JPWO2017138503A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
[1]成分組成は、質量%で、C:0.20%以上0.40%以下、Si:0.5%以上2.5%以下、Mn:2.4%超え5.0%以下、P:0.1%以下、S:0.01%以下、Al:0.01%以上0.5%以下、およびN:0.010%以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、鋼板組織は、鋼板組織全体に対する面積率で、下部ベイナイトが40%以上85%未満、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトが5%以上40%未満、残留オーステナイトが10%以上30%以下、ポリゴナルフェライトが10%以下(0%を含む)であり、引張強さが1320MPa以上、引張強さ×全伸びが18000MPa・%以上、引張強さ×穴拡げ率が40000MPa・%以上である高強度鋼板。
[2]さらに、前記鋼板組織は、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が2.0μm以下である[1]に記載の高強度鋼板。
[3]さらに、前記鋼板組織は、前記残留オーステナイト中のC量の平均が0.60質量%以上である[1]または[2]に記載の高強度鋼板。
[4]前記成分組成に加えて、質量%で、V:1.0%以下、Mo:0.5%以下、Cu:2.0%以下のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する[1]〜[3]のいずれか1つに記載の高強度鋼板。
[5]前記成分組成に加えて、質量%で、Ti:0.1%以下、Nb:0.1%以下のうちから選ばれる1種または2種を含有する[1]〜[4]のいずれか1つに記載の高強度鋼板。
[6]前記成分組成に加えて、質量%で、B:0.0050%以下を含有する[1]〜[5]のいずれか1つに記載の高強度鋼板。
[7][1]、[4]〜[6]のいずれか1つに記載の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延、冷間圧延を行い、次いで、オーステナイト単相域で15秒以上1000秒以下保持する焼鈍をした後、Ms点-100℃以上Ms点未満の第1温度域まで平均冷却速度3℃/秒以上で冷却し、次いで、300℃以上Bs点-50℃以下かつ400℃以下の第2温度域に昇温し、該第2温度域に15秒以上1000秒以下保持する高強度鋼板の製造方法。
[8]前記熱間圧延では、粗圧延の1パス目の圧下率を10%以上15%以下の範囲とする粗圧延を行い、次いで、仕上げ圧延の1パス目の圧下率を10%以上15%以下の範囲とする仕上げ圧延を行う[7]に記載の高強度鋼板の製造方法。
Cは鋼板の高強度化および安定した残留オーステナイト量を確保するのに必要不可欠な元素である。また、マルテンサイト量の確保および室温でオーステナイトを残留させるために必要な元素である。C含有量が0.20%未満では、鋼板の強度と加工性を確保することが難しい。従って、C含有量は0.20%以上とする。好ましくは0.25%以上であり、さらに好ましくは0.30%以上である。一方、C含有量が0.40%を超えると、部材として加工した際の溶接部および溶接熱影響部の硬化が著しく、溶接性が劣化する。従って、C含有量は0.40%以下とする。好ましくは0.36%以下である。
Siは、固溶強化により鋼の強度向上と炭化物生成の抑制に寄与する有用な元素である。そのため、Siは0.5%以上含有させる。しかしながら、Si含有量が2.5%を超えると赤スケール等の発生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場合があるため、Si含有量は2.5%以下とする。従って、Si含有量は0.5%以上2.5%以下とする。
Mnは、鋼の強化やオーステナイトの安定化に有効であり、本発明において重要な元素である。Mnが2.4%以下の場合には、焼鈍後の冷却速度が3℃/s以上であってもフェライトが10%を超えて生成することがあるため、1320MPa以上の強度確保が難しくなる。そのため、Mnは2.4%超えとする。好ましくは3.0%以上である。しかしながら、Mn含有量が5.0%を超えると鋳造性の劣化やベイナイト変態の抑制などを引き起こす。そのため、Mn含有量は5.0%以下とする必要がある。従って、Mn含有量は5.0%以下とする。好ましくは4.5%以下である。
Pは、鋼の強化に有用な元素である。しかしながら、P含有量が0.1%を超えると、粒界偏析により脆化して耐衝撃性が劣化する。また、鋼板に合金化溶融亜鉛めっき処理を施す場合には、合金化速度を大幅に遅延させる。従って、P含有量は0.1%以下とする。好ましくは0.05%以下である。なお、P含有量は、低減することが好ましいが、0.005%未満とするには大幅なコスト増加を招くため、その下限は0.005%が好ましい。
