JP7276366B2 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
高強度鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7276366B2 JP7276366B2 JP2021015138A JP2021015138A JP7276366B2 JP 7276366 B2 JP7276366 B2 JP 7276366B2 JP 2021015138 A JP2021015138 A JP 2021015138A JP 2021015138 A JP2021015138 A JP 2021015138A JP 7276366 B2 JP7276366 B2 JP 7276366B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- temperature
- martensite
- steel sheet
- amount
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
鋼板の高強度化を図るため、例えば、ベイナイトなどの硬質組織の割合を増加させる場合がある(特許文献1)。
しかし、例えば、ベイナイトなどの硬質組織の割合を増加させることによる鋼板の高強度化は、加工性の低下を招きやすい。
このため、高強度と優れた加工性(特に、延性、伸びフランジ性)とを併せ持つ鋼板の開発が望まれている。
すなわち、硬質組織の割合が少なく軟質なポリゴナルフェライトが多い場合には、ポリゴナルフェライトの変形能が鋼板の加工性に対して支配的であり、硬質組織の加工性が十分でない場合においても延性等の加工性は確保される。
これに対し、硬質組織の割合が多い場合には、ポリゴナルフェライトの変形能ではなく硬質組織の変形能自体が鋼板の成形性に直接影響する。
しかし、通常、水焼入れを施す設備において、焼入れ後の温度は、必然的に水温近傍となる。このため、未変態オーステナイトのほとんどが、マルテンサイト変態することから、残留オーステナイトやその他の低温変態組織の活用は困難である。
したがって、硬質組織の加工性の向上は、あくまでマルテンサイトの焼戻しによる効果に限られ、結果的に鋼板の加工性の向上も限定的である。
[1]質量%で、C:0.20%以上0.50%以下、Si:0.5%以上2.5%以下、Mn:2.5%以上5.0%以下、P:0.100%以下、S:0.0500%以下、Al:0.01%以上0.50%以下、および、N:0.010%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片を、熱間圧延し、その後、冷間圧延することにより、冷延鋼板を得て、上記冷延鋼板を、オーステナイト単相域の温度T1で15秒以上1000秒以下加熱し、その後、Ms-50℃以上Ms℃未満の温度T2まで冷却し、その後、500℃以下の温度T3に昇温して15秒以上1000秒以下保持し、その後、Ms-200℃以上であって上記温度T2未満である温度T4まで冷却し、その後、500℃以下の温度T5に昇温して15秒以上1000秒以下保持する、高強度鋼板の製造方法。
ここで、上記成分組成における成分Xの含有量を単位質量%で[X%]としたとき、Msは、単位℃で、下記式によって求める。
Ms=550-35×[Mn%]-13×[Si%]-10×[Cr%]-12×[Mo%]-600×{1-exp(-0.96×[C%])}
[2]上記成分組成が、更に、質量%で、Ti:0.100%以下、Nb:0.100%以下、V:0.100%以下、Ta:0.100%以下、W:0.500%以下、Cu:2.00%以下、Ni:1.00%以下、Sn:0.200%以下、Sb:0.200%以下、Cr:1.000%以下、Mo:1.000%以下、B:0.0050%以下、Mg:0.0050%以下、Zr:0.100%以下、REM:0.0050%以下、および、Ca:0.0050%以下からなる群から選ばれる少なくとも1種を含有する、上記[1]に記載の高強度鋼板の製造方法。
[3]質量%で、C:0.20%以上0.50%以下、Si:0.5%以上2.5%以下、Mn:2.5%以上5.0%以下、P:0.100%以下、S:0.0500%以下、Al:0.01%以上0.50%以下、および、N:0.010%以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、フェライトの面積率が0%以上10%以下であり、焼戻しマルテンサイトの面積率が40%以上80%未満であり、ベイナイトの面積率が5%以上20%未満であり、マルテンサイトの面積率が0%以上10%以下であり、残留オーステナイトの面積率が10%以上20%以下であるミクロ組織と、を有する高強度鋼板。
[4]アスペクト比が2.0未満のマルテンサイトの面積率と全マルテンサイトの面積率との比が0.5以下である、上記[3]に記載の高強度鋼板。
[5]上記成分組成が、更に、質量%で、Ti:0.100%以下、Nb:0.100%以下、V:0.100%以下、Ta:0.100%以下、W:0.500%以下、Cu:2.00%以下、Ni:1.00%以下、Sn:0.200%以下、Sb:0.200%以下、Cr:1.000%以下、Mo:1.000%以下、B:0.0050%以下、Mg:0.0050%以下、Zr:0.100%以下、REM:0.0050%以下、および、Ca:0.0050%以下からなる群から選ばれる少なくとも1種を含有する、上記[3]または[4]に記載の高強度鋼板。
本発明の高強度鋼板を、例えば、車体材料として用いることにより、車体の軽量化による燃費向上を図ることができる。
本発明の高強度鋼板は、いわゆる冷延鋼板であり、後述する成分組成およびミクロ組織を有する。以下、「高強度鋼板」または「冷延鋼板」を、単に「鋼板」ともいう。
鋼板の板厚は、特に限定されず、例えば、5.0mm以下である。
高強度とは、引張強さ(TS)が1300MPa以上であることを意味する。
成分組成における「%」は、特に断らない限り、「質量%」を意味する。
Cは、鋼板の焼戻しマルテンサイト量およびマルテンサイト量を確保し、鋼板の高強度化に必要不可欠な元素である。また、Cは、鋼板の残留オーステナイト量を確保し、鋼板の高延性化に必要不可欠な元素である。
