは焼戻し工程における保持中に未変態オーステナイトへCを濃化させ、残留オーステナイトを得ることと、衝突時の吸収エネルギーを向上させることに有効である。ベイナイトの面積率が3%未満ではこうした効果が小さくなる場合がある。一方、ベイナイトの面積率が20%を超えると、焼戻し工程における保持中に未変態オーステナイト中にCが過度に濃化し、マルテンサイト変態開始温度Ms(以下単に、Ms点又はMsともいう。)が低下する。そのため、保持後の冷却時に生成するマルテンサイトは固溶C量が高く、さらに、より低温でマルテンサイト変態するため、Ms点が高い場合に比べて冷却中におけるマルテンサイトの焼戻しが不十分となる。その結果、焼戻しマルテンサイトによる高度差緩和の効果が小さくなり、一次加工時に焼戻しマルテンサイトがフェライトに追随して変形せず、ボイドが発生しやすくなり、衝突特性が低下する場合がある。したがって、ベイナイトの面積率は3%以上であることが好ましい。また、ベイナイトの面積率は20%以下であることが好ましい。
また、ベイナイトの面積率は、より好ましくは5%以上であり、さらに好ましくは8%以上である。また、ベイナイトの面積率は、より好ましくは18%以下であり、さらに好ましくは15%以下である。
残留オーステナイトは衝突時の割れ発生を遅延させ、衝突特性を向上させるのに有効である。メカニズムは明らかではないが、次のように考えられる。残留オーステナイトは衝突変形時に加工硬化することで曲げ変形中の曲率半径が大きくなることで曲げ部のひずみが分散される。ひずみが分散されることによって一次加工によるボイド生成部への応力集中が緩和され、その結果衝突特性が向上する。残留オーステナイトの面積率が3%未満ではこうした効果を得られない。また、TSが低下してしまう場合がある。したがって、残留オーステナイトの面積率は3%以上であり、好ましくは5%以上である。一方、残留オーステナイトの面積率が15%を超えると、加工誘起変態によって生成したフレッシュマルテンサイトによって衝突時の耐破断特性を低下させる場合がある。したがって、残留オーステナイトの面積率は15%以下であり、好ましくは10%以下である。
フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び残留オーステナイトの合計面積率が93%未満になると、上記以外の相の面積率が高くなり、強度と衝突特性を両立することが困難となる。上記以外の相には、例えば、フレッシュマルテンサイト、パーライト、セメンタイトが挙げられ、これらの相が合計で7%を超えると、衝突変形時にボイド生成の起点となり衝突特性を低下させる場合がある。またパーライトやセメンタイトが増加すると強度が低下する場合がある。フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び残留オーステナイトの合計面積率が93%以上であれば残りの相の種類や面積率にかかわらず高い強度及び衝突特性が得られる。したがって、合計面積率は93%以上であり、好ましくは95%以上である。合計面積率は100%であってもよい。なお、上記以外の残部の組織としては、パーライト及びセメンタイトがあり、これら残部の組織の合計面積率は7%以下である。好ましくは、この残部の組織の合計面積率は5%以下である。
本発明の鋼板において、上記焼戻しマルテンサイトの(板厚方向の粒径)/(板厚と直交方向の粒径)の曲げ加工前後での変化量を0.50以上とすることで高い衝突特性が得られる。このメカニズムは明らかではないが、次のように考えられる。衝突特性劣化の原因となる衝突時の部材破断は、割れの発生及び進展が起点となる。割れは加工硬化能の低下及び高硬度差領域でのボイドの生成や連結によって発生しやすくなると考えられる。また、実部材の衝突では一次加工を受けた箇所で一次加工と直交方向に曲げ戻されるように変形する。このとき一次加工の高硬度差領域でボイドが発生するとボイドの周辺に応力が集中し、割れの発生・進展が助長され、その結果破断に至る。そこで、マルテンサイトを焼戻すことによって高硬度差領域を減少させ、さらに曲げ変形時に軟質なフェライト相に追随して塑性変形させることで一次加工部におけるボイド発生を抑制し、また必要に応じて残留オーステナイトを活用し変形中に一次加工部での応力集中を抑制することで、ボイドからの割れの進展を抑制することで部材破断を抑制し、高い衝突特性が得られる。したがって、これらの効果を得るために、上記焼戻しマルテンサイトの(板厚方向の粒径)/(板厚と直交方向の粒径)の曲げ加工前後での変化量を0.50以上とする。