Sは、MnSなどの介在物となり、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるため、極力低減することが好ましい。従って、S含有量は0.01%以下とする。好ましくは0.005%以下であり、より好ましくは0.001%以下である。なお、S含有量を0.0005%未満とするには大きな製造コストの増加を招くため、製造コストの観点からはその下限は0.0005%が好ましい。
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。この効果を得るためには、Alは、0.01%以上の含有が必要である。一方、Al含有量が0.5%を超えると、連続鋳造時のスラブ割れの危険性が高まる。従って、Al含有量は0.01%以上0.5%以下とする。
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。N含有量が0.010%を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。従って、N含有量は0.010%以下とする。なお、Nを0.001%未満とするには大きな製造コストの増加を招くため、製造コストの観点からは、その下限は0.001%が好ましい。
V、Mo、Cuは、V:1.0%、Mo:0.5%、Cu:2.0%を、それぞれ超えると、硬質なマルテンサイトの量が過大となり、必要な加工性を得ることができなくなる。従って、V、Mo、Cuを含有させる場合には、V、Mo、Cuの1種または2種以上を、それぞれV:1.0%以下、Mo:0.5%以下、Cu:2.0%以下とする。なお、V、Mo、Cuは、焼鈍温度からの冷却時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。このような作用を得るためには、V、Mo、Cuの1種または2種以上を、それぞれV:0.005%以上、Mo:0.005%以上、Cu:0.05%以上含有することが好ましい。
Ti、Nbは、それぞれの含有量が0.1%を超えると加工性および形状凍結性が低下する。従って、Ti、Nbを含有させる場合は、それぞれTi:0.1%以下、Nb:0.1%以下とする。なお、Ti、Nbは、鋼の析出強化に有用であり、その効果を得るためには、Ti、Nbの1種または2種を、それぞれ0.01%以上含有することが好ましい。
Bは、B含有量が0.0050%を超えると加工性が低下する。従って、Bを含有させる場合は、0.0050%以下とする。なお、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・成長することを抑制するのに有用な元素である。その効果を得るためには、Bを0.0003%以上含有することが好ましい。
ベイナイト変態によるベイニティックフェライトの生成は、未変態オーステナイト中のCを濃化させ、加工時に高歪域でTRIP効果を発現して歪分解能を高める残留オーステナイトを得るために必要である。オーステナイトからベイナイトへの変態は、およそ150〜550℃の広い温度範囲にわたって起こり、この温度範囲内で生成するベイナイトには種々のものが存在する。従来は、このような種々のベイナイトを単にベイナイトと規定する場合が多かったが、本発明で目標とする引張強さと加工性を得るためには、ベイナイト組織を明確に規定する必要がある。そこで、本発明では、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトを次のように定義する。以下、図1を参照しながら説明する。
マルテンサイトは硬質相であり、鋼板の強度を上昇させる。また、ベイナイト変態以前にマルテンサイトを生成することにより、ベイナイト変態を促進する。そのため、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトの面積率が5%未満では、ベイナイト変態を十分に促進させることができず、前述の下部ベイナイト面積率を達成できない。一方、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトの面積率が40%以上では、ベイナイト組織が減少し安定した残留オーステナイト量が確保できないため、延性等の加工性が低下することが問題となる。従って、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトの面積率は、5%以上40%未満とする。好ましくは10%以上である。好ましくは30%以下である。