鋼板の強度と加工性とを確保する観点から、C量は、0.20%以上であり、0.21%以上が好ましく、0.22%以上がより好ましい。
一方、C量が多すぎると、鋼板が脆化する。このため、C量は、0.50%以下であり、0.40%以下が好ましく、0.30%以下がより好ましい。
Siは、固溶強化により鋼板の強度向上に寄与する有用な元素である。また、Siは、鋼板の炭化物の生成の抑制により鋼板の残留オーステナイト量の確保に寄与する有用な元素である。
Siの添加効果を得る観点から、Si量は0.5%以上であり、0.6%以上が好ましく、0.7%以上がより好ましい。
一方、Si量が多すぎると、鋼板が脆化する。このため、Si量は、2.5%以下であり、2.2%以下が好ましく、2.0%以下がより好ましい。
Mnは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、良好な延性の確保に有効であり、更に、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。また、残留オーステナイト中のMn濃化により、残留オーステナイトを多量に確保できる。このようなMnの添加効果を得る観点から、Mn量は、2.5%以上であり、2.6%以上が好ましく、2.8%以上がより好ましい。
一方、Mn量を過剰に添加すると、Mnの偏析により加工性が劣化する。このため、Mn量は、5.0%以下であり、4.8%以下が好ましく、4.5%以下がより好ましい。
Pは、鋼の強化に有用な元素であるが、P量が多すぎると、粒界偏析により脆化する。このため、P量は、0.100%以下であり、0.050%以下が好ましく、0.030%以下がより好ましい。
一方、P量を過剰に低減すると大幅なコスト増加を招く。このため、P量は、0.001%以上が好ましく、0.003%以上がより好ましい。
Sは、MnSなどの介在物となり、伸びフランジ性を評価する際に割れの原因となるため、S量を極力低減することが好ましい。このため、S量は、0.0500%以下であり、0.0300%以下が好ましく、0.0100%以下がより好ましい。
一方、S量を過剰に低減すると大幅なコスト増加を招く。このため、S量は、0.0003%以上が好ましく、0.0005%以上がより好ましく、0.0008%以上が更に好ましい。
Alは、製鋼工程で脱酸剤として添加される有用な元素である。Alの添加効果を得るため、Al量は、0.01%以上であり、0.02%以上が好ましく、0.03%以上がより好ましい。
一方、Al量が多すぎると、連続鋳造時のスラブ割れの危険性が高まる。このため、Al量は、0.50%以下であり、0.40%以下が好ましく、0.30%以下がより好ましい。
Nは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、極力低減することが好ましい。このため、N量は、0.010%以下であり、0.008%以下が好ましく、0.007%以下がより好ましい。
一方、N量を過剰に低減すると大幅なコスト増加を招く。このため、N量は、0.001%以上が好ましく、0.002%以上がより好ましく、0.003%以上が更に好ましい。
成分組成は、更に、質量%で、以下に記載する成分からなる群から選ばれる少なくとも1種を含有してもよい。
Tiは、鋼の析出強化に有用である。もっとも、Ti量が多すぎると、加工性および形状凍結性が不十分となる場合がある。このため、Tiを含有させる場合、加工性等をより良好にする観点から、Ti量は、0.100%以下が好ましく、0.080%以下がより好ましく、0.060%以下が更に好ましい。
一方、Tiを含有させる場合、Tiの添加効果を得るため、Ti量は、0.005%以上が好ましく、0.008%以上がより好ましく、0.010%以上が更に好ましい。
Nbは、鋼の析出強化に有用である。もっとも、Nb量が多すぎると、加工性および形状凍結性が不十分となる場合がある。このため、Nbを含有させる場合、加工性等をより良好にする観点から、Nb量は、0.100%以下が好ましく、0.080%以下がより好ましく、0.060%以下が更に好ましい。
一方、Nbを含有させる場合、Nbの添加効果を得るため、Nb量は、0.005%以上が好ましく、0.008%以上がより好ましく、0.010%以上が更に好ましい。
Vは、鋼の析出強化に有用である。もっとも、V量が多すぎると、加工性および形状凍結性が不十分となる場合がある。このため、Vを含有させる場合、加工性等をより良好にする観点から、V量は、0.100%以下が好ましく、0.080%以下がより好ましく、0.060%以下が更に好ましい。
一方、Vを含有させる場合、Vの添加効果を得るため、V量は、0.005%以上が好ましく、0.008%以上がより好ましく、0.010%以上が更に好ましい。
Taは、TiやNbと同様に、鋼板の高強度化に寄与する。加えて、Taは、Nb炭化物やNb炭窒化物に一部固溶し、(Nb、Ta)(C、N)などの複合析出物を生成する。これにより、析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による強度への寄与を安定化させる効果があると考えられる。このため、必要に応じてTaを含有させてもよい。
もっとも、Taを過剰に含有させても、析出物を安定化させる効果が飽和するうえ、合金コストも増加する。したがって、Ta量は、0.100%以下が好ましく、0.080%以下がより好ましく、0.060%以下が更に好ましい。
一方、Taを含有させる場合、Taの添加効果を得るため、Ta量は、0.001%以上が好ましく、0.010%以上がより好ましく、0.020%以上が更に好ましい。
Wは、鋼の析出強化に有効で、必要に応じて含有させてもよい。しかし、W量が多すぎると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴拡げ試験の際に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、更に、亀裂の伝播が進行し、伸びフランジ性が低下する場合がある。したがって、W量は、0.500%以下が好ましく、0.400%以下がより好ましく、0.300%以下が更に好ましい。