曲げ加工後の粒径の圧延方向における測定位置については、曲げ加工により形成され、幅(C)方向(図1の符号D1参照)に延びた角部を含む領域とする。より具体的には、曲げ加工により幅方向及び圧延方向に垂直な方向(パンチ等の押圧部の押圧方向)で最下部となる領域において、板厚方向に0~50μm領域内で焼戻しマルテンサイトの粒径を測定する。
また、圧縮側の鋼板表面とは、上記の押圧した一方の側の鋼板表面(押圧を施すパンチ等の押圧部と接触する方の鋼板表面)のことを指す。
また、L断面とは、曲げ加工前については圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面(幅方向に対し垂直な断面)のことを指す。
また、曲げ加工後のL断面については、曲げ加工による変形の方向に対し平行に切断することで形成される断面であって、幅方向に対し垂直な断面のことを指す。
まず、鋼板に対して、曲率半径/板厚:4.2で幅(C)方向を軸に圧延(L)方向に90°曲げ加工(一次曲げ加工)を施し、試験片を準備する。90°曲げ加工(一次曲げ加工)では、図2に示すように、V溝を有するダイA1の上に載せた鋼板に対して、パンチB1を押し込んで試験片T1を得る。次に、図3に示すように、支持ロールA2の上に載せた試験片T1に対して、曲げ方向が圧延直角方向となるようにして、パンチB2を押し込んで直交曲げ(二次曲げ加工)を施す。図2及び図3において、D1は幅(C)方向、D2は圧延(L)方向を示している。
[直交曲げ条件]
試験方法:ロール支持、パンチ押し込み
ロール径:φ30mm
パンチ先端R:0.4mm
ロール間距離:(板厚×2)+0.5mm
ストローク速度:20mm/min
試験片サイズ:60mm×60mm
曲げ方向:圧延直角方向
上記直交曲げを施した際に得られるストローク-荷重曲線において、荷重最大時のストロークを求める。上記曲げ-直交曲げ試験を3回実施した際の当該荷重最大時のストロークの平均値をΔSとする。
まず、軸圧壊試験では板厚の影響を考慮し、全て板厚1.2mmの鋼板で実施する。上記製造工程で得られた鋼板を切り出し、パンチ肩半径が5.0mmであり、ダイ肩半径が5.0mmである金型を用いて、深さ40mmとなるように成形加工(曲げ加工)して、図6及び図7に示すハット型部材10を作製する。また、ハット型部材の素材として用いた鋼板を、200mm×80mmの大きさに別途切り出す。次に、その切り出した後の鋼板20と、ハット型部材10とをスポット溶接し、図6及び図7に示すような試験用部材30を作製する。図6は、ハット型部材10と鋼板20とをスポット溶接して作製した試験用部材30の正面図である。図7は、試験用部材30の斜視図である。スポット溶接部40の位置は、図7に示すように、鋼板の端部と溶接部が10mm、溶接部間が45mmの間隔となるようにする。次に、図8に示すように、試験用部材30を地板50とTIG溶接により接合して軸圧壊試験用サンプルを作製する。次に、作製した軸圧壊試験用サンプルにインパクター60を衝突速度10m/sで等速衝突させ、軸圧壊試験用のサンプルを100mm圧壊する。図8に示すように、圧壊方向D3は、試験用部材30の長手方向と平行な方向とする。圧壊時のストローク-荷重のグラフにおける、ストローク0~100mmの範囲における面積を求め、3回試験を行った際の当該面積の平均値を吸収エネルギー(Fave)とする。
Cはフェライト以外の相を生成しやすくし、また、NbやTiなどと合金化合物を形成するため、強度向上に必要な元素である。C含有量が0.03%未満では、製造条件の最適化を図っても、所望の強度を確保できない場合がある。したがって、C含有量は好ましくは0.03%以上であり、より好ましくは0.05%以上である。一方、C含有量が0.20%を超えるとマルテンサイトの強度が過剰に増加し、製造条件の最適化を図っても本発明の衝突特性が得られない場合がある。したがって、C含有量は好ましくは0.20%以下であり、より好ましくは0.18%以下である。