焼戻しマルテンサイトの割合が、全マルテンサイトの面積の80%未満の場合、引張強さは1320MPa以上となるものの、十分な延性が得られない場合がある。これは、高Cを含有する焼入れままのマルテンサイトが極めて硬質で変形能が低く、靭性に劣るため、その量が多くなると歪付与時に脆性的に破壊し、結果的に優れた延性及び伸びフランジ性を得られなくなるからである。このような焼入れままのマルテンサイトは、焼戻すことにより、強度は若干低下するもののマルテンサイト自体の変形能は大幅に改善されるため、歪付与時における脆性的な破壊は生じない。よって、本発明の組織構成によれば、TS×T.ELを18000MPa・%以上、TS×λを40000MPa・%以上を実現できる。また、焼戻しマルテンサイトの割合が全マルテンサイト面積80%以上であれば降伏強さが1000MPa以上確保することが容易となる。従って、マルテンサイトのうち焼戻しマルテンサイトの割合は、鋼板中に存在する全マルテンサイト面積の80%以上が好ましい。さらに好ましくは、全マルテンサイト面積の90%以上である。なお、焼戻しマルテンサイトは、走査型電子顕微鏡(SEM)での観察などによりマルテンサイト中に微細な炭化物が析出した組織として観察されるので、マルテンサイト内部にこのような炭化物が認められない焼入れままのマルテンサイトとは明瞭に区別することができる。組織の面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
残留オーステナイトは、加工時にTRIP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。
ポリゴナルフェライトの面積率が10%を超えると、引張強さ1320MPa以上を満足することが困難になる。これと同時に、加工時に硬質相内に混在した軟質なポリゴナルフェライトに歪が集中することにより加工時に容易に亀裂が発生し、結果として所望の加工性を得られない。ここで、ポリゴナルフェライトの面積率が10%以下であれば、ポリゴナルフェライトが存在しても硬質相中に少量のポリゴナル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、加工性の劣化を避けることができる。また、ポリゴナルフェライトが10%を超えて存在すると降伏強さが1000MPa以下に低下してしまい、自動車部品に適用された場合の部品強度が不十分となる。従って、ポリゴナルフェライトの面積率は10%以下とする。好ましくは5%以下、さらに好ましくは3%以下であり、0%であってもよい。なお、ポリゴナルフェライトの面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
TRIP効果を活用して優れた加工性を得るためには、引張強さが1320MPa以上の高強度鋼板においては、残留オーステナイト中のC量が重要である。本発明の鋼板においては、従来行われている残留オーステナイト中の平均C量(残留オーステナイト中のC量の平均)を測定する方法であるX線回折(XRD)での回折ピークのシフト量から求める残留オーステナイト中の平均C量が0.60質量%以上であれば、より一層優れた加工性が得られる。残留オーステナイト中の平均C量が0.60質量%未満の場合、加工時において低歪域でマルテンサイト変態が生じてしまい、加工性を向上させる高歪域でのTRIP効果を十分に得られない場合がある。従って、残留オーステナイト中の平均C量は0.60質量%以上が好ましい。さらに好ましくは、0.70質量%以上である。一方、残留オーステナイト中の平均C量が2.00質量%を超えると、残留オーステナイトが過剰に安定となり、加工中にマルテンサイト変態が生じず、TRIP効果が発現しないことにより、延性の低下が懸念される。従って、残留オーステナイト中の平均C量は2.00質量%以下とすることが好ましい。
残留オーステナイトの結晶粒径が粗大になると、加工時においてこの大きな残留オーステナイトの変態部分が亀裂の起点となり、伸びフランジ性を劣化させてしまう場合がある。従って、残留オーステナイトの平均結晶粒径は、2.0μm以下が好ましい。より好ましくは1.8μm以下とする。なお、残留オーステナイトの平均結晶粒径は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
本発明の高強度鋼板は、上記成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延、冷間圧延を行い、次いで、オーステナイト単相域で15秒以上1000秒以下保持する焼鈍をした後、Ms点-100℃以上Ms点未満の第1温度域まで平均冷却速度3℃/s以上で冷却し、次いで、300℃以上Bs点-50℃以下かつ400℃以下の第2温度域に昇温し、該第2温度域に15秒以上1000秒以下保持することができる。