一方、Wを含有させる場合、Wの添加効果を得るため、W量は、0.001%以上が好ましく、0.010%以上がより好ましく、0.020%以上が更に好ましい。
Cuは、後述する温度T1で加熱した後の冷却の際にパーライトの生成を抑制する作用を有する元素である。もっとも、Cu量が多すぎると、硬質なマルテンサイトの量が過大となり、必要な加工性を得にくい場合がある。このため、Cuを含有させる場合、加工性をより良好にする観点から、Cu量は、2.00%以下が好ましく、1.00%以下がより好ましく、0.80%以下が更に好ましい。
一方、Cuを含有させる場合、Cuの添加効果を得るため、Cu量は、0.01%以上が好ましく、0.08%以上がより好ましく、0.10%以上が更に好ましい。
Niは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、より良好な延性の確保に有効である。更に、Niは、固溶強化により鋼の強度を、より上昇させる元素である。このため、必要に応じてNiを含有させてもよい。
もっとも、Ni量が多すぎると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴拡げ試験の際に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、更に、亀裂の伝播が進行し、穴拡げ性が低下する場合がある。したがって、Ni量は、1.00%以下が好ましく、0.70%以下がより好ましく、0.40%以下が更に好ましい。
一方、Niを含有させる場合、Niの添加効果を得るため、Ni量は、0.005%以上が好ましく、0.01%以上がより好ましく、0.10%以上が更に好ましい。
SnおよびSbは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる鋼板表層の数十μm程度の領域の脱炭を抑制する観点から、必要に応じて含有させてもよい。これにより、鋼板表面においてマルテンサイトの面積率が減少することが防止され、強度や材質安定性の確保に有効である。
もっとも、SnおよびSbを過剰に添加すると、靭性の低下を招く場合がある。したがって、Sn量およびSb量は、それぞれ、0.200%以下が好ましく、0.100%以下がより好ましく、0.050%以下が更に好ましい。
一方、SnおよびSbを含有させる場合、SnおよびSbの添加効果を得るため、Sn量およびSb量は、それぞれ、0.001%以上が好ましく、0.002%以上がより好ましい。
Crは、後述する温度T1で加熱した後の冷却の際にパーライトの生成を抑制する作用を有する元素である。もっとも、Cr量が多すぎると、硬質なマルテンサイトの量が過大となり、必要な加工性を得にくい場合がある。このため、Crを含有させる場合、加工性をより良好にする観点から、Cr量は、1.000%以下が好ましく、0.800%以下がより好ましく、0.500%以下が更に好ましい。
一方、Crを含有させる場合、Crの添加効果を得るため、Cr量は、0.005%以上が好ましく、0.010%以上がより好ましく、0.015%以上が更に好ましい。
Moは、後述する温度T1で加熱した後の冷却の際にパーライトの生成を抑制する作用を有する元素である。もっとも、Mo量が多すぎると、硬質なマルテンサイトの量が過大となり、必要な加工性を得にくい場合がある。このため、Moを含有させる場合、加工性をより良好にする観点から、Mo量は、1.000%以下が好ましく、0.800%以下がより好ましく、0.500%以下が更に好ましい。
一方、Moを含有させる場合、Moの添加効果を得るため、Mo量は、0.005%以上が好ましく、0.010%以上がより好ましく、0.015%以上が更に好ましい。
Bは、オーステナイト粒界からポリゴナルフェライトが生成および成長することを抑制するのに有用な元素である。もっとも、B量が多すぎると、加工性が不十分となる場合がある。このため、Bを含有させる場合、加工性をより良好にする観点から、B量は、0.0050%以下が好ましく、0.0040%以下がより好ましく、0.0030%以下が更に好ましい。
一方、Bを含有させる場合、Bの添加効果を得るため、B量は、0.0003%以上が好ましく、0.0004%以上がより好ましく、0.0005%以上が更に好ましい。
Mgは、硫化物を球状化することにより、硫化物の穴拡げ性に対する悪影響を改善するのに有効である。このため、必要に応じてMgを含有させてもよい。
しかし、Mg量が多すぎると、介在物などが増加し、鋼板の表面および内部に欠陥などを引き起こす場合がある。したがって、Mg量は、0.0050%以下が好ましく、0.0040%以下がより好ましく、0.0030%以下が更に好ましい。
一方、Mgを含有させる場合、Mgの添加効果を得るため、Mg量は、0.0005%以上が好ましく、0.0008%以上がより好ましい。
Zrは、硫化物を球状化することにより、硫化物の穴拡げ性に対する悪影響を改善するのに有効である。このため、必要に応じてZrを含有させてもよい。
しかし、Zr量が多すぎると、介在物などが増加し、鋼板の表面および内部に欠陥などを引き起こす場合がある。したがって、Zr量は、0.100%以下が好ましく、0.080%以下が好ましく、0.060%以下が更に好ましい。
一方、Zrを含有させる場合、Zrの添加効果を得るため、Zr量は、0.0005%以上が好ましく、0.010%以上がより好ましく、0.020%以上が更に好ましい。
REM(希土類金属)は、硫化物を球状化することにより、硫化物の穴拡げ性に対する悪影響を改善するのに有効である。このため、必要に応じてREMを含有させてもよい。
しかし、REM量が多すぎると、介在物などが増加し、鋼板の表面および内部に欠陥などを引き起こす場合がある。したがって、REM量は、0.0050%以下が好ましく、0.0040%以下がより好ましく、0.0030%以下が更に好ましい。
一方、REMを含有させる場合、REMの添加効果を得るため、REM量は、0.0003%以上が好ましく、0.0005%以上がより好ましい。
Caは、硫化物の形態制御により加工性を改善させるのに有効な元素である。もっとも、Ca量が多すぎると、鋼の清浄度に悪影響を及ぼすおそれがある。このため、Caを含有させる場合、Ca量は、0.0050%以下が好ましく、0.0045%以下がより好ましく、0.0040%以下が更に好ましい。