Siはフェライト生成元素であり、また、固溶強化元素でもある。したがって、強度と延性のバランスの向上に寄与する。この効果を得るために、Si含有量は好ましくは0.1%以上であり、より好ましくは0.2%以上である。一方、Si含有量が2.0%を超えると、亜鉛めっき付着、密着性の低下及び表面性状の劣化を引き起こす場合がある。したがって、Si含有量は好ましくは2.0%以下であり、より好ましくは1.5%以下である。
Mnはマルテンサイトの生成元素であり、また、固溶強化元素でもある。また、残留オーステナイト安定化に寄与する。これらの効果を得るために、Mn含有量は好ましくは0.5%以上である。Mn含有量は、より好ましくは1.0%以上である。一方、Mn含有量が2.5%を超えるとマルテンサイトが過剰に生成し、衝突特性が低下する場合がある。したがって、Mn含有量は好ましくは2.5%以下であり、より好ましくは2.0%以下である。
Pは、鋼の強化に有効な元素である。しかしながら、P含有量が0.05%を超えると合金化速度を大幅に遅延させる場合がある。また、Pを0.05%超えて過剰に含有させると、粒界偏析により脆化を引き起こし、本発明の鋼組織を満たしても衝突時の耐破断特性を劣化させる場合がある。したがって、P含有量は好ましくは0.05%以下であり、より好ましくは0.01%以下である。P含有量に特に下限は無いが、現在工業的に実施可能な下限は0.002%であり、0.002%以上であることが好ましい。
Sは、MnSなどの介在物となって、溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となり、本発明の鋼組織を満たしても衝突特性が低下する場合がある。したがって、S量は極力低い方がよいが、製造コストの面からS含有量は好ましくは0.05%以下である。S含有量は、より好ましくは、0.01%以下である。S含有量に特に下限は無いが、現在工業的に実施可能な下限は0.0002%であり、0.0002%以上であることが好ましい。
Alは脱酸剤として作用し、また、固溶強化元素でもある。Sol.Al含有量が0.005%未満ではこれらの効果は得られない場合があり、本発明の鋼組織を満たしても強度が低下する場合がある。したがって、Sol.Al含有量は、好ましくは0.005%以上である。一方、Sol.Al含有量が0.1%を超えると製鋼時におけるスラブ品質を劣化させる。したがって、Sol.Al含有量は、好ましくは0.1%以下であり、より好ましくは0.04%以下である。
Nは、鋼中でTiN、(Nb、Ti)(C、N)、AlN等の窒化物、炭窒化物系の粗大介在物を形成して衝突特性を低下させることから、含有量を抑える必要がある。Nの含有量が0.010%超えの場合に衝突特性が低下しやすくなるので、N含有量は好ましくは0.010%以下である。N含有量は、より好ましくは0.007%以下、さらに好ましくは0.005%以下である。なお、N含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在工業的に実施可能な下限は0.0003%であり、0.0003%以上であることが好ましい。
Cr、Mo、Vは焼き入れ性を上げ、鋼の強化に有効な元素である。しかし、Cr:1.0%、Mo:0.5%、V:0.5%を超えて過剰に添加すると、上記の効果が飽和し、さらに原料コストが増加する。また、第2相分率が過大となり衝突時の耐破断特性を劣化させる場合がある。したがって、Cr、Mo、Vのいずれかを含有する場合、Cr含有量は好ましくは1.0%以下、Mo含有量は好ましくは0.5%以下、V含有量は好ましくは0.5%以下である。より好ましくは、Cr含有量は0.8%以下であり、Mo含有量は0.4%以下であり、V含有量は0.4%以下である。Cr、Mo、Vの含有量が少なくても本発明の効果は得られるので、それぞれの含有量の下限は特に限定されない。焼き入れ性の効果をより有効に得るためには、Cr、Mo、Vの含有量はそれぞれ0.005%以上であることが好ましい。より好ましくは、Cr、Mo、Vの含有量はそれぞれ0.01%以上である。
仕上げ圧延温度が850℃未満の場合、圧延時にフェライト変態が起こり、局所的に強度が低下するため、本発明の組織を満たしても強度が得られない場合がある。したがって、仕上げ圧延温度は850℃以上であり、好ましくは880℃以上である。一方、仕上げ圧延温度が950℃を超えると結晶粒が粗大化し、本発明の組織を満たしても強度が得られない場合がある。したがって、仕上げ圧延温度は950℃以下であり、好ましくは930℃以下である。