本発明において、これらの処理に特に制限はなく、常法に従って行えば良いが、好適な製造条件は次のとおりである。鋼片を、1000℃以上1300℃以下の温度域に加熱した後、粗圧延の1パス目の圧下率を10%以上15%以下の範囲とする粗圧延を行い、次いで、仕上げ圧延の1パス目の圧下率を10%以上15%以下の範囲とし、仕上圧延終了温度を870℃以上950℃以下の温度域とする仕上圧延を行い熱間圧延を終了し、得られた熱延鋼板を350℃以上720℃以下の温度域で巻き取る。ついで、熱延鋼板を酸洗後、40%以上90%以下の範囲の圧下率で冷間圧延を行い板厚0.5mm以上5.0mm以下の冷延鋼板とする。
本発明の鋼板は、マルテンサイト、下部ベイナイトなど、未変態オーステナイトから変態させて得る低温変態相を主相とするものであり、ポリゴナル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での焼鈍が必要である。焼鈍温度に関しては、オーステナイト単相域であれば特に制限はないが、焼鈍温度が1000℃を超えるとオーステナイト粒の成長が著しく、後の冷却によって生じる各相の粗大化を引き起こし、靭性などを劣化させる。従って、焼鈍温度は、オーステナイト変態完了温度:Ac3点(℃)以上とする必要があり、1000℃以下とすることが好ましい。
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%]
また、焼鈍時間が15秒未満の場合には、オーステナイトへの逆変態が十分に進まない場合や、鋼板中の炭化物が十分に溶解しない場合がある。一方、焼鈍時間が1000秒を超えると、多大なエネルギー消費に伴うコスト増を招く。従って、焼鈍時間は15秒以上1000秒以下とする。好ましくは、60秒以上である。好ましくは、500秒以下である。
この冷却は、Ms点:マルテンサイト変態開始温度、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ものである。第1温度域の下限がMs点−100℃未満では、この時点で未変態オーステナイトがマルテンサイト化する量が過大となり、優れた強度と加工性の両立ができない。一方、第1温度域の上限がMs点以上になると、適正なマルテンサイト量が確保できなくなる。従って、第1温度域の範囲は、Ms点-100℃以上Ms点未満とする。好ましくはMs点-80℃以上である。更に好ましくはMs点-50℃以上である。
Ms点(℃) =565-31×[Mn%]-13×[Si%]-12×[Mo%]-600×(1-exp(-0.96×[C%]))
ただし、[X%]は鋼板の成分元素Xの質量%とし、含有しない場合は0とする。
第2温度域では、焼鈍温度から第1温度域までの冷却により生成したマルテンサイトの焼戻しと、未変態オーステナイトを下部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となどにより、オーステナイトの安定化を進める。本発明鋼は、Mn含有量が2.4%超え5.0%以下と多いために、下部ベイナイト変態の適正温度範囲が低温化しており、第2温度域は300℃以上Bs点-50℃以下かつ400℃以下とする必要がある。第2温度域の上限が、Bs点-50℃以下または400℃以下のうち、いずれか低い温度を超える場合は、下部ベイナイトではなく上部ベイナイトを生成したり、ベイナイト変態そのものを抑制したりする。一方、第2温度域の下限が300℃未満の場合は、固溶Cの拡散速度が著しく低下し、下部ベイナイトは生成せずオーステナイト中へのC濃化量が少なくなるため、必要な残留オーステナイト中のC濃度を得られない。従って、第2温度域の範囲は、300℃以上Bs点-50℃以下かつ400℃以下とする。好ましくは、320℃以上である。好ましくは、Bs点-50℃以下かつ380℃以下である。なお、第1温度域は、第2温度域より低い温度である。
Bs点(℃)=830-270×[C%]-90×[Mn%]-83×[Mo%]
ただし、[X%]は鋼板の成分元素Xの質量%とし、含有しない場合は0とする。
各鋼板から圧延方向に平行な断面の板厚中心部を切り出し研磨して、ナイタール腐食後、板幅方向に平行な法線を有する面を走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて3000倍で10視野組織観察して、各組織の面積率を測定し、各結晶粒の組織構造を同定した。組織の面積率は、画像解析により下部ベイナイト、ポリゴナルフェライト、マルテンサイト等に分離し、観察視野面積に対する各組織が占める面積の割合を面積率として求めた。