一方、Caを含有させる場合、Caの添加効果を得るため、Ca量は、0.0003%以上が好ましく、0.0005%以上がより好ましく、0.0008%以上が更に好ましい。
成分組成の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
次に、鋼板のミクロ組織(鋼板組織)を説明する。以下、面積率は、ミクロ組織全体に対する面積率である。各組織の面積率は、後述する実施例に記載する方法により求められる。
フェライトは軟質な組織であり、延性に寄与する。しかし、フェライトが多すぎると、所望の引張強さを満足することが困難になる。更に、加工時に、硬質組織中に混在する軟質なフェライトに歪が集中することにより、容易に亀裂が発生し、結果として所望の加工性が得られない。
フェライトが少なければ、硬質組織中に少量のフェライトが孤立分散した状態となり、歪の集中を抑制することができ、加工性の劣化が避けられる。このため、フェライトの面積率は、10%以下であり、7%以下が好ましく、5%以下がより好ましい。フェライトの面積率は、0%であってもよいが、加工性確保の観点から、例えば1%以上としてもよく、2%以上が好ましい。
焼戻しマルテンサイトは強度向上に寄与する。このため、焼戻しマルテンサイトの面積率は、40%以上であり、45%以上が好ましく、50%以上がより好ましい。
一方、焼戻しマルテンサイトが多い場合は、後述するように、所望する残留オーステナイト量が確保できず、延性等の加工性が不十分となる。このため、焼戻しマルテンサイトの面積率は、80%未満であり、75%未満が好ましく、70%未満がより好ましい。
ベイナイト変態の十分な促進は、未変態オーステナイト中のCを濃化させ、残留オーステナイトを得るために必要である。また、所望の引張強さを得るためにも、ベイナイトの面積率は、5%以上であり、6%以上が好ましく、8%以上がより好ましい。
一方、ベイナイトが多すぎると、残留オーステナイトが不足する。このため、ベイナイトの面積率は、20%未満であり、18%未満が好ましく、15%未満がより好ましい。
マルテンサイトは硬質な組織であり、鋼板の強度を上昇させる。
一方、マルテンサイトが多すぎる場合は、ベイナイトが減少し、安定した残留オーステナイト量が確保できず、延性が低下する。また、マルテンサイトはボイドの起点となり、伸びフランジ性を低下させる。
このため、マルテンサイトの面積率は、10%以下であり、8%以下が好ましく、6%以下がより好ましい。マルテンサイトの面積率は、0%であってもよい。
残留オーステナイトは、加工時にTRIP(Transformation Induced Plasticity)効果によりマルテンサイト変態し、高Cを含有する硬質なマルテンサイトにより高強度化を進めると同時に、歪分散能を高めることにより延性を向上させる。
このような残留オーステナイトとベイナイトおよびマルテンサイトとを併存させることにより、引張強さ(TS)が1300MPa以上の高強度領域でも良好な加工性が得られる。具体的には、TS×Elの値を18000MPa・%以上、TS×λの値を40000MPa・%にでき、強度と加工性とのバランスが極めて優れる。
残留オーステナイトが少なすぎると、十分なTRIP効果が得られない。このため、残留オーステナイトの面積率は、10%以上であり、11%以上が好ましく、12%以上がより好ましい。
一方、残留オーステナイトが多すぎると、TRIP効果を発現した後に生じる硬質なマルテンサイトが過大となり、靭性や伸びフランジ性が劣化する。このため、残留オーステナイトの面積率は、20%以下であり、19%以下が好ましく、18%以下がより好ましい。
アスペクト比が2.0未満のマルテンサイトの面積率(A)と全マルテンサイトの面積率(B)との比(A/B)が大きすぎると、十分な延性および伸びフランジ性が得られない場合がある。これは、極めて硬質で変形能が低く靭性に劣るマルテンサイトが、アスペクト比が2.0未満(すなわち、塊状)で多く存在すると、歪付与時に均一に材料が変形できず、結果的に優れた延性および伸びフランジ性を得られなくなる可能性があるためである。
このため、比率(A/B)は、0.5以下が好ましく、0.4以下がより好ましい。
次に、本発明の高強度鋼板の製造方法(以下、「本発明の製造方法」ともいう)を説明する。本発明の製造方法は、上述した本発明の高強度鋼板を製造する方法でもある。
上述した成分組成を有する鋼片に、熱間圧延を施して、熱延鋼板を得る。熱間圧延の条件は、特に限定されず、常法に従えばよいが、好適な条件は次のとおりである。
まず、鋼片を、1100℃以上1300℃以下の温度域に加熱し、その後、870℃以上950℃以下の温度域で熱間圧延を終了する。得られた熱延鋼板を、350℃以上720℃以下の温度域で巻き取る。次いで、熱延鋼板を酸洗する。
得られた熱延鋼板に、冷間圧延を施して、冷延鋼板を得る。
冷間圧延の圧下率は、30%以上が好ましい。これにより、後述する熱処理の際に、オーステナイトが微細に生成し、最終的に微細な残留オーステナイトおよびマルテンサイトが得られ、強度と延性とのバランスが向上するだけでなく、伸びフランジ性および曲げ性も向上する可能性がある。
一方、冷間圧延の圧下率は、上限値は特に限定されないが、冷間圧延の荷重負荷の点から、85%以下が好ましく、75%以下がより好ましい。
本発明における熱処理の技術的意義は、概略的には、以下のとおりである。
通常、高Cおよび高Mn鋼は、高強度化するが、合金元素の含有量が多いので、ベイナイト変態の速度が非常に遅く、かつ、等温保持時の変態開始線が長時間側にシフトする。このため、ベイナイト変態は遅延し、残留オーステナイトを活用することが難しい。
そこで、マルテンサイトと未変態オーステナイトとが共存すると、ベイナイト変態の速度が著しく速くなることを活用し、短時間で、加熱、冷却および冷却停止を行ない、更に、再加熱を2回繰り返す。
すなわち、冷却によるマルテンサイト核生成により、スイングバック効果で再加熱時のベイナイト変態を促進し、ベイナイト変態が進んだところで、再び冷却によるマルテンサイト核生成を起こす。