巻取温度が600℃を超えた場合、熱延鋼板中の炭化物が粗大化し、このような粗大化した炭化物は焼鈍時の均熱中に溶けきらないため、必要な強度を得ることができない場合がある。したがって、巻取温度は、600℃以下であり、好ましくは580℃以下である。巻取温度の下限は特に限定されないが、鋼板の形状不良を発生しにくくし、かつ鋼板が過度に硬質化することを防ぐ観点から、巻取温度を400℃以上とすることが好ましい。
冷間圧延の圧下率が20%以下では、フェライトの再結晶が促進されず、未再結晶フェライトが残存し、本発明の鋼組織が得られない場合がある。したがって、冷間圧延の圧下率は20%超えであり、好ましくは30%以上である。
焼鈍温度が720℃未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、過剰なフェライトが生成して本発明の鋼組織が得られない。したがって、焼鈍温度は720℃以上であり、好ましくは740℃以上である。一方、焼鈍温度が860℃を超えると本発明のフェライト分率を確保できなくなる。また、ベイナイトが過剰となることで、耐破断特性が低下する場合がある。したがって、焼鈍温度は860℃以下であり、好ましくは840℃以下である。また、保持時間が30秒未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、過剰なフェライトが生成して本発明の鋼組織が得られない。したがって、保持時間は30秒以上であり、好ましくは60秒以上である。保持時間の上限は特に限定されないが、生産性を損なわないようにするために、保持時間を600秒以下とすることが好ましい。
平均冷却速度が20℃/s未満では、本発明の耐破断特性が得られない。この理由は明らかではないが以下のように考えられる。冷却速度が20℃/s未満では冷却中にフェライトやベイナイトが過度に生成し、マルテンサイト変態開始温度Msが低下する。そのため冷却停止時のマルテンサイト変態量が減少し、また、より低温でマルテンサイト変態するため、Ms点が高い場合に比べて冷却中におけるマルテンサイトの焼戻しが不十分となる。その結果焼戻しマルテンサイトによる高度差緩和の効果が小さくなり、一次加工時に焼戻しマルテンサイトがフェライトに追随して変形せず、ボイドが発生しやすくなり、衝突特性が低下すると考えられる。したがって、平均冷却速度は20℃/s以上とする。なお、Msは以下の式により求めることができる。
なお、上記式において、各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。
平均冷却速度が2℃/s未満では、冷却中に炭化物を含むベイナイトが過度に生成して本発明の鋼組織が得られない。したがって、平均冷却速度は2℃/s以上であり、好ましくは5℃/s以上である。一方、15℃/sを超える平均冷却速度で冷却すると、本発明の耐破断特性が得られない。この理由は明らかではないが以下のように考えられる。冷却速度を15℃/s以下とすることでMs点から冷却停止温度に到達するまでの時間が長くなり、マルテンサイトが冷却中にも焼戻され、焼戻しマルテンサイトによる高度差緩和の効果がより大きくなると考えられる。冷却速度が15℃/sを超えるとこの効果が得られなくなり、その結果一次加工時に焼戻しマルテンサイトがフェライトに追随して変形せず、ボイドが発生しやすくなり、衝突特性が低下すると考えられる。したがって、平均冷却速度は15℃/s以下であり、好ましくは10℃/s以下である。
冷却停止温度が(Ms-50℃)超えでは焼戻しマルテンサイトの生成が不十分であり、本発明の鋼組織が得られない。したがって、冷却停止温度は、(Ms-50℃)以下であり、好ましくは(Ms-100℃)以下である。一方、(Ms-250℃)未満では焼戻しマルテンサイトが過剰になり、残留オーステナイトの生成が不十分となる場合がある。したがって、冷却停止温度は(Ms-250℃)以上であり、好ましくは(Ms-200℃)以上である。