残留オーステナイト量は、鋼板を板厚方向に板厚の1/4まで研削・研磨し、X線回折強度測定により求めた。入射X線にはCo-Kαを用い、フェライトの(200)、(211)、(220)各面の回折強度に対するオーステナイトの(200)、(220)、(311)各面の強度比から残留オーステナイト量を計算した。なお、ここで求めた残留オーステナイト量を、残留オーステナイト面積率として表3に示す。
残留オーステナイト中のC量の平均は、X線回折強度測定でのオーステナイトの(200)、(220)、(311)各面の強度ピークから格子定数を求め、次の計算式から残留オーステナイト中のC量の平均(質量%)を求めた。
a0 = 0.3580+0.0033×[C%]+0.00095×[Mn%]+0.0056×[Al%]+0.022×[N%]
ただし、a0:格子定数(nm)、[X%]:元素Xの質量%とし、含有しない場合は0とする。なお、C以外の元素の質量%は、鋼板全体に対する質量%とした。
残留オーステナイトの平均結晶粒径は、TEM(透過型電子顕微鏡)で10個の残留オーステナイトを観察し、得られた組織画像に対してMedia Cybernetics社のImage−Proを用いて、各々の面積を求め、円相当径を算出し、それらの値を平均して、残留オーステナイトの平均結晶粒径を求めた。
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に準拠して行った。TS(引張強さ)、T.EL(全伸び)を測定し、引張強さと全伸びの積(TS×T.EL)を算出して、強度と加工性(延性)のバランスを評価した。なお、本発明では、TS≧1320(MPa)の場合を良好とし、また、TS×T.EL≧18000(MPa・%)の場合を良好とした。
穴拡げ率(%)=((d−d0)/d0)× 100
で算出した。同一番号の鋼板について3回試験を実施し、穴拡げ率の平均値(λ%)を求めて、伸びフランジ性を評価した。
引張強さと穴拡げ率の積(TS×λ)を算出して、強度と加工性(伸びフランジ性)のバランスを評価した。なお、本発明では、TS×λ≧40000(MPa・%)の場合を良好とした。 以上の評価結果を表3に示す。
Claims (8)
- 成分組成は、質量%で、
C:0.20%以上0.40%以下、
Si:0.5%以上2.5%以下、
Mn:2.4%超え5.0%以下、
P:0.1%以下、
S:0.01%以下、
Al:0.01%以上0.5%以下、
およびN:0.010%以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、
鋼板組織は、鋼板組織全体に対する面積率で、下部ベイナイトが40%以上85%未満、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトが5%以上40%未満、残留オーステナイトが10%以上30%以下、ポリゴナルフェライトが10%以下(0%を含む)であり、
引張強さが1320MPa以上、引張強さ×全伸びが18000MPa・%以上、引張強さ×穴拡げ率が40000MPa・%以上である高強度鋼板。 - さらに、前記鋼板組織は、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が2.0μm以下である請求項1に記載の高強度鋼板。
- さらに、前記鋼板組織は、前記残留オーステナイト中のC量の平均が0.60質量%以上である請求項1または2に記載の高強度鋼板。
- 前記成分組成に加えて、質量%で、
V:1.0%以下、
Mo:0.5%以下、
Cu:2.0%以下のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する請求項1〜3のいずれか1項に記載の高強度鋼板。 - 前記成分組成に加えて、質量%で、
Ti:0.1%以下、
Nb:0.1%以下のうちから選ばれる1種または2種を含有する請求項1〜4のいずれか1項に記載の高強度鋼板。 - 前記成分組成に加えて、質量%で、B:0.0050%以下を含有する請求項1〜5のいずれか1項に記載の高強度鋼板。
- 請求項1、4〜6のいずれか1項に記載の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延、冷間圧延を行い、
次いで、オーステナイト単相域で15秒以上1000秒以下保持する焼鈍をした後、Ms点-100℃以上Ms点未満の第1温度域まで平均冷却速度3℃/秒以上で冷却し、
次いで、300℃以上Bs点-50℃以下かつ400℃以下の第2温度域に昇温し、該第2温度域に15秒以上1000秒以下保持する高強度鋼板の製造方法。 - 前記熱間圧延では、粗圧延の1パス目の圧下率を10%以上15%以下の範囲とする粗圧延を行い、
次いで、仕上げ圧延の1パス目の圧下率を10%以上15%以下の範囲とする仕上げ圧延を行う請求項7に記載の高強度鋼板の製造方法。
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