これにより、2回目の再加熱時に、短時間で十分にベイナイト変態を活用でき、延性向上に寄与する残留オーステナイトの確保により、高延性化を実現する。併せて、マルテンサイトの生成を防ぐことにより、良好な伸びフランジ性も実現できる。
再加熱を実施しない場合、または、再加熱を1回のみ実施する場合、アスペクト比の大きいマルテンサイトの割合が増加し、延性および伸びフランジ性が不十分となり得る。このため、再加熱を2回繰り返すことは、所望の組織および材質を得るために重要である。
まず、冷延鋼板に、オーステナイト単相域の温度T1で、15秒以上1000秒以下の加熱を施す。
本発明の高強度鋼板は、オーステナイトを変態させて得る焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトなどを主な組織とする。鋼板の焼戻しマルテンサイト量およびベイナイト量を確保し、鋼板を高強度化するためには、フェライトは極力少ない方が好ましい。このため、オーステナイト単相域の温度T1での加熱(焼鈍)が必要である。温度T1は、Ac3(オーステナイト変態点)以上が好ましく、(Ac3+15℃)以上がより好ましい。
Ac3=937.2-436.5×[C%]+56×[Si%]-19.7×[Mn%]-4.9×[Cr%]-16.3×[Cu%]+38.1×[Mo%]+124.8×[V%]+136.3×[Ti%]-19.1×[Nb%]+198.4×[Al%]+3315×[B%]
上記式中、[X%]は、上述した成分組成における成分Xの含有量(単位:質量%)である。含有しない成分Xの[X%]は0とする。
このため、温度T1での加熱時間は、15秒以上であり、30秒以上が好ましく、60秒以上がより好ましい。
このため、温度T1での加熱時間は、1000秒以下であり、800秒以下が好ましく、600秒以下がより好ましい。
温度T2は、強度と加工性とを両立するために重要である。
温度T1で加熱された冷延鋼板は、Ms-50℃以上Ms℃未満の冷却停止温度である温度T2まで、冷却される。Ms℃未満まで冷却することにより、オーステナイトの一部をマルテンサイト変態させる。温度T2までの冷却中に生成したマルテンサイトは、後述する温度T3での保持時のベイナイト変態の核となる。温度T3での保持中のベイナイト変態を促進させ、残留オーステナイト中の炭素濃化を促進させるために重要である。
一方、温度T2がMs℃以上になると、冷却停止した時点でマルテンサイトを確保できない。これにより、温度T3での保持中のベイナイト変態が遅延し、最終的に、所望する残留オーステナイト量の確保が困難となる。このため、温度T2は、Ms℃未満である。
Ms=550-35×[Mn%]-13×[Si%]-10×[Cr%]-12×[Mo%]-600×{1-exp(-0.96×[C%])}
上記式中、[X%]は、上述した成分組成における成分Xの含有量(単位:質量%)である。含有しない成分Xの[X%]は0とする。
温度T2まで冷却された冷延鋼板は、500℃以下の温度T3まで昇温され、温度T3で15秒以上1000秒以下の時間、保持される。
温度T3での保持では、温度T1から温度T2までの冷却により生成したマルテンサイトを焼戻しし、また、未変態オーステナイトをベイナイトに変態させ、固溶Cをオーステナイト中に濃化させる。これらなどにより、オーステナイトの安定化を進める。
一方、温度T3が低すぎると、固溶Cの拡散速度が低下し、オーステナイト中へのC濃化量が減少することにより、必要な残留オーステナイト中のC濃度が得られにくい場合がある。このため、温度T3は、250℃以上が好ましく、280℃以上がより好ましく、300℃以上が更に好ましい。
温度T3での保持時間が長すぎると、最終的なミクロ組織として、安定な残留オーステナイトが得られず、その結果、所望の延性が得られない場合がある。このため、温度T3での保持時間は、1000秒以下であり、700秒以下が好ましく、600秒以下がより好ましい。
温度T3での保持が終了した段階でベイナイト変態していないオーステナイトから、ベイナイト変態の核となるマルテンサイトを、再び生成させる。このため、冷延鋼板を、上述した温度T2未満の冷却停止温度である温度T4まで冷却する。
温度T4が温度T2以上であると、後述する温度T5に昇温して保持した後に、ベイナイト変態が不十分となり、延性向上に寄与する残留オーステナイトが得られない。このため、温度T4は、温度T2未満である。
一方、温度T4がMs-200℃未満であると、温度T4で冷却停止した時に、マルテンサイトの生成量が過剰となり、温度T5に昇温した後の焼戻しマルテンサイト量が過剰となり、残留オーステナイト量が減少する。これにより、優れた強度と加工性とを両立できない。このため、温度T4は、Ms-200℃以上である。
温度T4まで冷却された冷延鋼板は、500℃以下の温度T5まで再び昇温され、温度T5で15秒以上1000秒以下の時間、保持される。
温度T5での保持では、温度T3から温度T4までの冷却により生成したマルテンサイトを焼戻しし、また、未変態オーステナイトをベイナイトに変態させる。こうして、温度T5での保持が終了した段階で、温度T3での保持後よりも多量の固溶Cをオーステナイト中に濃化でき、オーステナイトの安定化が進み、最終的に、延性向上に寄与する残留オーステナイトを確保できる。
一方、温度T5が低すぎると、固溶Cの拡散速度が低下し、オーステナイト中へのC濃化量が減少することにより、必要な残留オーステナイト中のC濃度が得られにくい場合がある。このため、温度T5は、250℃以上が好ましく、280℃以上がより好ましく、300℃以上が更に好ましい。
温度T5での保持時間が長すぎると、最終的なミクロ組織として、安定な残留オーステナイトが得られず、その結果、所望する強度および延性の一方または両方が得られない場合がある。このため、温度T5での保持時間は、1000秒以下であり、700秒以下が好ましく、600秒以下がより好ましい。
冷間圧延後の冷延鋼板は、例えば、室温から、温度T1まで昇温させる。温度T1までの昇温速度は、0.1℃/秒以上が好ましく、0.5℃/秒以上がより好ましい。一方、40℃/秒以下が好ましく、30℃/秒以下がより好ましい。
上述した熱履歴さえ満足すれば、いかなる設備で熱処理してもよい。
熱処理後の鋼板の表面に、形状矯正のために、調質圧延を施してもよい。