300℃未満ではマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、本発明の鋼組織及び衝突特性が得られない。また、ベイナイト変態が不十分となり、耐破断特性向上のために好ましい量のベイナイトが得られず、耐破断特性が低下する場合がある。したがって、焼戻し温度は300℃以上であり、好ましくは350℃以上である。一方、500℃を超えるとフェライトが過剰に生成して本発明の鋼組織が得られない場合がある。また、ベイナイト変態が不十分となり、耐破断特性向上のために好ましい量のベイナイトが得られず、耐破断特性が低下する場合がある。したがって、焼戻し温度は500℃以下であり、好ましくは450℃以下である。また、保持時間が20秒未満ではマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、一次加工時に焼戻しマルテンサイトがフェライトに追随して変形せず、ボイドが発生しやすくなり、その結果衝突特性が低下すると考えられる。また、ベイナイト変態が不十分となり、耐破断特性向上のために好ましい量のベイナイトが得られず、耐破断特性が低下する場合もある。したがって、保持時間は20秒以上であり、好ましくは30秒以上である。保持時間の上限は特に限定されないが、生産性を損なわないようにするために、保持時間を500秒以下とすることが好ましい。
本発明の鋼板の製造方法は、焼戻し工程後に、100~300℃の温度域で20秒以上保持する熱処理工程を有する。保持温度が100℃未満又は300℃超え、若しくは保持時間が20秒未満では本発明の鋼組織及び耐破断特性が得られない。この理由は明らかではないが次のように考えられる。100℃未満では焼戻し工程後の冷却中に生成したマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、一次加工時に焼戻しマルテンサイトがフェライトに追随して変形せず、ボイドが発生しやすくなり、その結果衝突特性が低下すると考えられる。したがって、保持温度は100℃以上であり、好ましくは150℃以上である。一方、保持温度が300℃超えでは、マルテンサイトの生成量が少ない状態で保持される場合があり、保持後の冷却中に生成するマルテンサイトが焼戻されずにフレッシュマルテンサイトとして最終組織まで残るため本発明の鋼組織及び衝突特性が得られないと考えられる。また、保持温度が300℃超えではベイナイト変態が進行し、本発明の鋼組織が得られない場合がある。したがって、保持温度は300℃以下であり、好ましくは250℃以下である。また保持時間が20秒未満では、焼戻し工程後の冷却中に生成したマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、本発明の衝突特性が得られない場合がある。したがって、保持時間は20秒以上であり、好ましくは30秒以上である。100~300℃の温度域での保持は、焼戻し工程後に100~300℃の温度域に冷却してから実施してもよいし、焼戻し工程後に100℃未満まで冷却し、その後100~300℃の温度域まで再加熱してから実施してもよい。
冷間圧延、焼鈍、亜鉛めっきが施される。
表1に示す成分組成の鋼を真空溶解炉により溶製し、分塊圧延して鋼スラブとした。これらの鋼スラブを加熱し、表2に示す条件で、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍、焼入れ、焼戻し、熱処理を施し、鋼板を製造した。表2に示す条件で鋼板を製造する際に、焼戻し工程後に、一部の鋼板にめっき処理を施した。電気亜鉛めっき処理では、鋼板を亜鉛溶液に浸漬しつつ通電し、めっき付着量10~100g/m2の電気亜鉛めっき層(EG)を形成させた。また、溶融亜鉛めっき処理では、鋼板をめっき浴中に浸漬し、めっき付着量10~100g/m2の溶融亜鉛めっき層(GI)を形成させた。また、合金化溶融亜鉛めっきでは、鋼板に溶融亜鉛めっき層を形成した後に合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき層(GA)を形成させた。なお、最終的な各鋼板の板厚は、1.2mmであった。
得られた各鋼板から圧延方向に対して直角方向にJIS5号引張試験片(JIS Z2201)を採取し、歪速度を10-3/sとするJIS Z2241(2011)の規定に準拠した引張試験を行い、引張強度(TS)を求めた。なお、TSが590MPa以上を合格とした。
得られた鋼板に対して、曲率半径/板厚:4.2で幅(C)方向を軸に圧延(L)方向に90°曲げ加工(一次曲げ加工)を施し、試験片を準備した。90°曲げ加工(一次曲げ加工)では、図2に示すように、V溝を有するダイA1の上に載せた鋼板に対して、パンチB1を押し込んで試験片T1を得た。次に、図3に示すように、支持ロールA2の上に載せた試験片T1に対して、曲げ方向が圧延直角方向となるようにして、パンチB2を押し込んで直交曲げ(二次曲げ加工)を施した。図2及び図3において、D1は幅(C)方向、D2は圧延(L)方向を示している。
[直交曲げ条件]
試験方法:ロール支持、パンチ押し込み
ロール径:φ30mm
パンチ先端R:0.4mm
ロール間距離:(板厚×2)+0.5mm
ストローク速度:20mm/min
試験片サイズ:60mm×60mm
曲げ方向:圧延直角方向
上記直交曲げを施した際に得られるストローク-荷重曲線において、荷重最大時のストロークを求めた。上記曲げ-直交曲げ試験を3回実施した際の当該荷重最大時のストロークの平均値をΔSとした。ΔSが30mm以上で耐破断特性が良好と評価した。
軸圧壊試験では板厚の影響を考慮し、全て板厚1.2mmの鋼板で実施した。上記製造工程で得られた鋼板を切り出し、パンチ肩半径が5.0mmであり、ダイ肩半径が5.0mmである金型を用いて、深さ40mmとなるように成形加工(曲げ加工)して、図6及び図7に示すハット型部材10を作製した。また、ハット型部材の素材として用いた鋼板を、200mm×80mmの大きさに別途切り出した。次に、その切り出した後の鋼板20と、ハット型部材10とをスポット溶接し、図6及び図7に示すような試験用部材30を作製した。図6は、ハット型部材10と鋼板20とをスポット溶接して作製した試験用部材30の正面図である。図7は、試験用部材30の斜視図である。スポット溶接部40の位置は、図7に示すように、鋼板の端部と溶接部が10mm、溶接部間が45mmの間隔となるようにした。次に、図8に示すように、試験用部材30を地板50とTIG溶接により接合して軸圧壊試験用サンプルを作製した。次に、作製した軸圧壊試験用サンプルにインパクター60を衝突速度10m/sで等速衝突させ、軸圧壊試験用のサンプルを100mm圧壊した。図8に示すように、圧壊方向D3は、試験用部材30の長手方向と平行な方向とした。圧壊時のストローク-荷重のグラフにおける、ストローク0~100mmの範囲における面積を求め、3回試験を行った際の当該面積の平均値を吸収エネルギー(Fave)とした。Faveが35000N以上で吸収エネルギーが良好と評価した。また、耐破断特性及び吸収エネルギーの両方が良好の場合、衝突特性が良好と評価した。
実施例1の表3のNo.3(本発明例)の鋼板を、プレス加工により成形加工して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例1の表3のNo.3の鋼板と、実施例1の表3のNo.9(本発明例)の鋼板とをスポット溶接により接合し、本発明例の部材を製造した。本発明の鋼板を用いて製造した本発明例の部材は、衝突特性に優れており、高強度であり、実施例1の表3のNo.3(本発明例)の鋼板の成形加工により製造した部材、および実施例1の表3のNo.3の鋼板と、実施例1の表3のNo.9(本発明例)の鋼板とをスポット溶接して製造した部材のすべてにおいて、自動車用骨格部品等に好適に用いることができることを確認できた。
実施例1の表3のNo.1(本発明例)の亜鉛めっき鋼板を、プレス加工により成形加工して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例1の表3のNo.1の亜鉛めっき鋼板と、実施例1の表3のNo.4(本発明例)の亜鉛めっき鋼板とをスポット溶接により接合し、本発明例の部材を製造した。本発明の鋼板を用いて製造した本発明例の部材は、衝突特性に優れており、高強度であり、実施例1の表3のNo.1(本発明例)の鋼板の成形加工により製造した部材、および実施例1の表3のNo.1の鋼板と、実施例1の表3のNo.4(本発明例)の鋼板とをスポット溶接して製造した部材のすべてにおいて、自動車用骨格部品等に好適に用いることができることを確認できた。
20 鋼板
30 試験用部材
40 スポット溶接部
50 地板
60 インパクター
A1 ダイ
A2 支持ロール
B1 パンチ
B2 パンチ
D1 幅(C)方向
D2 圧延(L)方向
D3 圧壊方向
T1 試験片
T2 試験片
X0 角部
XA 曲げ加工後の焼戻しマルテンサイトの粒径の測定位置(測定領域)
Claims (7)
- 質量%で、
C:0.03~0.20%、
Si:0.1~2.0%、
Mn:0.5~2.5%、
P:0.05%以下、
S:0.05%以下、