熱処理後の鋼板(本発明の高強度鋼板)をめっき処理することにより、溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。更に、合金化処理することにより、合金化溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。
下記表1に示す成分組成(残部は、Feおよび不可避的不純物からなる)を有する鋼を溶製して得た鋼片を、1250℃に加熱し、その後、870℃で仕上げ熱間圧延し、熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を、550℃で巻き取り、次いで酸洗した。酸洗した熱延鋼板を、50%の圧下率で冷間圧延し、板厚が1.2mmの冷延鋼板を得た。
また、No.26では、温度T1での加熱後、温度T2までに冷却させずに、直接、温度T3まで冷却し、温度T3で保持した。温度T3での保持後、No.25と同様に、温度T4で冷却を停止させずに、そのまま室温まで冷却し、鋼板を得た。
得られた鋼板における各組織の面積率を、以下のようにして求めた。結果を下記表3に示す。
黒色領域以外の残部領域が、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトであるとして、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計の面積率を求めた。
ベイナイトとフェライトとは、SEM(走査型電子顕微鏡)およびTEM(透過型電子顕微鏡)を用いて区別し、各々の面積率を求めた。
まず、残留オーステナイトの量を、従来行なわれているX線回折法により求めた。MoのKα線を用い、鋼板の板厚1/4面を測定面とした。オーステナイトの(211)面および(220)面のピーク強度と、フェライトの(200)面および(220)面のピーク強度との比(ピーク強度比)から、残留オーステナイトの量(体積率)を算出した。算出した残留オーステナイトの量(体積率)を、残留オーステナイトの面積率とした。
走査型電子顕微鏡(SEM)で撮影した倍率1000~3000倍の圧延方向の断面写真(SEM写真)を用いて、画像解析により、任意に設定した50μm×50μmの正方形領域内に存在する各組織の占有面積を求めた。観察はN=5(観察視野5箇所)で実施した。観察に際しては、ナイタールでエッチングした。SEM写真上において、表面が平滑なものをマルテンサイト、表面に炭化物などが観察されるものを焼戻しマルテンサイトとし、面積率を求めた。
マルテンサイトのアスペクト比は、Photoshop elements 13を用いて、マルテンサイト粒に外接する楕円を描画し、その楕円の長軸長さを短軸長さで除することで算出した。
得られた鋼板を、以下の方法で評価した。結果を下記表3に示す。
まず、得られた鋼板について、引張試験を行なった。引張試験は、鋼板の板幅方向を長手方向としたJIS 5号試験片(JIS Z 2201)を用いて、JIS Z 2241に準拠して行なった。
引張強さ(TS)[MPa]および全伸び(El)[%]を測定し、強度および延性を評価した。引張強さと全伸びとの積(TS×El)を算出して、強度と延性とのバランスを評価した。TS×El≧18000[MPa・%]である場合、加工性に優れると評価した。
更に、得られた鋼板から、100mm×100mmの試験片を採取し、JFST 1001(鉄連規格)に準拠して穴拡げ試験を3回行ない平均の穴拡げ率(λ)[%]を求め、伸びフランジ性を評価した。引張強さと穴拡げ率との積(TS×λ)を算出して、強度と伸びフランジ性とのバランスを評価した。TS×λ≧40000[MPa・%]である場合、加工性に優れると評価した。
上記表3に示すように、No.1~No.8およびNo.27~No.29の鋼板は、いずれも、引張強さが1300MPa以上であり、TS×Elの値が18000MPa・%以上であり、TS×λの値が40000MPa・%以上であり、優れた強度と加工性とを兼ね備えていた。
No.10(Mn量が少ない鋼種Jを使用)は、フェライトが多く、残留オーステナイトが少なく、強度および加工性(延性)が不十分であった。
No.11(Mn量が多い鋼種を使用)は、加工性(延性、伸びフランジ性)が不十分であった。
No.13(温度T1での加熱時間が短い)は、フェライトが多く、強度が不十分であった。
No.14(温度T1での加熱時間が長い)は、マルテンサイトが多く、残留オーステナイトが少なく、アスペクト比が2.0未満のマルテンサイトが多く、加工性(延性、伸びフランジ性)が不十分であった。
No.16(温度T2が高い)は、ベイナイトが少なく、マルテンサイトが多く、残留オーステナイトが少なく、加工性(延性、伸びフランジ性)が不十分であった。
No.18(温度T3での保持時間が短い)は、ベイナイトが少なく、マルテンサイトが多く、残留オーステナイトが少なく、加工性(延性、伸びフランジ性)が不十分であった。
No.19(温度T3での保持時間が長い)は、残留オーステナイトが少なく、加工性(延性)が不十分であった。
No.21(温度T4が高い)は、ベイナイトが少なく、マルテンサイトが多く、残留オーステナイトが少なく、加工性(延性、伸びフランジ性)が不十分であった。
No.23(温度T5での保持時間が短い)は、ベイナイトが少なく、マルテンサイトが多く、残留オーステナイトが少なく、加工性(延性、伸びフランジ性)が不十分であった。
No.24(温度T5での保持時間が長い)は、残留オーステナイトが少なく、加工性(延性)が不十分であった。
No.26(再加熱なし、従来の連続焼鈍)は、焼戻しマルテンサイトが少なく、ベイナイトが多く、マルテンサイトが多く、残留オーステナイトが少なく、加工性(延性、伸びフランジ性)が不十分であった。
Claims (2)
- フェライトの面積率が0%以上10%以下であり、焼戻しマルテンサイトの面積率が40%以上80%未満であり、ベイナイトの面積率が5%以上20%未満であり、マルテンサイトの面積率が0%以上10%以下であり、残留オーステナイトの面積率が10%以上20%以下であるミクロ組織を有する高強度鋼板を製造する方法であって、
質量%で、
C:0.20%以上0.50%以下、
Si:0.5%以上2.5%以下、
Mn:2.5%以上5.0%以下、