Sol.Al:0.005~0.1%、及び
N:0.010%以下を含有し、
炭素当量Ceqが0.35%以上0.60%未満を満たし、
残部がFe及び不可避的不純物からなる成分組成と、
面積率で、フェライト:40~85%、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計:10~55%、残留オーステナイト:3~15%、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの合計:93%以上である鋼組織を有し、
曲率半径/板厚:4.2で幅(C)方向を軸に圧延(L)方向に90°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から0~50μm領域内のL断面において、焼戻しマルテンサイトの(板厚方向の粒径)/(板厚と直交方向の粒径)の曲げ加工前後での変化量が0.50以上であり、
引張強度が590MPa以上である鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Cr:1.0%以下、
Mo:0.5%以下、
V:0.5%以下、
Ti:0.5%以下、
Nb:0.5%以下、
B:0.005%以下、
Ni:1.0%以下、
Cu:1.0%以下、
Sb:1.0%以下、
Sn:1.0%以下、
Ca:0.005%以下、及び
REM:0.005%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。 - 鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層、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又は請求項2に記載の鋼板。
- 請求項1から請求項3まで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。
- 炭素当量Ceqが0.35%以上0.60%未満を満たし、かつ請求項1又は請求項2に記載の成分組成を有する鋼スラブを、仕上げ圧延温度を850~950℃として熱間圧延を施し、600℃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熱延鋼板を20%超えの圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程後の冷延鋼板を720~860℃の焼鈍温度まで加熱し、30秒以上保持する焼鈍工程と、
前記焼鈍温度からマルテンサイト変態開始温度Msまでの温度域を平均冷却速度20℃/s以上で冷却した後、前記マルテンサイト変態開始温度Msから冷却停止温度:(Ms-250℃)~(Ms-50℃)までを平均冷却速度2~15℃/sで冷却する焼入れ工程と、
300~500℃の温度域で20秒以上保持する焼戻し工程と、
前記焼戻し工程後に、100~300℃の温度域で20秒以上保持する熱処理工程と、を有する、面積率で、フェライト:40~85%、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計:10~55%、残留オーステナイト:3~15%、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの合計:93%以上である鋼組織を有し、曲率半径/板厚:4.2で幅(C)方向を軸に圧延(L)方向に90°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から0~50μm領域内のL断面において、焼戻しマルテンサイトの(板厚方向の粒径)/(板厚と直交方向の粒径)の曲げ加工前後での変化量が0.50以上であり、引張強度が590MPa以上である鋼板の製造方法。 - 前記焼戻し工程後、かつ前記熱処理工程前に、鋼板の表面に、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっきを施すめっき工程を有する請求項5に記載の鋼板の製造方法。
- 請求項5又は請求項6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。
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