P:0.100%以下、
S:0.0500%以下、
Al:0.01%以上0.50%以下、および、
N:0.010%以下を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片を、熱間圧延し、その後、冷間圧延することにより、冷延鋼板を得て、
前記冷延鋼板を、オーステナイト単相域の温度T1で15秒以上1000秒以下加熱し、その後、Ms-50℃以上Ms℃未満の温度T2まで冷却し、その後、500℃以下の温度T3に昇温して15秒以上1000秒以下保持し、その後、Ms-200℃以上であって前記温度T2未満である温度T4まで冷却し、その後、500℃以下の温度T5に昇温して15秒以上1000秒以下保持し、
前記温度T1から前記温度T2までの冷却速度が5℃/秒以上40℃/秒以下であり、
前記温度T2から前記温度T3までの昇温速度が5℃/秒以上50℃/秒以下であり、
前記温度T3から前記温度T4までの冷却速度が5℃/秒以上40℃/秒以下であり、
前記温度T4から前記温度T5までの昇温速度が5℃/秒以上50℃/秒以下である、高強度鋼板の製造方法。
ここで、前記成分組成における成分Xの含有量を単位質量%で[X%]としたとき、Msは、単位℃で、下記式によって求める。
Ms=550-35×[Mn%]-13×[Si%]-10×[Cr%]-12×[Mo%]-600×{1-exp(-0.96×[C%])} - 前記成分組成が、更に、質量%で、
Ti:0.100%以下、
Nb:0.100%以下、
V:0.100%以下、
Ta:0.100%以下、
W:0.500%以下、
Cu:2.00%以下、
Ni:1.00%以下、
Sn:0.200%以下、
Sb:0.200%以下、
Cr:1.000%以下、
Mo:1.000%以下、
B:0.0050%以下、
Mg:0.0050%以下、
Zr:0.100%以下、
REM:0.0050%以下、および、
Ca:0.0050%以下からなる群から選ばれる少なくとも1種を含有する、請求項1に記載の高強度鋼板の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2020019308 | 2020-02-07 | ||
JP2020019308 | 2020-02-07 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2021123801A JP2021123801A (ja) | 2021-08-30 |
JP7276366B2 true JP7276366B2 (ja) | 2023-05-18 |
Family
ID=77458338
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2021015138A Active JP7276366B2 (ja) | 2020-02-07 | 2021-02-02 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP7276366B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR20230066166A (ko) * | 2021-11-05 | 2023-05-15 | 주식회사 포스코 | 내충돌성능 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 |
JP7359332B1 (ja) * | 2022-01-14 | 2023-10-11 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2016199922A1 (ja) | 2015-06-11 | 2016-12-15 | 新日鐵住金株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
JP2017053001A (ja) | 2015-09-09 | 2017-03-16 | 新日鐵住金株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 |
WO2018055695A1 (ja) | 2016-09-21 | 2018-03-29 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板 |
WO2019212045A1 (ja) | 2018-05-01 | 2019-11-07 | 日本製鉄株式会社 | 亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法 |
-
2021
- 2021-02-02 JP JP2021015138A patent/JP7276366B2/ja active Active
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2016199922A1 (ja) | 2015-06-11 | 2016-12-15 | 新日鐵住金株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
JP2017053001A (ja) | 2015-09-09 | 2017-03-16 | 新日鐵住金株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 |
WO2018055695A1 (ja) | 2016-09-21 | 2018-03-29 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板 |
WO2019212045A1 (ja) | 2018-05-01 | 2019-11-07 | 日本製鉄株式会社 | 亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2021123801A (ja) | 2021-08-30 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP5157215B2 (ja) | 加工性に優れた高剛性高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP5463685B2 (ja) | 加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
CA2805834C (en) | High-strength cold rolled sheet having excellent formability and crashworthiness and method for manufacturing the same | |
JP5233142B2 (ja) | 穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板およびその製造方法 | |
US10941476B2 (en) | High strength steel sheet and method for producing the same | |
KR101569977B1 (ko) | 가공성이 우수한 고항복비를 갖는 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법 | |
JP4528137B2 (ja) | 穴拡げ性に優れた高強度高延性薄鋼板の製造方法 | |
US20100037995A1 (en) | High-strength steel sheet superior in formability | |
JP5672421B1 (ja) | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP6597811B2 (ja) | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
JP6597889B2 (ja) | 高強度冷延薄鋼板および高強度冷延薄鋼板の製造方法 | |
JP6965956B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP2008156680A (ja) | 高降伏比を有する高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
JP2008007854A (ja) | 伸びフランジ性に優れた高強度鋼板 | |
JP6973694B1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP4188608B2 (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP7276366B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP2019044269A (ja) | 高強度冷延薄鋼板 | |
JP4156889B2 (ja) | 伸びフランジ性に優れた複合組織鋼板およびその製造方法 | |
JP2006152362A (ja) | 剛性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP4188609B2 (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP2004244665A (ja) | 高強度高延性鋼板及びその製造方法 | |
JP6930682B1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
JPWO2021079753A1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP4188582B2 (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20210922 |
|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20220816 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20220830 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20221017 |
|
A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20221206 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20230302 |
|
C60 | Trial request (containing other claim documents, opposition documents) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: C60 Effective date: 20230302 |
|
A911 | Transfer to examiner for re-examination before appeal (zenchi) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A911 Effective date: 20230317 |
|
C21 | Notice of transfer of a case for reconsideration by examiners before appeal proceedings |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: C21 Effective date: 20230322 |
|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20230404 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20230417 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 7276366 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |